BT基無鉛壓電陶瓷的最新進(jìn)展

(西安工業(yè)大學(xué) 陜西省薄膜與光學(xué)檢測技術(shù)重點實驗室,陜西 西安 710021)

壓電材料作為一種能夠?qū)崿F(xiàn)電能-機(jī)械能轉(zhuǎn)換的功能材料,因其優(yōu)異的鐵電、介電和壓電性能已在驅(qū)動器、傳感器、諧振器、超聲換能器、濾波器等電子元器件中得到廣泛應(yīng)用[1-2]。自1950年發(fā)現(xiàn)鋯鈦酸鉛 (PZT)壓電陶瓷以來,市場上所使用壓電陶瓷大部分為鉛基材料。由于原料中PbO是一種有毒物質(zhì),在生產(chǎn)過程中,其粉末以及高溫下?lián)]發(fā)出的氣體易造成環(huán)境污染和危害人類健康;在燒結(jié)過程中PbO易揮發(fā)導(dǎo)致組分偏離,也使材料重復(fù)性和一致性降低。尋找能夠全面代替Pb(Ti,Zr)O3(PZT)的高性能無鉛壓電材料已成為世界性的緊迫課題[3]。

鈦酸鋇 (BaTiO3,BT)作為最早被發(fā)現(xiàn)的一種具有ABO3型鈣鐵礦結(jié)構(gòu)的功能材料,是電子陶瓷中使用最廣泛的材料之一,被譽為 “電子陶瓷工業(yè)的支柱”。到目前為止,鈦酸鋇已經(jīng)是研究得相當(dāng)透徹的無鉛壓電陶瓷[4],然而由于純BT基壓電陶瓷具有較低的居里溫度 (TC約為120℃,工作溫度范圍狹窄)、較差的介電性[5](室溫下相對介電常數(shù)約為1600,居里點附近相對介電常數(shù)高達(dá)10000)難以直接取代含鉛壓電陶瓷。隨著科學(xué)技術(shù)的發(fā)展對壓電元器件的各項性能指標(biāo)要求越來越高,如何在保持該體系材料具備較高室溫相對介電常數(shù)時降低介質(zhì)損耗,如何在高壓電、鐵電性能下保持較高的居里溫度成為研究的熱點。國內(nèi)外學(xué)者對BT基壓電陶瓷進(jìn)行了廣泛的研究,發(fā)現(xiàn)通過離子摻雜或引入新組元可以得到高性能弛豫型壓電陶瓷[6-7],納米級粉體制備方法也會影響其性能,本文總結(jié)了BT基無鉛壓電陶瓷體系的各種改性制備方法及研究趨勢。

1 離子摻雜改性

鈦酸鋇的結(jié)構(gòu)為鈣鈦礦型晶體,Ba2+離子占據(jù)A位,Ti4+位于氧八面體中心的B位。當(dāng)半徑相似的金屬或非金屬離子單個或同時摻入BT基壓電陶瓷中的晶格時,會產(chǎn)生部分A、B位離子取代以及部分A、B空位或氧空位缺陷,引起微觀結(jié)構(gòu)的改變,進(jìn)而影響和改變陶瓷的電學(xué)性能。

1.1 金屬或非金屬離子摻雜改性

周舟等[8]針對鈦酸鋇陶瓷的相對介電常數(shù)數(shù)值不穩(wěn)定,并且隨環(huán)境溫度變化較大的問題,采用液相摻雜的方式制備出了Ba1-xLaxTiO3陶瓷。通過實驗發(fā)現(xiàn)La3+能夠增大鈦酸鋇陶瓷的相對介電常數(shù),居里溫度略有減小,并且使鈦酸鋇陶瓷的彌散相變程度增大,介溫穩(wěn)定性增強,在La3+的摻雜摩爾分?jǐn)?shù)為x=0.5%時,獲得了室溫εr為8000,tanδ約為0.006,TC為109℃的鈦酸鋇陶瓷。同時,La3+的存在對晶粒的生長有抑制作用,隨著La3+摻雜量的增加,晶粒粒徑減小且分布均勻,陶瓷樣品表面缺陷減少導(dǎo)致相對密度增加。 (不同La3+摻雜濃度陶瓷樣品的SEM照片如圖1所示)

Li等[9]開展Fe離子摻雜Ba0.70Ca0.30Ti1-xFexO3陶瓷體系研究,發(fā)現(xiàn)隨Fe摻雜含量x增加居里溫度線性降低,并表現(xiàn)出典型的硬性摻雜特點。Zr4+取代Ti4+可以有效提高BCT陶瓷的壓電性能,隨著Zr含量增加,居里溫度 (TC)逐漸降低,而相應(yīng)的壓電性能逐步提高,該體系最優(yōu)組分 (Ba0.85Ca0.15)(Ti0.9Zr0.1)O3的各項性能分別為:d33=423 pC/N、kp=51.2%、εr=2892、tanδ=1.53%[10]。

圖1 不同La3+摻雜濃度陶瓷樣品的SEM照片:(a)BTL-0;(b)BTL-0.001La3+;(c)BTL-0.003La3+;(d)BTL-0.005La3+[8]Fig.1 SEM images of different La3+doping Ba1-xLaxTiO3ceramics with(a)x=0;(b)x=0.001 La3+;(c)x=0.003 La3+;(d)x=0.005 La3+[8]

1.2 稀土氧化物摻雜改性

Huang等[11]開展 CeO2和 Li2CO3共摻雜(Ba0.85Ca0.15)(Ti0.9Zr0.1)O3無鉛壓電陶瓷改性研究,當(dāng) CeO2、Li2CO3分別為質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.2%和0.6%時,在1050℃低溫?zé)Y(jié)條件下獲得較優(yōu)異的電學(xué)性能:d33=436 pC/N、kp=48.3%和εr=3650。Ma等[12]用Ga2O3摻雜 (Ba0.99Ca0.01)(Zr0.02Ti0.98)O3陶瓷,不僅可以提高電學(xué)性能 (d33=440 pC/N、kp=33.6%、Pr=15.3×10-6C·cm-2)還可以顯著提高其溫度穩(wěn)定性。Li等[13]以及陳慧英等[14]研究了Tb4O7摻雜對BaTiO3陶瓷微觀結(jié)構(gòu)和介電性能的影響,結(jié)果表明當(dāng)Tb摻雜的摩爾分?jǐn)?shù)為2%時,陶瓷的居里溫度降低,室溫相對介電常數(shù)顯著提高,接近5000,介電損耗為4%,介電損耗偏大的現(xiàn)象仍然存在。有研究報道稱摻雜SnO2可以降低BaTiO3的介電損耗,當(dāng)Sn摻雜摩爾分?jǐn)?shù)為15%時,其介電損耗可以降低到2%[15-16]。Chen等[17]開展了關(guān)于Sn、Tb復(fù)合摻雜鈦酸鋇陶瓷介電性能的研究,他們發(fā)現(xiàn)在BaTb0.01SnxTi0.99-xO3體系中,當(dāng)Sn的摻雜摩爾分?jǐn)?shù)為10%,燒結(jié)溫度為1350℃時,BaTb0.01SnxTi0.99-xO3陶瓷居里峰向低溫方向移動,室溫相對介電常數(shù)高達(dá)9069,介電損耗比純BaTiO3還要低,僅為1.1%。大量研究證明,稀土氧化物的摻雜一般可降低陶瓷的介電損耗并提高室溫下的相對介電常數(shù)。孫巧梅[18]研究了Y3+摻雜濃度對NYBT陶瓷介電性能的影響,測試了陶瓷樣品在1 kHz頻率下,相對介電常數(shù)和介電損耗隨溫度的變化曲線,結(jié)果如圖2所示。

圖2 NYBT陶瓷在1 kHz條件下的(a)相對介電常數(shù)和(b)介電損耗隨著溫度的變化曲線[18]Fig.2 Temperature dependences of(a)relative permittivity and(b)dielectric loss of the NYBT ceramics[8]

從圖2中可以看出,在整個測試溫度區(qū)間內(nèi)NYBT陶瓷內(nèi)只有一個介電峰,隨著Y3+摻雜濃度的提高,NYBT陶瓷的居里溫度逐漸下降,居里峰處的相對介電常數(shù)降低,介電峰逐漸寬化,整體的介電損耗值保持在較低水平。根據(jù)稀土離子的取代機(jī)理推斷,占據(jù)A位的Nd3+摻雜是造成居里溫度下降的主要因素,同時與占據(jù)B位的Y3+摻雜共同作用,形成自補償體制,使得NYBT陶瓷在室溫下較寬的溫度區(qū)間內(nèi)擁有較高的相對介電常數(shù)和較好的溫度穩(wěn)定性。類似的現(xiàn)象在La、Ga共摻雜的陶瓷體系中也被發(fā)現(xiàn)過[19]。

2 多組元摻雜改性

PZT壓電陶瓷在準(zhǔn)同型相界 (MPB)附近具有優(yōu)異的電學(xué)性能,同樣,通過向BT基陶瓷材料中引入一種或多種體系,尋求該二元或多元體系的準(zhǔn)同型相界 (MPB)也是目前對BT改性的重要方法之一。

2.1 BCT-xBZT體系

Ba(Ti0.8Zr0.2)O3-x(Ba0.7Ca0.3)TiO3(BCT-xBZT)是2009年由Liu等[20]設(shè)計開發(fā)的一種新型無鉛壓電材料,通過觀察其相圖發(fā)現(xiàn)了三相準(zhǔn)同型相界 (TMPB),在立方相、鐵電相和四方相的三相點處出現(xiàn)最高壓電性能 (如圖3(a)所示)d33=620 pC/N,達(dá)到且超越了一般含鉛壓電陶瓷的性能(如圖3(b)所示),為取代PZT陶瓷創(chuàng)造了可能。Liu等研究發(fā)現(xiàn),當(dāng)x=0.5時該體系陶瓷的電致應(yīng)變dS/dE達(dá)到最大值1140 pm/V,遠(yuǎn)大于傳統(tǒng)鉛基陶瓷PZT的360～900 pm/V,這種情況在無鉛壓電陶瓷中極為鮮見。

圖3 (a)BCT-xBZT的三相點; (b)BCT-xBZTd33與其他體系材料壓電性能d33比較[20]Fig.3 (a)Phase diagram of BCT-xBZT;(b)Comparison of piezoelectric properties of BCT-xBZT and other system materials[20]

BCT-xBZT體系自發(fā)現(xiàn)至今,一直是人們研究的熱點。Zhou等[21]開發(fā)設(shè)計了具有 TMPB的Ba(Ti0.8Hf0.2)O3-x(Ba0.7Ca0.3)TiO3(BHT-xBCT),常溫下其d33可達(dá)550 pC/N;Xue等[22]制備出Ba(Sn0.12Ti0.88)O3-x(Ba0.7Ca0.3)TiO3(BST-xBCT)體系陶瓷,室溫下壓電常數(shù)高達(dá)596 pC/N;Bai等[23]在Ba0.85Ca0.15Zr0.1Ti0.9O3中加入Bi(Mg0.5Ti0.5)O3作為第二組分設(shè)計了(1-x)BCZT-xBMT二元體系,并得到居里溫度為218℃且介電損耗值小于1%的0.4BCZT-0.6BMT材料;姚利蘭等[24]在研究中測試了(Ba0.85Ca0.15)(Ti0.9Zr0.08Sn0.02)O3-xTbDyFe(BCZTS-xTbDyFe,質(zhì)量分?jǐn)?shù)x=0～0.4%)中TbDyFe含量對BCZTS陶瓷微結(jié)構(gòu)、壓電、介電和鐵電性能的影響,加入TbDyFe后體系出現(xiàn)介電弛豫行為,陶瓷晶粒尺寸變小,當(dāng)質(zhì)量分?jǐn)?shù)x=0.1%時,該材料的綜合性能獲得最優(yōu)值:d33=500 pC/N,kp=40%,Ec=2×103V/cm,εr約為 5955,tanδ約為 1.9%。為了獲得更加優(yōu)異壓電性能的材料,有關(guān)該體系的不同配比改性研究還在進(jìn)行中。

2.2 BT-BNT體系

Bi0.5Na0.5TiO3(BNT)體系也是目前研究較熱的無鉛壓電陶瓷之一,它因具有較大的機(jī)電耦合系數(shù)、較高的居里溫度以及優(yōu)良的電學(xué)性能而備受外界關(guān)注。然而純的BNT在室溫下矯頑場較高,難以充分極化,并且BNT陶瓷的燒結(jié)窗口溫度范圍比較狹窄,燒結(jié)整體的穩(wěn)定性難以控制。Takennka等[25]對這兩個體系進(jìn)行了改性研究,他們將BT作為第二組元引入BNT中,即形成 (1-x)BNT-xBT固溶體 (MPB處為三方-四方共存),大量試驗測試結(jié)果表明,在x=0.06～0.07處 (1-x)BNT-xBT體系的準(zhǔn)同型相界出現(xiàn),且當(dāng)x=0.06時,陶瓷的d33、kp、εr和tanδ達(dá)到最優(yōu)值,矯頑場也明顯降低(Ec=30×103V/cm)。冷森林等[26]采用傳統(tǒng)的固相法制備了(1-x)BaTiO3-x(Bi0.5Na0.5)TiO3陶瓷,摻入摻雜摩爾分?jǐn)?shù)為0.3%的Nb在氮氣中燒結(jié),當(dāng)x的摻雜摩爾分?jǐn)?shù)從1%增至60%時,陶瓷的居里溫度從 150℃升至 235℃。張文婷等[27]將(Na0.5Bi0.5)0.94Ba0.06TiO3粉體在氮氣和氧氣中燒結(jié)獲得了高介電低損耗 (相對介電常數(shù)N2-6353、O2-7417,tanδ均接近1.1%)、居里溫度較高 (N2-248℃、O2-258℃)的陶瓷。試驗結(jié)果表明不同燒結(jié)氣氛在陶瓷樣品中引入的點缺陷濃度不同,在氮氣中燒結(jié)的試樣的點缺陷濃度較在氧氣中燒結(jié)試樣高,試樣的衍射峰角度更多地移向高角度,引起晶胞收縮,使得在氮氣中燒結(jié)陶瓷試樣的平均晶粒尺寸 (2.1 μm)明顯大于在氧氣中燒結(jié)陶瓷試樣的平均晶粒尺寸 (1.0 μm)。

除了上述的二元體系外,Nagata等[28]將BT作為第三組元引入BNT-BKT體系,成功合成了一種新型無鉛壓電陶瓷體系BNT-BKT-BT,該體系的居里溫度明顯提高,高達(dá)300℃。

2.3 BT-BF體系

BaTiO3-BiFeO3(BT-BF)體系壓電陶瓷材料由于具有較高壓電系數(shù)以及較高居里溫度,成為無鉛壓電材料中最有可能取代PZT壓電陶瓷的候選材料。純BT基陶瓷材料很難在較高的溫度下使用,通過引入第二相鐵酸鉍后,其居里溫度通常可達(dá)到280℃以上,甚至更高。黃文鵬等[29]采用固相燒結(jié)法制得(1-x)Ba0.865Ca0.135Ti0.91Zr0.09O3-xBiFeO3((1-x)BCZT-xBF,x=0.1～0.8)陶瓷,并對其10 kHz下的介電-溫度性能進(jìn)行了分析,結(jié)果表明隨著BiFeO3含量的增加,居里溫度TC值先增加后減少,在BCZT-0.7BF組分時的TC值最大,達(dá)到335.5℃。然而,由于氧空位引起的低電阻率和鐵離子 (Fe3+和Fe2+)的價態(tài)波動使極化過程困難,并限制了其器件應(yīng)用[30-31]。筆者所在研究組早期對Mn摻雜摩爾分?jǐn)?shù)為0.4%的0.78BiFeO3-0.22BaTiO3陶瓷的電學(xué)性能進(jìn)行了研究,在真空退火的方式下獲得了自發(fā)極化強度 (65.2×10-6C·cm-2)和剩余極化強度 (59.5×10-6C·cm-2)均較高的 BF-BT陶瓷[32]。Li等[33]對 0.71BiFeO3-0.29BaTiO3陶瓷進(jìn)行了Mn摻雜改性,并在O2氣氛中燒結(jié),得到高性能的無鉛高溫陶瓷體系 (BFBT-x%Mn)。Mn的存在顯著增強了BF-BT-x%Mn陶瓷的介電和壓電性能。表1列出了BF-BT-x%Mn陶瓷以及其他BF-BT改性高溫型壓電陶瓷的介電、鐵電和壓電性能[34-42]。

比較表1數(shù)據(jù)可得,0.71BF-0.29BT陶瓷的介電損耗tanδ從0.082降低到0.044,壓電常數(shù)d33從75 pC/N增加到169 pC/N,顯示出Mn的引入使得陶瓷的介電和壓電性能顯著提高。同時,隨著Mn含量的增加,BF-BT-x%Mn陶瓷的居里溫度TC略有下降。BF-BT-1.2%Mn陶瓷的TC值為506℃,與表1所示其他組分相比高出約30～80℃。BF-BT-1.2%Mn的Td比TC低7℃,具有優(yōu)異的電熱穩(wěn)定性。因此,Mn改性的BF-BT陶瓷具有更好的相容性能,大大提高了BF-BT陶瓷的應(yīng)用前景。

表1 BiFeO3基高溫陶瓷性能[34-42]Tab.1 Properties of BiFeO3based high temperature ceramics[34-42]

3 燒結(jié)助劑改性

在壓電陶瓷燒結(jié)的過程中加入燒結(jié)助劑不僅可以降低燒結(jié)溫度減少能耗,還可以改善陶瓷制品的表面性能減少缺陷。同時,部分燒結(jié)助劑中的陽離子還可取代晶體中的離子,產(chǎn)生空位、畸變等缺陷,改變陶瓷的電學(xué)結(jié)構(gòu),從而使其整體性能得到改善。目前低溫?zé)Y(jié)的方式主要有固溶作用、液相燒結(jié)和過渡液相燒結(jié)三種。Cui等[43]把CeO2作為助燒劑引入(Ba0.85Ca0.15)(Ti0.9Zr0.1)O3體系中,發(fā)現(xiàn)燒結(jié)溫度從1540℃降低至1350℃,壓電常數(shù)仍處于較大值600 pC/N,常溫εr接近5000,介質(zhì)損耗低至1.2%。Chao等[44]利用Li2O3能在較低溫度下產(chǎn)生液相的特點使得(Ba0.85Ca0.15)(Ti0.9Zr0.1)O3陶瓷的燒結(jié)溫度降低至1260℃,同時壓電系數(shù)高達(dá)436 pC/N,介電損耗僅有 1.7%。上述 Cui、Chao以及Liu等報道的BZT-BCT無鉛壓電陶瓷雖具有優(yōu)異的壓電性能,但是其燒結(jié)溫度較高、能耗大且溫度穩(wěn)定性較差,對其使用價值造成了相當(dāng)大的影響。一般BCZT陶瓷的溫度穩(wěn)定性可以由0.45BCT-0.55BZT和0.5BCT-0.5BZT兩組分代表,對于0.5BCT-0.5BZT而言,雖在20℃附近具有620 pC/N的較高壓電性能,但當(dāng)升高至60℃時其壓電常數(shù)值減少36%,降至400pC/N,0.45BCT-0.55BZT組分d33在小溫度范圍內(nèi)也不是很穩(wěn)定。0.45BCT-0.55BZT和0.5BCT-0.5BZT的d33-T曲線如圖4所示。

圖4 0.5BCT-0.5BZT和0.45BCT-0.55BZT的溫度穩(wěn)定性[20]Fig.4 Temperature stability of 0.5BCT-0.5BZT and 0.45BCT-0.55BZT[20]

2016年,謝雪珂[45]分別選用LiO2、CuO和玻璃相CuO-B2O3-SiO2對(Ba0.85Ca0.15)(Ti0.9Zr0.1)O3進(jìn)行微量摻雜,采用傳統(tǒng)的固相燒結(jié)法制備出了壓電、鐵電性能穩(wěn)定性較好的陶瓷材料。他們分別選取了三者摻雜組分性能最優(yōu)處的各項指標(biāo)進(jìn)行了比較,如表2所示。

表2 不同BT基助燒劑改性陶瓷的性能對比[45]Tab.2 Comparison of properties of different BT based sintering aids modified ceramics[45]

由表2可以看出,玻璃相CBS的摻雜在降低燒結(jié)溫度的同時對其他性能的改善也比較明顯,并且居里溫度與純BCZT最為接近。在燒結(jié)過程中,一方面,低熔點的CuO和BaO形成液相降低燒結(jié)溫度抑制陶瓷空隙的生成,另一方面,B2O3在800℃以上自動揮發(fā)在降低燒結(jié)溫度的同時減少對陶瓷基體的副作用。其壓電系數(shù)的變化率在30～80℃內(nèi)也基本保持在20%左右,極好地保障了BCZT陶瓷的工作穩(wěn)定性。

4 鈦酸鋇基粉體制備

粉體的制備是陶瓷生產(chǎn)工藝中必不可少的環(huán)節(jié),粉體質(zhì)量的好壞對壓電陶瓷材料的各項性能有著極其嚴(yán)重的影響。在對鈦酸鋇基無鉛壓電材料進(jìn)行了大量的摻雜試驗后,優(yōu)質(zhì)粉體的制備已經(jīng)成為鈦酸鋇基陶瓷材料改性研究的熱點方向。目前廣泛使用的制備方法是濕化學(xué)法,與固相法相比它能夠在分子水平上將原料均勻混合,并且能在較低的溫度下制備出亞微米級甚至納米級的鈦酸鋇基粉體,以滿足高性能多層陶瓷電容器的使用[46-48]。

4.1 溶膠法

溶膠-凝膠法是一種由化學(xué)液相反應(yīng)控制陶瓷粉體制備的方法,能夠較好地控制參與化學(xué)反應(yīng)組分的計量比從而得到混合均勻、粒徑小、雜質(zhì)少、燒結(jié)活性高的納米級粉體[49]。制備鈦酸鋇粉體的主要步驟是:將一定濃度的Ba或Ti的醇鹽混入有機(jī)溶劑中,經(jīng)過水解-聚合反應(yīng)形成透明的凝膠,將該凝膠進(jìn)一步脫水干燥煅燒 (煅燒溫度保持在500℃左右)后即得BaTiO3粉體。燕小斌[50]采用溶膠-凝膠法制備了粒徑為20 nm的(Ba0.85Ca0.15)(Zr0.1Ti0.9)O3粉體,用該粉體制得的陶瓷壓電性能良好,MPB最優(yōu)組分處d33=280 pC/N,基體相對密度接近98.1%,燒結(jié)溫度也下降了200℃左右。Xin等[51]采用溶膠-凝膠法制備出晶粒尺寸符合30～40 nm的Sc摻雜BaTiO3基粉體,該粉體的燒結(jié)活性較高,燒結(jié)溫度僅需保持在1200℃便可獲得較穩(wěn)定的陶瓷材料。此外,邵志鵬等[52]采用非水解溶膠-凝膠法在相對較低的溫度下 (650℃)合成了粒徑介于15～25 nm的鈦酸鋇粉體。同年,凌云等[53]在更低的溫度下 (550℃)合成了粒徑介于40～60 nm的鈦酸鋇粉體。該方法省去了水解過程雖具有溫度低、周期短、操作簡單等優(yōu)點但制得的粉體粒徑分布比較狹窄、部分晶粒還會發(fā)生異常長大,要想擴(kuò)大其使用范圍還需要國內(nèi)外學(xué)者進(jìn)一步的探索。

4.2 水熱合成法

水熱合成法是目前粉體制備使用最廣泛的方法之一。通過該方法制得的BT基粉體具有晶粒尺寸均勻、晶體純度高、形貌可調(diào)控等優(yōu)點,水熱法的環(huán)境溫度維持在200℃左右,與傳統(tǒng)固相法的900℃相比,成本降低能耗減少,具有極高的生產(chǎn)價值。Zhang等[54]采用水熱合成法制備出了 La3+/Ca2+共摻雜的高介電、低損耗的BaTiO3基陶瓷材料,當(dāng)La3+、Ca2+的摻入摩爾比為1∶1時,陶瓷體獲得最高的室溫相對介電常數(shù) (εr=3798)以及最低的介電損耗 (tanδ=0.0189)。Sun等[55]基于水熱合成法并結(jié)合快速微波燒結(jié)工藝制備了不同濃度La3+離子摻雜的(Ba0.9Ca0.1)(Ti0.9Zr0.1)O3-xLa陶瓷體系,研究結(jié)果表明少量La3+(x＜1.5%)摻雜會使陶瓷介電性能降低,隨著x增加(x≥1.5%)陶瓷向具有正溫度效應(yīng)(PTC)的半導(dǎo)體轉(zhuǎn)變。

微波水熱法是一種近年來極具發(fā)展?jié)摿Φ姆垠w制備方法,因具有較高的合成速率與效率,在當(dāng)今節(jié)能減排的社會理念中具有極大的發(fā)展趨勢。徐蘭[56]對比不同溫度、堿度、保溫時間對鈦酸鋇納米粉體制備的影響得出在堿度為1M、Ba/Ti摩爾比為1時180℃保溫20 min可制得粒徑約為50 nm的鈦酸鋇粉體,將該粉體在1325℃下燒結(jié)數(shù)小時可獲得晶體結(jié)構(gòu)致密介電損耗較低的鈦酸鋇陶瓷。

4.3 化學(xué)共沉淀法

采用化學(xué)沉淀法制備納米級鈦酸鋇粉體的一般反應(yīng)過程如下[57-58]:

該方法通過化學(xué)反應(yīng)將所要摻雜的元素混入原料中,可以較直接地獲得某種配方的粉體原料,該粉體質(zhì)量比較穩(wěn)定,純度較高,同時具有操作簡單、成本低投資少等優(yōu)點。孫思等[59]利用該方法制得顆粒質(zhì)量中粒徑為270 nm、粒度分布均勻的四方相鈦酸鋇粉體,將粉體在1260℃下燒結(jié)2 h可得到室溫相對介電常數(shù)為1763的鈦酸鋇陶瓷。白改玲等[60]研究了反應(yīng)條件對共沉淀法制備納米鈦酸鋇粉體的影響,在最佳實驗條件:pH=3.14,煅燒溫度900℃下,制得晶粒分布均勻粒徑為37.2 nm的純BaTiO3粉體,并且在pH值為2～4范圍內(nèi),pH值越大,粉末的粒徑越小。陳杰等[61]利用微波輔助草酸鹽沉淀法,以鈦酸四丁酯、硝酸鋇和草酸為原料在80℃下保溫10 min后經(jīng)1 h(700℃)的煅燒制備了尺寸在30～50 nm的鈦酸鋇粉體,以此粉體測得的鈦酸鋇陶瓷在1 kHz下介電損耗由0.207顯著降低至0.043。

5 結(jié)論及展望

本文總結(jié)了近年國內(nèi)外對BT基陶瓷材料的研究現(xiàn)狀,盡管BaTiO3基陶瓷有居里溫度比較低的缺點,但由于其原料的成本低,壓電活性強的優(yōu)勢使得鈦酸鋇基陶瓷通過優(yōu)化改性取代鉛基壓電材料成為可能。為進(jìn)一步優(yōu)化BT基無鉛壓電陶瓷的性能,擴(kuò)大該體系材料的實用應(yīng)用范圍,在今后的研究工作中,可從以下幾個方面進(jìn)行深入探索:在已獲得且研究較成熟的陶瓷體系中繼續(xù)進(jìn)行A位或B位離子摻雜,改善BT基陶瓷的溫度穩(wěn)定性和時間穩(wěn)定性;向體系中引入高居里溫度的鐵電體,提高BT基陶瓷的居里溫度;采用新的燒結(jié)工藝研究BT基陶瓷的低溫?zé)Y(jié)與超低溫?zé)Y(jié)以節(jié)約能源;進(jìn)一步開發(fā)研究實用高效的粉體制備方法,將兩種或多種合成方法結(jié)合,優(yōu)化陶瓷粉體的性能。