1. На главную
  2. Электронные версии
  3. Журнал неорганической химии
  4. T. 65, № 11, 2020

Журнал неорганической химии, 2020, T. 65, № 11, стр. 1461-1468

Влияние замещения ионов титана(IV) катионами Fe(III) и Nb(V) на фазообразование в лантаноидсодержащих системах на основе слоистого титаната-феррита висмута

А. В. Митрофанова a, *, Е. А. Фортальнова a, М. Г. Сафроненко a, Е. Д. Политова b, А. В. Мосунов c, Н. У. Венсковский a

a Российский университет дружбы народов
117198 Москва, ул. Миклухо-Маклая, 6, Россия

b Федеральный исследовательский центр химической физики им. Н.Н. Семенова РАН
119991 Москва, ул. Косыгина, 4, Россия

c Московский государственный университет им. М.В. Ломоносова
119991 Москва, Ленинские горы, 1, Россия

* E-mail: chemistann@gmail.com

Поступила в редакцию 17.04.2020
После доработки 16.06.2020
Принята к публикации 27.06.2020

Полный текст (PDF)

Аннотация

Изучено фазообразование в сериях составов Bi3Nd2Fe1 +yTi3 – 2yNbyO15 и Bi3Tb2Fe1 +yTi3 – 2yNbyO15 (y = 0.0–0.6, Δy = 0.2). Установлено, что при введении катионов Nb(V) в состав твердых растворов Bi3Nd2Fe1 +yTi3 – 2yNbyO15 формирование структуры слоистого перовскита Bi3Nd2FeTi3O15, относящегося к фазам Ауривиллиуса с общей формулой Am– 1Bi2BmO3m+ 3 (m = 4), в образцах с y ≥ 0.2 не является преимущественным. В процессе фазовых взаимодействий в выбранных условиях формируются фазы на основе Bi4Ti3O12 (m = 3) и NdFeO3. При увеличении содержания катионов ниобия(V) в многокомпонентной системе Bi3Tb2Fe1 +yTi3 – 2yNbyO15 образуется фаза твердого раствора со структурой пирохлора на основе Bi2Ti2O7. Методом диэлектрической спектроскопии установлено, что в кристаллической структуре фаз, присутствующих в образцах обеих серий с y > 0.0, происходят изменения, связанные с магнитным и электрическим упорядочением.

Ключевые слова: фазообразование, фаза Ауривиллиуса, слоистый перовскит, структура пирохлора, фазовые переходы

ВВЕДЕНИЕ

Структура фаз Ауривиллиуса с общей формулой Am– 1Bi2BmO3m+ 3 состоит из чередующихся заряженных слоев (Bi2O2)2+ и перовскитоподобных блоков, состоящих из m слоев (Am– 1BmO3m+ 1)2– [1]. Позиции A могут занимать катионы Na+, K+, Ca2+, Sr2+, Ba2+, Pb2+, Bi3+ и Ln3+, позиции B внутри кислородных октаэдров – катионы Ti4+, Cr3+, Ga3+, Mn4+, Fe3+, Co3+, Ni3+, Nb5+, Ta5+ и W6+ [2].

Фаза Bi5FeTi3O15 относится к структурам Ауривиллиуса с m = 4. Слоистый титанат-феррит висмута неоднократно привлекал внимание ученых и был детально изучен в работах [3–10]. При температуре Кюри tС = 740°C симметрия элементарной ячейки Bi5FeTi3O15 изменяется от ромбической сегнетоэлектрической (пр. гр. A21am) до тетрагональной параэлектрической (пр. гр. I4/mmm) [9, 11].

Свойства Bi5FeTi3O15 могут быть изменены благодаря модифицированию состава. Как показано в работах [1, 12–22], замещение ионов в положениях висмута(III) и титана(IV) структуры Bi5FeTi3O15 позволяет многократно расширить семейство фаз Ауривиллиуса и существенно влияет на электрофизические характеристики керамик и их термическую устойчивость [21]. Эти свойства важны для практического применения слоистых перовскитоподобных структур в современной электронной промышленности. Кроме того, температура Кюри также может изменяться в широких пределах, уменьшаясь или увеличиваясь в зависимости от природы и количества замещающего катиона (табл. 1). Поэтому изучение таких замещений в структуре фаз Ауривиллиуса играет важную роль в разработке материалов для различного технического применения, таких как датчики, фильтры, резонаторы, многослойные конденсаторы и запоминающие устройства.

Таблица 1.  

Катионные замещения в подрешетках Bi(III) и титана(IV) в структуре Bi5FeTi3O15

Катион Соединение Параметры элементарной ячейки tС,°C tN,°C Литература
a, Å b, Å c, Å
– Bi5FeTi3O15 5.47722(6) 5.44365(6) 41.17004(37) 740 –193 [9, 10, 30]
Nd3+ Bi4NdFeTi3O15 5.4266 5.4106 41.2626 502 –216.7 [25]
Nd3+, Gd3+ Bi4Nd0.5Gd0.5FeTi3O15 5.4218(6) 5.4175(6) 41.211(1) 240 –73 [16]
W6+, Cr3+ Bi5FeTi3 – 3x(WCr2)xO15
x = 0.0–0.15 		Ромбическая сингония 740–703 – [20]
Gd3+, Co3+ Bi4.25Gd0.75Fe0.5Co0.5Ti3O15 5.4291 5.4095 41.3689 815 97 [19]

В частности, фазы Ауривиллиуса являются перспективным классом соединений для поиска новых мультиферроиков – фаз, обладающих сегнетоэлектрическими и магнитными свойствами [3]. Основная задача в этой области состоит в том, чтобы увеличить содержание магнитных катионов для получения устойчивого дальнего магнитного порядка при высоких температурах. Семейство фаз Ауривиллиуса обеспечивает достаточную химическую гибкость и устойчивость для получения и исследования новых составов, перспективных в этом отношении.

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ

Объекты для изучения двойных катионных замещений в структуре Bi5FeTi3O15 были выбраны исходя из результатов исследования гетеровалентных катионных замещений в твердых растворах Bi5Fe1 +yTi3 – 2yNbyO15 или Bi5FeTi3 – 2y[FeyNby]O15 [23]: Bi3Nd2Fe1 +yTi3 – 2yNbyO15 (BNdFTNb) и Bi3Tb2Fe1 +yTi3 – 2yNbyO15 (BTbFTNb), где y = 0.0–0.6, ∆y = 0.2.

Образцы BNdFTNb и BTbFTNb получены с использованием муфельного типа термообработки по стандартной керамической технологии из исходных оксидов висмута(III), железа(III), титана(IV), ниобия(V), неодима(III) и тербия(III, IV) марки “х. ч.”, взятых в стехиометрических количествах в соответствии с составом. Смеси исходных оксидов подвергались перешихтовке с этиловым спиртом и прессованию в таблетки на каждой стадии термообработки.

Для изучения процессов, протекающих в составах BNdFTNb и BTbFTNb с y = 0.0–0.6 и Δy = = 0.2, были выбраны следующие условия обжига: t1 = 800°С (6 ч), t2 = 900°С (6 ч), t3 = 900°С (6 ч) и t4 = 1000°С (3 ч).

Фазовый состав BNdFTNb и BTbFTNb изучали методом рентгенофазового анализа (РФА) на дифрактометрах ДРОН-3 и ДРОН-7 (λCuKα = = 1.54056 Å), параметры кристаллических решеток уточняли с помощью стандартного программного обеспечения. Дифференциальный термический и термогравиметрический анализ (ДТА/ТГ: SDT Q-600, Δt = 20–1100°С, v = = 10 град/мин) использовали для исследования взаимодействия компонентов в исходных стехиометрических смесях. ИК-спектроскопический анализ (Nicolet 6700, 4000–400 см–1, НПВО (Pike), алмаз) применяли для подтверждения данных РФА. Электрофизические свойства образцов изучали методом диэлектрической спектроскопии (HP 4284A, Δt = 25–1000°C (300–1200 K), f = = 100 Гц–1 МГц (1 В), Ag-электроды).

РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ

ДTА/TГ исходных стехиометрических смесей

Для определения условий синтеза были рассмотрены литературные данные [15, 17, 18, 20, 21] и проведен дифференциальный термический анализ исходных стехиометрических смесей (рис. 1а, 1б).

Рис. 1.

ДТА исходных стехиометрических смесей: кривые ДТА образцов системы BNdFTNb (a); кривые ДТА и ТГ образцов системы BTbFTNb (б).

Термограммы образцов BNdFTNb характеризуются двумя эндотермическими эффектами, которые происходят без потери массы и относятся к полиморфному превращению непрореагировавшего α-Bi2O3 → δ-Bi2O3 (~720°C) и сегнетоэлектрическому переходу образующегося в смесях феррита висмута BiFeO3 (tС = 810°С) (рис. 1а) [24].

На кривых ДТА серии BTbFTNb проявляются три эндотермических эффекта, два из которых (при ~550 и 800°C) относятся к удалению кислорода при термическом разложении Tb4O7, а третий (при ~720°C), происходящий, как и в случае образцов BNdFTNb, без потери массы, характеризует полиморфное превращение α-Bi2O3 → δ-Bi2O3 (рис. 1б).

Взаимодействие компонентов в исходных смесях обеих систем начинается при температурах <800°С и является многоступенчатым [10].

Рентгенофазовый анализ

Согласно анализу фазового состава, в ряду BNdFTNb образцы после первых двух стадий синтеза многофазны и характеризуются схожим набором фаз: Bi4Ti3O12, Bi5FeTi3O15, Bi3Nd5O12, Bi2Fe4O9 и NdFeO3, среди которых преобладают твердые растворы на основе слоистых перовскитоподобных структур семейства фаз Ауривиллиуса Bi5FeTi3O15 (m = 4) и Bi4Ti3O12 (m = 3) (рис. 2).

Рис. 2.

РФА образцов BNdFTNb с y = 0.0 (a) и 0.6 (б), фаза NdFeO3 отмечена звездочкой.

Более продолжительный обжиг при t3 = 900°C приводит не только к уменьшению числа фаз в образцах BNdFTNb, но и к полному исчезновению искомой фазы на основе Bi5FeTi3O15 в составах с y = 0.4–0.6. В ходе фазообразования в ниобийсодержащих образцах формируются твердые растворы на основе Bi4Ti3O12 и NdFeO3.

Повышение температуры термообработки до 1000°C не влияет на фазовый состав образцов BNdFTNb с y = 0.2–0.6 по сравнению с предыдущей стадией, а в образце с y = 0.0 фазообразование завершается формированием твердого раствора со структурой слоистого перовскита на основе Bi5FeTi3O15 (рис. 2).

По данным РФА, все образцы системы BTb FTNb после первой стадии обжига также многофазны. Набор входящих в их состав фаз одинаков для всего изученного ряда 0.0 ≤ y ≤ 0.6: BiTbO3, Tb2TiO5 и Bi5FeTi3O15. Наиболее интенсивные рефлексы на дифрактограммах образцов относятся к фазе твердого раствора на основе BiTbO3.

При повышении температуры обжига шихты BTbFTNb до t2 = 900°C в смесях всех составов формируется примесная фаза со структурой пирохлора типа Bi2Ti2O7, а интенсивность рефлексов, относящихся к фазе на основе слоистого перовскита Bi5FeTi3O15, существенно увеличивается.

При увеличении времени обжига при 900°C (t3, 6 ч) в первом образце BTbFTNb с y = 0.0 завершается фазообразование твердого раствора на основе Bi5FeTi3O15, а в образцах с 0.2 ≤ y ≤ 0.6 сосуществуют фазы на основе слоистого перовскита Bi5FeTi3O15 и пирохлора Bi2Ti2O7 в различном соотношении.

Дальнейшее увеличение температуры обжига до t4 = 1000°С способствует увеличению плотности образцов, но не влияет на фазовый состав BTbFTNb (рис. 3). Изменяется соотношение интенсивностей рефлексов этих фаз на дифрактограммах, что косвенно указывает на изменение их количественного соотношения. Первый состав с y = 0.0 сохраняет монофазность. Интенсивность рефлексов фаз на основе слоистого перовскита Bi5FeTi3O15 и пирохлора Bi2Ti2O7 в образце с y = = 0.2 практически одинакова. В составах с y = 0.4, 0.6 рефлексы фазы на основе Bi2Ti2O7 более интенсивны, а содержание фазы на основе Bi5FeTi3O15 уменьшается с ростом y до следовых количеств. Образование фазы со структурой пирохлора на основе Bi2Ti2O7 в исследованном ряду BTbFTNb, характеризующейся широкой областью гомогенности, может быть обусловлено дефицитом катионов висмута(III) вследствие его потерь в ходе высокотемпературного обжига [18, 25, 26].

Рис. 3.

Дифрактограммы образцов BTbFTNb после t4 = 1000°С (3 ч), фаза Bi2Ti2O7 отмечена звездочкой.

Анализ данных РФА полученных образцов BTbFTNb показал, что фаза твердого раствора на основе слоистого перовскита Bi5FeTi3O15 характеризуется ромбическим искажением элементарной ячейки, а пирохлорная фаза на основе Bi2 Ti2O7 относится к кубическому классу симметрии (табл. 2). Объем элементарной ячейки твердого раствора Bi3Tb2FeTi3O15, полученного в образце с y = 0.0, меньше, чем в случае незамещенного Bi5FeTi3O15, что обусловлено замещением ионов в подрешетке Bi3+ катионами Tb3+ с меньшим ионным радиусом (1.17 и 1.04 Å при КЧ = 8 соответственно) [27] (табл. 1, 2). При дальнейшем введении в состав образцов BTbFTNb с 0.2 ≤ y ≤ 0.6 катионов Fe3+ и Nb5+ с бóльшим средним ионным радиусом, чем у иона Ti4+ (0.64 и 0.605 Å при КЧ = 6 соответственно) [27], наблюдается линейное увеличение параметров элементарной ячейки с ростом y как перовскитной, так и пирохлорной фазы (табл. 2). Выявленная зависимость, а также отсутствие на дифрактограммах рефлексов индивидуальных ниобийсодержащих фаз указывают на формирование в образцах твердых растворов на основе Bi5FeTi3O15 и Bi2Ti2O7, содержащих эти катионы в подрешетке титана(IV).

Таблица 2.  

Концентрационная зависимость параметров элементарной ячейки фаз, выявленных в образцах BTbFTNb после обжига при t4 = 1000°С (3 ч)

y Фаза на основе Bi5FeTi3O15 Фаза на основе Bi2Ti2O7
a, Å b, Å c, Å V, Å3 a, Å V, Å3
0.0 5.349(6) 5.415(7) 40.98(3) 1187(4) – –
0.2 5.382(5) 5.470(6) 41.03(3) 1208(3) 20.449(5) 8551(6)
0.4 5.401(4) 5.503(4) 41.05(3) 1220(2) 20.476(5) 8585(6)
0.6 – – – – 20.585(5) 8723(6)

ИК-спектроскопия

Данные ИК-спектроскопии образцов исследованных серий BNdFTNb и BTbFTNb согласуются с результатами РФА (рис. 4а, 4б). В случае ряда BNdFTNb полученные образцы с y ≥ 0.2 содержат одинаковый набор фаз перовскитоподобных твердых растворов на основе Bi5FeTi3O15, Bi4Ti3O12 и NdFeO3, для ИК-спектров которых характерны полосы поглощения в областях ~900–800 и ~700–500 см–1, относящиеся к колебаниям связей M–O в октаэдрах BO6 перовскитных блоков (рис. 4а). Увеличение расщепления полосы поглощения в области ~700–500 см–1 с ростом y, вероятно, обусловлено изменением количественного соотношения фаз в образцах: исчезновением фазы на основе Bi5FeTi3O15 и увеличением содержания перовскитной фазы на основе NdFeO3.

Рис. 4.

ИК-спектры образцов BNdFTNb (a) и BTbFTNb (б) после обжига при t4 = 1000°С (3 ч).

В ИК-спектрах образцов серии BTbFTNb с у = = 0.0 и 0.2, в составе которых, согласно данным РФА, превалирует перовскитоподобная фаза на основе Bi5FeTi3O15, также проявляются полосы поглощения, характерные для валентных колебаний в октаэдрах BO6 в диапазонах ~900–800 и ~700–500 см–1. Происходящее изменение общего вида спектров образцов BTbFTNb с ростом y и, соответственно, увеличением содержания фазы на основе Bi2Ti2O7 подтверждает данные РФА о формировании в них фазы с кристаллической структурой, относящейся к типу пирохлора [28].

Диэлектрическая спектроскопия

Результаты исследования электрофизических свойств образцов серий BNdFTNb и BTbFTNb, полученных после обжига при t4 = 1000°С, методом диэлектрической спектроскопии показали, что независимо от фазового состава во всех образцах происходят релаксационные процессы, которые сопровождаются обратимыми аномалиями с частотно зависимыми максимумами на температурных зависимостях диэлектрической проницаемости (рис. 5б, 6б). При этом на зависимостях проводимости (σ) lg σ(1000/t) наблюдается частотная дисперсия в области ~298–500 K, характерная для ионного типа проводимости (рис. 5a, 6a) [1]. Полученные данные указывают на проводимость полученных фаз по кислороду, т.е. на формирование в них анионодефицитной подрешетки кислорода. Формирование такой подрешетки обусловлено потерями висмута в ходе высокотемпературного синтеза [18, 25, 26].

Рис. 5.

Зависимости lg σ(1000/T) образца BNdFTNb с y = 0.0 (а) и диэлектрической проницаемости ε(T) образца BNdFTNb с y = 0.6 (б) после обжига при t4 = 1000°С, пунктиром обозначена зависимость ε(t) Bi5FeTi3O15, f = 30 кГц (б).

Рис. 6.

Зависимости lgσ(1000/T) образца BTbFTNb с y = 0.0 (а) и диэлектрической проницаемости ε(T) образца BTbFTNb с y = 0.6 (б) после обжига при t4 = 1000°С.

Второй тип аномалий проявляется на температурных зависимостях диэлектрической проницаемости ε(t) образцов с y ≥ 0.2 серий BNdFTNb и BTbFTNb при ~247–287°С (~520–560 K) и ~727°С (~1000 K) соответственно и не зависит от частоты электрического поля (рис. 5б, 6б). Эти аномалии связаны с изменениями, происходящими в кристаллической структуре фаз, входящих в состав образцов. В составах BNdFTNb и BTbFTNb с y = 0.0, представляющих собой твердые растворы Bi3Nd2FeTi3O15 и Bi3Tb2FeTi3O15 соответственно, они не проявляются. Это указывает на подавление электрического упорядочения в структуре Bi5FeTi3O15 при замещении катионов Bi(III) ионами Nd(III) и Tb(III) на ~40 ат. % [29] (табл. 1).

В случае серии BNdFTNb проявление аномалий при ~247–287°С (~520–560 K) обусловлено присутствием фазы на основе феррита неодима NdFeO3, который в этом температурном интервале претерпевает переход из антиферромагнитного в парамагнитное состояние (tN = 301°С/574 K) [30]. Увеличение температуры данного перехода в образцах BNdFTNb с ростом y может быть связано как с вхождением в состав фазы катионов Nb(V), так и с дефицитом в анионной подрешетке вследствие потерь Bi(III) в ходе высокотемпературного обжига [31]. Аналогичными причинами может быть обусловлено отсутствие на зависимостях ε(t) аномалий, связанных с электрическим разупорядочением в фазе Bi4Ti3O12 (tC = ~675°C/~948 K) [32].

К сожалению, в случае составов с y ≥ 0.2 серии BTbFTNb точное отнесение частотно независимых аномалий на кривых ε(t) затруднительно. Согласно результатам РФА, в этих образцах присутствуют фазы на основе Bi5FeTi3O15 (tC = = 740°C/1013 K) [9, 11, 33] и Bi2Ti2O7, в пирохлорной структуре которой переходы типа порядок–беспорядок могут проявляться как при ~1000°C/~1273 K, так и более высоких температурах [34, 35]. Кроме того, все выявленные фазы представляют собой твердые растворы, в состав которых входят катионы Nd(III), Tb(III), Fe(III) и Nb(V), и которые могут претерпевать изменения, связанные как с перестройкой структуры, так и со снятием электрического упорядочения в ней. Кроме того, катионы Nb5+, как и ионы Nd3+, Tb3+, оказывают существенное влияние на температуры этих превращений.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

В результате проведенного исследования установлено, что введение катионов Fe(III) и Nb(V) в подрешетку Ti(IV) структуры Bi3Nd2FeTi3O15 приводит к формированию перовскитных фаз на основе слоистого титаната Bi4Ti3O12 (m = 3) и феррита NdFeO3 в ряду Bi3Nd2Fe1 +yTi3 – 2yNbyO15 (BNdFTNb). Увеличение содержания этих катионов в случае Bi3Tb2Fe1 +yTi3 – 2yNbyO15 (BTbFTNb) способствует формированию фазы твердого раствора со структурой пирохлора на основе Bi2Ti2O7. Параметры ромбической элементарной ячейки как перовскитной фазы на основе Bi5FeTi3O15, так и кубической элементарной ячейки пирохлорной фазы увеличиваются с ростом y вследствие частичного замещения катионов Ti4+ ионами Fe3+ и Nb5+ с большим средним ионным радиусом.

Методом диэлектрической спектроскопии исследовано температурное поведение образцов BNdFTNb и BTbFTNb. Выявлено, что они обладают кислородной проводимостью, т.е. характеризуются анионодефицитной подрешеткой. Это обусловлено потерями оксида висмута(III) в ходе высокотемпературного обжига. Установлено, что замещение катионов висмута ионами Nd(III) и Tb(III) на ~40 ат. % приводит к подавлению электрического упорядочения в твердых растворах BNdFTNb и BTbFTNb с y = 0.0. На температурных зависимостях ε(t) образцов обеих серий с y > 0.0 проявляются аномалии, связанные с изменениями в магнитной и электрической структуре выявленных фаз.

Список литературы

  1. Shashkov M.S., Malyshkina O.V., Piir I.V., Koroleva M.S. // Phys. Solid State. 2015. V. 57. № 3. P. 518. https://doi.org/10.1134/S1063783415030312

  2. Власенко В.Г., Зубков С.В., Шуваева В.А. и др. // Физика твердого тела. 2014. Т. 56. № 8. С. 15 040.

  3. Birenbaum A.Y., Ederer C. // Phys. Rev. B. 2014. V. 90. № 21. P. 214109. https://doi.org/10.1103/PhysRevB.90.214109

  4. Gao X., Zhang L., Wang C., Shen Q. // J. Eur. Ceram. Soc. 2017. V. 37. P. 2399. https://doi.org/10.1016/j.jeurceramsoc.2017.01.037

  5. Garcia-Guaderrama M., Carbajal-Arizaga G.G., Duran A. // Ceram. Int. 2014. V. 40. P. 7459. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2013.12.094

  6. Lisinska-Czekaj A., Plewa J., Czekaj D. // Ciência Tecnologia dos Materiais. 2017. V. 29. P. 210. https://doi.org/10.1016/j.ctmat.2016.04.006

  7. Pikula T., Dzik J., Guzdek P. et al. // Ceram. Int. 2017. V. 43. P. 11442. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2017.06.008

  8. Wu M., Tian Zh., Yuan S., Huang Zh. // Mater. Lett. 2012. V. 68. P. 190. https://doi.org/10.1016/j.matlet.2011.09.113

  9. Ji J.-J., Sun H., Mao X-Y. et al. // J. Sol-Gel Sci. Technol. 2012. V. 61. P. 328. https://doi.org/10.1007/s10971-011-2631-4

  10. Ломанова Н.А., Морозов М.И., Уголков В.Л., Гусаров В.В. // Неорган. материалы. 2006. Т. 42. № 2. С. 225.

  11. Bobic J.D., Katiliute R.M., Ivanov M. et al. // J. Mater. Sci. – Mater. Electron. 2016. V. 27. P. 2448. https://doi.org/10.1007/s10854-015-4044-6

  12. Bai Y., Chen J., Tian R., Zhao S. // Mater. Lett. 2016. V. 164. P. 618. https://doi.org/10.1016/j.matlet.2015.11.083

  13. Chen C.-X., Liu Y.-K., Zheng R.-K. // J. Mater. Sci. – Mater. Electron. 2017. V. 28. № 11. P.7562. https://doi.org/10.1007/s10854-017-6446-0

  14. Chen X., Lu Z., Huang F. et al. // J. Alloys Compd. 2017. V. 693. P. 448. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2016.09.214

  15. Chen X., Xiao J., Xue Y. et al. // Ceram. Int. 2014. V.40. P. 2635. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2013.10.063

  16. Kim H.J., Kim L.W., Choi L.Y. et al. // J. Korean Phys. Soc. 2013. V. 63. №12. P. 2330. https://doi.org/10.3938/jkps.63.2330

  17. Rehman F., Jin H.-B., Niu C. et al. // Ceram. Int. 2016. V. 42. P. 2806. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2015.11.013

  18. Ti R., Huang F., Zhu W. et al. // Ceram. Int. 2015. V. 41. P. 453. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2015.03.157

  19. Zuo X.Z., Zhang M.L., He E.J. et al. // J. Alloys Compd. 2017. V. 695. P. 2556. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2016.11.161

  20. Zuo X., Zhang M., He E. et al. // J. Alloys Compd. 2017. V. 726. P. 1040. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2017.08.077

  21. Gil Novoa O.D., Landínez Téllez D.A., Roa-Rojas J. // Rev. Mex. Fis. 2012. V. 58. № 2. P. 77. https://doi.org/10.1016/j.physb.2011.12.035

  22. Lomanova N.A., Ugolkov V.L., Panchuk V.V., Semenov V.G. // Russ. J. Gen. Chem. 2017. V. 87. № 3. P. 365. https://doi.org/10.1134/S107036321703001X

  23. Митрофанова А.В., Фортальнова Е.А., Сафроненко М.Г. и др. // Научно-технический вестник Поволжья. 2019. № 3. С. 31.

  24. Wang J., Neaton J.B., Zheng H. et al. // Science. 2003. V. 299. P. 1719. https://doi.org/10.1126/science.1080615

  25. Zhang D., Feng L., Huang W. et al. // J. Appl. Phys. 2016. V. 120. P. 154105. https://doi.org/10.1063/1.4965702

  26. Bai W., Chen C., Yang J. et al. // Sci. Rep. 2015. V. 5. P. 17 846. https://doi.org/10.1038/srep17846

  27. Shannon R.D., Prewitt C.T. // Acta Crystallogr., Sect. B: Struct. Sci. 1969. V. 25. P. 925. https://doi.org/10.1107/S0567740869003220

  28. Гундобин Н.В., Спиридонов Ф.М., Комиссарова Л.Н., Петров К.И. // Журн. неорган. химии. 1975. Т. 20. № 3. С. 582.

  29. Ivanov S.A., Sarkar T., Fortalnova E.A. et al. // J. Mater. Sci. – Mater. Electron. 2017. V. 28. № 11. P. 7692. https://doi.org/10.1007/s10854-017-6463-z

  30. Parida S.C., Rakshit S.K., Singh Z. // J. Solid State Chem. 2008. V. 181. P. 101. https://doi.org/10.1016/j.jssc.2007.11.003

  31. Yuan G.L., Or S.W. // Appl. Phys. Lett. 2006. V. 88. P. 062905.

  32. Peng Z., Chen Q., Chen Y. et al. // Mater. Res. Bull. 2014. V. 59. P. 125. https://doi.org/10.1016/j.materresbull.2014.07.002

  33. Jartych E., Pikula T., Mazurek M. et al. // J. Magn. Magn. Mater. 2013. V. 342. P. 27. https://doi.org/10.1016/j.jmmm.2013.04.046

  34. Кабиров Ю.В., Куприянов М.Ф., Чебанова Е.В. // Журн. структур. химии. 2009. Т. 50. № 3. С. 492.

  35. Eberman K.W. // Solid State Ionics. 2002. V. 148. P. 521. https://doi.org/10.1016/S0167-2738(02)00099-1

Дополнительные материалы отсутствуют.

Инструменты

следующая статья выпуска предыдущая статья выпуска содержание выпуска

Журнал неорганической химии

Архивы выпусков Информация о журнале Отправить рукопись в журнал