Физика и химия стекла, 2020, T. 46, № 6, стр. 553-559
Диффузия щелочных катионов в двухкомпонентных оксидных стеклах
С. И. Свиридов 1, *, З. Г. Тюрнина 1, Н. Г. Тюрнина 1
1 Институт химии силикатов им. И.В. Гребенщикова РАН
199034 Санкт-Петербург, наб. Макарова, 2, Россия
* E-mail: sviridov@isc.nw.ru
Поступила в редакцию 27.06.2019
После доработки 13.07.2020
Принята к публикации 06.08.2020
Аннотация
Сопоставлены литературные результаты исследования диффузии щелочных катионов и электропроводности в бинарных силикатных, германатных и боратных стеклах.
Диффузионные процессы определяют многие физико-химические свойства стекол и стеклообразующих расплавов. Кинетика гетерофазных реакций, процессов фазовой дифференциации, ионообменные свойства, электропроводность и числа переноса, вязкость и ряд других свойств определяются в конечном итоге подвижностью катионов или анионных группировок. Кинетические, термодинамические и энергетические характеристики миграционных процессов тесно связаны со структурой стекла, т.е. ближним и дальним порядком в расположении структурных единиц, с особенностями химической связи. Изучение влияния состава стекол, температуры, размера и заряда диффундирующих частиц на диффузионные процессы и свойства, с ними связанные, ведет к расширению знаний о природе стеклообразного состояния.
Изучение физико-химических свойств, связанных с миграцией катионов, показывает, что диффузионная подвижность катионов снижается при уменьшении содержания щелочных оксидов в стекле. На рис. 1 приведены зависимости коэффициентов самодиффузии Li+, Na+, K+, Rb+ и Cs+ в бинарных силикатных стеклах от содержания соответствующих оксидов щелочных металлов при температуре 300°С, построенные по литературным данным [1, 2]. Максимальной диффузионной подвижностью обладают ионы лития. Минимальные значения коэффициента самодиффузии щелочного катиона наблюдаются в системе Cs2O–SiO2.
В первом приближении коэффициенты самодиффузии экспоненциально снижаются при уменьшении концентрации щелочного оксида. Экстраполяция зависимости $\lg D_{{{\text{Na}}}}^{*} = f({{C}_{{{\text{N}}{{{\text{a}}}_{{\text{2}}}}{\text{O}}}}})$ к нулевому содержанию оксида натрия приводит к значениям коэффициентов диффузии того же порядка величины, что и в электронаплавленных кварцевых стеклах 1 и 2 типа (КИ, КУ, Infrasil, Homosil), содержащих по данным нейтронного активационного анализа 4–8 ppm Na [3, 4]. От этой зависимости резко, почти в 100 раз, отклоняется значение lg DNa для стекла 5Na2O ∙ 95SiO2 [5, С. 45].
На рис. 2 коэффициенты самодиффузии в бинарных щелочносиликатных стеклах, содержащих 25 мол. % R2O, сопоставлены с величиной ионного радиуса щелочного катиона, по данным [1, 2]. Коэффициенты самодиффузии уменьшаются при увеличении размера катиона. Уменьшение содержания щелочных оксидов приводит к более резкому различию коэффициентов самодиффузии.
На рис. 3а приведены температурные зависимости коэффициентов самодиффузии щелочных катионов в соответствующих стеклах состава трисиликата, а на рис. 3б температурные зависимости коэффициентов самодиффузии Na+ и гетеродиффузии ионов K+, Rb+, Cs+ в стекле состава трисиликата натрия [6].
Теоретическое выражение для зависимости коэффициента диффузии D от температуры имеет вид [7]:
(1)
$D = \alpha {{\delta }^{2}}\nu f\exp \left( {\frac{{\Delta S}}{R}} \right)\exp \left( { - \frac{{\Delta H}}{{RT}}} \right),$Зависимость логарифма коэффициентов самодиффузии всех щелочных катионов может быть представлена тремя прямолинейными участками, соответствующими трем состояниям стекла – твердому, пластическому и жидкому [8]. Каждый участок характеризуется своими значениями предэкспоненциального множителя энтальпии активации, определенной как $\frac{{d\ln D}}{{d({1 \mathord{\left/ {\vphantom {1 T}} \right. \kern-0em} T})}}.$
Структурная интерпретация изменения параметров температурной зависимости коэффициентов диффузии и удельной электропроводности дана в [9] с позиций кинетической теории стеклования. В твердом стекле его структура (взаимное расположение частиц в решетке) изменяться не должна. При изменении температуры твердого стекла происходит лишь некоторое изменение расстояния между частицами при строгом сохранении их взаимного расположения. Следовательно, в твердом стекле сохраняется структура, характерная для области размягчения [9]. В жидкостях каждой температуре отвечает определенное взаимное положение её частиц, определенная структура, которая полностью соответствует той температуре, при которой она находится, т.е., жидкость внутренне равновесна. Эта структура изменяется в результате серии взаимных перемещений наименее подвижных частиц. Среднее время между разрывами или переключениями соответствующих связей связано с вязкостью жидкости и очень быстро возрастает с понижением температуры.
Энергия активации процессов переноса в реальных условиях коррелирует с особенностями структуры стекла. Наибольшая энергия активации наблюдается у хорошо отожженного стекла, т.е. стекла, полученного при самой малой скорости охлаждения. Величины энергии активации диффузии, определяемые формально как $ - R\frac{{\partial \ln D}}{{\partial \left( {1{\text{/}}T} \right)}},$ для стекол, находящихся в высоковязком состоянии, существенно выше, чем для твердых стекол, потому что их расчет проводится без учета изменения структуры.
На температурных зависимостях коэффициентов гетеродиффузии катионов K+, Rb+, Cs+, приведенных на рис. 3б, излома, отвечающего переходу от высоковязкого стекла к стеклу с фиксированной структурой, не наблюдается. Энтальпия активации гетеродиффузии щелочных катионов возрастает с увеличением разницы в размерах примесного и собственного катионов и всегда больше энтальпии активации самодиффузии.
Состояние электронных оболочек кислородных ионов зависит и от химической природы оксидов стеклообразователей. Замена кремнезема другим оксидом-стеклообразователем приводит к изменению коэффициентов диффузии. На рис. 4 приведены зависимости логарифма коэффициента самодиффузии ионов натрия от его содержания в бинарных стеклах Na2O–SiO2 [5], Na2O–B2O3 [5, 17, 18 ] и Na2O–GeO2 [5, 11, 12, 15] при температуре 300°С.
В работе [10] на основании термодинамического подхода в рамках модели ассоциированных растворов были рассчитаны значения удельной электропроводности и коэффициента диффузии Na+ в системе Na2O–SiO2. Результаты расчетов адекватно описывают зависимости транспортных свойств в широком интервале концентрации и температуры. Однако, роста диффузионной подвижности Na+ при уменьшении содержания Na2O от 5 до 0 мол. % расчеты не показывают.
В натриевогерманатных стеклах зависимость $\lg D_{{{\text{Na}}}}^{*} = f({{C}_{{{\text{N}}{{{\text{a}}}_{{\text{2}}}}{\text{O}}}}})$ не является линейной [5, 11, 12]. Диффузионная подвижность Na+ в стеклообразном оксиде германия близка к подвижности в кварцевом стекле, полученном плавлением кристаллов природного или синтетического кварца или кристобалита. Первоначальное увеличение концентрации Na2O до 7–8 мол. % вызывает уменьшение диффузионной подвижности Na+. Затем отмечается рост значений $D_{{{\text{Na}}}}^{*},$ однако во всем интервале составов подвижность ионов натрия в силикатных стеклах выше, чем в германатных. Причина появления минимума на концентрационной зависимости коэффициента диффузии в системе Na2O–GeO2, по мнению авторов работы [13], связана с изменением координационного состояния ионов германия по отношению к кислороду. При введении в стеклообразную GeO2 окислов щелочных металлов происходит переход части атомов германия из четверной координации в шестерную с образованием германийкислородных октаэдров ${{\left[ {{\text{Ge}}{{{\text{O}}}_{{6{\text{/}}2}}}} \right]}^{{2 - }}}.$ При этом структура стекла уплотняется, что приводит к снижению $D_{{{\text{Na}}}}^{*}.$ Исследования структуры стекол методами ИК-спектроскопии позволило установить, что содержание ${{\left[ {{\text{Ge}}{{{\text{O}}}_{{6/2}}}} \right]}^{{2 - }}}$ проходит через максимум при концентрации щелочных оксидов 8–10 мол. %. [14]. Дальнейший рост концентрации Na2O приводит к слиянию ассоциированных полярных группировок в сплошное образование и к монотонному увеличению коэффициентов диффузии и электропроводности. В [15] объяснение зависимости $\lg D_{{{\text{Na}}}}^{*} = f(C)$ дано с позиций статистической термодинамики при рассмотрении диффузии в беспорядочных системах и анализе величин энергии активации и предэкспоненциального множителя. Согласно предложенной модели, величина коэффициента диффузии в области низких концентраций будет увеличиваться в связи с доминирующим ростом предэкспоненциального множителя.
Сопоставление зависимостей lg DNa и lg σ от концентрации Na2O в германатных стеклах, приведенных на рис. 4, 5, обнаруживает их кардинальное отличие. При уменьшении содержания Na2O, удельная электропроводность монотонно снижается и не характеризуется наличием минимума, как на зависимости lg DNa.
В однощелочных стеклах, являющихся униполярными ионными проводниками, электропроводность σ связана с коэффициентом самодиффузии уравнением Нернста–Эйнштейна [19 ] :
где N – число ионов Na в 1см3, z – заряд катиона, е – элементарный заряд электрона, D* – коэффициент диффузии Na, определенный с использованием радиоактивного изотопа 22Na, f – корреляционный фактор, зависящий от механизма диффузии, k – постоянная Больцмана, T – абсолютная температура.Сведения о подвижности щелочных катионов в стеклообразном оксиде бора (бесщелочном) в литературе отсутствуют. Результаты изучения диффузия ионов натрия в системе Na2O–B2O3 [16–18 ] показывают, что диффузионная подвижность Na+ в боратных стеклах значительно ниже, чем в аналогичных силикатных и германатных стеклах. При уменьшении концентрации Na2O с 30 до 5 мол. % значения lg DNa снижаются на 5 порядков величины. Подобный характер концентрационной зависимости отмечается и для электропроводности натриевых боратных стекол.
Это может быть связано с различным характером структурных элементов, составляющих анионную матрицу стекла. В отличие от силикатных стекол, в которых введение Na2O приводит к разрыву связей Si–O–Si и ослаблению кремнекислородной сетки, в случае щелочноборатных стекол введение Na2O и, соответственно, дополнительных кислородных ионов приводит не к ослаблению, а к укреплению решетки стекла, обусловленному переходом бора из тройной координации в четверную с образованием тетраэдров ${{\left[ {{\text{B}}{{{\text{O}}}_{{4{\text{/2}}}}}} \right]}^{ - }},$ несущих избыточный отрицательный заряд, скомпенсированный связанными с ними ионами натрия. По мере увеличения количества Na2O и, соответственно, числа тетраэдров ${{\left[ {{\text{B}}{{{\text{O}}}_{{4{\text{/}}2}}}} \right]}^{ - }}$ между ними возникает значительное взаимодействие. Упрочнение структуры борокислородной сетки за счет образования тетраэдров уже не может компенсировать ослабление сетки, обусловленное отталкиванием тетраэдров. Это обстоятельство, по-видимому, может объяснить тенденцию к сближению значений коэффициентов диффузии в области составов с большим содержанием щелочного оксида.
Список литературы
Мазурин О.В., Стрельцина М.В., Швайко-Швайковская Т.П. Свойства стекол и стеклообразующих расплавов. Справочник. Т. 1–5. Л.: Наука, 1973–1987.
SciGlass Professional. Vers.7.0. ITC, Inc., 2008. http://www.sciglass.info
Жабрев В.А., Моисеев В.В., Свиридов С.И., Чистосердов В.Г. Изучение диффузии ионов натрия в кварцевом стекле // Физ. и хим. стекла. 1976. Т. 2. № 3. С. 272–275.
Frischat G.H. Natriumdiffusion in verschidenen Kieselgläsern // Glastechh. Ber. 1970. Bd. 43. № 12. S. 482–488.
Евстропьев К.К. Диффузионные процессы в стекле. Л., Стройиздат, 1970. 168 с.
Негодаев Г.Д., Малинин В.Р. Диффузия щелочных катионов в щелочносиликатных стеклах в широком температурном интервале // Стеклообразное состояние. Ереван: Изд. АН Арм. ССР, 1974. С. 146–151.
Артамонова М.В., Асланова М.С., Бужинский И.М. Химическая технология стекла и ситаллов. Учебник для вузов / Под ред. Павлушкина Н.М. М.: Стройиздат, 1983. 432 с.
Мазурин О.В. Электрические свойства стекла: (Область слабых полей) / Под ред. проф. Евстропьева К.С. Ленинград: Госхимиздат, 1962. 62 с.
Шахматкин Б.А., Ведищева Н.М. Термодинамический подход к моделированию физических свойств оксидных стекол // Физ. и хим. стекла. 1998. Т. 24. № 3. С. 333–344.
Thomas M.P., Peterson N.L. Electrical conductivity and tracer diffusion in sodium germanate glasses // Solid State Ionics. 1984. V. 14. № 4. P. 297–307.
Mundy J.N., Jin G.L. Ionic transport in sodium aluminogermanate glasses // Solid State Ionics. 1986. V. 21. № 4. P. 305–325.
Иванов А.О., Евстропьев К.С. К вопросу о строении простейших германатных стекол // ДАН СССР. 1962. Т. 145. № 4. С. 797–800.
Murthy M.K., Kirby E.M. Infra-red spectra of alkali-germanate glasses // Phys. Chem. Glasses 1964. V. 5. № 5. P. 144–146.
Kirchheim R. Influence of disorder on the diffusion of alkali ions in SiO2 and GeO2 glasses // J. Non-Crystalline Solids. 1983. V. 55. № 2. P. 243–255.
Han Y.H., Kreidl N.J., Day D.E. Alkali diffusion and electrical conductivity in sodium borate glasses // J. Non-Crystalline Solids. 1979. V. 30. № 3. P. 241–252.
Schoo U., Mehrer H. Diffusion of 22Na in sodium borate glasses // Solid State Ionics. 2000. V. 130. № 3–4. P. 243–258.
Imre A.W., Staesche H., Voss S., Ingram M.D., Funke K., Mehrer H. Pressure-dependent diffusion coefficients and Haven ratios in cation-conducting glasses // J. Phys. Chem. B. 2007. V. 111. № 19. P. 5301–5307.
Дополнительные материалы отсутствуют.
Инструменты
Физика и химия стекла