锆酸钡掺杂铌酸钾钠基无铅压电陶瓷的相结构及电学性能

张 源，吴 波，李美亚，朱永丹，刘显明，任达华

1. 湖北民族大学 信息工程学院，湖北 恩施445000；2. 西南民族大学 电子信息学院，四川 成都610041；3. 武汉大学物理科学与技术学院，湖北武汉430072

0 引 言

压电陶瓷作为一种可实现机械能与电能相互转换的功能材料，已被广泛应用于人类日常生活、工业生产活动以及国防安全领域［1，2］。压电陶瓷应用领域以性能优异的锆钛酸铅Pb（Zr，Ti）O3（PZT）基压电陶瓷为代表的铅基压电陶瓷占据主导地位［3，4］。然而，生产PZT 基压电陶瓷的原料中含高达60%以上的PbO 或Pb3O4。铅是有毒的重金属元素，在大规模的生产、使用和废弃过程中易对人类健康和生态环境造成严重危害。目前，为了维护环境的可持续发展，一些国家如中国、日本已经颁布法令，禁止或限制铅基压电陶瓷的使用。因此，发展无铅压电陶瓷具有重大的科学价值和紧迫的市场需求［1～4］。

2004 年，Saito 等［4］采用反应模板晶粒生长法，制备了织构化（K，Na，Li）（Nb，Sb，Ta）O3无铅压电陶瓷，构建了正交-四方（O-T）相界，其压电常数d33高达416 pC/N，性能与传统Pb（Zr，Ti）O3（PZT）基陶瓷相当，使得铌酸钾钠（（K0.5Na0.5）NbO3，KNN）基陶瓷引起了极大关注。为了进一步提高KNN 基陶瓷的性能，在KNN 基陶瓷中构建类似于PZT 体系的三方-四方（R-T）准同型相界的新型相界已成为目前研究的热点之一［5～8］。近几年来，学者们分别 研 究 了Sb 元 素、Bi0.5M0.5NO3（M=K，Na，Li，Ag；N=Ti，Zr，Sn，Hf）及ABO3型化合物对KNN基陶瓷相结构及电学性能的影响，如利用Sb 元素取代KNN 中B 位Nb［9～15］，同时移动三方-正交（R-O）和正交-四方（O-T）相界至室温附近，构建多相共存相界；在KNN 中引入Bi0.5M0.5NO3（M=K，Na，Li，Ag；N=Ti，Zr，Sn，Hf）［16～20］化 合 物也能同时移动R-O 和O-T 相界，并在室温附近获得多相共存 区 域；另 外，ABO3［9，10，16～18］型化合物同样也对多相共存相界的构建有积极作用。 虽然Sb、Bi0.5M0.5NO3及ABO3型化合物对构建多相共存相界都有促进作用，但对相界的移动速度、相界中相比例等的影响都存在差异［8］，因此深入开展相关化合物对相界结构和电学性能的研究具有重要意义。BaZrO3（BZ）作为一种ABO3型化合物，添加到KNN基陶瓷中能够明显移动其R-O 相界，从而增加KNN 基陶瓷的压电性能［8］。但是，仅利用BZ 掺杂KNN 基陶瓷，只能有限地增强其压电性能，与PZT基陶瓷的性能相比仍有一定的差距［8］，亟待进一步优化BZ 掺杂KNN 基陶瓷体系的电学性能。

因此，本文设计了一种锆酸钡掺杂铌酸钾钠基无铅 压 电 陶 瓷（0.97-x）K0.5Na0.5Nb0.965Sb0.035O3-0.03Bi0.5Na0.5Zr0.8Sn0.2O3-xBaZrO3（KNNS-BNZSxBZ，x=0，0.010，0.015，0.020 和0.025），系统地研究了BZ 对KNN 基陶瓷相结构和电学性能的影响，获得了兼具高压电性能及良好温度稳定性的陶瓷组分。

1 实验部分

1.1 样品制备

采用传统固相法制备KNNS-BNZS-xBZ（x=0，0.010，0.015，0.020 和0.025）陶瓷。按照化学计量比称取原材料Na2CO3（99.8%）、K2CO3（99%）、Nb2O5（99.5%）、Sb2O3（99%）、BaCO3（99%）、Bi2O3（99%）、SnO2（99.5%）、ZrO2（99%），以无水乙醇为介质，在球磨罐中球磨24 h，取出，烘干，于850 ℃预烧6 h。将粉料再次球磨6 h，取出，烘干，加入适量聚乙烯醇（polyvinyl alcohol，PVA）进行造粒。将颗粒在10 MPa 下干压成直径10 mm，厚度1 mm 的圆片，排胶后，于1 090～1 120 ℃烧结3 h 得到陶瓷片。在陶瓷片的两个表面均匀涂上银浆，烘干，于700 ℃保温10 min 烧制银电极。室温下在硅油中施加3 kV/mm 的直流电压极化30 min，静置24 h 后测其电学性能。

1.2 性能测试

采 用D/Max 2500 型X 射 线 衍 射 仪（XRD，Rigaku 公司）对陶瓷片进行物相分析；采用JSM-5900LV 型扫描电子显微镜（SEM，日本电子光学实验室公司）对陶瓷片进行表面形貌观察；采用ZJ-3A 型准静态d33测量仪（中国科学院声学研究所）测定陶瓷样品的压电常数；采用E4980A 型LCR 测试仪（Agilent 公司）测试陶瓷样品的介温曲线；采用4990A 型数字电桥（Agilent 公司）测试室温下陶瓷样品的介电性能（介电常数和介电损耗）；采用TF2000E 型铁电压电综合测试系统（aixACCT 公司）测试陶瓷样品的电滞回线和应变曲线。

2 结果与讨论

2.1 结构分析

图1（a）为KNNS-BNZS-xBZ 陶瓷的XRD 图。从图1（a）可以看出，所有样品的XRD 图与标准PDF#71-0947、#77-1098、#71-0948 相 吻 合，均呈现典型的钙钛矿结构，没有杂相出现，表明BZ、BNZS 和KNNS 形成了稳定固溶体。另外，根据上述标准PDF 卡片，对比样品2θ为45°附近的衍射峰峰型特征及峰强度，可初步判断所有陶瓷组分均为混合相结构。

为进一步分析KNNS-BNZS-xBZ 陶瓷的相结构的变化，对x=0 和x=0.015 两个样品进行Rietveld 结构精修，结果如图1（b）所示。其中，Iobs为XRD 测 试 强度，Ical为XRD 计算强 度，diff 为Iobs与Ical之差。图1（b）显示，利用O、T 或者R、T 两相拟合的结果与实验值一致，表明x=0 陶瓷样品为O-T相共存，x=0.015 陶瓷样品为R-T 相共存。

图1 KNNS-BNZS-xBZ 陶瓷的XRD 图(a)和Rietveld 精修XRD 图(b)Fig.1 XRD patterns(a)and Rietveld refinement on XRD patterns(b)of KNNS-BNZS-xBZ ceramics

根据计算，KNNS-BNZS-xBZ 陶瓷的晶体结构参数如下：

1）当x=0 时，拟合优值Sig=1.87，加权图形剩余方差因子Rw=4.87%，符合精修要求；O 相的体积百分含量为33.39%，T 相的体积百分含量为66.61%；O 相 的 晶 胞 参 数a=0.396 52 nm，b=0.564 23 nm，c=0.565 93 nm；T 相的晶胞参数a=0.396 81 nm，c=0.397 72 nm。

2）当x=0.015 时，其Sig=1.85，Rw=5.30%，精修结果满足要求；R 相的体积百分含量为64.19%，T 相的体积百分含量为35.81%；R 相晶胞参数a=b=c=0.398 37 nm，α=89.879 8°；T 相晶胞参数a=b=0.397 83 nm，c=0.400 12 nm；添加新组元BZ 后，KNNS-BNZS-xBZ 陶瓷从O-T 相变为R-T 相，这主要是由于BZ 和Sb5+作用相似，大幅提升了三方-正交相转变温度（TR-O），略微降低了正交-四方相转变温度（TO-T）［8］。

为了更准确地判断陶瓷相结构随BZ 含量的变化，测试了陶瓷组分的低温（-150～200 ℃）介温(εr-T)曲线、高温（25～450 ℃）介温曲线，结果如图2（a）（b）所示。结合图1 和图2，推导并绘制了KNNSBNZS-xBZ 陶瓷体系的相图，如图2（c）所示。

图2 KNNS-BNZS-xBZ 陶瓷的εr-T(-150～200 ℃)曲线(a)、εr-T(25～450 ℃)曲线(b)和相图(c)Fig.2εr-T(-150-200 ℃)curves (a),εr-T(25-450 ℃)curves (b), and phase diagram (c) of KNNS-BNZS-xBZ ceramics

从图2（a）可以看出，所有KNNS-BNZS-xBZ陶瓷组分均呈现出明显的介电反常峰，根据其位置可判断陶瓷发生的相变情况。当x=0，0.010 时，可观察到两个介电反常峰，分别为R-O 相转变峰和O-T 相转变峰。随着BZ 含量的增加，TR-O和TO-T慢慢向室温靠近。当0.015≤x≤0.025 时，只观察到一个介电反常峰，为R-T 相转变峰，而且三方-四方相转变温度（TR-T）基本不随BZ 含量的改变而改变。

从图2（b）可以看出，KNNS-BNZS-xBZ 陶瓷在所测温度范围内只有一个介电反常峰，对应于居里温度TC，其值随BZ 含量的增加而略有下降。当x=0.015 时，TC=241 ℃。

由图2（c）可知，当BZ 含量增加时，陶瓷的TC从272 ℃（x=0）下降至195 ℃（x=0.025）。当x=0时，KNNS-BNZS-xBZ 陶瓷在室温下为O-T 相共存；随着BZ 含量的增加，KNNS-BNZS-xBZ 陶瓷的TR-O和TO-T慢慢向室温靠近，并在x=0.015 时合并为TR-T，陶瓷变为R-T 相共存；进一步增加BZ 的含量，KNNS-BNZS-xBZ 陶瓷的TR-T基本保持不变。通过添加新组元BZ，可同时提升KNNS-BNZSxBZ 陶瓷的TR-O和降低TO-T，并在室温下成功构建R-T 相共存相界。

2.2 形貌表征

x=0，0.015 和0.025 时，陶瓷的表面形貌和晶粒分布情况分别如图3（a）～（c）和图4（a）～（c）所示。由图3 和图4 可知，BZ 的添加对KNNS-BNZS-xBZ 陶瓷的表面形貌有较大影响，平均晶体粒径分别约为3.38 μm（x=0）、3.05 μm（x=0.015）、1.54 μm（x=0.025），随BZ 的含量增加而降低。未掺入BZ 的陶瓷晶粒大小不一，而随着BZ 含量的增加，KNNS-BNZS-xBZ 陶瓷的大晶粒数量降低，小晶粒数量增加，晶粒尺寸减小，变成较为均一的小晶粒。这可能是由于部分Ba2+及Zr4+不能进入晶格，富集于晶界，而BaZrO3本身烧结困难，因此在烧结过程中阻碍了晶粒的融合长大，导致晶粒出现明显的细化［8，21～23］。

图3 KNNS-BNZS-xBZ 陶瓷的SEM 图Fig.3 SEM images of KNNS-BNZS-xBZ ceramics（a）x=0；（b）x=0.015；（c）x=0.025

图4 KNNS-BNZS-xBZ 陶瓷的晶粒尺寸分布Fig.4 grain size distribution of KNNS-BNZS-xBZ ceramics（a）x=0；（b）x=0.015；（c）x=0.025

2.3 电学性能

图5（a）～（c）分别为KNNS-BNZS-xBZ 陶瓷的电滞回线、双轴应变曲线和单轴应变曲线，测试电场为30 kV/cm，频率为1 Hz。图5 中，E（kV/cm）为电场强度，P（μC/cm2）为 极 化强度，Strain 为 应变，Suni为单轴应变。 从图5（a）～5（c）可以看出，所有的KNNS-BNZS-xBZ 陶瓷组分均呈现出典型的电滞回线、饱和的“蝶形曲线”和标准的单轴应变曲线，说明在x=0～0.025 范围内，所有的KNNS-BNZS-xBZ 陶瓷均为铁电相。

图5 KNNS-BNZS-xBZ 陶瓷的电滞回线(a)、双轴应变曲线(b)和单轴应变曲线(c)Fig.5P-Eloops (a),S-Eloops (b), andSunicurves (c)of the KNNS-BNZS-xBZ ceramics

为了进一步分析KNNS-BNZS-xBZ 陶瓷的铁电性能和应变性能随BZ 含量的变化情况，考察了剩余极化强度（Pr）、矫顽场（Ec）、正极应变（Spos）、负极应变（Sneg）、单轴应变（Suni）和逆压电系数（d*33）随BZ 的变化，结果如图6（a）～6（f）所示。

由图6（a）和6（b）可知，随着BZ 含量的增加，KNNS-BNZS-xBZ 陶 瓷的Pr单调 下降，而Ec略微下降，表明添加BZ 降低了KNNS-BNZS-xBZ 陶瓷的铁电性能。由图3 和图4 结果看，添加BZ 使陶瓷晶粒细化，使内部电畴翻转和畴壁移动变得困难［24～26］，可能是造成Pr下降的原因。

由图6（c）可知，Spos随BZ 含量的增加先增加后缓慢减小，在x=0.015 处，Spos达到最优值0.126%。由 图6（d）可 知，KNNS-BNZS-xBZ 陶 瓷 的Sneg随BZ 含量的增加而减小，可能是由于相界从O-T 演变到R-T 过程中非180o畴数量减少［18，27］所致。

由图6（e）可知，Suni随BZ 含量的增加先增加后减小，当x=0.015 时，Suni达到最优值0.138%，推测是得益于在R-T 相界的本征压电响应和非本征的电 畴 运 动［7，18］。d*33（Suni/Emax）随BZ 的 变 化 情 况 与Suni的变化高度一致，同样在x=0.015 时，d*33达到最优值460 pm/V，如图6（f）所示。

图6（g）和6（h）分别为KNNS-BNZS-xBZ 陶瓷在室温下测得的介电性能参数ɛr和tanδ随x的变化曲线。由图6（g）可知，KNNS-BNZS-xBZ 陶瓷的εr随BZ 含量的增加而增加。由图6（h）可知，tanδ随着BZ 的加入先减小后增加，但都保持在0.042 以下，最小损耗在x=0.015 时取得，为0.036。

图6（i）为KNNS-BNZS-xBZ 陶瓷的压电常数（d33）与BZ 加入量的关系。可以看到，d33随着BZ 含量的增加先增大后减小，在x=0.015 时d33达到最大值454 pC/N。这是因为：1）陶瓷在室温时为三方-四方相，具有弱的极化各向异性和低的能量势垒，因而在外电场的作用下更容易翻转，从而获得较高的压电性能；2）一般来说，压电陶瓷的d33与εr、Pr之间有一个经验关系，即d33≈2αεrPr，其中α为电致伸缩系数。简言之，大的εr和Pr对d33的提高有积极作用［7，8］。为了探究陶瓷组分压电性能的物理机理，εrPr随陶瓷BZ 含量变化的关系图如图6（j）所示。可以看出，d33和εrPr的变化规律一致，即都随BZ 含量的增加先增加后减小，且都在x=0.015 处获得最大值，表明KNNS-BNZS-xBZ 陶瓷的高压电常数主要来源于大介电常数和强极化强度的贡献。

图6 KNNS-BNZS-xBZ 陶瓷的铁电性能(Pr,Ec)(a)(b)、应变性能(Spos,Sneg, Suni和d*33)(c)-(f)、介电性能(ɛr, tanδ)(g)(h)、压电常数d33(i)和ɛrPr(j)随x的变化Fig.6 (a)(b)Ferroelectric (Pr,Ec), (c)-(f)strain (Spos,Sneg,Suniandd*33), (g)(h)dielectric (εr, tanδ),(i)piezoelectric constant (d33), (j)εrPrproperties of KNNS-BNZS-xBZ ceramics

图7（a）为KNNS-BNZS-0.015BZ 陶瓷在不同温度下的单轴应变曲线。可知，KNNS-BNZS-0.015BZ 陶瓷在所有测试温度下均为典型的单轴应变 曲 线。图7（b）为KNNS-BNZS-0.015BZ 陶 瓷Suni随温度的变化曲线。 可知，KNNS-BNZS-0.015BZ 陶瓷的Suni随温度的升高先增加后减小，最优值为0.138%。值得注意的是，当测试温度小于或等于140 ℃时，单轴应变仍然保持在80.1% 以上，表明KNNS-BNZS-0.015BZ 陶瓷的应变性能在较宽的温度范围内（20～140 ℃）变化较小，即具有较好的温度稳定性。

图7（c）对比了多种具有代表性的KNN 基和PZT基压电陶瓷的归一化单轴应变（Suni/Suni-RT，Suni为单轴应变，Suni-RT为室温单轴应变）随温度变化的情况。可以看出，LF4 陶瓷［4］的Suni/Suni-RT先增大后减小，其波动范围在-30%至+30%之间，大于KNNS-BNZS-0.015BZ 陶 瓷Suni/Suni-RT的 变 化 率（-14.6%）；KNNS-BNKZ 陶 瓷［14］和KNN-BLT-BZ6 陶 瓷［28］的Suni/Suni-RT几乎单调减小，减小的幅度大于KNNSBNZS-0.015BZ 陶 瓷Suni/Suni-RT的 变 化；PZT4［29］与PZT5H［30］铅基压电陶瓷的Suni/Suni-RT单调增加，增加的 幅 度（PZT4：+19%；PZT5H：+49%）也 高 于KNNS-BNZS-0.015BZ陶瓷的Suni/Suni-RT的变化率。

图7 KNNS-BNZS-0.015BZ 陶瓷在不同温度情况下的单轴应变曲线(a)和Suni随温度的变化曲线(b);几种典型的KNN 基和PZT 基陶瓷的归一化单轴应变随温度的变化(c)Fig.7 Temperature-dependent unipolar strain curves (a)andSuni(b);comparison of temperature-dependent normalizedSunifor typical KNN-based and PZT-based materials systems (c)

3 结 语

本文通过传统固相法制备了BZ 改性的KNN基陶瓷体系，并系统研究了BZ 含量对其相结构的影响，优化了BZ 掺杂KNN 基无铅压电陶瓷的电学性能。KNNS-BNZS-xBZ 陶瓷的相结构从正交-四方相界转变为三方-四方相界时，其相关电学性能也得到增强。当x=0.015 时，获得最佳性能的无铅压电陶瓷，其d33为454 pC/N，Suni为0.138%，TC高达241 ℃。同时，该陶瓷组分的单轴应变在20～140 ℃范围内，能保持在80.1%以上，优于一些典型的KNN 及PZT 基陶瓷的应变温度稳定性。本文工作可望为无铅压电陶瓷在高温领域的应用提供实验基础。