B 位空位補償型釤摻雜PZT(54/46)陶瓷中的缺陷分析及其對壓電性能的影響*

楊靜 馮少蓉 張濤 牛旭平 王榮 李敏 于潤升 曹興忠 王寶義

1) (西安科技大學理學院,西安 710600)

2) (西安科技大學材料科學與工程學院,西安 710600)

3) (中國科學院高能物理研究所,北京 100049)

用固相反應法制備了B 位空位補償型釤摻雜非準同型相界組分PZT(54/46)陶瓷.通過正電子湮沒壽命譜(PALS)和符合多普勒展寬能譜(CDBS)對陶瓷中的缺陷結構進行綜合表征,結合常規(guī)表征手段如X 射線衍射(XRD),電子掃描顯微鏡(SEM),介電、鐵電和壓電性能測量,研究缺陷對陶瓷壓電性能的影響.XRD 結果顯示所有陶瓷均為純鈣鈦礦相,摻雜誘導了菱方-四方(R-T)相變,準同型相界位于Sm 摻雜量x=0.01-0.02.電學測量結果反映: 介電、鐵電和壓電性能均先增強后減弱,MPB 附近兩個樣品都有優(yōu)異的介電和鐵電性能,但其壓電性能差別很大.x=0.01 給出最優(yōu)壓電性能d33=572 pC/N,較未摻雜樣品增強了一倍.PALS 結果表明摻雜使陶瓷中缺陷類型發(fā)生變化,x≤0.01,樣品中同時含有A 位空位與B 位空位;x≥0.02,樣品中以A 位相關缺陷為主,B 位空位濃度很低.CDBS 結果進一步證實x=0.01 和0.02 中B 位空位濃度分別是該體系中最高和最低的.由以上結果推斷出: x=0.01 獲得的最優(yōu)壓電性能與其中較高濃度的B 位空位有關,B 位空位可稀釋A 位空位濃度,降低氧空位濃度,從而降低A 位空位與氧空位形成缺陷偶極子的幾率,促進疇壁運動,使壓電性能增強.

1 引言

在鈣鈦礦壓電陶瓷中獲得優(yōu)異壓電性能的方法,應用最廣泛的是在材料中獲得不穩(wěn)定的相結構,即借助準同型相界(morphotropic phase boundary,MPB)誘導兩個鐵電相之間的相轉變使得自由能曲面平坦化來提高壓電性能[1,2].另一種獲得高壓電性能的方法是缺陷工程,即通過化學摻雜引入缺陷間接控制鐵電疇,進而調(diào)控材料的宏觀性能[2].缺陷工程方法雖然在壓電材料中應用廣泛,但一直未能獲得具有超高壓電性能的壓電陶瓷,直到2018 年,西安交通大學的李飛等[3]通過稀土離子摻雜構建局部異質結構的方法,用Sm3+取代弛豫型PMN-PT 陶瓷中Pb 位,使最優(yōu)壓電性能提升了將近1.5 倍,獲得了可與單晶相媲美、高達1500 pC/N 的壓電系數(shù).該項研究使研究者們重新認識到缺陷工程,特別是稀土離子摻雜方法在提升材料壓電性能方面的巨大潛力,激起了一股稀土離子如Sm3+,Eu3+,Pr3+等摻雜壓電陶瓷的研究熱潮[4-10].

使用稀土離子對ABO3型鉛基鈣鈦礦壓電材料進行摻雜時,稀土離子可以進入A位或B位發(fā)生取代.研究表明,Sm3+離子是能夠完全進入A位、半徑最小的稀土離子,因為Sm3+離子和A位Pb2+半徑差別最大,因而摻雜時產(chǎn)生的化學壓力最大,它也是最有效的構建局部異質結構的稀土離子[11].因此,在眾多的稀土離子中,使用Sm3+離子摻雜往往能獲得更優(yōu)異的壓電性能.2019 年,Guo 等[5]在摩爾百分含量為2.5% Sm3+摻雜的0.4 PMN-0.248 PZ-0.352 PT 陶瓷中獲得了d33=910 pC/N,εr=4090 的性能;Seshadri 等[6]在原子百分含量為2%Sm 摻雜的近準同型相界組分PZT(50/50)陶瓷中獲得了915 pm/V 的逆壓電系數(shù);Gao 等[7]則在1%Sm 摻雜的非準同型相界組分PZT(54/46)中獲得了d33=590 pC/N,κp=57.1% 的性能.需要指出的是,Sm3+離子摻雜并非總能夠提高陶瓷的壓電性能,在某些體系,如PNN-PZT 陶瓷中,Sm3+離子摻雜后獲得的最優(yōu)壓電系數(shù)d33=628 pC/N低于未摻雜陶瓷(d33=655 pC/N),Sm3+離子摻雜反而使壓電性能劣化[12,13].與弛豫體系Sm-PMN-PT 和Sm-PMN-PZ-PT 相比,在非弛豫體系Sm-PZT 中獲得的壓電系數(shù)相對較低,但該體系的居里溫度可達到335 ℃,且在溫度上升到180 ℃時仍能保持良好壓電性能穩(wěn)定性(＞94.8%),因而可應用于高溫環(huán)境中.

在Sm-PZT 中,Sm3+取代Pb2+為不等價摻雜(施主摻雜),使體系中的電荷不平衡,需要進行電荷補償.通常,施主摻雜如La 摻雜PT 或PZT 可以通過產(chǎn)生A位空位或B位空位的方式進行電荷補償,不同的補償方式設計組分時分子式不同[14,15].我們查閱了關于Sm 摻雜鉛基壓電陶瓷研究的文獻,發(fā)現(xiàn)考慮電荷補償時主要采用的A位空位補償方式,采用B位空位補償方式的很少.而不同的電荷補償方式對壓電陶瓷性能有顯著影響[15,16].因此,在本研究中選擇了B位空位補償方式的組分設計.

Sm-PZT 陶瓷中,通過組分設計引入B位空位來對Sm3+取代Pb2+造成的電荷不平衡進行補償,而Pb 在高溫煅燒時易揮發(fā)形成A位Pb 空位,以及伴隨Pb 空位而產(chǎn)生的氧空位,因此體系中同時存在A位、B位和O 位缺陷.在不等價摻雜(施主摻雜或受主摻雜)的PZT 陶瓷中,缺陷對壓電性能的影響貢獻高達50%—80%[17].廣為接受的觀點是Pb 空位可以促進疇壁運動,使壓電性能增強,而氧空位以及氧空位與陽離子空位如Pb 空位形成的缺陷偶極子對疇壁具有釘扎作用,使壓電性能變差[18].但是目前對于B位空位的作用尚不完全清楚.在La 摻雜PbTiO3陶瓷[14]和La 摻雜PZT陶瓷[15]的研究中,研究者指出B位空位導致陶瓷由正常鐵電體變成弛豫鐵電體,且B位空位使陶瓷的介電性能變差,B位空位不會使鐵電性能變差,但這些研究都未討論B位空位對壓電性能的影響.因此,選擇一種有B位空位的體系進行深入的缺陷分析,進而討論B位空位對壓電性能的影響,無論從科學研究的角度還是應用的角度都是很有必要的.

正電子湮沒譜學技術是一種基于缺陷對正電子捕獲而對材料中的缺陷進行探測的特色方法.其中,正電子湮沒壽命譜通過探測正電子在不同缺陷中的湮沒壽命可以得到空位種類及濃度信息.理論計算表明,在PZT 中,A位相關缺陷的壽命(A位空位VA,A位與O 復合空位VA-O的壽命分別為290 ps 和293 ps)與B位相關缺陷的壽命(B位空位VB,B位與O 復合空位VB-O的壽命分別為204 ps 和221 ps)差別很大[19].因此,通過正電子湮沒壽命譜很容易區(qū)分這兩種缺陷.而符合多普勒展寬能譜可以通過分析缺陷周圍電子的特征鑒別缺陷周圍的化學環(huán)境,進一步確認缺陷種類[20,21].采用正電子湮沒壽命譜和符合多普勒展寬能譜,可以對Sm 摻雜PZT 中的缺陷進行綜合分析,再結合介電、鐵電和壓電性能測試結果,討論缺陷對壓電性能的影響是可行的,且具有重要意義的.

2 實驗

2.1 樣品制備

采用傳統(tǒng)的固相反應法制備Pb(1-x)Smx(Zr0.54Ti0.46)(1-x/4)O3,x=0,0.005,0.010,0.020,0.030,0.040 (xSm-PZT(54/46))陶瓷.將分析純的PbO,TiO2,ZrO2以及稀土氧化物Sm2O3按照比例稱量混合,加入適量無水乙醇球磨12 h,烘干后850 ℃預燒2 h,預燒粉體再次球磨12 h、造粒、干壓成型,1250 ℃燒結2 h 得到壓電陶瓷.考慮到PbO在高溫燒結中可能造成鉛揮發(fā),因此原料中使用的PbO 含量過量5%.得到的部分壓電陶瓷樣品表面磨平后,被銀,800 ℃燒結15 min 得到銀電極,用于后續(xù)的電學性能測試.

2.2 性能測試與表征

采用德國布魯克公司D8 Advance 型X 射線衍射儀進行物相結構表征,在10°—80°范圍內(nèi)進行快掃(6 (°)/min),并對42°—46°范圍進行慢掃(1 (°)/min);采用荷蘭飛納Phenom/Pro 臺式掃描電鏡進行樣品表面微觀形貌(SEM)表征;采用Agilent A4980 E 型LCR 測試儀在1—1000 kHz范圍內(nèi)測試得到樣品的介電常數(shù);采用Radiant Model 609 B 鐵電測試儀得到樣品的電滯回線和J-E曲線;采用中國科學院ZJ-3 型準靜態(tài)d33測試儀得到壓電常數(shù)d33,測試前樣品需在硅油中,20 kV/cm 電場下極化1 h,極化后放置24 h 再進行測試.

為表征樣品中的缺陷信息,在中國科學院高能物理研究所正電子研究平臺上進行了正電子湮沒壽命譜(PALS)和符合多普勒展寬能譜(CDB)測試.其中,PALS 測量采用了傳統(tǒng)的“快-慢”符合方式,所用正電子源是以kapton 為襯底的22Na 源.測量時,正電子源位于兩片相同的樣品之間,形成類三明治結構.每個壽命譜的總計數(shù)達到2.0 × 106,以保證良好的統(tǒng)計性.得到的壽命譜采用通用軟件LT-9 進行三成分擬合分析.CDB 測量時,兩個高純鍺探頭面對面共線放置,以同時探測正電子湮沒放出的兩個511 keV 的湮沒光子.在512 × 512的符合矩陣中CDB 譜的總計數(shù)達到 1.0×107以保證良好的統(tǒng)計性.得到的CDB 譜,沿著E1+E2≈2m0c2-EB(EB為電子結合能)的方向提取符合對角的矩形區(qū)域 (ΔE=2.2 keV).提取出的能譜再與選取的參比樣品的能譜做商譜,商譜可較顯著地反映不同缺陷間的差異.

3 結果與討論

圖1 給出了Sm-PZT 陶瓷的X 射線衍射結果,可以看到所有陶瓷呈現(xiàn)出純鈣鈦礦結構,沒有焦綠石相等其他雜相.42°—46°的慢掃譜圖顯示,未摻雜的PZT(54/46)在此范圍內(nèi)只有一個衍射峰,對應菱方相(rhombohedral phase),Sm 摻雜量x≤0.01,陶瓷仍為R 相;Sm 摻雜量x≥0.02 時,在43°附近有兩個衍射峰,對應四方相(tetragonal phase)或菱方-四方共存相.表明Sm 摻雜使陶瓷經(jīng)歷了一個由R 相到T 相的相變過程,準同型相界位于x=0.01—0.02 之間.SEM 觀察到的陶瓷表面形貌顯示,所有陶瓷均具有致密的結構,晶粒尺寸較為均勻,代表性結果如圖2 所示.

圖1 xSm-PZT(54/46)陶瓷的XRD 結果 (a) 20°—70°全譜圖;(b) 42°—46°的慢掃譜圖Fig.1.XRD patterns of xSm-PZT(54/46) ceramics: (a) 2θ=20°—70°;(b) selected region of 2θ=42°—46°.

圖2 0.02 Sm-PZT(54/46)陶瓷的SEM 圖像Fig.2.SEM images of 0.02 Sm-PZT (54/46) ceramics.

陶瓷的電學性能表征結果如圖3 所示.圖3(a)給出了1—1000 kHz 內(nèi)的xSm-PZT(54/46)陶瓷的介電常數(shù)隨頻率的變化曲線.所有陶瓷的介電頻譜均呈現(xiàn)出典型鐵電體的特征,即隨著頻率增大,介電常數(shù)逐漸減小.橫向比較不同樣品在相同頻率下的介電常數(shù),比如在1 kHz,隨x增大,介電常數(shù)由x=0 的924 增加到x=0.01 的1240 和x=0.02的1284,接著又減小到x=0.04 的1079.x=0.01和0.02 均得到較為優(yōu)異的介電常數(shù)(＞1200).相應的介電損耗也隨著Sm3+含量在0.008—0.020 之間變化,如圖3(b)所示,所有陶瓷的介電損耗均較小.

圖3 xSm-PZT(54/46)的介電頻譜 (a) 介電常數(shù);(b) 介電損耗Fig.3.Dielectric spectrum of xSm-PZT(54/46): (a) Permittivity;(b) loss tangent.

在30 kV/cm 的電場下,測試所有樣品的鐵電性能,電滯回線和電流密度J-E曲線分別如圖4(a)和圖4(b)所示,相應的鐵電參數(shù)如表1 所列.從圖4 可以看到,未摻雜PZT 陶瓷呈現(xiàn)出“束腰”電滯回線和不對稱的四電流密度峰,且電流密度峰值強度較低,反映該陶瓷中可能存在缺陷偶極子,缺陷偶極子對疇壁具有強烈地釘扎作用,從而使電滯回線和J-E曲線異常.0.5%Sm3+摻雜已經(jīng)使電滯回線恢復為正常且具有良好對稱性和矩形度的曲線,J-E曲線也恢復為對稱的雙峰.隨著Sm 摻雜量x增大,鐵電性能增強,x=0.01 和0.02 給出相對優(yōu)異的鐵電參數(shù),飽和極化Pm約為30 μC/cm2,剩余極化2Pr＞43 μC/cm2,但兩者的矯頑場差別較大,前者Ec約為11 kV/cm,后者Ec約為16 kV/cm,J-E曲線電流密度峰出現(xiàn)在明顯不同的位置也反映了這點.摻雜量進一步增大時,飽和極化Pm和剩余極化2Pr均開始減小,同時J-E曲線給出的電流密度峰也出現(xiàn)明顯寬化,意味著極化翻轉不集中,鐵電性能變差.

表1 xSm-PZT(54/46)陶瓷的鐵電性能指標Table 1.Ferroelectric parameters of xSm-PZT(54/46) ceramics.

圖4 xSm-PZT(54/46)陶瓷的鐵電性能 (a) P-E 電滯回線;(b) J-E 曲線Fig.4.Ferroelectric properties of xSm-PZT(54/46): (a) P-E hysteresis loops;(b) J-E curves.

圖5 給出了壓電常數(shù)隨Sm 摻雜量的變化曲線.隨著Sm3+摻雜量x增大,壓電常數(shù)由x=0的287 pC/N 增加到x=0.01 的572 pC/N,增大了近一倍,之后開始減小,x=0.02 的樣品壓電常數(shù)下降到338 pC/N,而x=0.03 和0.04 的樣品壓電常數(shù)分別為223 和237 pC/N,比未摻雜陶瓷的壓電常數(shù)低很多,表明高濃度Sm 摻雜反而使陶瓷壓電性能劣化.xSm-PZT(54/46)陶瓷體系給出的最優(yōu)壓電常數(shù)為572 pC/N,與文獻[7]報道值590 pC/N 相近,差異可能與我們設計組分時采用了B位空位補償方式有關.

圖5 xSm-PZT(54/46)陶瓷的壓電性能Fig.5.Piezoelectric properties of the xSm-PZT(54/46)ceramics.

缺陷對疇壁運動影響所產(chǎn)生的非本征貢獻在鉛基壓電陶瓷如PZT,PMN-PT 中的介電和壓電響應中可占到50%以上,為了解陶瓷中的缺陷信息,測量了正電子湮沒壽命譜PALS 和符合多普勒展寬能譜CDBS.使用LT-9 對得到的PALS 譜,先進行三壽命自由擬合,發(fā)現(xiàn)第一個成分的壽命τ1在160 ps 附近波動,這個值正好是正電子在PZT 完美晶格中的湮沒壽命[19],因此解譜時將第一壽命固定為160 ps,再進行三壽命擬合,如表2所列.結果顯示,第三成分的壽命在1.4 ns 附近,其對應的強度僅有1%,并且不同樣品之間基本不變,因此在以下分析中忽略第三成分,將第一和第二成分進行歸一化處理,歸一化的正電子湮沒壽命參數(shù)如表3 所列.將第一成分τ1固定為PZT 體壽命后,第二成分τ2對應正電子在缺陷中湮沒的平均壽命.可以看到,當Sm3+摻雜量x≤0.01,τ2約為275 ps,考慮到正電子在PZT 中A位鉛空位、B位空位以及氧空位中湮沒壽命理論值分別為290,204 和165 ps[19],且正電子被單獨的氧空位(帶正電荷)捕獲的幾率很低,因此認為該壽命為正電子在A位空位和B位空位湮沒的平均壽命.缺陷濃度I2隨x增大而增大,通過壽命值可以估算出B 位空位所占比例為17%,故B位空位的濃度也隨著增大.當Sm3+摻雜量x≥0.02,τ2約為290 ps,對應正電子在A位缺陷或A位缺陷與氧空位形成的缺陷偶極子湮沒的壽命,反映出在這些樣品中B位空位濃度很低.

表2 xSm-PZT(54/46)陶瓷PALS 解譜結果(τ1 固定為160 ps)Table 2.Decomposed PALS results of xSm-PZT(54/46) ceramics (with τ1 fixed to 160 ps).

表3 xSm-PZT(54/46)陶瓷歸一化PALS 解譜結果Table 3.Normalized parameters of decomposed PALS results of xSm-PZT(54/46) ceramics.

PALS 反映出陶瓷中存在B位空位,為進一步確認這一點,測量了多普勒展寬能譜CDBS.以未摻雜PZT 為參比樣品,得到的商譜如圖6(a)所示.Sm 摻雜樣品在動量約為 10×10-3m0c給出一個峰,對應O 2p 電子的特征峰.氧空位由于其正電荷屬性,捕獲正電子的幾率非常低,可排除O 2p 峰來源于氧空位.那么該峰就應該與正電子在A位或B位相關缺陷中湮沒有關.考慮到B位空位周圍有6 個最近鄰的氧原子,與A位空位相比,正電子在B位空位中有更大幾率與O 2p 電子湮沒,因此認為O 2p 峰對應正電子在B位空位中湮沒,在摻雜氧化鋯[22]和La 摻雜SrTiO3[23]研究中也有相似的結論.

圖6 xSm-PZT(54/46)陶瓷的CBDS 商譜結果(以未摻雜PZT 為參比) (a) 全譜圖;(b) O 2p 峰放大圖Fig.6.CDBS ratio curves of xSm-PZT(54/46) ceramics,using undoped PZT as the reference: (a) Full curves;(b) enlarged O 2p peak curves.

Sm 摻雜樣品的CDBS 商譜都給出了O 2p峰,確認B位空位存在.不同Sm 摻雜含量的樣品O 2p 峰強度不同,反映出B位空位濃度的差異.圖6(b)的O 2p 峰放大圖可以看出,B位空位濃度的順序如下: 0.01＞0.005＞0.03＞0.04＞0.02(Sm 摻雜量).低濃度摻雜樣品中B位空位濃度明顯高于高濃度摻雜樣品,x=0.01 和0.02 中B位空位濃度是所有摻雜樣品中最高和最低的.這與PALS 分析結果是一致的.

根據(jù)動力學公式d33=2PsQ11ε33,其中Ps是自發(fā)極化強度,Q11是電滯系數(shù),ε33是介電常數(shù).Q11對組分變化不敏感,因此,Ps和ε33就是決定壓電系數(shù)d33的兩個重要因素[24].分析不同Sm 摻雜量陶瓷的介電、鐵電和壓電性能,對于低濃度摻雜樣品(x≤0.01),相對介電常數(shù)εr、剩余極強度Pr、壓電系數(shù)d33均隨x增大而增大,d33與Prεr的變化規(guī)律一致;對于高濃度摻雜樣品(x≥0.02),介電常數(shù)εr、極化強度Pr、壓電系數(shù)d33均隨x增大而減小,d33與Prεr的變化規(guī)律也一致;然而對于Sm 摻雜量x=0.01 和0.02 兩個樣品,其介電 (εr＞1200)和鐵電性能(Pm≈30 μC/cm2,2Pr＞43 μC/cm2)都相對優(yōu)異.根據(jù)上面的動力學公式,兩者的壓電性能應該相近,然而得到的兩者的壓電性能卻相差較大,前者d33=572 pC/N,后者d33=338 pC/N.

壓電陶瓷的電學性能與其密度、晶粒尺寸、相變以及缺陷有關[25].SEM 顯示所有樣品均呈現(xiàn)出致密的結構,XRD 結果表明所有陶瓷均為純凈的鈣鈦礦結構,且摻雜誘導了R-T 相變,準同型相界位于0.01—0.02 附近.因此,可以排除Sm 摻雜量x=0.01 和0.02 兩個樣品較大的壓電性能差異是由密度、晶粒尺寸和相變造成的.那么,壓電性能的差異只能與缺陷有關.

缺陷分析表明,x=0.01 和0.02 分別作為低濃度和高濃度Sm 摻雜樣品的典型代表,兩個樣品中缺陷分布差別較大,前者中同時含有A位和B位空位缺陷(B位空位約占17%),而后者中主要為A位空位或A位空位與氧空位形成的缺陷偶極子,CDB 證實x=0.01 和0.02 中B位 空位濃度是所有摻雜樣品中最高和最低的.綜合以上分析,x=0.01 給出的優(yōu)異壓電性能與其中較高的B位空位濃度有關.

在我們研究的體系中,未摻雜PZT 陶瓷中已經(jīng)有較高濃度的A位空位,并且A位空位與氧空位形成了缺陷偶極子.Sm 摻雜引入B位空位后,在一定程度上稀釋了A位空位濃度,降低了A位空位與氧空位形成缺陷偶極子的幾率.缺陷偶極子對疇壁具有強烈的釘扎作用,使壓電性能變差,而單獨的A位空位(Pb 空位)能夠產(chǎn)生非均勻缺陷電場,在疇壁轉動過程中起到緩沖作用,降低轉動能壘,對疇壁運動具有強烈的促進作用[26],因此B位空位對A位空位的稀釋,使壓電性能增強.另一方面,根據(jù)肖特基缺陷動力學方程nil,為保持缺陷平衡常數(shù)不變,B位空位濃度增大必使氧空位濃度降低[27],從而減小了氧空位對疇壁的釘扎作用(矯頑場Ec減小),疇壁翻轉更容易,也使壓電性能增強.綜上所述,分析x=0.01 和0.02 兩個樣品的壓電性能時,缺陷類型發(fā)生顯著變化,缺陷起主導作用,因而d33與Prεr的變化不一致;而分析低濃度Sm 摻雜(x≤0.01)的樣品和高濃度Sm 摻雜(x≥0.02)樣品時,缺陷類型未發(fā)生顯著變化,缺陷不起主導作用,因而d33與Prεr的變化一致.值得一提的是,在低濃度和高濃度Sm 摻雜的樣品中,盡管缺陷不起主導作用,但其對壓電性能的影響是毋庸置疑的.在低濃度摻雜樣品中,B位空位的存在有利于壓電性能增強,B位空位濃度隨x增大而升高,x=0.01 樣品中B位空位濃度最高,因此該樣品給出最高的壓電系數(shù).而在高濃度摻雜樣品中,缺陷以A位相關缺陷為主,B位空位濃度較低,結合該樣品壓電系數(shù)大幅下降的事實,推測該體系中部分A位空位與氧空位已經(jīng)結合形成了缺陷偶極子,可能由于缺陷偶極子濃度極低因此在電滯回線上并未體現(xiàn)出來.隨著x進一步增大,壓電系數(shù)進一步減小,這與越來越多的缺陷偶極子形成有關.

4 結論

本研究用固相反應法制備了B位空位補償型的釤摻雜非準同型相界組分PZT(54/46)陶瓷,獲得了最優(yōu)壓電性能d33=572 pC/N,與A位空位補償型同組分壓電陶瓷性能(d33=590 pC/N)相近,壓電性能較未摻雜樣品增強了一倍.XRD 表明所有陶瓷為純鈣鈦礦相,摻雜誘導了三方-四方(R-T)相變,準同型相界位于Sm 摻雜量x=0.01—0.02,電學測量結果顯示MPB 附近兩個樣品都有優(yōu)異的介電和鐵電性能,但其壓電性能差別很大.PALS 結果表明,x≤0.01,樣品中同時含有A位空位與B位空位,且B位空位濃度隨x增大而增大;x≥0.02,樣品中以A位相關缺陷為主,B位空位濃度較低.CDBS 結果進一步證實x=0.01 和0.02 中B位空位濃度分別是該體系中最高和最低的.x=0.01 獲得的最優(yōu)壓電性能與其中較高濃度的B位空位有關,B位空位可稀釋A位空位濃度,降低A位空位與氧空位形成缺陷偶極子的幾率,且可降低氧空位濃度,促進疇壁運動,從而使壓電性能增強.本研究指出B位空位也可以對壓電性能起促進作用,這對通過缺陷工程增強陶瓷的壓電性能具有一定的指導作用.本研究涉及的陶瓷xSm-PZT(54/46)為非弛豫體系,根據(jù)文獻[14],B位空位可以增強弛豫性,進而對弛豫型壓電陶瓷的壓電性能產(chǎn)生影響,未來將針對弛豫體系進一步研究B位空位對壓電性能的可能影響.