Журнал неорганической химии. T. 68, Номер 11, 2023

  1. На главную
  2. Электронные версии
  3. Журнал неорганической химии
  4. T. 68, № 11, 2023

Журнал неорганической химии, 2023, T. 68, № 11, стр. 1614-1625

Фазовые равновесия в системе Cu2Se–Cu8SiSe6–Cu8GeSe6

У. Р. Байрамова a, К. Н. Бабанлы a, Л. Ф. Машадиева a, *, Ю. А. Юсибов b, М. Б. Бабанлы a, **

a Институт катализа и неорганической химии
AZ-1148 Баку, пр-т Г. Джавида, 113, Азербайджан

b Гянджинский государственный университет
AZ-2000 Гянджа, пр-т Г. Алиева, 187, Азербайджан

* E-mail: leylafm76@gmail.com
** E-mail: babanlymb@gmail.com

Поступила в редакцию 05.05.2023
После доработки 20.06.2023
Принята к публикации 28.06.2023

Полный текст (PDF)

Аннотация

Изучены фазовые равновесия в области составов Cu2Se–Cu8SiSe6–Cu8GeSe6 системы Cu2Se–SiSe2–GeSe2. На основании результатов дифференциального термического и рентгенофазового анализа, сканирующей электронной микроскопии и энергодисперсионной спектроскопии построены Т–х-диаграмма граничной системы Cu8SiSe6–Cu8GeSe6, ряд политермических сечений и изотермическое сечение при 300 K фазовой диаграммы, а также проекция поверхности ликвидуса исследуемой системы. Определены области первичной кристаллизации и гомогенности фаз, характер и температуры нон- и моновариантных равновесий. В граничной системе Cu8SiSe6–Cu8GeSe6 выявлены непрерывные твердые растворы между высокотемпературными модификациями исходных соединений и широкие области гомогенности на основе их низкотемпературных модификаций. По данным порошковых дифрактограмм определены типы и параметры кристаллических решеток исходных соединений и твердых растворов обеих модификаций. Полученные фазы переменного состава представляют интерес как экологически безопасные функциональные материалы.

Ключевые слова: селенид меди-германия, селенид меди-кремния, соединения семейства аргиродита, фазовая диаграмма, поверхность ликвидуса, твердые растворы

ВВЕДЕНИЕ

Среди сложных халькогенидов меди и серебра особое место занимают соединения семейства аргиродита с общей формулой A8BX6 (A = Cu, Ag; B = Si, Ge, Sn; X = S, Se, Te). Эти соединения и фазы на их основе считаются экологически безопасными материалами и благодаря особенностям кристаллической структуры обладают рядом ценных функциональных свойств [1–6]. Эта особенность заключается в гибридности кристаллической структуры, в которой частично занятая подвижная А-подрешетка взаимопроникает в жесткий анионный каркас тетраэдров BX4, что обеспечивает высокую мобильность ионов Ag+/Cu+. Благодаря этому представители данного класса обладают смешанной ионно-электронной проводимостью [7–12], что делает их весьма перспективными для разработки фотоэлектродных материалов, электрохимических преобразователей солнечной энергии, ионоселективных датчиков и др. Кроме того, большинство аргиродитных фаз на основе меди и серебра проявляют себя как перспективные термоэлектрические материалы [13–22]. Еще одной интересной особенностью аргиродитов является их способность к множественным полиморфным превращениям, свидетельствующим о небольшой энергии этих фазовых переходов.

Одним из эффективных путей оптимизации свойств функциональных материалов является получение на их основе твердых растворов. Для этого целесообразно исследование фазовых равновесий в системах, состоящих из соединений – формульных или структурных аналогов, поскольку в них можно ожидать образования широких областей твердых растворов [23–27].

Большинство соединений семейства аргиродита имеют полиморфные переходы при низких температурах (∼310–520 K). Как правило, их высокотемпературные модификации кристаллизуются в кубической структуре, а низкотемпературные фазы имеют более низкую симметрию [1, 28–30]. Низкотемпературные модификации некоторых представителей этого класса также изоструктурны. Это увеличивает вероятность образования в системах на основе аргиродитных аналогов твердых растворов с различными структурами и типами замещений. Ранее в работах [31–37] были представлены результаты исследования ряда систем на основе синтетических аналогов аргиродита, в которых выявлены новые фазы переменного состава, представляющие практический интерес как функциональные материалы.

В настоящей работе представлены результаты исследования фазовых равновесий в системе Cu2Sе–Cu8SiSе6–Cu8GeSе6. Ниже приведена информация об исходных соединениях и граничных составляющих этой системы.

Селенид меди(I) плавится конгруэнтно при 1403 K, претерпевая полиморфное превращение при 396 K [38]. Это соединение имеет область гомогенности, максимальную при 800 K (33.3–36.6 ат. % Se), которая смещена в сторону избытка селена. Низкотемпературная кристаллическая фаза LT-Cu2Se образует моноклинную, а высокотемпературная НT-Cu2Se – кубическую структуру. Кристаллографические данные для всех кристаллических модификаций соединений системы Cu2Sе–Cu8SiSе6–Cu8GeSе6 приведены в табл. 1.

Таблица 1.  

Кристаллографические данные для соединений Cu2Sе, Cu8GeSе6 и Cu8SiSе6

Соединение, Т, K Структура Пр. гр. Параметры решетки, Å Ссылка
a b c
HT-Cu2Se, 396–1403 Кубическая Fmm 5.859(1)     [38]
LT-Cu2Se, <396 Моноклинная C2/c 7.1379(4) 12.3823(7) 27.3904(9) [38]
НT-Cu8SiSe6, 335–1380 Кубическая F3m 10.17     [29, 30]
LT-Cu8SiSe6, <335 Орторомбическая Pmn21 7.2835(2) 7.2185(2) 10.2281(3) [41]
HT-Cu8GeSe6, 1083–333 Кубическая F3m 10.20     [44]
LT-Cu8GeSe6, <333 Гексагональная P63mc 12.6601(4)   11.7698(3) [42, 43]

Примечание. HT – высокотемпературная и LT – низкотемпературная модификации.

Соединение Cu8SiSe6 плавится конгруэнтно при 1380 K и имеет полиморфное превращение при 355 K [39, 40]. Высокотемпературная фаза этого соединения кристаллизуется в кубической структуре, а низкотемпературная – в орторомбической [29, 30, 41]. Cu8SiSe6 образует эвтектику с НТ-Cu2Se, которая кристаллизуется при 1275 K и имеет состав ∼50 мол. % Cu2Se [40].

Соединение Cu8GeSe6 образуется по перитектической реакции L + Cu2Se ↔ Cu8GeSe6 при 1083 K в системе Cu2Se–GeSe2. Точка перитектики соответствует составу 75 мол. % Cu2Se. Это соединение имеет фазовый переход при 333 K [42] (328 K согласно [43]). Низкотемпературная модификация LT-Cu8GeSe6 кристаллизуется в гексагональной [42, 43], а высокотемпературная HT-Cu8GeSe6 – в кубической структуре [44] (табл. 1).

Мы не обнаружили какие-либо сведений о фазовых равновесиях в граничной системе Cu8SiSе6–Cu8GeSе6.

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ

Cоединения Cu2Se, Cu8SiSe6 и Cu8GeSe6 синтезировали сплавлением элементарных компонентов в стехиометрических соотношениях в откачанных до ~10–2 Па и запаянных кварцевых ампулах. Были использованы высокочистые (≥99.999%) элементы от компании Evochem Advanced Materials GmbH. Синтез всех соединений проводили в двухзонных наклонных печах. Нижнюю горячую зону нагревали до 1300 K, а холодную – до 850 K, что несколько ниже температуры кипения селена. Синтез проводили до полного реагирования паров селена с другими компонентами реакционной смеси. После чего ампулу полностью вводили в горячую зону, выдерживали в течение нескольких часов, затем охлаждали в режиме выключенной печи. Для получения однородного Cu2Se стехиометрического состава, согласно рекомендации [45], после синтеза образец закаливали в ледяной воде. Учитывая высокую температуру плавления соединения Cu8SiSe6 и возможное разъедание стенок кварцевой ампулы элементарным кремнием, синтез этого соединения и сплавов, богатых кремнием, проводили в кварцевой ампуле, предварительно графитизированной толуолом. Для полной гомогенизации инконгруэнтно плавящегося Cu8GeSе6 печь после синтеза охлаждали до 950 K, что ниже точки перитектического разложения этого соединения, и выдерживали его в течение 100 ч.

Индивидуальность синтезированных соединений контролировали методами дифференциального термического (ДТА) и рентгенофазового анализа (РФА). Дифракционные картины синтезированных соединений совпадали с данными PDF файлов (Powder Diffraction File) из базы ICDD (The International Centre for Diffraction Data): LT-Cu2Se (PDF 03-065-2982), LT-Cu8SiSe6 (PDF 01-070-3114) и LT-Cu8GeSe6 (PDF 01-080-1757). Полученные значения температур плавления и полиморфных переходов, а также параметры кристаллических решеток в пределах погрешности (±3 и ±0.0003 Å) совпадали с литературными данными.

Было приготовлено около 30 сплавов по различным сечениям концентрационного треугольника Cu2Sе–Cu8SiSе6–Cu8GeSе6 сплавлением исходных соединений в кварцевых ампулах в условиях вакуума. После синтеза образцы были подвергнуты последующему гомогенизирующему отжигу при 850 K (500 ч) с дальнейшим охлаждением в инерционном режиме. Ряд сплавов по разрезу Cu8SiSе6–Cu8GeSе6 после отжига были закалены от 850 K бросанием ампул в ледяную воду.

Исследования проводили методами ДТА, РФА, а также сканирующей электронной микроскопии (СЭМ) и энергодисперсионной спектроскопии (ЭДС).

Дифференциальный термический анализ образцов проводили в вакуумированных кварцевых ампулах в интервале температур от комнатной до 1400 K со скоростью нагревания 10 град/мин на дифференциальном сканирующем калориметре 404 F1 Pegasus System Фирмы Netzsch с платина-родиевыми термопарами. Результаты измерений обрабатывали с помощью программного обеспечения Netzsch Proteus Software. Точность измерения температуры составляла ±2 K.

Рентгенофазовый анализ проводили при комнатной температуре на дифрактометре D8 Advance фирмы Bruker (CuKα1-излучение). Рентгенограммы индексировали с помощью программы Topas V3.0 Software Bruker.

Сканирующую электронную микроскопию и энергодисперсионную спектроскопию отшлифованных образцов осуществляли с помощью сканирующего электронного микроскопа Tescan Vega 3 с энергодисперсионной системой микроанализа Oxford Instruments, оснащенного детектором Thermo Scientific Ultra Dry Compact EDS. Исследования проводили в режиме обратного рассеяния электронов для выявления композиционного контраста между разными фазами.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ

На основании совместной обработки полученных экспериментальных результатов с использованием литературных данных по боковым системам [39, 40, 42, 43] получена взаимосогласованная картина фазовых равновесий в системе Cu2Se–Cu8SiSe6–Cu8GeSe6.

Далее в тексте, таблицах и на рисунках приняты следующие обозначения фаз: γ1 и γ2 – твердые растворы на основе низкотемпературных модификаций Cu8SiSe6 и Cu8GeSe6 соответственно, δ – высокотемпературные твердые растворы Cu8Si1 –xGexSe6.

Граничная система Cu8SiSе6–Cu8GeSе6 характеризуется образованием неограниченных твердых растворов (δ-фаза) на основе высокотемпературных модификаций исходных соединений (рис. 1). На основе низкотемпературных структур исходных соединений наблюдается широкая растворимость. Растворимость на основе Cu8SiSе6 при комнатной температуре составляет ∼50 мол. % (γ1-фаза), а на основе Cu8GeSе6 – 15 мол. % (γ2-фаза). Система в целом неквазибинарна в силу инконгруэнтного характера плавления соединения Cu8GeSe6.

Рис. 1.

Фазовая диаграмма системы Cu8SiSе6–Cu8GeSе6.

Построенная фазовая диаграмма полностью подтверждается данными РФА (рис. 2).

Рис. 2.

Порошковые рентгенограммы отожженных сплавов системы Cu8SiSе6–Cu8GeSе6.

На рис. 2 представлены рентгенограммы некоторых сплавов системы Cu8SiSе6–Cu8GeSе6 после отжига в вышеуказанном режиме, снятые при комнатной температуре. Видно, что дифракционные картины сплавов состава 20 и 40 мол. % Cu8GeSе6 качественно аналогичны дифрактограмме соединения Cu8SiSе6, а сплава состава 90 мол. % Cu8GeSе6 – дифрактограмме соединения Cu8GeSе6. Дифракционные пики промежуточных сплавов (40 и 60 мол. % Cu8GeSе6) состоят из суммы спектров отражения исходных соединений. При повышении концентрации кремния в сплавах наблюдается небольшое смещение дифракционных пиков в сторону больших углов.

РФА сплавов, закаленных от 850 K, подтвердил неограниченную взаимную растворимость высокотемпературных модификаций исходных соединений. В качестве примера на рис. 3 приведена порошковая дифрактограмма образца состава 60 мол. % Cu8GeSe6. Она имеет дифракционную картину, характерную для кубической сингонии. Все линии отражения индицируются в кубической структуре (пр. гр. F3m).

Рис. 3.

Порошковая дифрактограмма закаленного от 850 K сплава состава 60 мол. % Cu8GeSe6 системы Cu8SiSe6–Cu8GeSe6.

Рис. 4.

Концентрационная зависимость параметров кристаллической решетки высокотемпературных твердых растворов Cu8Si1 –хGexS6.

На основании порошковых дифракционных данных вычислены кристаллографические параметры исходных соединений и твердых растворов Cu8Si1 –хGeхSe6 для обеих модификаций (табл. 2). Показано, что линии отражения отожженных и медленно охлажденных сплавов состава 20 и 40 мол. % Cu8GeSе6 полностью индицируются в орторомбической структуре LТ-Cu8SiSе6 (пр. гр. Pmn21), а сплава состава 90 мол. % Cu8GeSе6 – в гексагональной структуре LT-Cu8GeSе6 (пр. гр. P63mc). Для промежуточных сплавов наблюдаются дифракционные линии как орторомбической (γ1), так и гексагональной (γ2) фазы. Определение областей гомогенности этих фаз на основе концентрационных зависимостей кристаллографических параметров затруднительно, так как при замещении Ge ↔ Si происходит незначительное изменение параметров.

Таблица 2.

Типы и параметры кристаллических решеток для твердых растворов Cu8Si1 –хGeхS6

Фаза Параметры кристаллической решетки
низкотемпературная модификация закаленные от 850 K сплавы;
кубическая структура; пр. гр. F3m
структура; пр. гр. а, Å b, Å c, Å
а, Å
Cu8GeSe6 Гексагональная P63mcm 12.6428(5)   11.7549(4) 10.2103(5)
Cu8Si0.1Ge0.9Se6 Гексагональная P63mcm 12.6395(2)   11.7517(7)  
Cu8Si0.2Ge0.8Se6 Двухфазнаая смесь γ1 + γ2 10.2031(1)
Cu8Si0.4Ge0.6Se6 Двухфазнаая смесь γ1 + γ2 10.1957(3)
Cu8Si0.6Ge0.4Se6 Орторомбическая Pmn21 7.2870(1) 7.2156(8) 10.2172(3) 10.1868(7)
Cu8Si0.8Ge0.2Se6 Орторомбическая Pmn21 7.2818(5) 7.2107(2) 10.2111(5) 10.1812(1)
Cu8SiSe6 Орторомбическая Pmn21 7.2769(4) 7.2056(5) 10.2052(6) 10.1753

Для высокотемпературных твердых растворов построен график концентрационной зависимости периода кубической решетки (рис. 4 ), из которого видно, что эта зависимость носит линейный характер..

Твердофазные равновесия при 300 K. На основании данных РФА и СЭМ–ЭДС-исследований ряда равновесных сплавов внутри концентрационного треугольника Cu2Sе–Cu8SiSе6–Cu8GeSе6 и фазовых диаграмм граничных квазибинарных систем построена диаграмма твердофазных равновесий при 300 K (рис. 5).

Рис. 5.

Диаграмма твердофазных равновесий системы Cu2Sе–Cu8SiSе6–Cu8GeSе6 при 300 K.

Наличие γ1- и γ2-твердых растворов в боковой системе Cu8SiSе6–Cu8GeSе6 и отсутствие других фаз в данном концентрационном треугольнике приводят к образованию двухфазных (LT-Cu2Sе) + γ1, (RT-Cu2Sе) + γ2 и трехфазной (LT-Cu2Sе) + γ1 + γ2 областей. Как видно из рис. 5, γ1- и γ2-твердые растворы образуют конноды с фазой на основе RТ-Cu2Sе. Наличие лучевых коннод подтверждено методом РФА. На рис. 6 представлены дифрактограммы сплавов 1–3 из рис. 5. Видно, что дифрактограмма сплава 1 отражает дифракционные пики соединения Cu8SiSе6 с некоторым смещением, что характерно для твердых растворов (γ1-фаза). На дифрактограмме сплава 2 наблюдаются дифракционные линии γ1-фазы и LT-Cu2Sе. Дифракционная картина сплава 3 состоит из суммы дифракционных линий отражения LT-Cu2Sе, γ1- и γ2-фаз. Индексированием порошковых дифрактограмм с помощью компьютерной программы TOРAS 3.0 были определены следующие параметры решетки для сплавов 1 и 2:

Рис. 6.

Порошковые дифрактограммы сплавов 1–3 на рис. 5.

Сплав 1: орторомбическая структура; а = 7.2870; b = 7.2156; c = 10.2172 Å (γ1-фаза);

Сплав 2: двухфазная смесь γ1+ LT-Cu2Se; орторомбическая структура: а = 7.2868; b = 7.2149; c = = 10.2171 Å (γ1-фаза); моноклинная структура: а = = 7.1380; b = 12.3825; с = 27.3911 Å (LT-Cu2Se).

Значения параметров решетки, полученные для γ1-фазы образца 2, практически совпадают с параметрами решетки твердого раствора состава Cu8Si0.6Ge0.4Se6 (сплав 1), образующегося в системе Cu8SiSе6–Cu8GeSе6 (табл. 2). Это говорит о том, что сплав 2 лежит на конноде Cu2Sе + γ1, исходящей из состава 40 мол. % Cu8GeSе6, и является экспериментальным доказательством лучевого характера коннод в этой двухфазной области.

Фазовый состав исследуемой системы был подтвержден также с помощью СЭМ различных сплавов из соответствующих областей. Например, на рис. 7 представлены СЭМ-изображения сплавов из двух- и трехфазной областей исследуемой системы (соответственно сплавы 2 и 3 на рис. 5).

Рис. 7.

СЭМ-изображения сплавов 2 и 3 на рис. 5.

Практически все образцы были исследованы с помощью ЭДС-анализа для получения химического состава фаз. К примеру, на рис. 8 представлен результат ЭДС-анализа γ1-фазы состава 20 мол. % Cu8GeSе6, который показал, что его элементный состав соответствует формуле Cu8.02Si0.78Ge0.22Sе5.98.

Рис. 8.

Результаты ЭДС-анализа сплава состава Cu8Si0.8Ge0.2Sе6.

Проекция поверхности ликвидуса. Поверхность ликвидуса системы Cu2Se–Cu8SiSe6–Cu8GeSe6 (рис. 9) состоит из двух полей, отвечающих первичной кристаллизации α-фазы на основе HT-Cu2Se и твердых растворов Cu8Si1 –хGeхS6 (δ-фаза). Эти поля ограничены между собой моновариантной эвтектической (L → (HT-Cu2Se) + δ) кривой еK. Учитывая перитектический характер образования Cu8GeSe6 [42], можно предположить, что эта кривая переходит далее в перитектическое равновесие (L + (HT-Cu2Se) → δ) в точке перехода K [46].

Рис. 9.

Проекция поверхности ликвидуса системы Cu2Se–Cu8SiSe6–Cu8GeSe6. Поля первичной кристаллизации: 1 – (HT-Cu2Sе); 2 – δ-фаза. *Красные пунктирные линии – изученные внутренние сечения.

Политермические разрезы

Разрез Cu2Se–[А] ([А] – сплав граничной системы Cu8SiSe6–Cu8GeSe6 с мольным соотношением 1 : 1 (рис. 9)). Ликвидус этой системы состоит из двух ветвей, отвечающих первичной кристаллизации δ-твердых растворов и фазы на основе HT-Cu2Sе (рис. 10). Точки их пересечения отвечают моновариантной эвтектической реакции L → (HT-Cu2Se) + δ, при завершении которой формируется двухфазная область (HT-Cu2Sе) + δ. Термические эффекты при низких температурах (395, 323–326 K) отвечают фазовым переходам Cu2Sе и δ-фазы.

Рис. 10.

Фазовая диаграмма системы Cu2Sе–[А] ([А] – сплав граничной системы Cu8SiSe6–Cu8GeSe6 с мольным соотношением 1 : 1; см. рис. 9).

Разрез Cu8SiSе6–[B] ([B] – сплав граничной системы 5Cu2Sе–Cu8GeSе6 состава 33.3 мол. % Cu8GeSе6) проходит через поля первичной кристаллизации (HT-Cu2Sе) и δ-фазы (рис. 11). Ниже ликвидуса наблюдается монотектическое эвтектическое равновесие L → (HT-Cu2Se) + δ, при завершении которого формируется двухфазная область (HT-Cu2Sе) + δ. Горизонталь при 395 K соответствует фазовому переходу (HT-Cu2Sе) ↔ (LT-Cu2Sе). Далее в температурном интервале 325–336 K за счет фазового перехода δ-фазы происходит ее распад на γ1- и γ2-фазы, вследствие чего образуются трехфазное (LT-Cu2Sе) + γ1 + γ2 и двухфазные (LT-Cu2Sе) + γ1, (LT-Cu2Sе) + γ2 поля.

Рис. 11.

Фазовая диаграмма системы Cu8SiSе6–[B] ([B] – сплав граничной системы 5Cu2Sе–Cu8GeSе6 состава 33.3 мол. % Cu8GeSе6; см. рис. 9).

Разрез Cu8SiS6–[С] ([С] – сплав граничной системы 5Cu2Sе–Cu8GeSе6 состава 66.7 мол. % Cu8GeSе6). Картина фазовых равновесий по этому разрезу почти идентична таковой для предыдущей системы (рис. 12).

Рис. 12.

Фазовая диаграмма системы Cu8SiSе6–[С] ([С] – сплав граничной системы 5Cu2Sе–Cu8GeSе6 состава 66.7 мол. % Cu8GeSе6; см. рис. 9).

Анализ вышеуказанных разрезов показывает, что они находятся в полном соответствии с проекцией поверхности ликвидуса и отражают фазовые равновесия в субсолидусной части фазовой диаграммы.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

В работе представлены новые данные по фазовым равновесиям в системе Cu2Sе–Cu8SiSe6–Cu8GeSe6, включающие диаграмму твердофазных равновесий при 300 K, проекцию поверхности ликвидуса, а также Т–х-диаграммы граничной системы Cu8SiSe6–Cu8GeSe6 и трех внутренних сечений. В системе Cu8SiSe6–Cu8GeSe6 выявлены непрерывные высокотемпературные твердые растворы (δ-фаза) с кубической структурой. Установлено, что образование твердых растворов сопровождается уменьшением температур полиморфных переходов исходных соединений и установлением эвтектоидного равновесия при 325 K. Растворимость на основе LT-Cu8SiSe6 и LT-Cu8GeSe6 составляет соответственно ∼50 (γ1-фаза) и ∼15 мол. % (γ2-фаза) при комнатной температуре. Показано, что поверхность ликвидуса системы Cu2Sе–Cu8SiSe6–Cu8GeSe6 состоит из двух полей, отвечающих первичной кристаллизации (HT-Cu2Sе) и δ-фаз. С помощью программного обеспечения Topas V3.0 определены типы и параметры кристаллических решеток выявленных новых фаз.

Полученные новые фазы переменного состава представляют интерес как потенциальные экологически безопасные термоэлектрические и ионопроводящие материалы, а представленные данные по фазовым равновесиям могут быть использованы для синтеза их образцов различных составов. Можно предположить, что соответствующие физические исследования приведут к получению материалов с улучшенными по сравнению с исходными соединениями функциональными свойствами.

Список литературы

  1. Бабанлы М.Б., Юсибов Ю.А., Абишев В.Т. Трехкомпонентные халькогениды на основе меди и серебра. Баку: Изд-во БГУ, 1993. 342 с.

  2. He Q., Qian T., Zai J. et al. // J. Mater. Chem. A. 2015. V. 3. P. 20359. https://doi.org/10.1039/C5TA05304H

  3. Semkiv I., Ilchuk H., Pawlowski M. et al. // Opto-Electronics Rev. 2017. V. 25. № 1. P. 37. https://doi.org/10.1016/j.opelre.2017.04.002

  4. Yang C., Luo Y., Xia Y. et al. // ACS Appl. Mater. Interfaces. 2021. V. 13. P. 56329. https://doi.org/10.1021/acsami.1c17548

  5. Chen T., Zhang L., Zhang Z. et al. // ACS Appl. Mater. Interfaces. 2019. V. 13. P. 56329. https://doi.org/10.1021/acsami.9b13313

  6. Studenyak A., Pogodin V., Studenyak V. et al. // Solid State Ionics. 2020. V. 345. P. 115183. https://doi.org/10.1016/j.ssi.2019.115183

  7. Иванов Щиц А.К., Мурин И.В. Ионика твердого тела. СПб.: Изд-во С. Петерб. Ун-та, 2000. Т. 1. С. 616.

  8. Heep B.K., Weldert K.S., Krysiak Y. et al. // Chem. Mater. 2017. V. 29. № 11. P. 4833. https://doi.org/10.1021/acs.chemmater.7b00767

  9. Ayoola O.M., Buldum A., Farhad S. et al. // Energies. 2022. V. 15. P. 7288. https://doi.org/10.3390/en15197288

  10. Sardarly R.M., Ashirov G.M., Mashadiyeva L.F. et al. // Mod. Phys. Lett. B. 2022. V. 36. № 32. P. 2250171. https://doi.org/10.1142/S0217984922501718

  11. Pogodin A.I., Filep M.J., Studenyak V.I. et al. // J. Alloys Compd. 2022. V. 926. P. 166873. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2022.166873

  12. Zhou L., Minafra N., Zeier W.G. et al. // Acc. Chem. Res. 2021. V. 54. № 12. P. 2717. https://doi.org/10.1021/acs.accounts.0c00874

  13. Lin S., Li W., Pei Y. // Mater. Today. 2021. V. 48. P. 198. https://doi.org/10.1016/j.mattod.2021.01.007

  14. Li Z., Liu C., Zhang X. et al. // Org. Electron. 2017. V. 45. P. 247. https://doi.org/10.1016/j.orgel.2017.03.029

  15. Jin Z., Xiong Y., Zhao K. et al. // Mater. Today Phys. 2021. V. 19. P. 100410. https://doi.org/10.1016/j.mtphys.2021.100410

  16. Fan Y., Wang G., Wang R. et al. // J. Alloys Compd. 2020. V. 822. P. 153665. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2020.153665

  17. Shen X., Yang C., Liu Y. et al. // ACS Appl. Mater. Interfaces. 2019. V. 11. № 2. P. 2168. https://doi.org/10.1021/acsami.8b19819

  18. Jin M., Lin S., Li W. et al. // Chem. Mater. 2019. V. 31. № 7. P. 2603. https://doi.org/10.1021/acs.chemmater.9b00393

  19. Jiang B., Qiu P., Eikeland E. et al. // J. Mater. Chem. C. 2017. V. 5. № 4. P. 943. https://doi.org/10.1039/C6TC05068A

  20. Yang C., Luo Y., Li X. et al. // RSC Advances. 2021. V. 11. № 6. P. 3732. https://doi.org/10.1039/D0RA10454J

  21. Li W., Lin S., Ge B. et al. // Adv. Sci. 2016. V. 3. P. 1600196. https://doi.org/10.1002/advs.201600196

  22. Jiang Q., Li S., Luo Y. et al. // ACS Appl. Mater. Interfaces. 2020. V. 12. P. 54653. https://doi.org/10.1021/acsami.0c15877

  23. West D.R.F. Ternary Phase Diagrams in Materials Science. Boca Raton: CRC Press, 2013. 240 p. https://doi.org/10.1201/9781003077213

  24. Saka H. Introduction to Phase Diagrams in Materials Science and Engineering. London: World Scientific Publishing Company, 2020. 188 p. https://doi.org/10.1142/11368

  25. Babanly M.B., Mashadiyeva L.F., Babanly D.M. et al. // Russ. J. Inorg. Chem. 2019. V. 64. № 13. P. 1649. https://doi.org/10.1134/S0036023619130035

  26. Babanly M.B., Chulkov E.V., Aliev Z.S. et al. // Russ. J. Inorg. Chem. 2017. V. 62. № 13. P. 1703. https://doi.org/10.1134/S0036023617130034

  27. Imamaliyeva S.Z., Babanly D.M., Tagiev D.B. et al. // Russ. J. Inorg. Chem. 2018. V. 63. № 13. P. 1703. https://doi.org/10.1134/S0036023618130041

  28. Новоселова А.В., Лазарев В.Б. Физико-химические свойства полупроводниковых веществ: Справочник. М.: Наука, 1979. 340 с.

  29. Hahn H., Schulze H., Sechser L. // Naturwissenschaften. 1965. V. 52. № 15. P. 451. https://doi.org/10.1007/BF00627053

  30. Gorochov O. // Bull. Soc. Chim. Fr. 1968. № 6. P. 2263.

  31. Алиева З.М., Багхери С.М., Алвердиев И.Дж. и др. // Неорган. материалы. 2014. Т. 50. № 10. С. 1063.

  32. Bagheri S.M., Imamaliyeva S.Z., Mashadiyeva L.F. et al. // Int. J. Adv. Sci. Tech. res. 2014. V. 4. № 2. P. 291.

  33. Алвердиев И.Дж., Багхери С.М., Алиева З.М. и др. // Неорган. материалы. 2017. Т. 53. № 8. С. 801. https://doi.org/10.1134/S0020168517080027

  34. Aliyeva Z.M., Bagheri S.M., Aliev Z.S. et al. // J. Alloys Compd. 2014. V. 611. P. 395. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2014.05.112

  35. Alverdiyev I.J., Aliev Z.S., Bagheri S.M. et al. // J. Alloys Compd. 2017. V. 691. P. 255. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2016.08.251

  36. Машадиева Л.Ф., Алиева З.М., Мирзоева Р.Дж. и др. // Журн. неорган. химии. 2022. Т. 67. № 5. С. 606.

  37. Bayramova U., Poladova A., Mashadiyeva L. // New Materials, Compounds and Applications. 2022. V. 6. № 3. P. 276.

  38. Binary Alloy Phase Diagrams / Ed. Massalski T.B. ASM International. Materials Park. Ohio, 1990. P. 3589. https://doi.org/10.1002/adma.19910031215

  39. Шпак О., Когут Ю., Федорчук А. и др. // Научн. вестн. Среднеевроп. нац. ун-та им. Леси Украинки. Сер.: Хим. науки. 2014. Т. 21. № 298. С. 39.

  40. Олексеюк И.Д., Пискач Л.В., Парасюк О.В. // Журн. неорган. химии. 1998. Т. 43. № 3. С. 516.

  41. Ishii M., Onoda M., Shibata K. // Solid State Ionics. 1999. V. 121. № 1–4. P. 11. https://doi.org/10.1016/S0167-2738(98)00305-1

  42. Tomashik V. /// Non-Ferrous Metal Ternary Systems. Semiconductor Systems: Phase Diagrams, Crystallographic and Thermodynamic Data. Berlin: Springer-Verlag Heidelberg, 2006. P. 288. https://doi.org/10.1007/10915981_23

  43. Onoda M., Ishii M., Pattison P. et al. // J. Solid State Chem. 1999. V. 146. P. 355. https://doi.org/10.1006/jssc.1999.8362

  44. Мороз В. // Изв. Акад. наук СССР. Неорган. материалы. 1990. Т. 26. С. 1830.

  45. Глазов В.М., Бурханов А.С., Салеева Н.М. // Изв. АН СССР. Неорган. материалы. 1977. Т. 13. № 5. С. 917.

  46. Луцык В.И., Воробьева В.П., Шодорова С.Я. // Журн. физ. химии. 2015. Т. 89. № 13. С. 2331.

Дополнительные материалы отсутствуют.

Инструменты

следующая статья выпуска предыдущая статья выпуска содержание выпуска

Журнал неорганической химии

Архивы выпусков Информация о журнале Отправить рукопись в журнал