WO2009034038A2 - Keramikmaterial, verfahren zur herstellung desselben und elektrokeramisches bauelement umfassend das keramikmaterial - Google Patents

Keramikmaterial, verfahren zur herstellung desselben und elektrokeramisches bauelement umfassend das keramikmaterial Download PDF

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Definitions

  • Ceramic material method for producing the same and electroceramic component comprising the ceramic material
  • An object of embodiments of the invention is to provide a ceramic material which has an adapted morphotropic phase boundary, as well as a sufficient grain size and can be sintered at lower temperatures than conventional PZT ceramics.
  • the object is achieved by a ceramic material according to claim 1. Further embodiments of the ceramic material and a production method for the ceramic material and electroceramic components with the ceramic material are the subject of further claims. Furthermore, the method for producing a multilayer component is claimed in an independent claim.
  • the described problem is solved by the addition of Ni and Nd to a ceramic material comprising lead zirconate titanate.
  • the grain size of the ceramic can be controlled during production.
  • the grain size is directly related to the piezoelectric properties of the ceramic.
  • the production of the ceramic can be carried out at lower temperatures, which allows a combination with other, non-stable at higher temperatures materials / materials already during the manufacturing process of the ceramic material.
  • the morphotropic phase boundary of the ceramic can be adjusted, which in turn has a positive effect on the piezoelectric properties of the ceramic.
  • PZT ceramic lead zirconate titanate ceramic
  • the mechanical stresses of a lead zirconate titanate ceramic (PZT ceramic) are closely linked to the structure, in particular the average grain size.
  • the dielectric and electromechanical properties of PZT ceramics are significantly determined by the domain size. This in turn is dependent on the grain size. Domains in ferroelectric ceramics arise due to the mechanical stress occurring at the ferroelectric transformation point. Materials in which there are electric dipoles that can be changed in position by external fields are called ferroelectrics.
  • the number of domains per unit volume increases with decreasing grain size. Associated with this, the size of the domains decreases. This reduction in domain size has an effect on the elastic stress fields.
  • the changed domain size has consequences for the material properties of the ceramic. Thus, it is desirable to be able to control the grain size or grain growth.
  • the lead zirconate titanate ceramic has a perovskite lattice which can be described by the general formula ABO3, where A stands for the A sites and B for the B sites of the perovskite lattice.
  • the perovskite lattice is characterized by a high tolerance to doping and vacancies.
  • the perovskite structure of lead zirconate titanate (PZT) can be described by the general formula ABO3.
  • An elementary cell of the PZT crystal lattice can be described by a cube.
  • the A-squares are occupied by Pb 2+ ions, which sit on the corners of the cube. In each case a 0 2 ⁇ -lon sits in the middle of each cube area. In the center of the
  • the highly symmetrical coordination polyhedron may be distorted.
  • the ceramic material may be described by the following general formulas:
  • Each Ni atom occupying a B site in this first case compensates for a Pb vacancy due to its only two-fold positive charge compared to a four-fold positive charge of a replaced Zr or Ti ion, rather than forming an O-space
  • the reason for the ratio of Nd to Ni in this case is always possible, whereby there is no formation of oxygen vacancies.
  • Nd occupies A sites in the perovskite lattice.
  • a doping with Nd 3+ on the A sites represents a donor doping. Due to the ionic radius of neodymium, this is incorporated on the Pb 2+ sites. The charge balance is achieved by the corresponding formation of Pb vacancies. The effect of doping is metric changes of the lattice and the influence of longer-acting interactions between the unit cells.
  • Ni occupies B sites in the perovskite lattice.
  • the grains of the ceramic material have a good size within these parameter ranges.
  • the morphotropic phase boundary is adjusted by the parameter z.
  • the Pb vacancies formed due to the charge balance in the case of y ⁇ x / 2 lead to a reduction in lattice consumption.
  • the altered stability conditions lead to a shift in the morphotropic phase boundary (MPG).
  • MPG morphotropic phase boundary
  • the tetragonal phase the cube is distorted along an axis that passes through two opposing oxygen atoms; in the rhombohedral phase, the axis lies on the space diagonal of the cube. This shift is the greater the higher the concentration of the doping.
  • acceptor and donor doping present in the exemplary embodiment results in that the negative properties which occur when the ceramic has been doped with only one of the two doping types are compensated. If, for example, only one acceptor doping is present, this often leads to sinking dielectric and piezoelectric constants and a decreasing coupling factor, ie the constants are lower than those of the undoped ceramic. If only donor doping is present, grain growth is inhibited and the grains of the ceramic do not reach the desired size. The However, in the exemplary embodiments, the combination of the dopants stands out positively from the undoped ceramic at these points. It has both better piezoelectric constants, as well as better grain growth, which is achieved even at lower temperatures than in undoped PZT ceramics.
  • the domain boundaries are often localized at the grain boundaries and thus can not become piezoelectric due to the fixation at these grain boundaries
  • the internal stress can affect the structure of the crystal lattice, and the stability of phases. Therefore, it is desirable to be able to control the grain growth targeted. This should be done inter alia via the doping of PZT ceramic.
  • this shift of the phase boundary must be taken into account.
  • Such an adaptation can take place via a doping of the lead zirconate titanate component of the ceramic material.
  • Such doping also affects the sintering properties as well as the grain growth. If the doping takes place only with Nd this acts as a growth inhibitor with respect to the particle sizes, so that ceramics with a sufficiently good microstructure can only be achieved at elevated sintering temperatures.
  • these high temperatures have significant disadvantages: the process times are prolonged, it can come to sintering and the internal electrodes of electroceramic Components with these ceramic materials must be made of expensive precious metals. It is therefore desirable to keep the sintering temperature as low as possible.
  • the doping with Nd and Ni makes it possible to achieve desired particle sizes despite low temperatures.
  • the ceramic is very well suited for production and use in electroceramic components.
  • a reduction in the sintering temperature by the addition of Ni opens up the possibility of producing piezoelectric actuators from the Nd and Ni-containing ceramics with internal electrodes which either contain only a small proportion of rare precious metal (for example Pd) or no portion thereof.
  • certain embodiments of the ceramic according to the invention are also suitable for actuators with internal electrodes with a low melting point.
  • the internal electrodes comprise a material selected from: Cu, Pd, Ag or an alloy of these metals.
  • An embodiment of the invention is a piezoelectric actuator. This comprises in a preferred embodiment at least two layers of the Ni and Nd doped PZT ceramic material between which an inner electrode is present.
  • This inner electrode could for example be made of Cu, Pd, Ni, Ag or an alloy of these metals.
  • Ni can reduce or even eliminate the reaction between the piezoelectric ceramic and the metal of the inner electrode, which takes place during the sintering process at high temperatures.
  • Oxidation states of Pb and Nd, 2+ over 3+, H a Pb vacancies allow diffusion of the Cu ions from the internal electrodes into the ceramic, where the Cu ions are incorporated into the crystal lattice.
  • This problem is reduced or solved in one embodiment of the invention by the incorporation of Ni on B sites of the crystal lattice.
  • the associated compensation of the Pb vacancies on the A-sites reduces the tendency of the copper to diffuse from the internal electrodes into the ceramic, which reduces or even completely eliminates migration of the Cu ions.
  • the completely or partially suppressed diffusion of the Cu ions has different advantages for the electroceramic components produced from the ceramics according to the invention.
  • the internal electrodes in this case lose no material and can form a continuous layer, which provides for better conductivity of the internal electrodes.
  • the inhibition of reactions between internal electrode metal and the ceramic results in a reduction of wetting force between internal electrode and ceramic.
  • a weaker wetting ensures that cracks, which arise during polarity or operation of the piezoelectric actuator in the main body of the actuator, remain only at the boundary between the inner electrode and ceramic and not extend beyond by the ceramic. This prolongs the life of the piezoelectric actuator.
  • transition region between tetragonal and rhombohedral phase is of particular importance in the ceramic embodiments. It comes in this to a concentration-dependent conversion between two crystal structures in the ceramic material.
  • phase boundary is referred to as "morphotrop.”
  • material properties show some special features in this area, which makes them particularly interesting for technical applications: Ceramics exhibit particularly good piezoelectric properties at phase transitions
  • the relative dielectric constant ⁇ r is the ratio of the absolute permittivity of the ceramic material and the permittivity in a vacuum, wherein the absolute permittivity represents a measure of the polarizability in the electric field.
  • the effectiveness of the piezo effect is characterized by the piezoelectric charge constant d 1D , which is the Represents ratio of generated charge density to mechanical deformation.
  • the directionality of the parameter is indicated by the corresponding indexes.
  • the index i of the piezoelectric charge constant indicates the direction of the electric field, the index j the direction of the deformation with which the crystal responds to the field.
  • a 1 stands for the x-direction
  • 2 for the y-direction
  • 3 for the z-direction.
  • the piezoelectric charge constant d33 thus denotes the longitudinal expansion behavior in the z-axis direction.
  • the coupling factor k is a measure of the degree of the piezoelectric effect. He describes the ability of a piezoelectric material electrical energy converted into mechanical energy and vice versa.
  • k 33 stands for the coupling factor of the longitudinal vibration.
  • the cause of the maximum physical properties at the MPG is the coexistence of the rhombohedral and tetragonal phases. This coexistence favors the Alignment of domains in the electric field, thus improving the polarizability of the ceramic. This underscores again the importance and special position of the MPG in PZT ceramics.
  • Embodiments of the ceramic material according to the invention are suitable for use in, for example, multilayer components due to the good piezoelectric properties.
  • the method for producing the ceramic material comprises the following steps:
  • the starting materials may be present as oxides. However, the starting materials may also be present in the form of, for example, metal carbonates, metal hydrogencarbonates or organometallic compounds.
  • the elements Zr and Ti can also be used in the form of a precursor such as (Zr, Ti) ⁇ 2 as starting material.
  • the elements Pb, Zr, Ti and Nd are mixed in their respective starting compounds according to the stoichiometric ratios of the elements in the ceramic material to be produced.
  • Nd is in the range of 0.01 to 6 mol%, with the range of 0.5 to 3 mol% being preferred.
  • Ni or Ni-containing compounds can be done either before or after calcination.
  • Ni is in a range of 0.01 to 6 mol%, with the range of 0.5 to 3 mol% being preferred.
  • Ni or the Ni-containing compound is also added according to the stoichiometric ratio of Ni with respect to the other elements in the ceramic material to be produced.
  • the ceramic raw material mixture is calcined in process step Cl) at a temperature which is between 850 and 970 ° C. This allows the ceramic to form mixed crystal phases.
  • the "raw” or also referred to as “green” ceramic is sintered in process step Dl).
  • the sintering temperature is in this case, for example, between 950 and 1070 0 C. Thus, it is below the melting point of copper (1083 ° C), which allows the internal electrodes of a piezoelectric
  • the ceramic green sheets already contain starting materials containing Pb, Zr, Ti, Nd, oxygen and Ni.
  • the Ni may have already been admixed with the original mixture of starting materials either before or after calcination.
  • the lamination in process step C2) can be carried out, for example, with a pressing force of 100 to 130 tons. The pressing force can be matched to the binder type.
  • the binder removal in process step D2) can be carried out under inert atmosphere at 550 ° C., which would be preferred conditions, for example, for copper internal electrodes. Debinding can also be done under air-atmosphere. The temperature is in this case for example matched to the binder material and the material of the internal electrodes.
  • the sintering in process step E2) can take place for example for 4 hours at a temperature of up to 1070 ° C.
  • a possible sintering temperature range includes 960 to 1100 0 C, although higher temperatures can be successful. However, the range of 980 to 1040 ° C. is preferred.
  • a gas mixture may be used which comprises nitrogen, hydrogen and steam.
  • This further production process comprises the following process steps: A3) production of a ceramic Raw material mixture by comminution and mixing of starting materials containing Pb, Zr, Ti, Nd and oxygen, B3) calcining the ceramic raw material mixture, C3) adding a binder to the ceramic raw material mixture from B3), D3) forming green sheets from the mixture of C3 E3) printing the green sheets from D3) with internal electrodes, the material of the internal electrodes comprising Ni, F3) stacking a plurality of the ceramic green sheets from E3) into a stack, G3) solidifying the stack by lamination, whereby green parts are formed, H3 )
  • green films corresponding to D3) can also be coated between the green films from E3), ie green films which were not printed with electrode material.
  • Process step C3) may comprise a polyurethane binder which may be thermally or hydrothermally degradable.
  • the material of the internal electrodes may include metallic Ni or Ni oxide.
  • the lamination in process step G3) can take place with a pressing force of 100 to 130 tons.
  • the pressure forms green parts.
  • the debinding in process step H3) can be carried out under inert or air-atmosphere at 550 0 C.
  • the temperature must be chosen so that the unwanted, often organic ingredients that were introduced inter alia by the binder burned out.
  • the debinding temperature is preferably matched to the binder type.
  • the material of the internal electrodes plays a role in the selection of the debinding temperature.
  • the thermal treatment may also contribute to the diffusion of Ni from the electrode material into the ceramic.
  • the sintering in process step 13) can take place over 4 hours at a temperature up to 1070 ° C.
  • a possible sintering temperature range comprises 960 to 1100 0 C, wherein the range of 980 to 1040 0 C is preferred, but also temperatures above 1100 0 C can lead to the desired destination.
  • a gas mixture comprising nitrogen, hydrogen and steam can be used.
  • Ni ions from the internal electrode material migrate into the ceramic, where they are then installed on B sites.
  • the multilayer component can be ground and polished in further steps. In the area of the exiting internal electrodes, contacting can take place, for example with a copper paste. After the paste has been baked in, the multilayer component can now be provided with wires by means of the usual bonding technology. This results in a piezoelectric actuator.
  • the invention is not limited by the description with reference to the embodiments. Rather, the invention encompasses any novel feature as well as any combination of features, including in particular any combination of features in the claims, even if this feature or combination itself is not explicitly stated in the patent claims or exemplary embodiments.

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Abstract

Keramikmaterial umfassend Bleizirkonat-Titanat, das zusätzlich Nd und Ni enthält.

Description

Beschreibung
Keramikmaterial, Verfahren zur Herstellung desselben und elektrokeramisches Bauelement umfassend das Keramikmaterial
Es wird ein Keramikmaterial angegeben, umfassend Bleizirkonat-Titanat , das zusätzlich Nd und Ni enthält.
Weit verbreitete Probleme von Keramikmaterialien sind die Anpassung der morphotropen Phasengrenze, zu geringes Kornwachstum bzw. zu geringe Korngröße und hohe Sintertemperaturen .
Eine Aufgabe von Ausführungsformen der Erfindung besteht darin, ein Keramikmaterial bereitzustellen, welches über eine angepasste morphotrope Phasengrenze verfügt, wie auch über eine ausreichende Korngröße und bei niedrigeren Temperaturen gesintert werden kann als herkömmliche PZT-Keramiken .
Die Aufgabe wird durch ein Keramikmaterial nach dem Anspruch 1 gelöst. Weitere Ausführungsformen des Keramikmaterials sowie ein Herstellungsverfahren für das Keramikmaterial und elektrokeramische Bauelemente mit dem Keramikmaterial sind Gegenstand weiterer Patentansprüche. Des weiteren wird in einem unabhängigen Anspruch das Verfahren zur Herstellung eines Vielschichtbauelements beansprucht.
Die beschriebene Aufgabenstellung wird durch die Zugabe von Ni und Nd zu einem Keramikmaterial umfassend Bleizirkonat- Titanat gelöst. Durch die Zugabe von Ni und Nd zum Bleizirkonat-Titanat kann bei der Herstellung die Korngröße der Keramik gesteuert werden. Die Korngröße steht in direktem Zusammenhang mit den piezoelektrischen Eigenschaften der Keramik. Des weiteren kann die Herstellung der Keramik bei niedrigeren Temperaturen erfolgen, was eine Kombination mit anderen, bei höheren Temperaturen nicht beständigen Werkstoffen / Materialien bereits während des Herstellungsverfahrens des Keramikmaterials ermöglicht.
Durch geeignete Wahl des Zirkonat- und Titanatanteils in der Keramik kann die morphotrope Phasengrenze der Keramik angepasst werden, was sich wiederum positiv auf die piezoelektrischen Eigenschaften der Keramik auswirkt.
Die mechanischen Spannungen einer Bleizirkonat-Titanat- Keramik (PZT-Keramik) sind eng mit dem Gefüge insbesondere der mittleren Korngröße verknüpft. Die dielektrischen und elektromechanischen Eigenschaften von PZT-Keramiken werden wesentlich von der Domänengröße bestimmt. Diese wiederum steht in Abhängigkeit mit der Korngröße. Domänen in ferroelektrischen Keramiken entstehen aufgrund der am ferroelektrischen Umwandlungspunkt auftretenden mechanischen Spannung. Materialien, in denen es elektrische Dipole gibt, die durch äußere Felder in ihrer Lage verändert werden können, nennt man Ferroelektrika . Die Anzahl der Domänen pro Volumeneinheit nimmt mit abnehmender Korngröße zu. Damit verbunden verringert sich die Größe der Domänen. Diese Verringerung der Domänengröße hat Auswirkungen auf die elastischen Spannungsfelder. Die veränderte Domänengröße hat Konsequenzen für die Materialeigenschaften der Keramik. Somit ist es erstrebenswert, die Korngröße bzw. das Kornwachstum steuern zu können. Gemäß einer weiteren Ausführungsform der Erfindung weist die Bleizirkonat-Titanat-Keramik ein Perowskitgitter auf, welches sich durch die allgemeine Formel ABO3 beschreiben lässt, wobei A für die A-Plätze und B für die B-Plätze des Perowskitgitters stehen.
Das Perowskitgitter zeichnet sich durch eine hohe Toleranz gegenüber Dotierungen und Leerstellen aus.
Die Perowskitstruktur des Bleizirkonat-Titanats (PZT) lässt sich durch die allgemeine Formel ABO3 beschreiben. Eine Elementarzelle des PZT-Kristallgitters lässt sich durch einen Kubus beschreiben. Die A-Plätze sind durch Pb2+-Ionen besetzt, welche auf den Ecken des Kubus sitzen. In der Mitte jeder Kubusfläche sitzt jeweils ein 02~-lon. Im Zentrum des
Kubus befindet sich ein Ti4+-Ion oder Zr4+-Ion. Diese Struktur weist eine hohe Toleranz gegenüber Substitution der Metallionen durch andere Metallionen und Fehlstellen auf, weshalb sie sich gut dotieren lässt.
Je nach Größenunterschied zwischen dem durch Dotierung eingeführten Ion und dem ersetzten Ion kann es zur Verzerrung des hoch-symmetrischen Koordinationspolyeders kommen.
Gemäß einer weiteren Ausführungsform der Erfindung kann das Keramikmaterial durch die folgenden allgemeinen Formeln beschrieben werden:
- für y =< x/2: a PbO + (Pbi-3χ/2+y x/2-yNdx) ( (Zri_zTiz) i_y Niy) O3,
- für y > x/2: a PbO + (Pbi_xNdx) ( (Zri_zTiz) i_y Niy) 03-y+x/2θy-x/2, wobei 0=<a<l, 0<x<l, 0<y<l, 0<z<l ist und a für einen
Überschuss an PbO in der Einwaage steht, eine Pb-Leerstelle und 0 eine O-Leerstelle darstellt. Hierbei werden in Abhängigkeit von dem Verhältnis Ni zur Nd zwei Fälle unterschieden. In ersten Fall, für y =< x/2, wird für jeweils zwei Nd-Atome, welche jeweils einen A-Platz in der Perowskitstruktur einnehmen, eine Pb-Leerstelle gebildet, da die zwei Nd-Ionen aufgrund ihrer dreifach positiven Ladung die Ladung von drei zweifach positiv geladenen Pb-Ionen kompensieren .
Jedes Ni-Atom, welches in diesem ersten Fall einen B-Platz einnimmt kompensiert aufgrund seiner nur zweifach positiven Ladung im Vergleich zu einer vierfach positiven Ladung eines ausgetauschten Zr- oder Ti-Ions eine Pb-Leerstelle anstatt eine O-Leerstelle auszubilden, was auf Grund des Verhältnisses von Nd zu Ni in diesem Fall immer möglich ist, wodurch es zu keiner Ausbildung von Sauerstoffleerstellen kommt.
Im zweiten Fall, für y > x/2, wird für jedes Ni-Atom, welches einen B-Platz einnimmt zur Ladungserhaltung eine O-Leerstelle gebildet. Da das Ni-Ion nur über zwei positive Ladungen verfügt, dieses aber entweder Ti oder Zr ersetzt, welche über vier positive Ladungen verfügen, wird zur Ladungserhaltung eine Sauerstoffleerstelle ausgebildet. Die Ausbildung einer Sauerstoffleerstelle gleicht die zwei „negativen Ladungen", die durch die Akzeptordotierung entstanden sind, aus. Auf Grund des Verhältnisses von Nd zu Ni kommt es zu keiner
Ausbildung von Pb-Leerstellen, da alle Pb-Leerstellen durch Sauerstoffleerstellen kompensiert werden.
Die verschiedenen Möglichkeiten der Dotierung lassen sich anhand der Wertigkeit des Dotierungsions klassifizieren. Die isovalente Dotierung, also der Ersatz eines Ions durch ein anderes Ion mit gleicher Wertigkeit wirkt sich nicht auf mögliche Leerstellen im Keramikmaterial aus. Ersetzen niederwertige Kationen (Akzeptoren) Kationen mit einer höheren Wertigkeit, so werden Leerstellen im Anionengitter erzeugt. Höhervalente Kationen (Donatoren) verursachen, wenn sie niederwertigere Kationen ersetzen Leerstellen im Kationengitter. Die Dotierung mit Akzeptoren und Donatoren führt jeweils zu charakteristischen Änderungen der Materialeigenschaften. Akzeptordotierte Keramiken werden auch als „harte", donatordotiere Keramiken als „weiche" Keramiken bezeichnet .
In einem Ausführungsbeispiel der Erfindung nimmt Nd A-Plätze im Perowskitgitter ein.
Eine Dotierung mit Nd3+ auf den A-Plätzen stellt eine Donator-Dotierung dar. Aufgrund des Ionenradius von Neodym wird dieses auf den Pb2+-Plätzen eingebaut. Der Ladungsausgleich erfolgt durch die entsprechende Bildung von Pb- Leerstellen. Die Auswirkung der Dotierung sind metrische Änderungen des Gitters und die Beeinflussung länger wirkenden Wechselwirkungen zwischen den Elementarzellen.
In einem weitern Ausführungsbeispiel nimmt Ni B-Plätze im Perowskitgitter ein.
Dies stellt eine B-Platz Akzeptor-Dotierung dar, über welche u. a. das Korngrößenwachstum gesteuert werden kann.
Diese Dotierung wirkt sich auf das Kornwachstum des Materials aus, welches von der Konzentration der eingebrachten Dotierung abhängig ist. Kleine Dotierungsmengen tragen hierbei zum Kornwachstum bei, wohingegen zu große Mengen an Dotierungsionen das Kornwachstum hemmen können. Die piezoelektrischen Qualitäten von PZT-Keramiken verschlechtern sich mit einer Verringerung der Korngröße. Die remanente Polarisation, der Anteil der Polarisation, der beim Abschalten des elektrischen Feldes erhalten bleibt, sinkt und damit verbunden verschlechtern sich die piezoelektrischen Eigenschaften und der Kopplungsfaktor.
In einer weiteren Ausführungsform des Keramikmaterials gelten für die Indizes folgende Bereiche: 0=<a=<0,05, 0, 0001=<x=<0, 06, 0, 0001=<y=<0, 06 und 0, 35=<z=<0, 6. Die Körner des Keramikmaterials weisen innerhalb dieser Parameterbereiche eine gute Größe auf. Die morphotrope Phasengrenze wir über den Parameter z angepasst.
In einer weiteren Ausführungsform des Keramikmaterials gelten für die Indizes folgende Bereiche: 0=<a=<0,05, 0, 005=<x=<0, 03, 0, 005=<y=<0, 03 und 0, 35=<z=<0, 6.
Die Körner der Keramik weisen bei dieser Keramik eine sehr gute Größe auf. Die morphotrope Phasengrenze wir über den Parameter z angepasst.
Die aufgrund des Ladungsausgleiches gebildeten Pb-Leerstellen im Fall von y=<x/2 führen zu einer Verringerung der Gitter- verzehrung. Die veränderten Stabilitätsbedingungen führen zu einer Verschiebung der morphotropen Phasengrenze (MPG) . Der Bereich eines Phasendiagramms in dem sich zwei Bereiche unterschiedlicher Phasengeometrie treffen bzw. koexistieren, beispielsweise tetragonal und rhomboedrisch, wird als morphotrope Phasengrenze bezeichnet. In der tetragonalen Phase ist der Kubus entlang einer Achse verzerrt, die durch zwei gegenüberliegende Sauerstoffatome führt, bei der rhomboedrischen Phase liegt die Achse auf der Raumdiagonalen des Kubus. Diese Verschiebung ist umso größer je höher die Konzentration der Dotierung ist. Die morphotrope Phasengrenze für PZT mit 2 mol% Nd-Dotierung liegt bei einem Zr-Ti-Molverhältnis von 54/46 bis 56/44, wohingegen bei einer undotierten PZT-Keramik die morphotrope Phasengrenze bei einem fast ausgeglichen Zr- Ti-Verhältnis liegt. Die Verschiebung der MPG macht eine neue Anpassung der Phasengrenze nötig, wenn die Keramik gute piezoelektrische Eigenschaften aufweisen soll.
Die Eigenschaften von Donator dotierten PZT-Materialien, wie sie in dem Fall vorliegen, wo Nd Pb-Plätze einnimmt, basiert im Wesentlichen auf einer erhöhten Domänenbeweglichkeit, die durch die Pb-Leerstellen, wie sie im Fall von y =< x/2 vorliegen, verursacht wird. Die Leerstellen führen dazu, dass sich die Domänen bereits von kleinen elektrischen Feldern beeinflussen lassen. Unter Domänen versteht man Bereiche in der Keramik mit gleicher Polarisation. Dies führt im Vergleich mit undotierten PZT-Keramiken zu einer leichteren Verschiebbarkeit der Domänengrenzen und somit zu höheren Dielektrizitätskonstanten, piezoelektrischen Konstanten und höheren Kopplungsfaktoren.
Die im Ausführungsbeispiel vorhandene Kombination von Akzeptor- und Donator-Dotierung führt dazu, dass die negativen Eigenschaften, welche auftreten, wenn die Keramik mit nur einer der beiden Dotierungsarten dotiert wurde, kompensiert werden. Würde beispielsweise nur eine Akzeptor- Dotierung vorliegen so führt dies oft zu sinkenden dielektrischen und piezoelektrischen Konstanten und einem sinkenden Kopplungsfaktor, d.h. die Konstanten liegen unter denen der undotierten Keramik. Liegt nur eine Donator- Dotierung vor, so wird das Kornwachstum gehemmt, und die Körner der Keramik erreichen nicht die gewünschte Größe. Die in den Ausführungsbeispielen vorhandene Kombination der Dotierungen hebt sich jedoch in diesen Punkten positiv von der undotierten Keramik ab. Sie weißt sowohl bessere piezoelektrische Konstanten auf, wie auch ein besseres Kornwachstum, welches auch noch bei tieferen Temperaturen erreicht wird, als bei undotierten PZT-Keramiken .
In kleinkörnigen Materialen sind die Domänengrenzen häufig an den Korngrenzen lokalisiert und können aufgrund der Fixierung an diesen Korngrenzen so nicht zu den piezoelektrischen
Eigenschaften beitragen. Die innere Spannung kann sich auf die Struktur des Kristallgitters, und die Stabilität von Phasen auswirken. Deshalb ist es erstrebenswert das Kornwachstum gezielt steuern zu können. Dies soll unter anderem über die Dotierung der PZT-Keramik erfolgen.
Ausführungsformen der Erfindung können für die Anwendung als Sensor oder Aktuator in vielfältigen Geometrien hergestellt werden. Aus technologischen Gründen ergeben sich bei der Herstellung Besonderheiten im Gefüge, wie zum Beispiel unterschiedliche Korngrößen oder unterschiedliche Phasengrenzen. Da sich aber diese Parameter auf die Eigenschaften eines ferroelektrischen Materials auswirken ist es erstrebenswert diese Parameter entsprechend auf die Zusammensetzung anzupassen. Bei der morphotropen Phasengrenze (MPG) ist besonderes die Koexistenz von rhomboedrischen neben tetragonalen Phasen von Interesse. Diese steht wiederum auch in direkten Zusammenhang mit der Korngröße. In einer erfindungsgemäßen Ausführungsform der Keramik ist eine Anpassung der Phasengrenze über den Index z, über den sich das Ti-Zr-Verhältnis steuern lässt, möglich. Messungen der piezoelektrischen Eigenschaften zeigen dass unterhalb einer Grenzkorngröße von etwa 1 μm die Korngröße einen starken Einfluss auf das Gefüge hat. So verschiebt sich die MPG mit abnehmender Korngröße zur titanreicheren Zusammensetzungen. Innere Spannungen müssen als Ursache für diese Verschiebung angenommen werden. Mit abnehmender Korngröße kann eine zunehmende Klemmung beobachtet werden. Diese Klemmung wiederum ist die Ursache für innere Spannungen welche die piezoelektrischen Eigenschaften des Materials beeinflussen. Die Klemmungen sind auf die Verzehrung des Kristallgitters im Bereich an den Domänenwände zurückzuführen. Die bei kleinen Körnern ausgebildeten Domänen im Nanometerbereich sind fast vollständig verspannt. Diese Verspannungen führen zu einer Deformation der Elementar- zellen, und zur Destabilisierung der tetragonalen Struktur was wiederum zur Verschiebung der MPG führt. Aus diesen Gründen ist es erstrebenswert, über eine entsprechende Dotierung der PZT-Keramik Einfluss auf die Korngröße nehmen zu können.
Für die technische Anwendung solcher feinkörnigen Keramiken muss diese Verschiebung der Phasengrenze berücksichtigt werden. Dies macht eine Anpassung der MPG notwendig. Eine solche Anpassung kann über eine Dotierung der Bleizirkonat- Titanat-Komponente des Keramikmaterials erfolgen. Eine solche Dotierung wirkt sich auch auf die Sintereigenschaften wie auf das Kornwachstum aus. Erfolgt die Dotierung nur mit Nd wirkt dieses als Wachstumsinhibitor bezüglich der Korngrößen, so dass Keramiken mit hinreichend gutem Gefüge nur bei erhöhten Sintertemperaturen erreicht werden können. Diese hohen Temperaturen haben jedoch deutliche Nachteile: die Prozesszeiten verlängern sich, es kann zu Versinterungen kommen und die Innenelektroden von elektrokeramischen Bauelementen mit diesen Keramikmaterialien müssen aus teuren Edelmetallen gefertigt werden. Es ist also erstrebenswert die Sintertemperatur möglichst niedrig zu halten. Die Dotierung mit Nd und Ni ermöglicht es trotz niedrigen Temperaturen zu gewünschten Korngrößen zu kommen.
Aufgrund der angeführten Eigenschaften eignet sich die Keramik sehr gut zur Fertigung und zum Einsatz in elektrokeramischen Bauelementen.
Durch die Herabsetzung der Sintertemperatur werden auch Möglichkeiten zur Kombination mit anderen Werkstoffen eröffnet, welche bei den höheren Sintertemperaturen, welche bei den nicht erfindungsgemäßen PZT-Keramiken von Nöten waren, nicht möglich waren. Beispielsweise mit Metallen wie Kupfer, dessen Schmelzpunkt bei 1083 0C liegt. Hiermit eröffnen sich neue Möglichkeiten beispielsweise auf dem Gebiet der piezoelektrischen Aktuatoren.
Eine Reduktion der Sintertemperatur durch die Zugabe von Ni eröffnet die Möglichkeit piezoelektrische Aktuatoren aus der Nd und Ni umfassenden Keramik mit Innenelektroden, die entweder nur einen geringen Anteil an seltenen Edelmetall (z.B. Pd) oder gar keinen Anteil derselben enthalten, herzustellen. Somit eignen sich bestimmte Ausführungsformen der erfindungsgemäßen Keramik auch für Aktuatoren mit Innenelektroden mit niedrigem Schmelzpunkt. So zum Beispiel für den Fall, dass die Innenelektroden ein Material umfassen, das ausgewählt ist aus: Cu, Pd, Ag oder einer Legierung aus diesen Metallen.
Ein Ausführungsform der Erfindung ist ein piezoelektrischer Aktuator. Dieser umfasst in einer bevorzugten Ausführungsform mindestens zwei Schichten des mit Ni und Nd dotierten PZT- Keramikmaterials zwischen denen eine Innenelektrode vorhanden ist. Diese Innenelektrode könnte beispielsweise aus Cu, Pd, Ni, Ag oder einer Legierung aus diesen Metallen gefertigt sein.
Der Einbau von Ni in das PZT-Gitter kann die Reaktion zwischen piezoelektrischer Keramik und dem Metall der Innenelektrode, die während des Sintervorgangs bei hohen Temperaturen stattfinden, reduzieren oder sogar unterbinden. Nimmt man beispielsweise einen Aktuator mit Cu-Innenelektrode aus einem keramischen Material, das nicht mit Ni dotiert wurde, gemäß der Formel Pbi_3/2aNda i/2a (Zri_xTix) O3 , wobei 0<a<l, 0<x<l und eine Pb-Leerstelle darstellt, enthält das Kristallgitter auf Grund der unterschiedlichen
Oxidationsstufen von Pb und Nd, 2+ gegenüber 3+, H a Pb- Leerstellen. Diese Leerstellen ermöglichen eine Diffusion der Cu-Ionen aus den Innenelektroden in die Keramik, wo es zu einem Einbau der Cu-Ionen in das Kristallgitter kommt. Dieses Problem wird in einer Ausführungsform der Erfindung durch den Einbau von Ni auf B-Plätzen des Kristallgitters vermindert bzw. gelöst. Die damit verbundene Kompensation der Pb- Leerstellen auf den A-Plätzen reduziert das Bestreben des Kupfers aus den Innenelektroden in die Keramik zu diffundieren, was eine Wanderung der Cu-Ionen reduziert oder sogar komplett unterbindet.
Die ganz oder teilweise unterbundene Diffusion der Cu-Ionen hat unterschiedliche Vorteile für die aus den erfindungs- gemäßen Keramiken gefertigten elektrokeramischen Bauelemente. Erstens verlieren die Innenelektroden in diesem Fall kein Material und können eine durchgängige Schicht bilden, was für eine bessere Leitfähigkeit der Innenelektroden sorgt. Zweitens führt die Unterbindung von Reaktionen zwischen Innenelektrodenmetall und der Keramik zu einer Reduktion von Benetzungskraft zwischen Innenelektrode und Keramik. Eine schwächere Benetzung sorgt dafür, dass Risse, die während der Polung oder dem Betrieb vom piezoelektrischen Aktuator im Grundkörper des Aktuators entstehen, nur an der Grenze zwischen Innenelektrode und Keramik bleiben und nicht durch darüber hinaus sich durch die Keramik ausdehnen. Dies verlängert die Lebensdauer des piezoelektrischen Aktuators.
Dem Übergangsbereich zwischen tetragonaler und rhombo- edrischer Phase kommt bei den Ausführungsformen der Keramik besondere Bedeutung zu. Es kommt in diesem zu einer konzentrationsabhängigen Umwandlung zwischen zwei Kristallstrukturen im Keramikmaterial. Eine solche
Phasengrenze wird nach Jaffe als „morphotrop" bezeichnet. Die Materialeigenschaften zeigen in diesem Bereich einige Besonderheiten, so dass sie für die technische Anwendung besonders interessant sind. Keramiken zeigen an Phasenübergängen besonders gute piezoelektrische
Eigenschaften. Einige Materialkonstanten die das piezoelektrische Verhalten der PZT-Keramik entscheidend beeinflussen zeigen an der morphotropen Phasengrenze gute Werte, z. B. deutliche Maxima, wie beispielsweise die Dielektrizitätskonstante εr, die piezoelektrische Ladungskonstante d33 und der Kopplungsfaktor k.
Die relative Dielektrizitätskonstante εr ist das Verhältnis aus der absoluten Permittivität des Keramikmaterials und der Permittivität im Vakuum, wobei die absolute Permittivität ein Maß für die Polarisierbarkeit im elektrischen Feld darstellt. Die Wirksamkeit des Piezoeffekts wird durch die piezoelektrische Ladungskonstante d1D gekennzeichnet, die das Verhältnis der erzeugten Ladungsdichte zur mechanischen Verformung darstellt. Die Richtungsabhängigkeit des Parameters wird durch die entsprechenden Indizes angegeben. Der Index i der piezoelektrischen Ladungskonstanten gibt die Richtung des elektrischen Feldes an, der Index j die Richtung der Deformation, mit der der Kristall auf das Feld reagiert. Hierbei steht eine 1 für die x-Richtung, 2 für die y-Richtung und 3 für die z-Richtung. Die piezoelektrische Ladungskonstante d33 bezeichnet somit das longitudinale Dehnungs- verhalten in Richtung der z-Achse. Der Kopplungsfaktor k ist ein Maß für den Grad des piezoelektrischen Effektes. Er beschreibt das Vermögen eines piezoelektrischen Materials aufgenommene elektrische Energie in mechanische Energie umzuwandeln und umgekehrt. Hierbei steht k33 für den Kopplungsfaktor der Longitudinalschwingung. Beim
Longitudinal-Effekt ist die polare Achse des Kristalls kolinear zur Deformationsrichtung.
Vergleicht man die piezoelektrische Ladungskonstante d33 der nur mit Nd dotierten Keramik 0,015 PbO + (Pb0, 97 o,oiNdo,o2) (Zr0, 55I5Ti0, 4435) O3 (d33: 690 pm/V) mit dem entsprechenden Ausführungsbeispiel einer erfindungsgemäßen Keramik, die zusätzlich Ni aufweist 0,015 PbO + (Pbo,975 o,oosNdo,o2) (Zr0, 5515Ti0, 4485) 0,995Ni0, 005) O3 (d33: 740 pm/V), so stellt man einen deutlichen Anstieg des Wertes fest, was eine größere Dehnung bei gleicher angelegter Spannung bedeutet. Die verbesserten piezoelektrischen Eigenschaften steigern somit die Effizienz der entsprechenden Ausführungsbeispiele, in denen diese Keramik zum Einsatz kommt.
Als Ursache der Maxima physikalischer Eigenschaften an der MPG gilt die Koexistenz der rhomboedrischen und der tetragonalen Phase. Diese Koexistenz begünstigt die Ausrichtung von Domänen im elektrischen Feld und verbessert so die Polarisierbarkeit der Keramik. Dies unterstreicht nochmals die Bedeutung und Sonderstellung der MPG in der PZT- Keramik.
Ausführungsformen des erfindungsgemäßen Keramikmaterials eignen sich aufgrund der guten piezoelektrischen Eigenschaften für den Einsatz in beispielsweise Vielschichtbauelementen .
Werden mehrere Keramikschichten und Innenelektroden abwechselnd übereinander angeordnet, so erhält man ein piezoelektrisches Vielschichtbauelement . Abwechselnd ist in diesem Zusammenhang so zu verstehen, das immer auf eine bestimmte Zahl von Keramikschichten eine Innenelektrode folgt.
Gegenstand von weiteren Ausführungsformen der Erfindung ist auch ein Herstellungsverfahren für das Keramikmaterial.
Das Verfahren zur Herstellung des Keramikmaterials umfasst folgende Schritte:
Al) Herstellung eines Keramik-Rohstoffgemisches durch Zerkleinern und Mischen von Ausgangsmaterialien enthaltend Pb, Zr, Ti, Nd und Sauerstoff, Bl) Einbringen von Ni oder einer Ni-haltigen Verbindung, Cl) Kalzinieren des Rohstoffgemisches, und Dl) Sintern zur Keramik.
Hierbei können die Ausgangsmaterialien als Oxide vorliegen. Die Ausgangsmaterialien können aber auch in Form von beispielsweise Metallcarbonaten, Metallhydrogencarbonaten oder metallorganischen Verbindungen vorliegen. Die Elemente Zr und Ti können auch in Form eines Precursors wie (Zr,Ti)θ2 als Ausgangsmaterial eingesetzt werden. Die Elemente Pb, Zr, Ti und Nd werden in ihren entsprechenden Ausgangsverbindungen entsprechend der stöchiometrischen Verhältnisse der Elemente im herzustellenden Keramikmaterial gemischt .
Die Zugabe von Nd erfolgt in einem Bereich von 0,01 bis 6 mol%, wobei der Bereich von 0,5 bis 3 mol% bevorzugt ist.
Das Einbringen von Ni oder Ni-haltigen Verbindungen kann sowohl vor oder auch erst nach dem Kalzinieren erfolgen.
Die Zugabe von Ni erfolgt in einem Bereich von 0,01 bis 6 mol%, wobei der Bereich von 0,5 bis 3 mol% bevorzugt ist. Dabei wird Ni bzw. die Ni-haltige Verbindung ebenfalls entsprechend des stöchiometrischen Verhältnisses von Ni im bezug auf die anderen Elemente im herzustellenden Keramikmaterial hinzugegeben.
Das Keramik-Rohstoffgemisch wird im Verfahrensschritt Cl) bei einer Temperatur kalziniert, die zwischen 850 und 9700C liegt. Das ermöglicht der Keramik die Bildung von Mischkristallphasen .
Die „rohe" oder auch als „grün" bezeichnete Keramik wird im Verfahrensschritt Dl) gesintert. Die Sintertemperatur liegt hierbei beispielsweise zwischen 950 und 1070 0C. Somit liegt sie unter dem Schmelzpunkt von Kupfer (1083 °C) , was es ermöglicht, die Innenelektroden eines piezoelektrischen
Aktuators beispielsweise vollständig aus Kupfer zu fertigen, oder aus Legierungen, deren Schmelzpunkt in dem Bereich von Kupfer liegt. Zur Formgebung kann die Mischkristallphase, die durch das Kalzinieren entsteht, in einem zwischengelagerten zusätzlichem Verfahrensschritt erneut gemahlen werden und durch Zugabe eines Binders in eine Keramikmasse überführt werden. Diese kann dann in die gewünschte Form gebracht werden, beispielsweise Grünfolien. Da der Binder im Endprodukt nicht erwünscht ist, sollte dieser thermisch bzw. hydrothermisch abbaubar sein. Hierzu eignen sich beispielsweise Binder auf Polyurethanbasis. Der Binder sollte jedoch vor dem Sintern ein einem zusätzlichen thermischen Prozess entfernt werden. Das Entbindern soll das Einbrennen von unerwünschten beispielsweise organischen Stoffen verhindern.
Es wird des weiteren ein Herstellungsverfahren für ein Vielschichtbauelement beansprucht, welches die erfindungsgemäße Keramik umfasst.
Das Verfahren zur Herstellung des Vielschichtbauelements umfasst folgende Verfahrensschritte: A2) Bereitstellen von keramischen Grünfolien die gemäß einem der vorher beschriebenen Verfahren hergestellt werden, B2) Übereinanderschichten der keramischen Grünfolien zu einem Stapel, C2) Verfestigen des Stapels durch Laminieren, wodurch Grünteile entstehen, D2) Entbindern der Grünteile und E2) Sintern der Grünteile.
Die keramischen Grünfolien enthalten dabei bereits Ausgangsmaterialien enthaltend Pb, Zr, Ti, Nd, Sauerstoff und Ni. Das Ni kann dabei bereits dem ursprünglichen Gemisch der Ausgangsmaterialien entweder vor oder nach dem Kalzinieren beigemischt worden sein. Das Laminieren im Verfahrensschritt C2) kann beispielsweise mit einer Presskraft von 100 bis 130 Tonnen erfolgen. Die Presskraft kann hierbei auf den Binder-Typ abgestimmt sein.
Das Entbindern im Verfahrensschritt D2) kann unter inerter Atmosphäre bei 5500C erfolgen, was beispielsweise bei Kupferinnenelektroden bevorzugte Bedingungen wären. Das Entbindern kann aber auch unter Luft-Atmosphäre geschehen. Die Temperatur ist hierbei beispielsweise auf das Bindermaterial und das Material der Innenelektroden abgestimmt .
Das Sintern im Verfahrensschritt E2) kann beispielsweise über 4 Stunden bei einer Temperatur bis zu 10700C erfolgen. Ein möglicher Sintertemperaturbereich umfasst 960 bis 1100 0C, wobei auch höhere Temperaturen zum Erfolg führen können. Der Bereich von 980 bis 1040 0C ist jedoch bevorzugt.
Für das Sintern im Verfahrensschritt E2) kann ein Gasgemisch verwendet werden, welches Stickstoff, Wasserstoff und Wasserdampf umfasst.
Umfasst das Vielschichtbauelement Innenelektroden, so kann das Material für die Innenelektroden zwischen den Verfahrensschritten A2) und B2) auf die Grünfolien aufgebracht, beispielsweise aufgedruckt, werden.
Es wird des weiteren ein weiteres Herstellungsverfahren für ein Vielschichtbauelement beansprucht, bei dessen Herstellung eine weitere Ausführungsform der Keramik entsteht.
Dieses weitere Herstellungsverfahren umfasst folgende Verfahrensschritte: A3) Herstellung eines Keramik- Rohstoffgemisches durch Zerkleinern und Mischen von Ausgangsmaterialien enthaltend Pb, Zr, Ti, Nd und Sauerstoff, B3) Kalzinieren des Keramik-Rohstoffgemisches, C3) Zugabe eines Binders zu dem Keramik-Rohstoffgemisch aus B3), D3) Formen von Grünfolien aus dem Gemisch aus C3) , E3) Bedrucken der Grünfolien aus D3) mit Innenelektroden, wobei das Material der Innenelektroden Ni umfasst, F3) Übereinanderschichten von einer Vielzahl der keramischen Grünfolien aus E3) zu einem Stapel, G3) Verfestigen des Stapels durch Laminieren, wodurch Grünteile entstehen, H3)
Entbindern der Grünteile und 13) Sintern der Grünteile, wobei ein Teil des Ni aus den Innenelektroden in das Keramikmaterial übergeht und in dieses eingebaut wird.
Hierbei können im Verfahrensschritt F3) zwischen die Grünfolien aus E3) auch Grünfolien entsprechend D3) geschichtet werden, also Grünfolien die nicht mit Elektrodenmaterial bedruckt wurden.
Der Verfahrensschritt C3) kann einen Polyurethan-Binder umfassen, welcher thermisch oder hydrothermisch abbaubar sein kann .
Das Material der Innenelektroden kann metallisches Ni oder Ni-Oxid umfassen. Durch das Bedrucken der Grünfolien im Verfahrensschritt E3) haben die Ni-Ionen bereits die Möglichkeit in das Keramikmaterial zu diffundieren.
Das Laminieren im Verfahrensschritt G3) kann mit einer Presskraft von 100 bis 130 Tonnen erfolgen. Durch den Druck werden Grünteile geformt. Das Entbindern im Verfahrensschritt H3) kann unter inerter oder Luft-Atmosphäre bei 550 0C erfolgen. Bei diesem Verfahrenschritt muss die Temperatur so gewählt werden, dass die unerwünschten, oftmals organischen Bestandteile die unter anderem durch den Binder eingebracht wurden heraus gebrannt werden. Somit wird die Entbindertemperatur bevorzugt auf den Binder-Typ abgestimmt. Aber auch das Material der Innenelektroden spielt eine Rolle bei der Wahl der Entbindertemperatur. Die thermische Behandlung kann auch zur Diffusion von Ni aus dem Elektrodenmaterial in die Keramik beitragen .
Das Sintern im Verfahrensschritt 13) kann über 4 Stunden bei einer Temperatur bis zu 1070 0C erfolgen. Ein möglicher Sintertemperaturbereich umfasst 960 bis 1100 0C, wobei der Bereich von 980 bis 1040 0C bevorzugt ist, aber auch Temperaturen über 1100 0C zum gewünschten Ziel führen können.
Für das Sintern im Verfahrensschritt 13) kann ein Gasgemisch verwendet werden, das Stickstoff, Wasserstoff und Wasserdampf umfasst. Während des Sinterprozess wandern Ni-Ionen aus dem Innenelektrodenmaterial in die Keramik, wo sie dann auf B- Plätzen eingebaut werden.
Das Vielschichtbauelement kann in weiteren Schritten geschliffen und poliert werden. Im Bereich der austretenden Innenelektroden kann eine Kontaktierung, beispielsweise mit einer Kupferpaste, erfolgen. Nach dem Einbrennen der Paste kann das Vielschichtbauelement mittels der üblichen Bond- Technologie nun mit Drähten versehen werden. Hieraus resultiert somit ein piezoelektrischer Aktuator. Die Erfindung ist nicht durch die Beschreibung anhand der Ausführungsbeispiele beschränkt. Vielmehr umfasst die Erfindung jedes neue Merkmal sowie jede Kombination von Merkmalen, was insbesondere jede Kombination von Merkmalen in den Patentansprüchen beinhaltet, auch wenn dieses Merkmal oder diese Kombination selbst nicht explizit in den Patentansprüchen oder Ausführungsbeispielen angegeben ist.

Claims

Patentansprüche
1. Keramikmaterial umfassend Bleizirkonat-Titanat, das zusätzlich Nd und Ni enthält.
2. Keramikmaterial nach Anspruch 1, bei dem das Bleizirkonat-Titanat die allgemeine Zusammensetzung ABO3 eines Perowskitgitters aufweist, wobei A für die A-Plätze und B für die B-Plätze des Perowskitgitters stehen.
3. Keramikmaterial nach Anspruch 2, wobei Nd A-Plätze im Perowskitgitter einnimmt.
4. Keramikmaterial nach Anspruch 2 oder 3, wobei Ni B-Plätze im Perowskitgitter einnimmt.
5. Keramikmaterial nach einem der vorhergehenden Ansprüche, mit einer Zusammensetzung gemäß der folgenden Formeln:
- für y < x/2: a PbO + (Pbi-3χ/2+y x/2-yNdx) ( (Zri_zTiz) i_y Niy) O3,
- für y > x/2: a PbO + (Pbi_xNdx) ( (Zri_zTiz) i_y Niy) 03-y+x/2θy-x/2, wobei 0≤a<l, 0<x<l, 0<y<l, 0<z<l ist, a für einen Überschuss an PbO in der Einwaage steht, eine Pb-Leerstelle und 0 eine O-Leerstelle darstellt.
6. Elektrokeramisches Bauelement, umfassend ein Keramikmaterial nach einem der vorangegangenen Ansprüche.
7. Elektrokeramisches Bauelement nach Anspruch 6, ausgebildet als piezoelektrischer Aktuator.
8. Piezoelektrischer Aktuator nach Anspruch 7, umfassend mindestens zwei Schichten umfassend ein Keramikmaterial nach einem der Ansprüche 1 bis 5, und eine Innenelektrode zwischen diesen Schichten.
9. Verfahren zur Herstellung eines Keramikmaterials nach einem der Ansprüche 1 bis 5, umfassend folgende Schritte, Al) Herstellung eines Keramik-Rohstoffgemisches durch Zerkleinern und Mischen von Ausgangsmaterialien enthaltend Pb, Zr, Ti, Nd und Sauerstoff,
Bl) Einbringen von Ni oder einer Ni-haltigen Verbindung, Cl) Kalzinieren des Rohstoffgemisches, Dl) Sintern zur Keramik.
10. Verfahren nach Anspruch 9, wobei die Zugabe von Nd in einem Bereich von 0,01 bis 6 mol% erfolgt .
11. Verfahren nach einem der Ansprüche 9 bis 10, wobei das Einbringen von Ni oder einer Ni-haltigen Verbindung vor dem Kalzinieren im Verfahrensschritt Cl) erfolgt.
12. Verfahren nach einem der Ansprüche 9 bis 10, wobei das Einbringen von Ni oder einer Ni-haltigen Verbindung nach dem Kalzinieren im Verfahrensschritt Cl) erfolgt.
13. Verfahren nach einem der Ansprüche 9 bis 12, wobei die Zugabe von Ni in einem Bereich von 0,01 bis 6 mol% erfolgt .
14. Verfahren nach einem der Ansprüche 9 bis 13, wobei vor den Verfahrensschritten Dl) aus dem einen Binder umfassenden Keramik-Rohstoffgemisch keramische Grünfolien geformt werden.
15. Verfahren zur Herstellung eines elektrokeramischen VielSchichtbauelements, umfassend,
A2) Bereitstellen von keramischen Grünfolien gemäß dem
Verfahren nach Anspruch 14,
B2) Übereinanderschichten der keramischen Grünfolien zu einem
Stapel,
C2) Verfestigen des Stapels durch Laminieren, wodurch
Grünteile entstehen,
D2) Entbindern der Grünteile,
E2) Sintern der Grünteile.
16. Verfahren zur Herstellung eines Vielschichtbauelements, umfassend,
A3) Herstellen eines Keramik-Rohstoffgemisches durch
Zerkleinern und Mischen von Ausgangsmaterialien enthaltend
Pb, Zr, Ti, Nd und Sauerstoff,
B3) Kalzinieren des Keramik-Rohstoffgemisches,
C3) Zugabe eines Binders zu dem Keramik-Rohstoffgemisch aus
B3),
D3) Formen von Grünfolien aus dem Gemisch aus C3) , E3) Bedrucken der Grünfolien aus D3) mit Innenelektroden, wobei das Material der Innenelektroden Ni umfasst, F3) Übereinanderschichten von einer Vielzahl der keramischen Grünfolien aus E3) zu einem Stapel,
G3) Verfestigen des Stapels durch Laminieren, wodurch Grünteile entstehen, H3) Entbindern der Grünteile, 13) Sintern der Grünteile, wobei ein Teil des Ni aus den Innenelektroden in das Keramikmaterial übergeht und in dieses eingebaut wird.
17. Verfahren nach Anspruch 16, wobei das Material der Innenelektroden metallisches Ni oder
Ni-Oxid umfasst.
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