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Mar 31, 2023

Nature Communications Band 13, Artikelnummer: 3565 (2022) Diesen Artikel zitieren

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Der elektromechanische Kopplungsfaktor k von piezoelektrischen Materialien bestimmt die Umwandlungseffizienz von mechanischer in elektrische Energie oder elektrischer in mechanische Energie. Hier bieten wir einen grundlegenden Ansatz zum Entwurf piezoelektrischer Materialien, die eine nahezu ideale Größe von k bieten, indem wir die elektrokristalline Anisotropie durch die Herstellung kornorientierter oder strukturierter Keramiken nutzen. Gekoppelte Phasenfeldsimulationen und experimentelle Untersuchungen an <001>-texturierten Pb(Mg1/3Nb2/3)O3-Pb(Zr,Ti)O3-Keramiken veranschaulichen, dass k die gleiche Größenordnung wie die eines Einkristalls erreichen kann, weit über dem Durchschnittswert von traditionelle Keramik. Um unseren Ansatz auf atomarer Ebene zu verstehen, verwenden wir ein theoretisches Modell, um den physikalischen Ursprung von k in Perowskit-Ferroelektrika zu bestimmen und stellen fest, dass eine starke kovalente Bindung zwischen dem B-Stellen-Kation und Sauerstoff über dp-Hybridisierung am meisten zur Größe von k beiträgt. Dieser Nachweis eines nahezu idealen k-Werts in strukturierter Keramik wird enorme Auswirkungen auf die Entwicklung piezoelektrischer Geräte mit extrem großer Bandbreite, hoher Effizienz, hoher Leistungsdichte und hoher Stabilität haben.

Piezoelektrische Materialien ermöglichen die elektromechanische Umwandlung zwischen elektrischer Energie und mechanischer Energie und umgekehrt. Sie werden häufig in Sensoren, Aktoren, Wandlern, Bildgebungsgeräten und Energieerntemaschinen eingesetzt1,2. Der elektromechanische Kopplungsfaktor k quantifiziert die Wirksamkeit des piezoelektrischen Materials bei der Umwandlung zwischen elektrischer Energie und mechanischer Energie und umgekehrt. Der Parameter k2 spiegelt das Verhältnis von gespeicherter mechanischer Energie zu eingegebener elektrischer Energie oder das Verhältnis von gespeicherter elektrischer Energie zu eingegebener mechanischer Energie wider, angegeben als: k2 = gespeicherte mechanische Energie/eingegebene elektrische Energie oder k2 = gespeicherte elektrische Energie/ Eingabe mechanischer Energie3. Die piezoelektrischen Materialien mit hohem k bieten eine hohe maximal erreichbare Bandbreite und maximale Pulverdichte bei hoher Effizienz, und daher ist k einer der wichtigsten Parameter für piezoelektrische Transduktionsgeräte3.

Als weiterer besonderer Vorteil kann das Design der piezoelektrischen Materialien mit hohem k einen alternativen Ansatz zur Erhöhung des piezoelektrischen Koeffizienten d gemäß der Beziehung: \(d=k\sqrt{s\cdot \varepsilon }\) bieten, wobei s ist die elastische Nachgiebigkeit und ε ist die dielektrische Permittivität3. Dieser Ansatz überwindet mehrere Engpässe des traditionellen Ansatzes durch Kompositionsdesign. Beim herkömmlichen Ansatz wird die Verbesserung der piezoelektrischen Reaktion d durch Erhöhung der dielektrischen Permittivität ε basierend auf dem Ausdruck d = 2QPsε erreicht, wobei Ps die spontane Polarisation, Q der elektrostriktive Koeffizient und ε die dielektrische Permittivität4 ist. Die Erhöhung von ε wird durch eine Abflachung der freien Energielandschaft in Bezug auf die Polarisation (Senkung der Energiebarriere für die Drehung der ferroelektrischen Polarisation) erreicht, insbesondere durch die Gestaltung einer zusammensetzungsinduzierten Mehrphasenkoexistenz (z. B. morphotrope Phasengrenze und polymorpher Phasenübergang). 5,6 oder die Entwicklung lokaler Zusammensetzungsstrukturen (z. B. nanoskalige Nahordnung7 und lokale strukturelle Heterogenität8,9). Zu den mit diesem traditionellen Ansatz verbundenen Engpässen gehören: (1) Eine verbesserte piezoelektrische Eigenschaft d wird auf Kosten ihrer Temperaturstabilität (niedrigere Depolarisationstemperatur Td oder niedrige Curie-Temperatur Tc) erhalten, die einem Trend folgt, der wie folgt gegeben ist: d ∝ 1/T1, 10,11; (2) Die Erhöhung von ε verringert den piezoelektrischen Spannungskoeffizienten g, was zu einer verringerten Empfindlichkeit als piezoelektrischer Sensor führt12; (3) Dieser Ansatz ist nicht wirksam bei der Verbesserung der Energiedichte piezoelektrischer Materialien, gekennzeichnet durch d·g13. Obwohl beispielsweise der d33 von Sm-dotierten Pb(Mg1/3Nb2/3)O3-PbTiO3 (abgekürzt als PMN-PT) Zufallskeramiken durch Erhöhen des ε33 auf 13.000 1500 pC N−1 erreichen kann, beträgt d33·g33 begrenzt auf 19,8 × 10−12 m2 N−1, was nur 1/3 des Wertes von texturierter Pb(Mg1/3Nb2/3)O3-Pb(Zr,Ti)O3 (abgekürzt als PMN-PZT) Keramik ist9,13 ; (4) Die Erhöhung von d kann nicht zu einer signifikanten Erhöhung von k führen, was, wie oben erwähnt, einer der wichtigsten Faktoren für piezoelektrische Geräte ist; (5) Eine Erhöhung der dielektrischen Permittivität ε durch Abflachung der freien Energielandschaft verringert im Allgemeinen das Koerzitivfeld Ec, was die Stabilität des elektrischen Feldes schwächt (Entpolung) und den Materialeinsatz bei Hochleistungsanwendungen einschränkt. Hier zeigen wir, dass diese Herausforderungen durch die Entwicklung piezoelektrischer Materialien mit hohem k bewältigt werden können.

In etwa 75 Jahren der Geschichte piezoelektrischer Materialien wurden hohe k-Werte von über 0,9 nur bei domänentechnisch hergestellten Einkristallen und nicht bei polykristallinen Keramiken beobachtet. Beispielsweise besitzen [001]-orientierte PMN-PT- und Pb(Zn1/3Nb2/3)O3-PbTiO3-Einkristalle (abgekürzt als PZN-PT) einen k33-Wert von über 0,914, weit über dem Wert von ~0,7 piezoelektrischer Keramik1. Die breite Anwendung von Einkristallen wird jedoch durch die Kosten, die Abmessungen und die Inhomogenität der Zusammensetzung begrenzt. Die Synthese strukturierter polykristalliner Keramiken könnte ein besseres Leistungs-/Kostenverhältnis bieten und möglicherweise piezoelektrische Eigenschaften erreichen, die denen von Einkristallen nahekommen, jedoch zu niedrigen Kosten wie die von polykristallinen Keramiken12,13,15,16,17. Frühere Untersuchungen haben gezeigt, dass <001>-orientierte strukturierte Piezoelektrika einen höheren k-Wert aufweisen können als ihre zufälligen Gegenstücke13,18,19. Dies gibt uns eine erste Orientierung für die Beantwortung mehrerer Fragen: Was ist der maximale k-Wert, der in texturierter Keramik erreicht werden kann, und ist es möglich, in texturierter Keramik den gleichen oder sogar einen höheren k-Wert als in ihren einkristallinen Gegenstücken zu erreichen? Begrenzt die Nachbarkornkorrelation in strukturierter Keramik das maximal erreichbare k? Zeigt dieser Ansatz zur Erhöhung von k durch Mikrostrukturtexturierung die Vorteile gegenüber dem herkömmlichen Ansatz zur Erhöhung der dielektrischen Permittivität ε durch Zusammensetzungsdesign, wie oben erwähnt? Um diese Fragen zu beantworten, haben wir eine Phasenfeldsimulation durchgeführt, um die Auswirkungen der kristallographischen Orientierung und der Korngrenzen in strukturierten Keramiken auf den elektromechanischen Kopplungsfaktor k zu untersuchen. Die Ergebnisse der Simulation wurden experimentell verifiziert, um den Anstieg von k in stark <001> strukturierten PMN-PZT-Keramiken zu bestätigen. Es wird ein theoretisches Modell entwickelt, um den physikalischen Ursprung der elektromechanischen Kopplung in Perowskit-Ferroelektrika zu verstehen und die wichtigsten Zusammenhänge zu bestimmen.

Der elektromechanische Kopplungsfaktor k charakterisiert die Umwandlung zwischen elektrischer Energie und mechanischer Energie und hängt mit zwei verschiedenen Anregungszuständen der Polarisation in ferroelektrischen Materialien zusammen, nämlich dem freien und dem eingeschränkten. Wie in Abb. 1a dargestellt, können durch das externe elektrische Feld größere Polarisationen induziert werden, der Polarisationszuwachs könnte jedoch in den beiden Anregungsfällen unterschiedlich sein. Die Einschränkung der Probe führt häufig zu einer geringeren Polarisationsänderung und damit zu einer niedrigeren dielektrischen Permittivität εS im Vergleich zum freien Zustand, in dem die Permittivität εT beträgt. Der elektromechanische Kopplungsfaktor k kann durch das Permittivitätsverhältnis der beiden Fälle bestimmt werden, d. h. \(k=\sqrt{1-{\varepsilon }^{S}/{\varepsilon }^{T}}\). Die Gesamtpermittivität in Ferroelektrika kann normalerweise in drei Teile unterteilt werden: elektronische, Dipol- und Domänenwandbewegung. Der elektronische Beitrag entsteht durch die Verschiebung der Elektronenhülle relativ zu einem Kern und ist in ferroelektrischen Materialien mit hoher Permittivität oft vernachlässigbar. Der Beitrag der Domänenwandbewegung spielt bei gepolten Ferroelektrika oder bei höheren Frequenzen eine weniger wichtige Rolle, insbesondere bei polykristallinen Keramiken, bei denen Korngrenzen die Bewegung weiter unterdrücken können. Daher wird die Permittivität hauptsächlich durch den Dipolanteil, d. h. durch Polarisationsverlängerung und -drehung, bestimmt. Aus energetischer Sicht wird die Permittivität aus der Krümmung des Energieprofils U(p) um die spontane Polarisation bestimmt, und daher hängt der Faktor k mit dem Krümmungsverhältnis der beiden Fälle zusammen, d. h. \(k=\ sqrt{1-U\hbox{''}^{T}/U\hbox{''}^{S}}\). Beispielsweise wird der elektromechanische Kopplungsfaktor für das typische Perowskit-Ferroelektrikum BaTiO3 mithilfe der Dichtefunktionaltheorie (DFT) berechnet (Abb. 1b). Wie erwartet weist das Energieprofil von BaTiO3 mit eingeschränkter Elementarzelle eine größere Krümmung um das spontane Dipolmoment auf, da die ausgeübte Einschränkung normalerweise zu einer schwierigeren Ionenverschiebung führt. Es ist erwähnenswert, dass k nicht durch die individuelle Permittivität oder das Energieprofil bestimmt wird, dh eine große Permittivität ist nicht die notwendige Bedingung für einen hohen k.

a Definition des elektromechanischen Kopplungsfaktors k. Der Parameter k charakterisiert die Umwandlung zwischen elektrischer Energie und mechanischer Energie, die mit zwei verschiedenen Anregungszuständen der Polarisation in ferroelektrischen Materialien zusammenhängt, nämlich dem freien und dem eingeschränkten. b Nach dem ersten Prinzip berechnete Energieprofile von BaTiO3 mit freier und eingeschränkter Elementarzelle. c Simuliertes k für den rhomboedrischen PMN-PT-Einkristall unter dem elektrischen Feld mit verschiedenen Orientierungen. d Domänenstrukturen und e entsprechender longitudinaler elektromechanischer Kopplungsfaktor k33 von Einkristall, Zufallskeramik und strukturierter Keramik nach der elektrischen Polung entlang der [001]-Richtung.

Für Relaxor-PT-Einkristalle wurde eine riesige elektromechanische Kopplung (k > 0,9) beobachtet, und die Größe von k ist richtungsabhängig20. Abbildung 1c zeigt den simulierten k für den rhomboedrischen PMN-PT-Einkristall unter dem elektrischen Feld mit verschiedenen Orientierungen. Die entsprechenden simulierten Permittivitäten εT und εS sind in der ergänzenden Abbildung 1 dargestellt. Basierend auf dem mikroskopischen Modell hängt die Größe von k von der Konkurrenz zwischen chemischer Energie und elastischer Energie ab. Da beide Energien polarisationsabhängig und anisotrop sind, muss k ebenfalls anisotrop sein und somit von der Ausrichtung des elektrischen Feldes abhängen. Aufgrund der starken Dehnungsbeschränkung ist die Änderung von εS im Vergleich zu εT nahezu vernachlässigbar. Daher wird das anisotrope Verhalten von k hauptsächlich durch εT bestimmt. Da sich die Polarisation von PMN-PT wie ein Rotator und nicht wie ein Extender verhält21, sind die Permittivität und damit k höher, wenn der Winkel zwischen elektrischem Feld und Polarisation größer ist. Wie in Abb. 1c gezeigt, tritt das höchste k auf, wenn das elektrische Feld senkrecht zur Polarisation verläuft, während das niedrigste k auftritt, wenn das elektrische Feld parallel zur Polarisation verläuft, was darauf hindeutet, dass der k15-Modus den größten k-Wert im rhomboedrischen Relaxor-PT aufweist Einkristalle22. Bei elektrischer Polung sind jedoch nur die Werte von k mit θ ∈ [0,90°] zulässig, was durch die durchgezogene blaue Linie in Abb. 1c angezeigt wird. Unter diesen Werten tritt der höchste k auf, wenn das elektrische Feld entlang der [001]-Richtung verläuft, dh ein [001]-polierter Einkristall kann den höchsten k33 aufweisen. Bei polykristalliner Keramik kann jedoch aufgrund der zufälligen Verteilung der Kornorientierungen nicht der höchste k33-Wert wie bei Einkristallen erreicht werden. Dennoch kann der [001]-texturierte Polykristall dazu beitragen, den höchsten k33-Wert in Keramiken zu erreichen. Bei einem Polykristall mit [001]-Struktur sind alle Körner in der kristallografischen Achse [001] ausgerichtet, während die anderen kristallografischen Achsen völlig zufällig sind. Obwohl der [001]-texturierte Polykristall den höchsten k33-Wert in Keramiken aufweisen kann, stellt sich die Frage, ob er so groß sein kann wie der eines Einkristalls?

Bei hochstrukturierten Keramiken besteht der Hauptunterschied zu Einkristallen in der Korrelation zwischen benachbarten Körnern aufgrund der Existenz von Korngrenzen. Abbildung 2 veranschaulicht den Kornkorrelationseffekt auf k33 anhand von Phasenfeldsimulationen an einem Zweikornsystem. Die Polarisationsstruktur des ferroelektrischen Zweikornsystems ist in Abb. 2a dargestellt. Die simulierten k33 und ε33 sind in Abb. 2b bzw. c dargestellt. Es wurde festgestellt, dass k33 aufgrund der Korrelation zwischen den beiden Körnern leicht erhöht ist, was hauptsächlich auf die Erhöhung der Permittivität εT zurückzuführen ist. Der Kornkorrelationseffekt auf die Permittivität εT wird anhand der Landau-Theorie veranschaulicht, wie in Abb. 2d dargestellt. Die Kornkorrelation führt dazu, dass der Polarisationsrotationspfad von seinem Gleichgewichtspunkt abweicht und somit das Energieprofil abflacht, was die Permittivität εT erhöht und schließlich k33 erhöht. Je größer der Kornkorrelationseffekt ist, desto höher ist die elektromechanische Kopplung. Basierend auf der obigen Analyse kann somit in strukturierten polykristallinen Keramiken ein großer k33-Wert erreicht werden, der sogar höher ist als der von Einkristallen. Um diese Möglichkeit weiter zu untersuchen, werden Phasenfeldsimulationen an Einkristall-, Zufallskeramik- und [001]-texturierten Keramiksystemen durchgeführt. Abb. 1d zeigt die Domänenkonfigurationen sowie die Domänenwände für die drei Systeme nach der elektrischen Polung entlang der [001]-Richtung, wobei die schwarzen Pfeile die Komponenten der Polarisation in der Ebene (yz) und die Farbkonturen das Out-of darstellen -ebene (x)-Komponente. Bei elektrischer Polung gibt es in der rhomboedrischen Phase vier äquivalente Polarisationsrichtungen. Bei einem Einkristall sind die vier äquivalenten Domänen, die durch 71o- und 109o-Domänenwände getrennt sind, gut angeordnet und bilden das typische „Fischgrätenmuster“. Bei Zufallskeramik liegen die regelmäßigen Domänenmuster nur in einzelnen Körnern vor, während die gesamte Keramik keine wohlgeordnete Domänenstruktur aufweist. Bei strukturierter Keramik, deren Korngröße größer als die der Zufallskeramik ist, wird das gut ausgerichtete Streifendomänenmuster gebildet, das den Streifendomänen ähnelt, die durch 109o-Domänenwände in einem Einkristall getrennt sind. Die Entstehung einkristallartiger Domänenstrukturen ist auf die feste [001]-Kristallachse innerhalb von Körnern mit einem hohen Lotgering-Faktor zurückzuführen. Für die anderen beiden Achsen, deren Orientierungen zufällig verteilt sind, ist diese Bedingung jedoch gelockert, was zu nicht zu vernachlässigenden elektrischen und elastischen Korrelationen zwischen benachbarten Körnern führt. Diese Korrelation führt zur Entstehung streifenförmiger Domänenmuster mit Nicht-109o-Domänenwänden. Diese streifenförmigen Domänenstrukturen sind in den zufällig orientierten polykristallinen Keramiken nicht vorhanden. Da Domänenwände möglicherweise auch eine Rolle bei der elektromechanischen Kopplung spielen, haben wir den Domänenwandeffekt auf k untersucht, indem wir eine unterschiedliche Anzahl von Domänenwänden berücksichtigt haben. Die simulierten Ergebnisse sind in der ergänzenden Abbildung 2 dargestellt. Sie zeigen, dass das Vorhandensein von Domänenwänden die elektromechanische Kopplung geringfügig verbessern kann. Die entsprechenden simulierten Werte von k33 sind in Abb. 1e dargestellt. Wie erwartet weist die Zufallskeramik den kleinsten k33-Wert auf, während die [001]-strukturierte Keramik einen großen k33-Wert aufweist, der mit dem des Einkristalls vergleichbar (und sogar etwas höher) ist. Diese Ergebnisse legen nahe, dass durch Befolgen des vorgeschlagenen Texturierungsdesigns ein ultrahoher elektromechanischer Kopplungsfaktor k33 in Keramik erreicht werden kann.

eine Polarisationsstruktur für ein ferroelektrisches Zweikornsystem, wobei die Kornorientierungen durch die Achsen dargestellt sind. b Simuliertes k33 als Funktion des Rotationswinkels γ zwischen den Orientierungen zweier Körner. c Simulierte Permittivität εT und εS als Funktion des Drehwinkels γ, wobei das elektrische Feld entlang der [001]-Richtung angelegt wird. d Darstellung des Kornkorrelationseffekts auf die Permittivität basierend auf der Landau-Theorie: Die Kornkorrelation führt dazu, dass der Polarisationsrotationspfad von seinem Gleichgewichtspunkt abweicht und somit das Energieprofil flacher wird, was die Permittivität εT erhöht und schließlich k33 erhöht.

Um die Vorhersage experimentell zu verifizieren, dass die <001>-texturierte Keramik einen großen k-Wert aufweisen kann, der mit dem Wert des Einkristalls vergleichbar ist, wurde hochgradig <001>-texturierte PMN-PZT-Keramik durch eine Templat-Kornwachstumstechnik mit einem anderen Volumen hergestellt Prozentsatz der BaTiO3-Vorlagen. Abbildung 3a zeigt die Röntgenbeugungsmuster für zufällige PMN-PZT-Keramik mit 0 Vol.-% BaTiO3-Templaten bzw. strukturierte PMN-PZT-Keramik mit 3 Vol.-% BaTiO3-Templaten. Beide Proben weisen eine Perowskitphase auf, während strukturierte Keramik im Vergleich zu zufälliger Keramik eine bemerkenswerte Verbesserung der Intensitäten der {001}-Beugungspeaks zeigt. Der Lotgering-Faktor der texturierten Probe liegt bei über 98 %, was auf eine stark [001] bevorzugte Kornorientierung hinweist. Abbildung 3b zeigt die Kornorientierung von zufälligen und strukturierten PMN-PZT-Keramiken anhand von IPF-Karten (Inverse Pol Figure), die mit der SEM-EBSD-Technik entlang der Dickenrichtung (Z) gemessen wurden (die IPF-X- und IPF-Y-Karten sind in der ergänzenden Abbildung dargestellt). . 3). Zur Bewertung der elektromechanischen Kopplung wurden longitudinale 33-Mode- und transversale 31-Mode-Proben mit Abmessungen gemäß IEEE-Standards hergestellt. Ihre Impedanzspektren sind in Abb. 3c, d dargestellt. Die k33- und k31-Werte von <001>-texturiertem PMN-PZT liegen überraschenderweise bei 0,93 bzw. 0,65. Abbildung 3e listet die k33 repräsentativer [001]-orientierter Einkristalle und polykristalliner Zufallskeramiken auf. Der k33-Wert von <001>-Einkristallen liegt im Bereich von 0,90–0,94, während der k33-Wert von Zufallskeramiken auf unter 0,80 begrenzt ist. Der k33 von <001> texturiertem PMN-PZT ist derselbe wie der Wert des PMN-PZT-Einkristall-Gegenstücks. Abbildung 3f listet die k31 repräsentativer [001]-orientierter Einkristalle und polykristalliner Zufallskeramiken auf. Im Allgemeinen liegt der k31-Wert von Zufallskeramiken im Bereich von 0,30–0,40. Die Werte k31 und k31(45o) von [001]-orientierten Einkristallen betragen etwa 0,43 bzw. 0,80. Hier ist k31(45o) das k31 einer [001]-orientierten Einkristallprobe mit 45o-Schnitt, wobei die Ausrichtungen der Seiten [110], [\(\bar{1}10\)] bzw. [001] sind. Der k31-Wert in strukturierter PMN-PZT-Keramik beträgt 0,65 und liegt damit etwas über dem Durchschnittswert von k31 und k31(45o) von [001]-orientierten Einkristallen. Diese Eigenschaft ist auf die Verteilung der Kornorientierung in <001>-strukturierten Keramiken zurückzuführen, bei der die [001]-Orientierung der Körner in texturierten Proben entlang der Dickenrichtung (z, außerhalb der Gussebene) gut ausgerichtet ist, die [100]- und [010] Die Ausrichtung der Körner in texturierten Proben ist in der Gussebene zufällig verteilt, was mit der Tatsache zusammenhängt, dass zum Ausrichten der Schablonen eine unidirektionale Scherkraft verwendet wurde. Basierend auf diesen Beobachtungen lässt sich vermuten, dass k, entweder k31 oder k33, in strukturierter Keramik ausschließlich von der Texturrichtung und dem Texturgrad abhängt und nicht durch das Vorhandensein der Korngrenze begrenzt ist. Die <001>-strukturierte Keramik kann einen großen k33-Wert aufweisen, der mit dem der <001>-orientierten Einkristalle vergleichbar ist, was die Vorhersage in den Abbildungen bestätigt. 1 und 2.

a XRD-Muster zufälliger und strukturierter PMN-PZT-Keramik. b EBSD-Bilder von zufällig und <001> strukturierten PMN-PZT-Keramiken. c Impedanzspektren von <001> texturierter PMN-PZT-Keramik im longitudinalen 33-Modus, der elektromechanische Kopplungsfaktor, k33, beträgt bis zu 0,93. d Impedanzspektren von <001> texturierter PMN-PZT-Keramik im transversalen 31-Modus, der elektromechanische Kopplungsfaktor, k31, beträgt bis zu 0,65. e Vergleich von k33 zwischen [001]-orientierten Einkristallen, Zufallskeramiken und <001>-strukturierten Keramiken. f Vergleich von k31 zwischen [001]-orientierten Einkristallen, Zufallskeramiken und <001>-strukturierten Keramiken. Hier ist k31(45o) das k31 einer [001]-orientierten Einkristallprobe mit 45o-Schnitt, wobei die Ausrichtungen der Seiten [110], [\(\bar{1}10\)] bzw. [001] sind. Die Referenzen für k33- und k31-Daten für Einkristalle und Keramiken in e, f finden Sie in der Ergänzenden Anmerkung 1.

Das gleiche k von [001]-orientierten Einkristallen und Keramiken mit <001>-Struktur legt nahe, dass sie möglicherweise ähnliche Domänenkonfigurationen besitzen. Es ist bekannt, dass die Fähigkeit von Domänen, in ferroelektrischen Polykristallen zu schalten, entscheidend von der kristallographischen Symmetrie der ferroelektrischen Phase abhängt23. Die Domänen in zufälligen polykristallinen Keramiken, die entweder tetragonal oder rhomboedrisch sind, sind aufgrund der Beschränkung durch die unterschiedlich ausgerichteten benachbarten Körner schwierig zu wechseln. Die <001>-Textur ist für die Nicht-180°-Domänenumschaltung in der tetragonalen Phase erforderlich23. Abbildung 4 zeigt die In-situ-XRD-Muster des elektrischen Felds von PMN-PZT-3BT-Keramik mit <001>-Textur. Es ist zu beobachten, dass die ungepolte texturierte Probe eine MPB-Zusammensetzung mit gleichzeitiger Existenz rhomboedrischer und tetragonaler Phasen aufweist (Abb. 4a), gekennzeichnet durch Peakaufspaltung nahe 44°. Mit zunehmendem elektrischen Feld (1. nach oben) verschmilzt der Peak mit großem Winkel (a-Achse) mit dem Peak mit kleinem Winkel (c-Achse) und wird zu einem einzigen Peak, was darauf hinweist, dass die a-Domänen in der tetragonalen Phase vollständig sein können auf C-Domains umgestellt. Diese neue Domänenstruktur ist während der Entfernung des elektrischen Feldes (1. nach unten, Abb. 4b) und Anlegen eines elektrischen Feldes (2. nach oben, Abb. 4c) sehr stabil. Basierend auf diesen Beobachtungen kann vermutet werden, dass die Nicht-180o-Domänen in <001>-strukturierten Keramiken schaltbar sind, was weiter bestätigt, dass <001>-texturierte Keramiken den gleichen elektromechanischen Kopplungsfaktor k wie [001]-orientierte Einkristalle aufweisen könnten.

In-situ-XRD-Muster im elektrischen Feld von strukturierter PMN-PZT-3BT-Keramik. a Erhöhen Sie das elektrische Feld an der ungepolten Probe, was als „1. Aufwärts“ bezeichnet wird. b Dann verringern Sie das elektrische Feld auf 0, was als 1. Abwärtspunkt bezeichnet wird. c Erhöhen Sie dann das elektrische Feld erneut, was als „2. Aufwärts“ bezeichnet wird. d Konturdiagramme der In-situ-XRD-Daten aus (a). e Konturdiagramme der In-situ-XRD-Daten aus (b). f Konturdiagramme der In-situ-XRD-Daten aus (c).

Einer der Hauptvorteile des Texturierungsansatzes gegenüber dem Zusammensetzungsansatz (Erhöhung der dielektrischen Permittivität ε über Zusammensetzung und Phasenstrukturdesign) besteht darin, dass die Maximierung von k über die Orientierungssteuerung bessere umfassende piezoelektrische Eigenschaften und Temperaturstabilität bietet. Die Temperaturabhängigkeit von k33 und \({\varepsilon }_{33}^{T}\) wurde auch durch Phasenfeldsimulation veranschaulicht, wie in der ergänzenden Abbildung 4 gezeigt. Die \({\varepsilon }_{33} ^{T}\) zeigt eine starke Temperaturabhängigkeit und steigt aufgrund der Abflachung der freien Energielandschaft deutlich an, wenn sich die Temperatur dem Phasenübergang nähert. Gemäß \(k=\sqrt{1-{\varepsilon }^{S}/{\varepsilon }^{T}}\) führt ein solch signifikanter Anstieg von εT jedoch nicht zu einer großen Variation von k, insbesondere für das piezoelektrische Material mit hohem k, bei dem die Änderung von εS im Vergleich zu der von εT unter der starken Dehnungsbeschränkung nahezu vernachlässigbar ist.

Abbildung 5 vergleicht die experimentellen Daten zu temperaturabhängigen dielektrischen, piezoelektrischen und elektromechanischen Eigenschaften piezoelektrischer Materialien, die mit diesen beiden Ansätzen sowohl im Niedertemperatur- als auch im Hochtemperaturbereich entwickelt wurden. Für den Zusammensetzungsansatz wurde das PMN-PT-System ausgewählt, da dessen Phasendiagramm gut etabliert ist. Insbesondere wurden PMN-35PT und mit 2,5 Mol-% Eu2O3 dotiertes PMN-28PT als undotiertes bzw. dotiertes PMN-PT ausgewählt. Diese beiden Zusammensetzungen liegen in der Nähe des MPB und zeigen die Spitzenwerte des piezoelektrischen Koeffizienten d. Wie in Abb. 5a gezeigt, ist die Dielektrizitätskonstante εr von Eu-dotiertem PMN-PT bei Raumtemperatur deutlich höher als die von undotiertem PMN-PT, was zu einem höheren piezoelektrischen Koeffizienten d31 führt. Allerdings zeigen sowohl die Dielektrizitätskonstante εr als auch der piezoelektrische Koeffizient d31 der Eu-dotierten PMN-PT-Probe eine viel stärkere Temperaturabhängigkeit und haben bei kryogenen Temperaturen sogar niedrigere Werte als undotiertes PMN-PT. Bei niedrigen Temperaturen verschmelzen die Dielektrizitätskonstante εr und der piezoelektrische Koeffizient d31 für undotierte und dotierte Proben aufgrund des abnehmenden Beitrags der polaren Nanoregionen (PNRs)24 oder der durch Eu-Seltenerd-Dotierstoff9 induzierten lokalen Heterogenität allmählich.

a Eigenschaften gemessen in einem Tieftemperaturbereich von −190 °C bis Raumtemperatur, b Eigenschaften gemessen in einem Hochtemperaturbereich von Raumtemperatur bis 250 °C. Der Texturierungsansatz liefert viel größere Inkremente von d und k sowie einen größeren Temperaturbereich (wie durch höhere rhomboedrische zu tetragonale ferroelektrisch-ferroelektrische Phasenübergänge TR-T und ferroelektrisch-paraelektrischen Phasenübergang TC angezeigt) als der herkömmliche Zusammensetzungsansatz, wie angegeben durch die vertikalen und horizontalen Pfeile.

Für den mikrostrukturellen Texturierungsansatz kann der elektromechanische Kopplungsfaktor k erheblich verbessert werden, was zu einem großen Anstieg von d führt. Unterdessen weist d eine viel bessere Temperaturstabilität auf als der Zusammensetzungsansatz, da k eine viel geringere Temperaturempfindlichkeit aufweist als εr. Ein außergewöhnliches Beispiel ist hier texturiertes PMN-PZT. Bei Raumtemperatur erhöht die Texturierung k31 von PMN-PZT von 0,3 auf 0,65, entsprechend erhöht sich d31 signifikant von 89 pC N−1 auf 568 pC N−1, d33 von 230 auf 1470 pC N−1, g33 von 28 × 10− 3 V m N−1 bis 50 × 10−3 V m N−1 bzw. d33·g33 von 6,5 × 10−12 m2 N−1 bis 73 × 10−12 m2 N−1. Bei niedrigen Temperaturen sind die Zuwächse von d31 und k31 beim Texturierungsansatz auch viel größer als beim Zusammensetzungsansatz, wie in Abb. 5a dargestellt. Ähnlich wie bei niedrigen Temperaturen erhöht die Texturierung den k31-Wert von PMN-PZT und den d31-Wert von PMN-PZT im Hochtemperaturbereich erheblich, wie in Abb. 5b dargestellt. Das texturierte PMN-PZT weist höhere k31- und d31-Werte und einen größeren Betriebstemperaturbereich als PMN-PT auf. Bei zufälliger Keramik geht das Erreichen eines hohen d bei Raumtemperatur immer zu Lasten der Temperaturstabilität, die durch einen niedrigen ferroelektrisch-ferroelektrischen Phasenübergang (TR-T) und einen ferroelektrisch-paraelektrischen Phasenübergang TC gekennzeichnet ist. Hierbei ist zu erwähnen, dass die Kornorientierung bzw. Texturierung keinen Einfluss auf die Phasenübergangstemperatur hat. Hier ist der leichte Rückgang der Phasenübergangstemperaturen in texturiertem PMN-PZT auf die niedrige Curie-Temperatur von BaTiO3-Templaten (130 °C) zurückzuführen. Dies kann durch die Verwendung einer homogenen PMN-PZT-Vorlage gelöst werden, die dieselbe Zusammensetzung wie die Matrix aufweist. Wie in der ergänzenden Abbildung 5 gezeigt, erhöht die Eu-Dotierung zwar die dielektrische Permittivität ε und die piezoelektrischen Eigenschaften d erheblich, verringert jedoch das Koerzitivfeld Ec drastisch, was die Stabilität des elektrischen Feldes (Depolierung) schwächt und die Verwendung des Materials in hohen Mengen einschränkt Energieanwendung. Im Gegenteil, die Texturierung hat einen viel geringeren Einfluss auf das Koerzitivfeld Ec. Wie in der ergänzenden Abbildung 6 gezeigt, verringert die [001]-Texturierung im Gegensatz zur Eu-Dotierung, die den dielektrischen Verlust tanδ von PMN-PT-Zufallskeramiken bei Raumtemperatur von 1,8 % auf 3,4 % erhöht, erheblich den tanδ von PMN-PT. PZT-Zufallskeramik bei Raumtemperatur von 2,3 % bis 1,1 %. Ein ähnlicher Trend wurde auch bei PMN-PT-Keramiken mit [001]-Textur beobachtet, bei denen tanδ bei Raumtemperatur von 2,0 % auf 0,6 % sinkt18. Insgesamt liefert unser auf mikrostruktureller Texturierung basierender Ansatz, wie in der ergänzenden Abbildung 7 zusammengefasst, ein hohes k (große Bandbreite und hohe Energietransduktionseffizienz), ein hohes d (große Dehnung), ein großes d·g (hohe Transduktionsenergiedichte) und ein hohes g (große Empfindlichkeit), geringer Verlust ohne wesentliche Einbußen bei Temperatur und Stabilität des elektrischen Feldes, wodurch die oben genannten Engpässe überwunden werden, die der traditionelle Ansatz (Erhöhung der dielektrischen Permittivität ε) auf der Grundlage des Zusammensetzungsdesigns (Dotierung und feste Lösung) mit sich bringt.

Angesichts der Bedeutung der elektromechanischen Kopplung ist es von entscheidender Bedeutung, neue ferroelektrische Materialien mit einem sehr hohen k zu entwickeln. Dazu sollten die Faktoren untersucht werden, die k beeinflussen. Hier verwenden wir ein theoretisches Modell, um den Ursprung der elektromechanischen Kopplung in Perowskit-Ferroelektrika zu verstehen und die Schlüsselfaktoren zu untersuchen, die am meisten zu k beitragen. Die Modellierungsdetails finden Sie in der Ergänzenden Anmerkung 2. Aus energetischer Sicht können außermittige Ionenverschiebungen zu einer niedrigeren Energie für ferroelektrische Phasen führen. Die Konturen in Abbildung 6a zeigen die Energie U als Funktion der Ionenverschiebung r und der Gitterverformung R für einen ferroelektrischen Zustand. Normalerweise sind die Ionenverschiebung (Polarisation) und die Gitterverformung (Dehnung) gekoppelt, sodass beispielsweise eine größere Verschiebung auch eine größere Verformung hervorrufen kann. Wenn die Verformung erhalten bleibt (Pfad-B), ist die Energie UA(r) daher höher als die Energie UB(r) bei freier Verformung (Pfad-A). Der elektromechanische Kopplungsfaktor k hängt mit dem Verhältnis der beiden Energiekrümmungen zusammen, wie in Abb. 6b dargestellt.

a Energiekontur für einen ferroelektrischen Zustand als Funktion der Ionenverschiebung r und der Gitterverformung R. b Energieprofile entlang Pfad A und Pfad B. c Farbkonturen der Polarisation P, der Permittivität ε, der Piezoelektrizität d und des elektromechanischen Kopplungsfaktors k als Funktion des Ionenradieneffekts x und des kovalenten Bindungseffekts y. x ≡ ρA /ρB impliziert das Ionenradiusverhältnis zwischen A- und B-Ionen, während y ≡ λBc /λB die relative kovalente Bindungsstärke der BO-Bindung charakterisiert. Die weiße gestrichelte Linie zeigt die Grenze des paraelektrischen-ferroelektrischen Phasenübergangs.

Der Ursprung der Ferroelektrizität wurde erstmals 1952 von Megaw25 diskutiert und dann 40 Jahre später von Cohen26 rechnerisch erklärt. In Perowskit-Ferroelektrika begünstigen die kurzreichweitigen Abstoßungskräfte, die hauptsächlich durch das Pauli-Ausschlussprinzip verursacht werden, die ideale Struktur, während die langreichweitigen Coulomb-Kräfte (Madelung) außermittige Ionenverschiebungen begünstigen. Die Ferroelektrizität wird daher durch die Konkurrenz zwischen kurzen -Range- und Long-Range-Wechselwirkungen. Die kovalente Bindung zwischen B-Kation und Sauerstoff über dp-Hybridisierung kann die Abstoßung im Nahbereich verringern und so außermittige Verschiebungen ermöglichen, um Ferroelektrizität zu erzeugen26. Tatsächlich können die Ionenradien neben der BO-Hybridisierung auch den Energiewettbewerb und damit die Ferroelektrizität beeinflussen. Abb. 6c zeigt die Abbildung der Ferroelektrizität (P) als Funktion des Ionenradiusverhältnisses x und der relativen kovalenten Bindungsstärke y. Wenn der Ionenradius von B mit dem von A vergleichbar ist, ist es selbst bei einer starken kovalenten BO-Bindung sehr schwierig, die Ferroelektrizität zu induzieren. Wenn jedoch der Ionenradius von B viel kleiner ist als der von A, kann die Ferroelektrizität auch ohne die kovalente BO-Bindung induziert werden, bei der sich das kleine B-Ion leicht innerhalb des großen Käfigs der O-Ionen verdrängt. Basierend auf unseren theoretischen Ergebnissen kann eine große spontane Polarisation durch die Wahl eines großen A-Ions oder eines kleinen B-Ions mit einer starken BO-Hybridisierung erreicht werden.

Da Ionenradien und kovalente Bindungen eine wichtige Rolle bei der Ferroelektrizität spielen, wird auch ihr Einfluss auf die elektromechanische Kopplung untersucht. Die Farbkonturen der Permittivität ε, der Piezoelektrizität d und des elektromechanischen Kopplungsfaktors k als Funktion des Ionenradiusverhältnisses x und der relativen kovalenten Bindungsstärke y sind in Abb. 6c dargestellt. Wie erwartet tritt eine große Permittivität ε um die Phasenübergangsgrenze herum auf, wo das Energieprofil von U(r) abgeflachter wird und keine offensichtliche Polarisationsabhängigkeit gefunden werden kann. In ähnlicher Weise tritt eine große Piezoelektrizität d auch in der Nähe der Phasenübergangsgrenze auf, wo das Energieprofil von U(R) abgeflachter ist, aber dies hängt von der Polarisation ab. Der elektromechanische Kopplungsfaktor k zeigt jedoch ein anderes Verhalten: Ein großes k erfordert keine große Permittivität oder Piezoelektrizität. Da die Permittivität oder Piezoelektrizität mit Pfad A zusammenhängt, während die elektromechanische Kopplung sowohl mit Pfad A als auch mit Pfad B verknüpft ist, gibt es keine direkte Beziehung zwischen ihnen. Das theoretische Modell zeigt, dass ein größeres k aus einem größeren Ionenradius von A oder einem kleineren Ionenradius von B sowie einer stärkeren kovalenten BO-Bindung resultiert. Allerdings begünstigt ein sehr großes k (>0,9) den starken kovalenten Bindungseffekt gegenüber dem ionischen Effekt. Diese Ergebnisse legen einen optimalen Zustand für Perowskit-Ferroelektrika nahe, die gleichzeitig eine große Dielektrizitätskonstante, eine große Piezoelektrizität und einen hohen elektromechanischen Kopplungsfaktor besitzen: starke kovalente BO-Bindung und nahe an der Phasenübergangsgrenze. Ähnliche Studien, die auf experimentellen Messungen basieren, um die Auswirkungen von A-Stellen- oder B-Stellen-Ionen auf den elektromechanischen Kopplungsfaktor zu analysieren, wurden von Yamashita27,28,29,30 berichtet.

Zusammenfassend stellen wir einen Durchbruch im Design piezoelektrischer Keramik dar, der durch Kornorientierung/-texturierung eine nahezu ideale Größe von k erreicht. Durch Phasenfeldsimulation und experimentelle Verifizierung durch texturiertes PMN-PZT wurde festgestellt, dass texturierte Keramik den gleichen k wie ein Einkristall erreichen kann. Der k33 von PMN-PZT mit hoher <001>-Textur wird mit 0,93 gemessen, was die Lücke zwischen Keramik und Einkristall schließt. Darüber hinaus bietet die Erhöhung von k durch Texturierung einen alternativen Ansatz zur Erhöhung der Piezoelektrizität, der die Engpässe des traditionellen Ansatzes durch Zusammensetzungsdesign überwindet. Darüber hinaus verwendeten wir ein theoretisches Modell, um den physikalischen Ursprung von k in Perowskit-Ferroelektrika zu verstehen, und stellten fest, dass eine starke kovalente Bindung zwischen B-Kation und Sauerstoff über dp-Hybridisierung am meisten zu k beiträgt. Diese Erkenntnisse liefern eine neuartige Designstrategie zur Entwicklung der nächsten Generation von piezoelektrischen Hochleistungsmaterialien mit ultrahoher Piezoelektrizität und niedrigen Kosten, um die Anforderungen an piezoelektrische Geräte mit extrem großer Bandbreite, hohem Wirkungsgrad, hoher Leistungsdichte und hoher Stabilität zu erfüllen.

Die piezoelektrischen texturierten Keramiken wurden durch einen Templat-Kornwachstumsprozess synthetisiert, wie in der ergänzenden Abbildung 8 dargestellt. Das 0,40 Pb(Mg1/3Nb2/3)O3-0,25PbZrO3-0,35PbTiO3 (PMN-PZT)-Matrixpulver wurde durch das herkömmliche Feststoff-Kornwachstumsverfahren synthetisiert. Zustandsreaktionsmethode. Eine Mischung aus PbO (99,9 %, Sigma Aldrich, USA), MgNb2O6 (99,9 %, Alfa Aesar, USA), ZrO2 (99 %, Sigma Aldrich, USA) und TiO2 (99,9 %, Sigma Aldrich, USA) wurde in einer Kugelmühle gemahlen in Ethanol für 24 Stunden unter Verwendung von ZrO2-Mahlmedien (Tosoh USA). Nach dem Trocknungsprozess wurde die kugelgemahlene Mischung getrocknet und 2 Stunden lang bei 750 °C kalziniert. Kalziniertes Pulver wurde erneut 24 Stunden lang mit 1,5 Gew.-% überschüssigem PbO in einer Kugelmühle gemahlen. Die Vorlagen für die Texturierung von PMN-PZT-Keramiken sind plattenförmige [001]PC BaTiO3 (BT)-Mikrokristalle. Um die [001]PC BT-Vorlagen zu synthetisieren, waren drei Schritte erforderlich. Zunächst wurden Bi4Ti3O12-Plättchen synthetisiert, indem Bi2O3 mit TiO2-Pulvern in geschmolzenen NaCl- und KCl-Salzen bei 1050 °C eine Stunde lang umgesetzt wurde. Als nächstes wurden BaBi4Ti4O15-Plättchen synthetisiert, indem Bi4Ti3O12 mit TiO2 und BaCO3 in geschmolzenen BaCl2/KCl-Salzen bei 1050 °C 3 Stunden lang umgesetzt wurde. Schließlich wurden [001]PC BT-Plättchen durch topochemische Reaktion zwischen BaBi4Ti4O15 und BaCO3 in geschmolzenen NaCl- und KCl-Salzen bei 950 °C für 3 Stunden erhalten. Bi3+ in BaBi4Ti4O15 wurde durch Ba2+ aus BaCO3 ersetzt, was zur BaTiO3-Matrize und dem Bi2O3-Nebenprodukt führte. Das Nebenprodukt Bi2O3 wurde mit verdünnter Salpetersäure entfernt. Zur Herstellung strukturierter Keramik wurden PMN-PZT-Matrixpulver mit einem organischen Bindemittel (Ferro 73225, Vista, CA) und Toluol/Ethanol-Lösungsmitteln durch Kugelmahlen gemischt, um Keramikaufschlämmungen herzustellen. Anschließend wurden den Aufschlämmungen unter magnetischem Rühren verschiedene Template-Inhalte zugesetzt und die Aufschlämmungen anschließend mit einer Geschwindigkeit von 40 cm/min unter Verwendung eines Rakels mit einer Höhe von 200 µm gegossen. Die getrockneten grünen Bänder wurden geschnitten, gestapelt und 15 Minuten lang bei 75 °C und einem Druck von 20 MPa laminiert. Die grünen Proben wurden mit einer Heizrate von 0,3 °C min−1 auf 400 °C erhitzt und 2 Stunden lang gehalten, um organisches Lösungsmittel und Bindemittel zu entfernen, und dann 1 Minute lang kaltisostatisch unter 133 MPa gepresst. Anschließend wurden die Proben 10 Stunden lang bei 1150 °C in fließendem O2 (0,2 L min−1) gesintert. Zum Vergleich wurden zufällige PMN-PZT-Keramiken mit der gleichen Verarbeitung wie strukturierte PMN-PZT-Keramik hergestellt, jedoch ohne Zugabe von BaTiO3-Templaten. Die Mikrostrukturen von BaTiO3-Templat, PMN-PZT-Zufallskeramik und PMN-PZT-Texturkeramik wurden mittels Rasterelektronenmikroskopie (ESEM Q250, FEI, Niederlande) beobachtet und sind in der ergänzenden Abbildung 9 dargestellt. Weitere Details zur Synthese von BaTiO3-Templat und Textur PMN-PZT-Keramik ist anderswo zu finden13,31.

Die kristallographischen Phasen von Keramiken wurden mittels Röntgenbeugung (XRD, PANalytical Empyrean, Niederlande) charakterisiert. Der Grad der pseudokubischen [001]-Textur wurde aus dem XRD-Muster im 2-Theta-Bereich von 20–60o mit der Lotgering-Faktor-Methode32 bestimmt. Die dielektrischen Eigenschaften gepolter Proben als Funktion der Temperatur wurden mit einem Mehrfrequenz-LCR-Messgerät (E4980AL, Keysight, USA) gemessen. Die piezoelektrischen Eigenschaften von Proben als Funktion der Temperatur wurden durch Resonanz- und Antiresonanztechnik unter Verwendung eines Impedanz-/Verstärkungsphasenanalysators (E4990A, Keysight, USA) ermittelt. Der piezoelektrische Koeffizient d33 wurde mit einem d33-Messgerät (YE 2730 A, APC Products, Inc., USA) gemessen. Die Polarisations-gegen-elektrische-Feld-Hystereseschleifen und die Dehnung-gegen-elektrische-Feld-Kurven wurden mit einem ferroelektrischen Tester (Precision Premier II, Radiant Technologies, Inc., USA) gemessen.

Um die Simulationsstudie der elektromechanischen Kopplung in strukturierten PMN-PT-Keramiken durchzuführen, haben wir das Phasenfeldmodell polykristalliner Ferroelektrika übernommen. In diesem Modell wird die polykristalline Kornstruktur durch das Kornrotationsmatrixfeld R(r) charakterisiert und der ferroelektrische Zustand wird durch das Polarisationsvektorfeld P(r) beschrieben, dessen Entwicklung durch die zeitabhängige Ginzburg-Landau-Gleichung charakterisiert wird. Die Modellierungsdetails finden Sie in der Ergänzenden Anmerkung 3. Der elektromechanische Kopplungsfaktor wird durch Simulation von εT und εS erhalten, wobei εT die spannungsfreie dielektrische Permittivität und εS die Permittivität mit erhaltener Dehnung ist. Um die entsprechende Permittivität zu erhalten, legen wir ein kleines elektrisches Feld ΔE in der Polungsrichtung an und messen die induzierte Polarisationsänderung ΔP.

Berechnungen für das Perowskit-Ferroelektrikum BaTiO3 wurden im Rahmen der Dichtefunktionaltheorie (DFT) unter Verwendung des Vienna Ab initio Simulation Package (VASP)33,34,35,36 durchgeführt. Die Plane-Wave-Basisprojektor-Augmented-Wave-Methode (PAW)37,38 wurde in der Local-Density-Approximation (LDA)39 verwendet. Der Konjugat-Gradienten-Algorithmus wird zur Strukturoptimierung mit einer Grenzenergie der ebenen Welle von 500 eV und einem 8 × 8 × 8 Gamma-k-Punkte-Schema verwendet, und alle Atome können sich bis zur Konvergenz mit Kräften zwischen ihnen <10−3 frei bewegen eV/Å. Der effektive Born-Ladungstensor Z* wird mithilfe der Dichtefunktionalstörungstheorie (DFPT)40 berechnet. Das elektrische Dipolmoment für eine Elementarzelle wird bestimmt durch \({{{{{\bf{p}}}}}}=e\sum {{{{{{\bf{Z}}}}}}}_ {\alpha }^{* }\cdot {{{{{\bf{u}}}}}}}_{\alpha }\), wobei uα die Verschiebung des Atoms α ist. Die berechneten effektiven Born-Ladungen in der kubischen Phase sind: \({Z}_{{Ba}}^{* }=2,76\), \({Z}_{{Ti}}^{* }=7,47\) , \({Z}_{O\perp }^{* }=-2,17\) und \({Z}_{O\parallel }^{* }=-5,89\).

Die Daten, die die Ergebnisse dieser Studie stützen, sind auf Anfrage bei den entsprechenden Autoren erhältlich.

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Abteilung für Materialwissenschaft und Werkstofftechnik, Pennsylvania State University, University Park, PA, 16802, USA

Yongke Yan, Hairui Liu, Haoyang Leng, Xiaotian Li und Shashank Priya

Abteilung für Materialwissenschaft und Werkstofftechnik, Michigan Technological University, Houghton, MI, 49931, USA

Liwei D. Geng & Yu U. Wang

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YY, LG, YW und SP hatten die Idee. YY hat das Experiment entworfen und die Charakterisierung durchgeführt. LG und YW führten die Feldphasensimulation und die Atommodellierung durch. H. Liu und H. Leng halfen bei der Probenvorbereitung. XL half bei der elektrischen Messung. YY, LG, YW und SP haben das Manuskript geschrieben. Alle Autoren trugen zu den Diskussionen und der Überarbeitung des Manuskripts bei.

Korrespondenz mit Yongke Yan, Liwei D. Geng, Yu U. Wang oder Shashank Priya.

Die Autoren geben an, dass keine Interessenkonflikte bestehen.

Nature Communications dankt den anonymen Gutachtern für ihren Beitrag zum Peer-Review dieser Arbeit.

Anmerkung des Herausgebers Springer Nature bleibt hinsichtlich der Zuständigkeitsansprüche in veröffentlichten Karten und institutionellen Zugehörigkeiten neutral.

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Nachdrucke und Genehmigungen

Yan, Y., Geng, LD, Liu, H. et al. Nahezu ideale elektromechanische Kopplung in strukturierter piezoelektrischer Keramik. Nat Commun 13, 3565 (2022). https://doi.org/10.1038/s41467-022-31165-y

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Eingegangen: 08. April 2021

Angenommen: 07. Juni 2022

Veröffentlicht: 22. Juni 2022

DOI: https://doi.org/10.1038/s41467-022-31165-y

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Zeitschrift für elektronische Materialien (2023)

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