CC BY
22
Палатников Михаил Николаевич
доктор технических наук, Институт химии и технологии редких элементов и минерального сырья им. И. В. Тананаева
ФИЦ КНЦ РАН, г. Апатиты, Россия
Titov Roman Alekseevich
Postgraduate, I. V. Tananaev Institute of Chemistry and Technology of Rare Elements and Mineral Raw Materials of the Federal Research Centre "Kola Science Centre of the Russian Academy of Sciences", Apatity, Russia [email protected] [email protected] Sidorov Nikolai Vasilyevich
Dr. Sc. (Physics & Mathematics), I. V. Tananaev Institute of Chemistry and Technology of Rare Elements and Mineral Raw Materials of the Federal Research Centre "Kola Science Centre of the Russian Academy of Sciences", Apatity, Russia [email protected] Teplyakova Natalya Alexandrovna
PhD (Physics & Mathematics), I. V. Tananaev Institute of Chemistry and Technology of Rare Elements and Mineral Raw Materials of the Federal Research Centre "Kola Science Centre of the Russian Academy of Sciences", Apatity, Russia [email protected] Yanichev Alexander Alexandrovich
PhD (Physics & Mathematics), I. V. Tananaev Institute of Chemistry and Technology of Rare Elements and Mineral Raw Materials of the Federal Research Centre "Kola Science Centre of the Russian Academy of Sciences", Apatity, Russia [email protected] Palatnikov Mikhail Nikolayevich
Dr. Sc. (Engineering), I. V. Tananaev Institute of Chemistry and Technology of Rare Elements and Mineral Raw Materials of the Federal Research Centre "Kola Science Centre of the Russian Academy of Sciences", Apatity, Russia [email protected]
DOI: 10.25702/KSC.2307-5252.2018.9.1.758-764 УДК 537.226.4
РАЗНОМАСШТАБНЫЕ СТРУКТУРНЫЕ ИЗМЕНЕНИЯ В КЕРАМИКАХ ФЕРРИТА ВИСМУТА ПРИ ИХ МОДИФИЦИРОВАНИИ РЕДКОЗЕМЕЛЬНЫМИ ЭЛЕМЕНТАМИ
С. В. Титов, Л. А. Шилкина, И. А. Вербенко, В. А. Алёшин, С. И. Шевцова, С. В. Хасбулатов, Л. А. Резниченко
Научно-исследовательский институт физики Южного федерального университета, г. Ростов-на-Дону, Россия
Аннотация
Высокоплотные керамики номинальных составов Bi1-xAxFeO3, где A = La, Nd, Pr, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, Lu с 0,00 < x < 0,50, получены твердофазным синтезом. Определен минимальный эффективный ионный радиус редкоземельного элемента, начиная с которого допирование приводит к изменениям кристаллической структуры BFO. Обсуждаются выявленные закономерности и особенности изменений в масштабах кристаллической ячейки, мезоструктурных элементов, зеренного строения керамик. Ключевые слова
феррит висмута, редкоземельные элементы, керамика, модифицирование, мультифрактал.
CHANGES IN DIFFERENT SCALES IN THE STRUCTURE OF CERAMICS OF BISMUTH FERRITE DURING THEIR MODIFICATION BY RARE-EARTH ELEMENTS
S. V. Titov, L. A. Shilkina, I. A. Verbenko, V. A. Aleshin, S. I. Shevtsova, S. V. Khasbulatov, L. A. Reznichenko
Research Institute of Physics, Southern Federal University, Rostov-on-Don, Russia Abstract
High-density ceramics of nominal compositions Bi1-xAxFeO3, where A = La, Nd, Pr, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, Lu for 0,00 < x < 0,20 have been obtained by solid-phase synthesis. The minimum effective ionic radius of a rare-earth element has been determined, starting from which, doping leads to changes in the crystal structure of the BFO. The revealed regularities and features of changes in the scale of the crystal cell, mesostructural elements, and the grain structure of ceramics are discussed. Keywords:
bismuth ferrite, rare earth elements, ceramics, modification, multifractal.
При поиске новых материалов для твердотельной электроники заметный интерес вызывают структуры, в которых сочетаются принципиально различные свойства (магнитные, пьезоэлектрические, сегнетоэластические и др.). Причиной является практически полное использование возможностей существующих химических основ и существенных трудностей при реализации различных опций в материалах, представляющих собой их композицию. Если на базе одного химического состава удается совместить несколько функциональных возможностей, то материал сразу приобретает конкурентные преимущества в сфере своего применения. К таким объектам относятся сегнетомагнетики — среды, в которых одновременно присутствуют два типа упорядочения (магнитное и сегнетоэлектрическое). Сегнетомагнитные вещества обладают свойствами каждого из классов по отдельности: спонтанная поляризация, пьезоэлектрический эффект, спонтанная намагниченность, магнитострикция. В то же время в них проявляется ряд свойств, обусловленных взаимодействием электрической и магнитной подсистем, в частности магнитоэлектрический и магнитодиэлектрический эффекты. Это позволяет, например, разрабатывать магнитоэлектрические преобразователи, в которых будут отсутствовать потери на вихревые токи, снизятся омические потери, приводящие к разогреву элементов. Одним из наиболее изученных представителей класса сегнетомагнетиков является феррит висмута BiFeOз (BFO). BFO характеризуется высокими температурами сегнетоэлектрического (Тс = 810 °С) и антиферромагнитного (Ты = 370 °С) переходов, низкой электропроводностью и относительно простой кристаллической структурой. Проблемой, из-за которой применять BFO пока не представляется возможным, является существование в его структуре спиновой модуляции, несоразмерной периоду элементарной ячейки, которая приводит к исчезновению макроскопических магнитных свойств. По мнению ряда авторов [1, 2], модифицирование структуры BFO путем замещения некоторого количества ионов висмута на ионы редкоземельных элементов (РЗЭ) должно провоцировать разрушение спиновой модуляции. В процессе модифицирования ББО в керамических объектах происходят изменения кристаллической структуры, мезоструктурного упорядочения, существенно изменяется микроструктура и ряд макроскопических свойств материала. Цель предпринятого исследования — выявление закономерностей эволюции структуры керамик BFO на различных масштабных уровнях при их модифицировании РЗЭ.
Получены серии керамических образцов номинальных составов ВЬ-хАхРеО3, где А = Ьа, Рг, 8ш, Ей, ТЬ, Бу, Но, Ег, Тш, УЪ, Ьи в пределах 0,00 <х <0,50, с различным концентрационным шагом Ах для разных модификаторов и областей х. При модифицировании элементами с наибольшими ионными радиусами: Ьа, Рг, Gd в области 0,20 < х <0,50 шаг А х составлял 0,10, в областях 0,000 <х <0,075 и 0,150 <х <0,200 А х = 0,025, в области 0,090 < х <0,150 А х = 0,010. Для остальных модификаторов А х = 0,050. Керамики были изготовлены путем твердофазного синтеза с последующим спеканием по обычной керамической технологии. Синтез ТР осуществлялся методом твердофазных реакций оксидов высокой чистоты. Режимы синтеза: температура первого обжига Т1 = 800 °С, второго Т2 = 800-850 °С. Времена изотермических выдержек 11 = 10 ч, Т2 = 5 ч. Производился подбор оптимальных температур спекания (Теп) из интервала 900-950 °С. Режимы спекания выбирались такие, при которых плотность керамических образцов была максимальной.
Рентгеноструктурные исследования проведены на дифрактометре «ДРОН-3» (СоКа-излучение). Определялись фазовый состав, параметры кристаллической ячейки наблюдаемых фаз, теоретический (V) и экспериментальный (КШм) объемы ячейки, рассчитывались рентгеновская (рх-гау) и относительная (рге1.) плотности. Выявлялись модуляции структуры. Микронапряжения АёШ рассчитывались аналитически методом аппроксимации.
Исследования элементного состава выполнены методом электронно-зондового микроанализа на модернизированном растровом электронном микроскопе Камебакс-микро с WDS-аналитической системой.
Зерна керамик наблюдались на оптическом микроскопе "БМ15000 М" в режиме отраженного света с увеличением от 200х до 1000х. Микроструктура выявлялась термическим травлением. Черно-белые фотографии поверхности объектов подвергались компьютерной обработке, в результате которой выявлялась очищенная от посторонних шумов сетка сечений границ зёрен керамики. Расчеты проводились по ячейкам, приходящимся на границы зерен образцов. Этим ячейкам присваивались единичные значения веса. Спектры обобщенных размерностей (размерностей Реньи) Бд и /(а)-спектры определялись согласно стандартной интерпретации мультифрактального формализма [3] как соотношения (1) — (4), где {ц,} — мера, генерируемая при равноячеечном разбиении евклидового пространства, охватывающего исследуемый объект, на ы ячеек размера е с выполнением условия (5).
N
ч ¿Т
(1) а(ч) = — (2) / (а) = ча-т (3)
1п Ьц
т(ч) = Нт —-¡-1--¿ч
е^0 ]п е
= т (4) !* = 1 (5) п. - 11т Ь' (6)
1п е
ч ч-1 ™ ^ А = 11т ^
^ '=1 1 Т-^П
N
Для параметризации, как наиболее информативные [3], нами использованы следующие параметры канонических спектров: 1) фрактальная размерность Бо; 2) параметр однородности = /(а(д)) при д >> 1 — показатель характера распределения единичных элементо структуры в евклидовом пространстве, охватывающем эту структуру (в расчетах Да(д)) для д >> 1 значение параметра д принималось равным 40 как близкое к асимптоте); 3) параметр «упорядоченности» Дм = Б1 - Бд при д >> 1 — характеристика степени нарушения симметрии меры изучаемой структуры по отношению к мультифрактальному преобразованию. В расчетах Бд для д >> 1 значение параметра д также принималось равным 40. Б0 по определению связана с формой зёренной границы, а также со степенью самоподобия сечений зёренных границ [4]. Минимумы параметра однородности соответствуют максимальным значениям микродеформаций в кристаллической структуре [5]. Максимумы параметра упорядоченности, связанного по определению информационной размерности (Б1) с энтропией системы зёренных границ (6) и с пространственной корреляцией распределения элементов структуры (Б), соответствуют состояниям с устойчивыми распределениями зёрен керамики в пространстве по форме и размерам [5].
Для ряда образцов сканирующим нанотвердомером «НаноСкан-3Б» были определены твердость и модуль упругости керамики в микро- и нанодиапазонах согласно стандарту 180 14577.
Полученные ТР обладали высокими значениями экспериментальной и относительной (90^94) % плотностей, которые соответствовали предельно достижимым по обычной керамической технологии (90^95) %. По керамической технологии беспримесные образцы удавалось получить при использовании крупноионных модификаторов и в весьма узких диапазонах концентраций. Для Ьа это 0,090 < х < 0,120, для Рг — 0,120 < х < 0,175, для Ей, 8т — 0,120 < х < 0,140. Остальные ТР, полученные с использованием перечисленных модификаторов, содержали примесные фазы Б12ре409 и Б125ре040, а начиная с некоторых достаточно больших значений х в керамиках наблюдалось образование соединений с высокой концентрацией модификатора типа Б10,75Ьа025ре0з и В^,бЬа0,4ре0з. Примеси распределялись в керамиках в виде отдельных зерен (рис. 1). Все ТР, модифицированные «малоразмерными» ионами РЗЭ (ТЬ, Бу, Но, Ег, Тт, УЪ, Ьи), содержали от 7 до 30 % Б12ре409 и Б125ре040.
Б10,95Ьа0,05ре0з Б^,95Рг0,05ре0з Б10,95в^,05ре0з
Рис. 1. Распределение примесей в микроструктуре модифицированных керамик.
Зерна примесей Б125ре040 и Б12ре409 — серые, прямоугольной формы
Установлено, что по воздействию на кристаллическую структуру Бр0 модификаторы можно разделить на две группы, в которых элементы следуют в порядке убывания величины эффективного ионного радиуса: 1) Ьа, Рг, N4 8т, Еи, ТЬ; 2) Бу, Но, Ег, Тт, УЬ, Ьи. Модификаторы 1-й группы приводят к образованию ТР замещения, симметрия которых понижается. РЗЭ во всех случаях зависимости объема элементарной ячейки Уизм.(х) не соответствуют теоретическим зависимостям У(х), рассчитанным для ТР замещения в А -позиции, их наклон значительно меньше. Таким образом количество модификаторов, участвующих в ТР В^-хАхре03, оказывается ниже номинального. В 1 -й группе при увеличении концентрации модификатора в керамиках последовательно возникают и сосуществуют исходная ромбоэдрическая (Рэ) фаза (пространственная группа Я3с), ромбическая фаза типа GdPe0з, группа Рпта (Р\) ромбическая фаза типа РЬ2г0з, группа Рпат (Р2), и фазы с моноклинным типом ячейки. С уменьшением ионного радиуса модификатора изменения фазовых состояний становятся более выраженными. Так, для ТР с Ьа при х < 0,25 фаза Р1 проявляется в малых, периодически изменяющихся количествах, об её возникновении и поведении можно судить по аномальному поведению параметров Рэ ячейки, мезоструктурным изменениям и изменениям мультифрактальной однородности микроструктуры (рис. 2). При приближении к границе морфотропной области (МО) в плоскостях сопряжения матрицы (Рэ фазы с а ~ 3,965 А, а ~ 89,45 °) с растущими кластерами возникающей Р-фазы, микродеформации Рэ-ячеек резко увеличиваются. По достижению предела упругости кластеры новой фазы начинают отрываться от матрицы, и АёШ значительно снижаются. Именно такое поведение АёШ (х) мы и наблюдаем на рис. 2, б. Видна серия затухающих максимумов АёШ (х) в интервале 0,75 < х < 0,15, но не виден пик, соответствующий второй границе МО. Таким образом, однофазная Рэ область расположена в интервале 0,00 < х < 0,75, а в интервале 0,075 < х < 0,20 находится широкая МО. Признаки второй фазы проявляются на рентгеновских линиях (111), (200) и (220). При х = 0,075 появляется слабый максимум рядом с линией 200 со стороны больших углов 9. При х = 0,09 этот
пик размывается. Такая периодичность — появление четкого пика и его размытие — сохраняется вплоть до х = 0,20. Профили линий (220) и (111) изменяются либо в виде размытия, либо в виде появления у основания линий максимумов, свидетельствующих о модуляции структуры. Параметр /т в области 0,075 < х < 0,130 изменяется строго в противофазе к АёШ, отклонения от этого правила в областях 0,00 < х < 0,075 и 0,13 < х <0,20 связаны с присутствием примесных фаз при 0,13 < х с достижением кластерами новой фазы критических размеров. Возникновение второй фазы при росте х имеет характер периодически повторяющегося распада ТР и образования распределенных в матрице нанообластей новой фазы, которая идентефицирована как Р1 с а ~ 3,934 А. Приведенные рассуждения подтверждаются результатами проведенного ранее исследования спектров комбинационного рассеяния света (КРС) керамик В^-хЬахРеО3 [6] и электронно-зондовым микроанализом состава полученных керамик. Зерна керамик с х < 0,09 в номинальном составе представляют собой совокупность нанообластей с содержанием Ьа от 0 до 4 %. Начиная с х = 0,10 в зернах, наряду содержащими (0-4) % Ьа, наблюдаются также нанообласти, содержащие (6-8) % Ьа. Учитывая приведенные выше данные исследования структуры, области с повышенным содержанием Ьа принадлежат фазе с ромбической симметрией типа Р1 , области с низкой — к ромбоэдрической. При увеличении х до 0,15 наблюдается рост числа нанообластей с «высоким» содержанием Ьа и увеличение концентрации Ьа в них. При этом области, содержащие (0-4) и (6-11) % Ьа, продолжают сосуществовать и в границах одного зерна, но доля нанообластей с «чистым» Б1БеО3 снижается. Начиная с х = 0,14 наблюдались включения состава Б10 75 Ьа025 РеО3 и при дальнейшем росте х — Б10,70Ьа0,30РеО3. Рост размеров возникающих нанообластей Р1 должен приводить к их объединению. Объединенные области должны более существенно влиять на свойства содержащих их кристаллитов. Было предпринято специальное исследование твердости на уровне зеренной структуры керамики с помощью сканирующего нанотвердомера («Наноскан-3Б»). Исследования твердости в нанодиапазоне показали, что твердости примесных фаз и межзеренных границ также незначительно отличаются от твердости тела зерна. В то же время при достижении х значения 0,13 происходит резкое снижение прочности и упругих характеристик зерна керамики. При сопоставлении данных рентгеноструктурных исследований, спектров КРС и мультифрактального анализа — согласованные локальные максимумы параметра однородности /т и микродеформации /\й!й в точке х = 0,13 (рост /т означает снижение напряжений во всей системе керамического объекта, а увеличение АёШ мы наблюдаем для, пока еще основной, Рэ-фазы) — приходим к выводу, что в этой точке начинается объединение нанокластеров фазы Р1 в Рэ-матрице.
60.0
а, А 3.97
3.96
0.00 0.05 0.10 0.15 0.20 х
- 2,000
а б
Рис. 2. Зависимости параметров а, а, теоретического (1) и экспериментального (2) объемов V, ромбоэдрической ячейки, измеренной (3), рентгеновской (4) и относительной плотностей р (а) и мультифрактального параметраи микродеформации МШ (б) керамик В^-хЬахРеО3 от х
В ТР, модифицированных Рг, ионный радиус которого ниже, при увеличении х происходит намного более выраженная смена фаз (рис. 3, а): в интервале 0 < х <0,05 существует только Рэ-фаза, в интервале 0,05 < х < 0,075 расположена область сосуществования Рэ и двух ромбических фаз, содержание последних не превышает 10 %. Появление Р-фазы внутри области сосуществования фаз коррелирует с данными работ [7, 8], в которых исследовалась последовательность структурных переходов в ТР В^-хЬахРеО3 [7] и В^-хРгхРеО3 [8] при изменении концентрации РЗЭ ионов и температуры. При х > 0,25 ромбоэдрическая фаза уже не обнаруживается. Наблюдается смесь Р1- и Р2-фаз с постепенным уменьшением количества Р1 при росте х (рис. 3, б). В ТР с Gd изменения фазовой картины происходят еще быстрее, смесь Р1 и Р2 превалирует уже начиная с х > 0,15. Дальнейшее снижение ионного радиуса модификатора (8ш, Еи, Gd, ТЬ) приводит к образованию фаз
с моноклинной симметрией. Модификаторы 2-й группы образуют ТР внедрения и не изменяют исходной симметрии ромбоэдрической симметрии BFO. Мезоструктурные и микроструктурные изменения в керамиках 1-й группы происходят по аналогичным сценариям.
р ,, % 1 ге1
95 90 85
2.5
Р +Р
р р 1 Р2
1
р , г/еш
1 ехр ° 8.0
7.5
7.0
а, апг1 ёег 89.6
89.4
0.00 0.05 0.10 0.15 0.20 ж
52 54 56 29, град
Рис. 3. Зависимости параметра а, теоретического (1) и экспериментального (2) объемов V,
ромбоэдрической ячейки, микродеформаций АёШ, экспериментальной (рэксп) и относительной (ры) плотностей (а), интенсивности линии (200) керамик Б11-хРгхРеО3 от х
Рэ+р Рэ+Р1
Таким образом, при получении по керамической технологии системы В11-хАхреО3 с редкоземельными модификаторами 1-й группы (Ьа, Рг, Nd, 8ш, Ей, ТЬ) в области номинальных концентраций РЗЭ 0,00 < х < 0,20 не образуется непрерывный ряд твердых растворов. Полученные керамики представляют собой композиты со сложным нерегулярным строением. В их эволюции с увеличением содержания модификатора можно выделить три этапа: I — РЗЭ участвует в формировании структуры материала, снижая его дефектность и препятствуя локальному нарушению стехиометрии как за счёт снижения концентрации вакантных А -позиций, так и за счет уменьшения возможных потерь кислорода; II — дальнейшее накопление лантана в структуре приводит к образованию устойчивого ТР или соединения, содержащего ~ 7 % РЗЭ, с относительно узкой областью гомогенности и, как следствие, возникновению нерегулянных ТР с его участием; III — при дальнейшем росте номинальных х происходит распад ТР с формированием зёрен соединений с переменным соотношением элементов, по составу близких к Б1о,93Ао,о7РеО3 и Б1о,75Ао,25РеО3. Повышение Тсп. ТР сдвигает область ФП в системе Б11-хАхРеО3 в сторону АРеО3. Схема аналогична для всех ТР Б11-хАхРеО3, модифицированых РЗЭ первой группы. Для Рг она показана на рис. 4. При уменьшении ионного радиуса модификатора ширина этапов по оси х уменьшается, а сами этапы смещаются влево.
55] 55] + ЯЛ + .га .га + + .га + .га + га .га + .га + .га + .га- .га + .га + + 557 к
V
0 0.05 0.10 0.15 0.20 -V
Рис. 4. Схема образования ТР Б1:_хРгхРеО3: — твердые растворы, возникающие в керамике в соответствующей области номинальных х (ось абсцисс); хш — фактическое содержание модификатора в ТР; 88] — о,о4 < хш < о,о5; 882 — хш ~ 0,07; 883 — о,о5 < хш < о,о7; — о,о7 < хш < о,11; Ж — хш ~ 0,30; — о,11 < хш < о,15; 887 — х ш ~ 0 ,50
По результатам исследований можно сделать вывод: получаемые по керамической технологии ТР BFO, модифицированного ионами РЗЭ, в общем случае являются композитами, которые включают в себя смесь нескольких ТР вида Bii-xAxFeO3 с различными x и симметриями кристаллической ячейки, имеют нано-, мезо- и микроструктурные аномалии. В них вероятны включения промежуточных компонентов Bi2Fe4O9 и Bi25FeO40. Для получения на базе BFO, модифицированного РЗЭ, основ для сегнетомагнитных материалов — использовать области составов с минимальным содержанием примесных фаз, максимально задействовать области фазовых неустойчивостей ТР, в которых достигаются экстремальные значения макрооткликов и избегать областей с высокой концентрацией мезоскопических неоднородностей, критически снижающих качество керамики.
Работа проведена в рамках выполнения проектной части государственного задания № 3.1246.2014/К «Сложнооксидные пространственно-неоднородные структуры с наномасштабными дисторсиями: от плазменной «пыли» — к интеллектуальным материалам», инициативных научных проектов в рамках базовой части государственного задания: «Разработка физических основ создания нетоксичных сегнето (магнито) упорядоченных сред с гигантским СВЧ-поглощением электромагнитного излучения, высокими показателями пьезоэлектрической активности, диэлектрической управляемости и мультикалорического эффекта на основе гетерогенных наноструктурированных сред» (№ 3.6371.2017/БЧ) и «Принципы организации функциональных материалов с тороидальным магнитным упорядочением как основы квантовых запоминающих систем» (№ 3.6439.2017/БЧ).
Литература
1. Bii-xRxFeO3 (R = rare earth): a family of novel magnetoelectrics / Z. V Gabbasova. et al. // Phys. Lett. A. 1991. Vol. 158. P. 491-498.
2. Звездин А. К., Пятаков А. П. Неоднородное магнитоэлектрическое взаимодействие в мультиферроиках и вызванные им новые физические эффекты // УФН. 2009. Т. 179, № 8. С. 897-904.
3. Встовский Г. В., Колмаков А. Г., Бунин И. Ж. Введение в мультифрактальную параметризацию структур материалов. М.; Ижевск: НИЦ «Регулярная и хаотическая динамика», 2001. 116 с.
4. Эффекты самоподобия, фрактальные параметры зеренных границ и совершенство кристаллической структуры в ниобатных сегнетокерамиках / В. В. Титов др. // Изв. РАН. Сер. Физ. 2005. Т. 69, № 7. С. 1046-1048.
5. Титов В. В., Титов С. В., Резниченко Л. А. Влияние полиморфизма Nb2O5 на мультифрактальные параметры зеренной структуры, совершенство кристаллической структуры и свойства ниобатных сегнетокерамик // Физическая мезомеханика. 2004. Т. 7, спец. вып., ч. 1. С. 275-278.
6. Исследование структурного упорядочения в керамических сегнетомагнетиках Bi1-xLaxFeO3 методом спектроскопии комбинационного рассеяния света / Н. А. Теплякова и др. // Оптика и спектроскопия. 2015. Т. 119, № 3. С. 469-475.
7. Магнитные и пьезоэлектрические свойства системы Bi1-xLaxFeO3 вблизи перехода из полярной в антиполярную фазу / Д. В. Карпинский др. // ФТТ. 2014. Т. 56, вып. 4. С. 673-678.
8. Температурная эволюция кристаллической структуры твердых растворов Bi1-xPrxFeO3 / Д. В. Карпинский и др. // ФТТ. 2014. Т. 56, вып. 11. С. 2191-2196.
Сведения об авторах
Титов Сергей Валерьевич
кандидат физико-математических наук, Научно-исследовательский институт физики Южного федерального университета, г. Ростов-на-Дону, Россия [email protected]
Шилкина Лидия Александровна
старший научный сотрудник, Научно-исследовательский институт физики Южного федерального университета, г. Ростов-на-Дону, Россия [email protected] Вербенко Илья Александрович
доктор физико-математических наук, Научно-исследовательский институт физики Южного федерального университета,
г. Ростов-на-Дону, Россия
Алёшин Владимир Афанасьевич
старший научный сотрудник, Научно-исследовательский институт физики Южного федерального университета, г. Ростов-на-Дону, Россия [email protected] Шевцова Светлана Ивановна
кандидат физико-математических наук, Научно-исследовательский институт физики Южного федерального университета, г. Ростов-на-Дону, Россия [email protected] Хасбулатов Сидек Вахаевич
научный сотрудник, Научно-исследовательский институт физики Южного федерального университета, г. Ростов-на-Дону, Россия
Резниченко Лариса Андреевна
доктор физико-математических наук, Научно-исследовательский институт физики Южного федерального университета, г. Ростов-на-Дону, Россия ilich001 @yandex.ru
Titov Sergei Valerievich
PhD (Physics and Mathematics), Research Institute of Physics, Southern Federal University, Rostov-on-Don, Russia
Shilkina Lidiya Aleksandrovna
Senior Researcher, Research Institute of Physics, Southern Federal University, Rostov-on-Don, Russia
Verbenko Iliya Alekcandrovich
Dr. Sc. (Physics and Mathematics), Research Institute of Physics, Southern Federal University, Rostov-on-Don, Russia [email protected]
Aleshin Vladimir Afanasievich
Senior Researcher, Research Institute of Physics, Southern Federal University, Rostov-on-Don, Russia
Shevtsova Svetlana Ivanovna
PhD (Physics and Mathematics), Research Institute of Physics, Southern Federal University, Rostov-on-Don, Russia snigela@yandex. ru Khasbulatov Sidek Vahaevich
Researcher, Research Institute of Physics, Southern Federal University, Rostov-on-Don, Russia
Reznichenko Larisa Andreevna
Dr. Sc. (Physics and Mathematics), Research Institute of Physics, Southern Federal University, Rostov-on-Don, Russia ilich001 @yandex.ru
DOI: 10.25702/KSC.2307-5252.2018.9.1.764-767 УДК 661.847.92
СИНТЕЗ НАНОПОРОШКОВ ОКСИДА ЦИНКА, ЛЕГИРОВАННОГО ГАЛЛИЕМ, ИНДИЕМ, АЛЮМИНИЕМ
Е. Л. Тихомирова, Ю. А. Савельев, О. Г. Громов
Институт химии и технологии редких элементов и минерального сырья им. И. В. Тананаева ФИЦ КНЦ РАН, г. Апатиты, Россия
Аннотация
Установлено, что методом сжигания Zn(NO3)2-6H2O при температуре 200 °С и расходе сахара 4 г получены порошки чистого ZnO с размером частиц 38 нм. Для сохранения минимального размера частиц легированного ZnO наиболее подходящим является легирование оксидом In203, хотя для практического применения перспективно легирование оксидом алюминия, который намного дешевле. Ключевые слова:
сцинтилляционная оптическая керамика, ZnO, нанопорошки, легирование, метод сжигания. SYNTHESIS OF NANOPOWDERS OF ZINC OXIDE DOPED WITH GALLIUM, INDIUM AND ALUMINA E. L. Tikhomirova, Yu.A. Saveliev, O. G. Gromov
I. V. Tananaev Institute of Chemistry and Technology of Rare Elements and Mineral Raw Materials
of the Federal Research Centre "Kola Science Centre of the Russian Academy of Sciences", Apatity, Russia
Abstract
It has been found that Zn(NO3)2-6H2O burning at temperature of 200 °C and a sugar consumption of 4 g produced powders of pure ZnO with a particle size of 38 nm. To maintain the minimum particle size of doped ZnO, doping with In2O3 is most suitable, although for practical use, doping with aluminum oxide, which is much cheaper, is promising. Keywords:
scintillation optical ceramics, ZnO, nanopowders, alloying, combustion method.
В настоящее время имеются предпосылки создания сверхбыстрой эффективной сцинтилляционной оптической керамики на основе ZnO для быстродействующих высокочувствительных детекторов ионизирующих
