Высокотемпературные пьезокерамические материалы на основе фаз системы PbTiO3-BiZn0,5Ti0,5O3–Ba0,85Ca0,15Ti0,90Zr0,10O3 Текст научной статьи по специальности «Химические науки»

ISSN 1560-3644 BULLETIN OF HIGHER EDUCATIONAL INSTITUTIONS. NORTH CAUCASUS REGION. TECHNICAL SCIENCES. 2023. No 4

Научная статья УДК 537.228.1+541.67

http://dx.doi.org/10.17213/1560-3644-2023-4-173-179

Высокотемпературные пьезокерамические материалы на основе фаз системы PbTiO3-BiZn0,5Tb,5O3-Ba0,85Ca0,15Tb,90Zr0,10O3

А.А. Нестеров1, М.И. Толстунов1,2, А.В. Лебедева1

'Южный федеральный университет, г. Ростов-на-Дону, Россия, Федеральный исследовательский центр Южный научный центр Российской академии наук,

г. Ростов-на-Дону, Россия

Аннотация. Представлена технология изготовления пьезоэлементов с рабочей температурой > 250 °C, включающая низкотемпературный (Т = 480 - 520 °С) метод синтеза ультрадисперсных порошков фаз системы: (1-x)Pbo,75Bio,25Zno,125Tio,875O3 - xBa0,85Ca0,1sTi0,90Zr0,mO3 (х = 0,20 - 0,50), в котором в качестве прекурсоров использованы пероксонитратные и нитратные соединения базовых элементов; способ изготовления из этих порошков пьезоматериалов, способных сохранять высокие значения пьезомодуля d33 в рамках стационарных (до 24 ч при 300 °С) и переменных (десять циклов в интервале 20 ^ 300 °С) температурных режимов. Разработанная технология позволяет варьировать диаметр зерен изготавливаемой керамики в пределах от 1-2 до 10-12 мкм, что важно для оптимизации доменной структуры конечных образцов.

Ключевые слова: цинко-титанаты свинца и висмута, титанаты бария и кальция, цирконат кальция, низкотемпературный синтез, ультрадисперсные порошки, пьезоэлементы

Для цитирования: Нестеров А.А., Толстунов М.И., Лебедева А.В. Высокотемпературные пьезокерамические материалы на основе фаз системы PbTiOs-BiZn^sTio^Os-Ba^ssCa^nTi^^Zr^mOs // Изв. вузов. Сев.-Кавк. регион. Техн. науки. 2023. № 4. С. 173-179. http://dx.doi.org/10.17213/1560-3644-2023-4-173-179.

Original article

High-temperature piezoceramic materials based on the phases of the system PbTO3-BiZm,5Tb,5O3-Ba0,85Ca0,15Tb,90Zr0,10O3 A.A. Nesterov1, M.I. Tolstunov12, A.V. Lebedeva1

1Southern Federal University, Rostov-on-Don, Russia, 2Federal Research Center the Southern Scientific Center of the Russian Academy of Sciences,

Rostov-on-Don, Russia

Abstract. The paper presents a technology for manufacturing piezoelectric elements with a working temperature of > 250 °C, including: а) a low-temperature (T = 480 - 520 °C) method for the synthesis of ultrafine powders of the phases of the system: (1-x)Pb0,75Bi0,25Zn0!125Ti0,875O3-xBa0,85Ca0,1sTi0,90Zr0,mO3 (x = 0,20 - 0,50), in which peroxoni-trate and nitrate compounds of basic elements were used as precursors; б) a method of manufacturing, from these powders, piezomaterials capable of maintaining high values of the piezoelectric modulus d33 within the framework of stationary (up to 24 hours at 300 °C) and variable (ten cycles in the range 20 ^ 300 °C) temperature regimes. The developed technology makes it possible to vary the grain diameter of manufactured ceramics in the range from 1 -2 to 10-12 |im, which is important for optimizing the domain structure of final samples.

© Нестеров А.А., Толстунов М.И., Лебедева А.В., 2023

ISSN 1560-3644 BULLETIN OF HIGHER EDUCATIONAL INSTITUTIONS. NORTH CAUCASUS REGION. TECHNICAL SCIENCES. 2023. No 4

Keywords: lead and bismuth zinc titanates, barium and calcium titanates, calcium zirconate, low-temperature synthesis, ultrafine powders, piezoelectric elements

For citation: Nesterov A.A., Tolstunov M.I., Lebedeva A.V. High-temperature piezoceramic materials based on the phases of the system PbTiO3-BiZno,5Tio,5O3-Bao,85Cao,i5Tio,9oZro,ioO3. Izv. vuzov. Sev.-Kavk. region. Techn. nauki=Bulletin of Higher Educational Institutions. North Caucasus Region. Technical Sciences. 2Q23;(4):173-179. (In Russ.). http://dx.doi.org/1Q.17213/156Q-3644-2Q23-4-173-179.

Введение

Для развития аэрокосмической, автомобильной, нефтехимической атомной и других отраслей современной промышленности необходимы пьезопреобразователи (ПП), способные длительно работать при температурах выше 200оС. Их элементной базой являются пьезома-териалы (ПМ) на основе ряда свинец- и висмутсодержащих сегнетофаз, а также их твёрдых растворов (табл. 1).

Таблица 1 Table 1

Электрофизические параметры (ЭФП) керамических ПМ на основе фаз с температурой Кюри (Гк) > 450 оС Electrophysical parameters of phase-based ceramic PM with Curie temperature (Гк) > 450оС

Сегнетофазы систем ЭФП*

& tg6*10-2 d33, пК/Н Ек, кВ/см Тк, °C Лите-рату-Ра

PbTiOs 190 - 56 - 470 [1]

BiScOs-PbTiOs 2000 1 - 2 470 20 450 [2]

PbNb2O6 Э40 - 104 14 5Э4 Р]

BiFeOs-PbTiOs - - 87 45 600 Р]

BiFeOs-PbTiOs-BaTiOs 545 13 222 Э9 546 Р]

* стандартные условия (с.у.); е,- - диэлектрическая проницаемость; tg5 - тангенс угла диэлектрических потерь; ¿зз - продольный пьезомодуль; Ек - коэрцитивное поле; Гк 0С - температура Кюри.

Из данных табл. 1 следует, что одной из базовых фаз, перспективных для создания высокотемпературных ПМ, является тетрагональная (сегнетоэлектрическая) полиморфная модификация РЬТЮз, стабильная ниже 470 °С. Однако с учётом того, что спекание керамики, изготавливаемой из порошков РЬТЮз, протекает при температурах выше 1000 °С, первоначально её образцы формируются на основе высокотемпературной (кубической) фазы РЬТЮз, объём элементарной ячейки которой превышает объём элементарной ячейки тетрагональной фазы РЬТЮз более чем на 20 % [4]. В связи с этим охлаждение спечённой керамики до температуры < 470 °С приводит к уменьшению объёма её зёрен, что вызывает растрескивание образцов

и их разрушение. Для того чтобы сблизить объёмы элементарных ячеек пара- и сегнетофаз, на основе РЬТюз формируют фазы твёрдых растворов различного состава [2 - 6].

К недостаткам ПМ и пьезоэлементов (ПЭ), изготавливаемых на основе фаз этих твёрдых растворов, относятся более низкие (по сравнению с РЬТюз) значения их гк [5 - 7] и невысокие (< 150 оС) рабочие температуры (РТП). Кроме этого, время эксплуатации таких ПЭ (даже в составе приёмников) невелико, что связано с присутствием в образцах ПМ микротрещин, число и объём которых растёт как при повышении температуры системы (особенно при работе ПЭ в режиме циклов нагревание - охлаждение), так и при воздействии на них любых механических и электрических полей.

Анализ указанных выше проблем показывает, что для повышения РТП ПЭ последние должны быть изготовлены из ПМ, базовая сегнетофаза которых имеет более высокое, чем у РЬТюз, значение гк. К ним, например, относится тетрагональная фаза РЬо,75В1о^по,125Т1о,8750з, имеющая (с/а) к 1,09 и гк к 600оС [8 - 10], т.е. её гк минимум на 100 оС выше, чем у РЬТюз [4]. Решение же проблем растрескивания пьезокерамики должно решаться путём сближения объёмов элементарных ячеек базовых сегнето- и парафаз. В связи с тем что значительные искажения элементарных ячеек свинец- и висмутсодержащих сегнетофаз традиционно связывают с наличием в системе катионов (РЬ2+, В1з+) с электронной парой в объёме б^-орбитали [4], то их замена на катионы меньшего объёма (например, катионы Ме2+ элементов II группы) с завершённой электронной оболочкой, должна способствовать достижению поставленной цели. Основываясь на данном предположении, в качестве второго компонента твёрдого раствора выбрана тетрагональная фаза состава Вао,85Сао,15Т1о,^го,1о0з (с/а < 1,01) [11, 12]. Керамические ПМ на её основе характеризуются высокой диэлектрической проницаемостью (> 4000) и пьезомодулем (¿зз) > 5оо пК/Н [12].

ISSN 1560-3644 BULLETIN OF HIGHER EDUCATIONAL INSTITUTIONS. NORTH CAUCASUS REGION. TECHNICAL SCIENCES. 2023. No 4

Цель данной работы - создание технологии керамических ПМ, имеющих РТП > 250 0С; dзз > 150 пК/Н (с.у.). Она состоит из двух последовательных этапов: а) низкотемпературного (НТ) метода синтеза ультрадисперсных порошков (УДП) фаз твёрдых растворов системы (1-х) РЪо,75В1о,252По,125Т1о,8750з - хВао,85Сао,15Т1о,9о2ГодоОз (х < 0,50); б) способа спекания прессзаготовок, формируемых из этих УДП, включающего оптимальные режимы процесса и приёмы, позволяющие изготавливать керамические ПМ с варьируемым объёмом зёрен, что, согласно литературным данным [13], позволяет оптимизировать вид и стабильность доменной структуры ПМ, значения его коэрцитивных полей, а также энергию активации процесса их деполяризации.

Экспериментальная часть

УДП фаз системы: (1-х)

РЪо,75В1о,,25^По,125Т1о,8750з - хВао,85Сао,15Т1о,9о2ГодоОз, были синтезированы в рамках метода «химической сборки» (МХС) [14, 15] (рис. 1).

Раствор пероксо-нитратных

комплексов Ti(IV) и Zr(IV) ;

Осаждение а-форм гидроксидов Ti(IV) и Zr(IV)

15% раствор аммиака

Раствор нитратов Zn(II), Bi(III), Mn(II) и ацетата Pb(II)

X

Центрифугирование, декантация (удаление жидкой фазы)

Гель а-форм гидроксидов 1ÜIV) и Zr(IV)

Продукт первичной сорбции Î

Смешение в течение 2-3 ч

Суспензия смеси гидроксидов Ba(II) и Ca (II)

Смешение в течение 3 ч, первичная сушка (85 - 90°С)

Термическая деструкция аморфной фазы <- Помол

Помол продукта синтеза РФА продукта синтеза и определение объёма его частиц

кальция. Для изготовления этих прекурсоров использовались: 15 %-й раствор TiCl3 («ч.»); ZrOCO3-«H2O («ч.»); кристаллические нитраты Zn(II) и Mn(II) («ч.»); Bi2O3 («ч.»); ацетат Pb(II) («ч.»); BaO2 («ч.»); CaO («ч.»); раствора HNO3 (х.ч.); раствор H2O2 (о.с.ч.). Концентрацию всех полученных растворов, а также содержание ионов бария и кальция в единице объёма суспензий определяли методами химического анализа.

Температура деструкции продукта, образовавшегося после сушки, определялась методом ДТА (Diamond TG/DTA). На рис. 2, а приведены данные синхронного термического анализа фазы состава 0,8Pbo,75Bio,25Zno,125Tio,875O3-0,2Ba0,85Ca0,15Ti0,90Zr0,10Q3 (80/20).

100

90

П 80

S

8 70

га

« 60

$ 50

о

G 40 30

1

__ /V,

V 1

\ 2

0,00 H

S

0,05 ^

0,10 -&

0,15 «

0,20 |

0,25 I

100 200 300 400 500 600 700 800 900

Температура, °С

Л I 500t I л 1

л 1

У. 4оо"сл л

УЧ 350°С --/V. __---— . л ._..

Рис. 1. Технологическая схема НТ процесса синтеза УДП фаз системы:

(1-х)Pbo,75Bio,25Zno,125Tio,875Oз-хBao,85 Cao,15Tio,9oZro,1oO3 Fig. 1. Technological scheme of the low-temperature synthesis process of ultrafine powders of the phases of the system: (1-х)Pb0,75Bi0,25Zn0,125Ti0,875Oз-хBa0,85Ca0,15Ti0,90 Zro,1oO3

Выбор МХС диктовался сложным элементным составом целевых фаз, что затрудняет формирование их однофазных порошков в рамках метода твердофазных реакций.

Прекурсорами НТ синтеза были: 1 - 2 молярные растворы пероксо-нитратных комплексов Ti(IV) и Zr(IV); 2 - 3 молярные растворы ацетата Pb(II) и нитратов Zn(II), Bi(III), Mn(II), а также водные суспензии гидроксидов бария и

20 25 30 35 40 45

Угол дифракции 2*Theta

б

Рис. 2. Данные ДТА первичного продукта синтеза (а) и данные РФА фазы (80/20) (б), синтезированной при разных температурах (время обжига 2 ч): 1 - потеря массы; 2 - тепловой эффект

Fig. 2. Data DTA of the primary synthesis product (а) and X-ray data of phase (80/20) (б), synthesized at different temperatures (firing time 2 hours): 1 - mass loss; 2 - thermal effect

Фазовый состава продуктов синтеза и изготовленной из них керамики, а также параметры элементарных ячеек фаз твёрдых растворов определялись методами рентгенофазового анализа (дифрактометр ARL X^Tra, Cu-Ka1 излучение, Nip-фильтр) (рис. 2, б). Параметры элементарных ячеек синтезированных фаз (с точностью ±0,005 А) рассчитывались по отражениям (220) и (202) и уточнялись по отражениям (400)

а

ISSN 1560-3644 BULLETIN OF HIGHER EDUCATIONAL INSTITUTIONS. NORTH CAUCASUS REGION. TECHNICAL SCIENCES. 2023. No 4

и (004). Форма и объёмы частиц порошков, а также зёрен образцов пьезокерамики определялись с помощью сканирующего электронного микроскопа ^М-6390ЬЛ. На рис. 3 представлено изображение УДП фазы состава 0,75РЬ0.75В«0,252П0,125Т]0875Оз-0,25Ва0185Са0,15Т]0,90г1й110Оз (75/25) после первичной сушки при 85 - 90 оС и УДП того же состава, после его обжига при 450 оС в течение 2 ч.

б

Рис. 3. а - исходный УДП; б - УДП того же состава, после его обжига при 450 оС в течение 2 ч Fig. 3. а - the initial powder; б - the powder of the same composition, after firing it at 450 oC for 2 hours

Первичные прессзаготовки (в виде дисков диаметром 12 мм), формируемые из УДП синтезированных фаз, изготавливались методом одноосного прессования (Р = 800 - 850 кГ/см2). Их обжиг (камерные печи Narbertherm LH30, корундовые тигли, подсыпка: обожжённый порошок PbZrO3 с добавкой до 2 % по массе PbO и 1,5 % по массе Bi2O3) проводился в два последовательных этапа: 1) предварительно высушенные при 120 оС прессзаготовки нагревались со средней скоростью 20 оС/мин, до температуры 650 оС; 2) температура обжига (в интервале от 650 до 1010 - 1060 оС) повышалась со средней скоростью 300 оС/ч. Время стационарного обжига образцов 1 - 4 ч.

Плотность спечённой керамики определялась согласно ГОСТ 2409-2014 и составляла не менее 92 % от теоретически возможной. На диски ПЭ (диаметром 10 мм и высотой 0,5 - 0,7 мм) методом вжигания серебряной пасты наносились электроды. Образцы при 80 - 120 °C поляризовались в полисилоксановой жидкости ПЭС-5 полем 4 - 5 кВ/мм (время поляризации варьировалось от 0,25 до 1,5 ч).

Значения температуры Кюри и относительной диэлектрической проницаемости (егзз/бо) определялись по ОСТ 11 0444-87 (установки «Рубин-2», «Атолл-ЗМ» производство НКТБ «Пьезоприбор», Ростов-на-Дону), а значения их пьезомодуля (J33) - квазистатическим методом («d33-meter» - APC International, Ltd, США).

Обсуждение результатов

Сколы керамических образцов ПМ, изготовленных из УДП фазы состава 0,75Pb0,75Bi0,25 Zn0,i25Ti0,875 O3 - 0,25Ba0,85Ca0,i5Ti0,90 Zr0,i0O3 (75/25), спечённых при двух различных температурах 1010 оС (рис. 4, а) и 1060 оС (рис 4, б) (время обжига 2 ч), представлены на рис. 4.

б

Рис. 4. Микроструктура сколов керамики 1010 оС (а); 1060оС (б) (2 ч)

Fig. 4. Microstructure of ceramic chips 1010оС (a); 1060 оС (б) (2 h)

ISSN 1560-3644 BULLETIN OF HIGHER EDUCATIONAL INSTITUTIONS. NORTH CAUCASUS REGION. TECHNICAL SCIENCES. 2023. No 4

Элементарные ячейки фаз системы: (1-х) РЪо,75В1о^под25Т1о,875Оз-хВао,85Саод5Т1о,9(йзлоОз, (при с.у.) - тетрагональные (типа перовскита). Рост мольной доли Вао,85Саод5Т1о,9о2годоОз в составе твёрдых растворов уменьшает отношение их параметров (с/а) (рис. 5, а). Это способствует снижению как ТК ПМ, так и РТП ПЭ, изготовленных на их основе (рис. 5, б). °с

600 500

400

300 .

°с 600

500 400 300

\

с/а

Т

1 к

РТП

c/a h 1,06

1,04 1,02 1,00

0,1

0,2

0,3 0,4 0,5 .y

/

РТП

d33, пК/Н 170

150 130 110

1 2 3 4 5 6

Средний диаметр зёрен керамики, мкм

б

Рис. 5. Изменение с/а элементарных ячеек фаз, а также значений Тк и РТП керамических ПМ на их основе, по мере изменении состава (х) (средний диаметр зёрен ^ср) 2 мкм) (а) и изменение значений Тк, РТП и продольного пьезомодуля (d33) по мере роста dср зёрен пье-зокерамики состава 0,75Pbo,75Bio,25Zno,125Tio,875O3-0,25Bao,85Cao, 15Tio,9oZro, 10O3 (б)

Fig. 5. Change in the с/а of the elementary cells of the phases, as well as the values of Tc and operating temperatures of ceramic materials based on them, as composition (x) changes (average grain diameter (dsr): 2 microns) (a); Changes in the values of Tc, operating temperatures and the longitudinal piezo module (d33) as the dsr. grains of piezoceramic composition 0,75Pbo,75Bio,25Zno,125Tio,875O3 -0,25Bao,85Cao,15Tio,9oZro,1oO3 grow (б)

Для ПЭ на основе обсуждаемых фаз (х = 0,20 - 0,50) методом термического циклиро-вания исследован процесс их деполяризации. Установлено, что по мере снижения Тк ПМ, лежащих в их основе, уменьшается и их термическая стабильность. Тем не менее эти ПМ сохраняют высокие значения пьезомодуля d33 как в рамках стационарных (до 24 ч при 300 оС), так и переменных (десять циклов от 20 ^ 300 оС)

температурных режимов. Снижение значений dзз и 8гзз/бо ПМ, в основном, наблюдается только в рамках двух первых циклов, в частности, для ПЭ на основе фазы с х = 0,25 оно составляет: dзз < 4 %, а 8тзз/Бо< 3 %, что позволяет (для этого состава ПМ) принять температуру 300 оС как рабочую (если эксплуатация ПЭ осуществляется в рамках указанных циклов охлаждения -нагревания).

Предлагаемая технология позволяет варьировать диаметр зерен изготавливаемой керамики в пределах от 1-2 до 10-12 мкм.

Установлено, что объём зёрен керамики оказывает влияние на величину коэрцитивного поля (Ек) образцов; значения РТП и Тк; величины dзз и еТзз/Бо (см. рис. 5, б). В частности, Ек (при фиксированном составе базовой сегнето-фазы) снижается по мере роста диаметра зёрен керамики, а её значения dзз и еТзз/бо - возрастают. При этом значения Тк образцов изменяются мало (рост на 6-10 оС при изменении диаметра зёрен от 1-2 до 6 мкм), тогда как значения РТП (в том же интервале диаметра зёрен) снижаются на 17 - 28 оС, что свидетельствует об изменении доменной структуры образцов, вызванной не только ростом объёмов зёрен, но и уменьшением суммарной площади межзёрен-ных границ.

Из данных рис. 5 следует, что керамические ПМ на основе фаз базовой системы с х от 0,20 до 0,40, имеют РТП более 300 оС и значения dзз (при с.у.) выше 150 пК/Н, что отвечает задачам данного исследования. Дальнейший рост мольной доли Bao,85Caoд5Tio,9oZroдoOз в твёрдом растворе позволяет изготавливать керамические ПМ, имеющие значения dзз > 250 пК/Н и еТзз/бо > 800, что сравнимо с рядом ПМ на основе фаз системы ЦТС, но их РТП < 300 оС, что не отвечает целям данной работы.

Выводы

Керамические ПМ пьезоматериалы, изготовленные на основе фаз системы (1-х)РЪо,75 ВЬ,25 £ПоД25Т^,8750з-хВао,85Сао,15Т^,90^ГодоОз (0,2< х <0,4), могут эксплуатироваться в термоциклическом режиме при Т < 300 оС без значительного снижения значений их пьезоэлектрических ^33) и диэлектрических (еТзз/бо) параметров. Полученные результаты показывают, что пьезокерамика на основе сегнетофаз указанной системы является перспективной для создания отдельных типов высокотемпературных пьезоэлементов и пьезо-преобразователей.

а

ISSN 1560-3644 BULLETIN OF HIGHER EDUCATIONAL INSTITUTIONS. NORTH CAUCASUS REGION. TECHNICAL SCIENCES. 2023. No 4

Конфликт интересов

Авторы заявляют об отсутствии конфликта интересов, требующего раскрытия в данной статье.

Список источников

1. Zhang S., Yu F. Piezoelectric Materials for High Temperature Sensors // J. Am. Ceram. Soc. 2011. Vol. 94. Р. 3153.

2. Zhang S., Randall C.A., Shrout T.R. High Curie temperature piezocrystals in the BiScO3-PbTiO3 perov-skite system // Appl. Phys. Lett. 2003. Vol. 83. Р. 3150.

3. Ning, Z., Jiang, Y. and et. Achieving both large piezoelectric constant and high Curie temperature in BiFeO3-PbTiO3-BaTiO3 solid solution // Journal of the European Ceramic Society. 2020. Vol. 40. №. 6. P. 2338.

4. Иона Ф., Ширане Д. Сегнетоэлектрические кристаллы. М.: «Мир», 1965. 556 с.

5. Долгаков И. А., Набережное и др. Температурная эволюция кристаллической структуры мультифер-роидных твердых растворов (1-х) Pb(Fe2/3W1/3O3)-(x)PbTiO3 // Физика твердого тела. 2017. Т. 59, № 10. С. 1940.

6. Bhatti H.S., Hussain S.T., Khan F.A., and et. Synthesis and induced multiferroicity of perovskite PbTiO3; a review // Applied Surface Science. 2016. Vol. 367. P. 291.

7. Akgeng B., Tasseven Q., Qagin T. Piezoelectricity in the {AxA(1-x)}BO3 and A{BXB(1_X)}O3 Ceramic Alloys // Materials Science Forum. - Trans Tech Publications Ltd. 2018. Vol. 915. P. 34.

8. Suchomel M.R., Davies P.K. Enhanced tetragonality in (x)PbTiO3-(1-x)Bi(Zn12Ti12)O3 and related solid solution systems // Appl. Phys. Lett. 2005. Vol. 86. 262905

9. Pan Z., Jiang X. and et. Large spontaneous polarization in polar perovskites of PbTiO3 -Bi(Zni/2Tii/2)O3 // Inorg. Chem. Front. 2018. Vol. 5, P.1277.

10. Pang S., Wang Y. and et. Ultralow sintering temperature and piezoelectric properties of Bi(Zni/2Tii/2)O3 -BiScO3 - PbTiO3 for low-temperature co-firing applications // J. Am. Ceram. Soc. 2022. Vol. 105, № 5. P. 3438

11. Jia H, Li Z., Wang L. Temperature-insensitive strain response in Bi(Zni/2Tii/2)O3 - PbZrO3 - PbTiO3 ferroelectric ceramics simultaneously with low hysteresis for high-precision actuators application // Ceramics International. 2023. Vol. 49, № 6. P. 9702

12. Bai Y, Matousek A., Tofel P., and et. (Ba,Ca) (Zr,Ti)O3 lead-free piezoelectric ceramics - the critical role of processing on properties // J. of the European Ceramic Society. 2015. Vol. 35, №. 13, P. 3445.

13. Xue, D., Zhou, Y. and et. Elastic, piezoelectric, and dielectric properties of Ba(Zr0.2Ti0.8)O3 -50(Bao.7Cao.3)TiO3 Pb-free ceramic at the morphotropic phase boundary // J. of Applied Physics. 20ii. Vol. 109. № 5. P. 054ii0.

14. Andryushin K.P., Shilkina L.A., Khasbulatov S. V. and et. The effects of the modification of the BST-system solid solutions with rare earth elements // Ceramics International. 2022. Vol. 48, № 2. P. 1642.

15. Nesterov A.A., Panich A.E. and et. Method of ' Chemical Assembly' of Oxygen Octahedral Ferroelectric Phase Powders and Electrophysical Properties of Ceramics Processed on Their Base // Piezoelectric Materials and Devices. N-Y: Nova Science Publishers. 20ii. (P. II). P. i45-i83.

16. Caruntu, D., Rostamzadeh, T., Costanzo, T., and et. Solvothermal synthesis and controlled self-assembly of monodisperse titanium-based perovskite colloidal nanocrystals // Nanoscale. 2015. Vol. 7, № 30. C. 12955.

References

1. Zhang S. Yu F. Piezoelectric Materials for High Temperature Sensors. J. Am. Ceram. Soc. 2011;(94):3153.

2. Zhang S., Randall C.A., Shrout T.R. High Curie temperature piezocrystals in the BiScO3-PbTiO3 perovskite system. Appl. Phys. Lett. 2003;(83):3150.

3. Ning Z., Jiang, Y. at el. Achieving both large piezoelectric constant and high Curie temperature in BiFeO3-PbTiO3-BaTiO3 solid solution. Journal of the European Ceramic Society. 2020;40(6):2338.

4. Iona F., Shirane D. Ferroelectric crystals. Moscow: Mir. 1965.556 p. (In Russ.)

5. Dolgakov I.A., Naberezhnov A.A. et al. Temperature evolution of the crystal structure of multiferroic solid solutions (1-x)Pb(Fe2/3Wi/3O3)-(x)PbTiO3. Physics of the Solid State. 2017;59(7):1961. (In Russ.)

6. Bhatti H.S. et al. Synthesis and induced multiferroicity of perovskite PbTiO3, a review. Applied Surface Science. 2016;367:291

7. Akgeng B., Tasseven Q., Qagin T. Piezoelectricity in the {AXA(1.X)}BO3 and A{BXB(1_X)}O3 Ceramic Alloys. Materials Science Forum. Trans Tech Publications Ltd. 2018;(915):34.

8. Suchomel M.R., Davies P.K. Enhanced tetragonality in (x)PbTiO3-(1-x)Bi(Zn1/2Ti1/2)O3 and related solid solution systems. Appl. Phys. Lett. 2005;(86):262905

9. Pan Z., Jiang X. and et. Large spontaneous polarization in polar perovskites of PbTiO3-Bi(Zn1/2Ti1/2)O3. Inorg. Chem. Front. 2018;(5):1277

10. Pang S. et al. Ultralow sintering temperature and piezoelectric properties of Bi(Zn1/2Ti1/2)O3-BiScO3-PbTiO3 for low-temperature co-firing applications. J. Am. Ceram. Soc. 2022;105(5):3438

ISSN 1560-3644 BULLETIN OF HIGHER EDUCATIONAL INSTITUTIONS. NORTH CAUCASUS REGION. TECHNICAL SCIENCES. 2023. No 4

11. Jia H, Li Z., Wang L. Temperature-insensitive strain response in Bi(Zn1/2Ti1/2)O3-PbZrO3-PbTiO3 ferroelectric ceramics simultaneously with low hysteresis for high-precision actuators application. Ceramics International. 2023;49(6):9702

12. Bai Y, Matousek A., Tofel P. et al. (Ba,Ca)(Zr,Ti)O3 lead-free piezoelectric ceramics - the critical role of processing on properties. J. of the European Ceramic Society. 2015;35(13):3445.

13. Xue, D., Zhou, Y. et al. Elastic, piezoelectric, and dielectric properties of Ba(Zro,2Tio,s)O3-50(Bao,7Cao,3)TiO3 Pb-free ceramic at the morphotropic phase boundary. Journal of Applied Physics. 2011;109(5):054110.

14. Andryushin K. P., Shilkina L. A., Khasbulatov S. V. et al. The effects of the modification of the BST-system solid solutions with rare earth elements. Ceramics International. 2022;48(2):1642.

15. Nesterov, A. A., Panich, A. E et al. Method of 'Chemical Assembly' of Oxygen Octahedral Ferroelectric Phase Powders and Electrophysical Properties of Ceramics Processed on Their Base. Piezoelectric Materials and Devices. N-Y: Nova Science Publishers. 2011. (P. II). P. 145-183.

16. Caruntu D., Rostamzadeh T., Costanzo T. et al. Solvothermal synthesis and controlled self-assembly of monodisperse titanium-based perovskite colloidal nanocrystals. Nanoscale. 2015;7(30):12955.

Сведения об авторах

Нестеров Алексей Анатольевич - д-р техн. наук, профессор, кафедра «Неорганическая химия», 1апезап2448@уа.га

Толстунов Михаил Игоревичв - канд. хим. наук, ст. преподаватель, кафедра «Неорганическая химия» ЮФУ, ст. науч. сотр. ЮНЦ РАН, :шйо1@уапёех.ги,

Лебедева Арина Владимировна - аспирант, кафедра «Неорганическая химия», ка2акоуа403@^аН.сош

Information about the authors

Alexey A. Nesterov - Dr. Sci. (Eng.), Professor, Department «Inorganic Chemistry», [email protected]

Mikhail I. Tolstunov - Cand. Sci. (Chem.), Senior Lecturer, Department «Inorganic Chemistry» of the SFEDU, Senior Researcher at the SSC RAS, [email protected]

Arina V. Lebedeva - Graduate Student, Department «Inorganic Chemistry», [email protected]

Статья поступила в редакцию / the article was submitted 30.08.2023; одобрена после рецензирования / approved after reviewing 19.09.2023; принята к публикации / accepted for publication 26.09.2023.

ПОПРАВКА

к статье Г.Х. Шарипзянова, Ж.В. Еремеева, В.Б. Келехсаев «Механохимическая активация процессов добычи и переработки металлов при горном и металлургическом переделе», опубликованной в журнале «Изв. вузов. Сев.-Кавк. регион. Техн. науки». 2023. № 2. На стр.84, рис.3 неверно указано обозначение оси ординат.

Напечатано: Температура, °С.

Следует читать: Интенсивность, отн.ед.