PDF《犔犪犃犾犗ز》

1

6、 0.

2

6、 0.

3 6) 的烧结 温度较高, 在16

1 0 ℃能致密成瓷;

S r T i O

3 成分含 量为=0.

4

6、 0.

5

6、 0.

6

6、 0.

7

6、 0.

8 6 的陶瓷样品 成瓷温度随 增大逐渐降低, 在15

2 0~15

5 0 ℃能 致密成瓷.陶瓷致密烧成温度随 增加而降低, 密 度也随 黾佣档, 这是SrTiO3与LaAlO3相比, 熔点、 密度均较低的原因. 图2为=0.

2 6组分陶瓷在不同烧结温度下的 显微结构图.由图可看出, 平均晶粒尺寸随烧结温 度的提高而增大, 在16

1 0 ℃时晶粒尺寸均匀发育 良好, 气孔少, 陶瓷结构致密. 图2 样品=0.

2 6在不同烧结温度下显微结构 图3为不同组分 L A S T 陶瓷在15

5 0℃的显微 结构.由图可看出, =0.

4

6、 0.

5 6陶瓷组分晶粒发 育良好, 晶粒尺寸分布均匀, 晶粒间结合紧密且晶界 清晰;

=0.

3 6陶瓷晶粒发育不良, 晶体缺陷增加;

=0.

6 6陶瓷晶粒过烧.这将对陶瓷介电性能产生 重要影响. 图3 不同组分 L A S T 陶瓷在15

5 0 ℃的显微结构

4 1

4 压电与声光2017年 2.

2 物相结构分析 图4为(1-) L a A l O

3 SrTiO3(=

0、 0.

3

6、 0.

4

6、 0.

5

6、 0.

6

6、 0.

8

5、 1.

0 0) 陶瓷 的XRD谱.由 图可知, 无明显第二相, 各组分陶瓷主晶相均为钙钛 矿结 构, 衍射峰向低角度方向移动.L a 3+ 半径( L a 3+ ) =0.

1 3

6 0 n m, S r 2+ 半径( S r 2+ )= 0.

1 4 40n m, A l 3+ 半径( A l 3+ ) =0.

0 5 35n m, T i 4+ 半径( T i 4+ )=0.

0 6

0 5 n m [

1 0] .( S r 2+ )>

(La3+ ) 、 ( T a 4+ ) >

( A l 3+ ) , S r 2+ 、 T i 4+ 进入 L a A l O

3 使晶胞体积( ) 变大, 晶格常数( , , ) 增加, 从 而导致衍射峰向低角度方向移动.各痢 位离子 半径 相差低于15%, 根据休谟罗斯里(HumeRothery)形成固溶体的离子半径比原则, L a A l O

3 和S r T i O

3 两相能良好固溶[

1 1 ] .本文也得到了全范 围固溶的 L A S T 陶瓷. 图4 L A S T 陶瓷的 X R D 图谱 图5为晶格常数与 S r T i O

3 含量关系.由图可 看出, 随S r T i O

3 含量增加, 陶瓷主晶相结构从三方 相逐渐过渡到立方相.0≤0.

3 6时, 陶瓷为三方 相;

0.

4 6≤0.

6 6 时, 陶瓷为正交相;

0.

7 6≤ 1.

0 0时, 陶瓷为立方相. 图5 晶格常数与 S r T i O

3 含量关系 文献[

1 2

1 3] 报道, L a A l O

3 从室温到5

6 6 ℃的 晶体为三方亚系结构, 温度升高到5

6 6 ℃后转变成 立方晶系.本文中, 当 =0时, L a A l O

3 陶瓷为三 方相(JCPDSNo.8

5

0 8

4 8) ,===0.

3 8

00 6n m, 晶轴夹角α 0= β 0= γ 0=9 0.

0 4

09 ° ;

0.

3 6, 晶格保持三方相结构, 当 =0.

3 6时, = = =0.

3 8

11 2n m, α

0 = β

0 =γ

0 =9 0.

3 6

07 ° ;

=0.

4 6 时, 晶相转变为正交相, =0.

5 4

77 9n m、 =0.

5 4

7 6 0n m、 =0.

7 7

17 3n m;

当=0.

7 6 时, 晶相转变 为立方相, 随S r T i O

3 量的增加, 由== =0.

3 9

0 0 6n m 增加到=1时的= = =0.

3 9

12 9n m. S r T i O

3 的加入导致 痢 位离子的有效半径变 化, 且廖La3+ 、 S r 2+ 及挛Al3+ 、 T i 4+ 的电价不 同, 都是导致晶体结构变化的原因. 2.

3 介电性能分析 图6为各组分陶瓷在1 MH z 、

15 5

0 ℃下烧结 的ε r 和介电损耗( t a n δ) .由图可看出, ε r 随S r T i O

3 含量增加而增 加, 由=0.

1 6 时ε r=2 5.

1 增 加到 =0.