Неорганические материалы, 2022, T. 58, № 10, стр. 1141-1150
Распределение фаз и нарушение ближнего порядка в наноструктурах SmS@Y2O2S и Y2O2S@SmS типа core-shell
А. В. Сотников 1, *, В. В. Баковец 1, М. М. Сыроквашин 1, И. Ю. Филатова 1
1 Институт неорганической химии им. А.В. Николаева СО Российской академии наук
630090 Новосибирск, пр. Академика Лаврентьева, 3, Россия
* E-mail: sotnikov@niic.nsc.ru
Поступила в редакцию 12.05.2022
После доработки 13.08.2022
Принята к публикации 15.08.2022
- EDN: KOZJNQ
- DOI: 10.31857/S0002337X2210013X
Аннотация
Исследован процесс получения керамики SmS@Y2O2S и Y2O2S@SmS c наноструктурой типа core-shell сульфидированием при T = 1123 K оксидов РЗЭ, полученных золь–гель-методом из исходных растворов нитратов металлов осаждением NH4OH с последующим отжигом сульфидных фаз в индукционной печи при T = 1473 K. Методами РФА и СЭМ рассчитаны средние величины ОКР, изучена морфология фаз в полученных образцах, а также проведен детальный анализ ближнего порядка сосуществующих наноструктур методами КРС-спектроскопии и РФЭС.
ВВЕДЕНИЕ
Для решения проблемы, связанной с увеличением спроса на потребление электрической и механической энергий, необходимо разрабатывать термогенераторы на основе термоэлектрических материалов (ТЭМ), способных преобразовывать тепловую энергию в электрическую. Внедрение таких устройств, несомненно, позволит существенно экономить и утилизировать мировые потери тепловой энергии [1]. С другой стороны, использование ТЭМ поспособствует замене бензиновых и дизельных двигателей на гибридные моторы, что существенно сократит выбросы угарного газа в атмосферу и повысит энергетическую эффективность [2]. Таким образом, исследование новых и модифицирование уже известных ТЭМ являются актуальными проблемами [3]. Последние технические достижения дают надежду, что в ближайшем будущем термоэлектрические устройства смогут выиграть конкуренцию по эффективности и стоимости у традиционных электромеханических преобразователей энергии [4].
В последнее время большое внимание уделяется исследованию материалов на основе тугоплавких халькогенидов редкоземельных металлов (РЗМ) [5–9]. Среди них известны соединения на основе твердых растворов сульфидов РЗМ со структурой типа Th3P4. Например, в работе [10] показано, что введение в полуторный сульфид диспрозия γ-Dy2S3 ионов гадолиния Gd3+ позволяет существенно снизить коэффициент теплопроводности за счет дополнительного рассеяния тепла на деформациях решетки. Известна и недавняя работа [11], в которой продемонстрировано, что термоэлектрические параметры (S, ρ и κобщ) керамических образцов γ‑Dy0.8Yb0.2S1.5– y обладают высоким коэффициентом Зеебека и низкими удельным электросопротивлением и коэффициентом теплопроводности. Это объясняется наличием высокой удельной площади границ кристаллитов, повышенной концентрацией дислокаций и деформационных напряжений вдоль полукогерентных границ кристаллитов, что приводит к ограничению движения фононов в направлении градиента температуры. При этом полученное максимальное значение параметра термоэлектрической добротности достигает значения ZT = 0.60 при 770 К для соединения γ-Dy0.8Yb0.2S1.481.
Одним из основных путей достижения высоких значений термоэлектрической добротности (ZT) является уменьшение коэффициента теплопроводности (κ) и удельного сопротивления (ρ), с другой стороны, необходимо увеличивать коэффициент Зеебека (S) [12]. С этой точки зрения, перспективным направлением поиска представляется синтез керамических высокотемпературных композитов с наноструктурой типа ядро/оболочка (core-shell) на основе оксидов, оксосульфидов и сульфидов РЗМ. Эти композиты строятся по принципу гость-хозяин, в которых гость выполняет роль фононного стекла с низкой теплопроводностью, а хозяин, обладая полупроводниковым или металлическим типом проводимости, выполняет роль электронного кристалла. Причем в качестве хозяина выступают сульфидные фазы, а в качестве гостей – оксиды и оксосульфиды РЗМ [13]. Для понимания возможностей такой системы прежде всего необходимо отработать методику формирования наноструктур core-shell на основе оксидов, оксосульфидов и сульфидов РЗМ. В настоящей работе в качестве объектов исследования выбраны оксид и оксосульфид иттрия, а также моносульфид самария. Оксид иттрия имеет высокий коэффициент Зеебека, достаточно низкую теплопроводность, но высокое удельное сопротивление, проявляя свойства диэлектрика [14]. При этом образование фазы оксосульфида иттрия в виде граничной прослойки не должно значимо повлиять на величину параметра термоэлектрической добротности. В свою очередь моносульфид самария имеет достаточно высокую электропроводность, но низкую ЭДС [15]. Представляется, что сочетание таких особенностей компонентов может повысить термоэлектрическую добротность ZT композита в целом за счет контакта наноразмерных ядра и оболочки с низкими значениями коэффициента теплопроводности и удельного сопротивления соответственно.
Цель данной работы заключается в изучении морфологии фаз и ближнего порядка в объеме и на границах сосуществующих наноструктур SmS@Y2O2S и Y2O2S@SmS.
ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ
Для синтеза наноструктурированных порошков композитов со структурой типа ядро/оболочка золь–гель-метод имеет ряд преимуществ, в т.ч. низкие температуры синтеза, простоту и доступность проведения эксперимента. В данной работе в качестве исходных твердых веществ использованы нитраты РЗЭ Sm(NO3)3⋅5H2O и Y(NO3)3⋅5H2O с содержанием основных компонентов не менее 99.9%, а также роданид аммония NH4SCN (ГОСТ 27067-86) в роли сульфидирующего реагента.
Процесс получения порошков Sm(OH)3@Y(OH)3 и Y(OH)3@Sm(OH)3 с наноструктурой типа ядро/оболочка проводили с помощью золь–гель-метода осаждением растворов нитратов РЗМ водным раствором аммиака по описанной в [13] методике. Далее гидроксиды РЗМ подвергали отжигу при t = 700°С для синтеза композитов Sm2O3@Y2O3 и Y2O3@Sm2O3 с наноструктурой типа ядро/оболочка с мольным соотношением металлов Sm : Y = 1 : 1.
Оксосульфиды и сульфиды РЗМ получали твердофазным синтезом с использованием порошков Sm2O3@Y2O3 и Y2O3@Sm2O3 и сульфидирующего реагента – паров роданида аммония, а также газа-носителя аргона (скорость потока 7 л/ч). Процесс сульфидирования проводили при T = 1123 K в течение 6 ч. Полученные порошки сульфидов и оксосульфидов РЗМ смешивали с порошком металлического самария в стехиометрическом соотношении металлов 1 : 1, тщательно перемешивали и дополнительно отжигали в индукционной печи при T = 1473 K в атмосфере аргона (${{v}_{{{\text{потока}}}}}$ = 7 л/ч). Далее порошки Y2O2S@SmS и SmS@Y2O2S спекали методом горячего прессования в вакууме при T = 1473 K в течение 2 ч. Одноосное давление при формировании плотной керамики составляло 70 МПa.
Фазовый состав полученных соединений определяли методом порошковой дифрактометрии. Рентгенофазовый анализ поликристаллов осуществлялся на дифрактометрe Shimadzu XRD-7000 (CuKα-излучение, Ni-фильтр, диапазон 2θ 10°–80°, шаг 0.03°, накопление 2 с).
Морфологию спрессованных порошков с наноструктурой типа ядро/оболочка изучали методом сканирующей электронной микроскопии (СЭМ) на приборе JEOL 6700F. Мольное соотношение элементов определяли с помощью энергодисперсионного анализа (ЭДА) на установке Hitachi TM3000 TableTop SEM с приставкой Bruker QUANTAX 70 EDS.
Для исследования изменений ближнего порядка кристаллической решетки проводили регистрацию спектров комбинационного рассеяния света (КРС) образцов на спектрометре LabRAM HR Evolution (Horiba) с возбуждением на 632 нм (He–Ne-лазер) с диаметром пятна ~1–2 мкм и мощностью 1 мВт.
Рентгеновские фотоэлектронные спектры (РФЭС) были получены на спектрометре Specs с полусферическим анализатором PHOIBOS 150 с использованием мнохроматизированного AlKα-излучения (hν = 1486.6 эВ). Шкала энергии связи (Eсв) спектрометра была откалибрована по Au 4f7/2 (Eсв = 84.0 эВ) и Cu 2p3/2 (Eсв = 932.6 эВ). Обработка спектров проводилась в программном пакете CasaXPS 2.3.15 Энергетическая привязка спектров осуществлялась по энергии связи углерода на поверхности C1s2 (Eсв = 932.6 эВ). Травление поверхности образцов проводили ионами аргона в течение 10 мин. Разложение спектров на компоненты осуществлялось с использованием функции Гаусса–Лоренца в соотношении 7 : 3, вычитание фона экспериментальных спектров – методом Ширли.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ
Химический состав и РФА. На рис. 1а представлены результаты РФА полученных композитов Y2O2S@SmS и SmS@Y2O2S. В образце Y2O2S@SmS структура типа ядро представлена в виде фазы Y2O2S, на которой формируется поверхностный слой SmS – структура типа оболочка. По данным РФА, в образце Y2O2S@SmS содержится небольшое количество (≈1%) примесной фазы γ-Sm3S4. В образце SmS@Y2O2S слой, содержащий фазу Y2O2S, формируется на ядрах SmS (рис. 1б).
С помощью известного соотношения Дебая–Шеррера [16], связывающего размеры кристаллитов с шириной дифракционных пиков на полувысоте, с использованием программного обеспечения X’Pert HighScore Plus проведена оценка области когерентного рассеяния (ОКР) исследуемых образцов. Оценку кристалличности синтезированных образцов проводили, используя средние значения ОКРср = ΣОКРэксп/nРФА, где nРФА – число рефлексов на дифрактограмме. Ввиду формирования сложной наноструктуры типа ядро/оболочка рассчитывали размеры кристаллитов, находящихся в ядре и в оболочке (табл. 1). Для этого были использованы параметры FWHMРФА рефлексов, найденных отдельно для фаз Y2O2S и SmS в каждом из образцов.
Таблица 1.
Композит | ОКРср, нм | |
---|---|---|
Y2O2S@SmS | Y2O2S (ядро) 152 ± 8 |
SmS (оболочка) 72 ± 4 |
SmS@Y2O2S | SmS (ядро) 127 ± 6 |
Y2O2S (оболочка) 90 ± 5 |
Полученные величины ОКРср демонстрируют, что в исследуемых образцах толщины оболочек меньше, чем размеры ядер. Так и должно быть из геометрических соображений, когда одно вещество находится в окружении другого при одинаковом соотношении молей.
СЭМ и ЭДА. На рис. 2 представлены результаты ЭДА (рис. 2а, 2б) и СЭМ (рис. 2в–2е) спрессованных порошков. Результаты, представленные на рис. 2д, 2е, подтвердили образование композита с наноструктурой типа ядро/оболочка. Найденные средние размеры полученных частиц в Y2O2S@SmS – 270 ± 14 нм, в SmS@Y2O2S – 240 ± 12 нм.
Элементный состав исследованных образцов коррелирует с теоретической эталонной концентрацией атомов. Результаты ЭДА подтвердили соотношение атомов Y и Sm в продуктах синтеза Y2O2S@SmS и SmS@Y2O2S (табл. 2). Погрешность определения составила ~1%.
Таблица 2.
Образец | Содержание элемента в образце, мас. % | |||
---|---|---|---|---|
Sm | Y | O | S | |
Теоретический состав | 35 | 42 | 8 | 15 |
Y2O2S@SmS | 35 | 42 | 7 | 16 |
SmS@Y2O2S | 34 | 42 | 8 | 16 |
КРС-спектроскопия. Для анализа изменений ближнего порядка использовали КРС-спектроскопию. На рис. 3 представлены КРС-спектры порошков Y2O2S@SmS (образец I) и SmS@Y2O2S (образец II).
В исследованном диапазоне спектров наблюдаются: мода A1 – 186 см–1 образца I и 187 см–1 образца II, а также набор мод E – 77, 96 см–1 (I) и 82, 97 см–1 (II), 138 см–1 (I) и 139 см–1 (II) и F2 – набор широких полос в области частот 238–266 см–1 (I) и 230–270 см–1 (II). Значительная полуширина некоторых линий КРС позволяет принять статистическое распределение вакансий в полученных соединениях [17]. Обнаруженные полосы можно приписать колебаниям определенных атомных групп. Согласно [18, 19], моды колебаний атомов металла лежат в области 70–110 см–1, а атомов серы – 180–350 см–1. Таким образом, движению катионов Sm3+ и Y3+соответствуют полосы 77, 96 см–1 (I) и 82, 97 см–1 (II), а движению анионов S2– – 186, 200, 238–266 см–1 (I) и 186, 202, 230–270 см–1 (II). Основываясь на результатах работ [10, 11], полосы 96, 118 см–1 (I) и 97, 119 см–1 (II) следует отнести к суперпозиции колебаний Sm3+ и Y3+. Оставшиеся полосы 138 (I) и 139 (II) см–1 относятся к движению катионов Y3+ в кристаллической решетке оксосульфида Y2O2S [20]. Отмечается заметное изменение соотношений интенсивностей полос для композитов I и II, что указывает на значительную разницу фононных спектров и, следовательно, ближнего порядка катионных подрешеток в образцах I и II. Более широкие полосы КРС и большая плотность состояний (наличие плеч и наложение полос) свидетельствуют об усложнении фононного спектра образца SmS@Y2O2S. Это в сочетании с большой кривизной базовой линии указывает на повышенную дефектность наноструктуры SmS@Y2O2S.
РФЭС O1s представляют собой суперпозицию двух линий, относящихся к двум различным типам атомов кислорода (рис. 4). Энергии связи представлены в табл. 3. Поскольку РФЭС является поверхностным методом и глубина анализа составляет ~10 нм, пик группы линий с энергией связи ~533.9 эВ (SmS@Y2O2S и Y2O2S@SmS) относится к атомам кислорода, адсорбированным на поверхности исследуемых образцов [21, 22] (см. вставку на рис. 4а). Пик O1s, находящийся в низкоэнергетической области, относится к атомам кислорода (связи Y–O) в составе оксосульфида иттрия Y2O2S (Eсв(O1s) = 531.6 эВ) [23]. Ионное травление поверхности приводит к исчезновению O1s-линии, относящейся к поверхностным формам кислорода (рис. 4), и появлению в структуре спектра новой компоненты (Eсв(O1s) ~ 529.6 эВ), соответствующей примесной фазе Y2O3 [24–26]. В образце SmS@Y2O2S наблюдается большее содержание непросульфидированного Y2O3, чем в образце Y2O2S@SmS, что соответствует механизму топологической реакции, а именно, связано с разной скоростью сульфидирования оксидов РЗМ. В соответствии с данными [27] сульфидирование ряда оксидов Ln2O3 (Ln = La, Gd, Y) протекает быстрее чем Y2O3. Тогда можно допустить, что скорость сульфидирования Sm2O3 также будет выше, чем Y2O3, и тогда лимитированной стадией в рассматриваемом процессе будет образование фазы Y2O2S. Следовательно, ионы S2– должны быстро диффундировать по границам кристаллитов и по анионным вакансиям к ядру Sm2O3 с образованием сульфидов Sm. Этот процесс в сочетании с противодиффузией O2– будет поддерживать дефицит S2– в оболочке Y2O3 и тем самым сохранять в ней повышенную концентрацию этого оксида. При этом становится очевидным, что РФА не отражает полного набора фаз в наночастицах типа core-shell.
Таблица 3.
Образец | Eсв, эВ | FHWMРФЭС, эВ | |||
---|---|---|---|---|---|
O1s | Y3p3/2 | Sm3d5/2 | S2s | ||
Y2O2S@SmS | 531.6 533.8 |
300.8 | 1082.0 1084.3 |
225.2 227.1 |
2.9 2.4 |
Y2O2S@SmS после травления | 529.5 531.6 |
300.5 303.1 |
1081.8 1084.0 |
225.5 228.0 |
3.4 3.6 |
SmS@Y2O2S | 531.6 533.9 |
300.6 | 1082.7 1085.0 |
225.4 | 3.8 |
SmS@Y2O2S после травления | 529.6 531.6 |
300.5 303.3 |
1082.7 1085.2 |
225.7 228.2 |
3.5 3.2 |
РФЭС S2s композита Y2O2S@SmS представляют собой суперпозицию двух линий с энергией связи ~227 и ~225.5 эВ, которые относятся к атомам серы в составе моносульфида самария SmS и оксосульфида иттрия Y2O2S соответственно [23]. В случае образца SmS@Y2O2S S2s-спектр содержит одну линию, относящуюся к атомам серы в составе Y2O2S (рис. 5). После процедуры ионного травления в S2s-спектрах наблюдаются две линии с Eсв ~228 и ~225.5 эВ, которые относятся к SmS и Y2O2S соответственно (вставка на рис. 5). В силу описанной выше кинетики процесса для образца Y2O2S@SmS оболочка прекурсора Sm2O3 будет быстро сульфидироваться до SmS и даже частично образовывать фазу Sm3S4, которая и обнаружена методом РФА (рис. 1). Наблюдаемые изменения ширин на полувысоте обнаруженных полос S2s в РФЭС коррелируют с рассчитанными ранее средними величинами ОКРср (табл. 1): чем выше значение FWHMРФЭС, тем меньше размер частиц [28]. Также необходимо отметить, что обнаруженные изменения в РФЭС после ионного травления Ar+ подтверждают строение наночастиц типа ядро/оболочка: например, в образце SmS@Y2O2S формируется оболочка Y2O2S на поверхности ядра SmS.
Sm3d5/2-спектры представляют собой суперпозицию двух линий (рис. 6). Для сульфида самария SmS известно, что атомы самария находятся в двух зарядовых состояниях: Sm2+ и Sm3+ [15]. Таким образом, группа линий, лежащая в высокоэнергетической области, относится к Sm3+, а группа линий, расположенная в низкоэнергетической области – к Sm2+ [21, 29, 30].
В результате реакции сульфидирования образца Y2O2S@SmS образуется большее количество моносульфида SmS, что также соответствует механизму топологической реакции. При этом очевидно, что РФА не отражает полностью фазовый состав соединений Sm.
На Y3p-спектрах до травления присутствуют две компоненты, соответствующие спин-орбитальному расщеплению Y3p-уровня (3p1/2 и 3p3/2). В табл. 3 представлены энергии связи для Y3p3/2-линии. Ионное травление приводит к частичному разрушению оболочки частиц и появлению в низкоэнергетической области дополнительных компонент в Y3p-спектрах (рис. 7), относящихся к примесной фазе Y2O3. Из анализа этих спектров также следует, что наночастицы после сульфидирования содержат примесную фазу оксида иттрия.
Анализ РФЭС показал, что фазовый состав композитов с наноструктурой типа core-shell сложнее, чем показывает РФА, и наночастицы содержат следующий набор фаз: основные фазы – Y2O2S, SmS и фазы на уровне примесей – Y2O3, Sm2O2S и Sm3S4. Вместе с тем, морфология наночастиц и расположение основных фаз соответствуют поставленной задаче синтеза core-shell-материалов. Из полученных результатов следует, что для достижения необходимого оптимального соотношения основных фаз SmS и Y2O3 нужно использовать в качестве прекурсора композит Sm2O3@Y2O3. Однако требуется снижать время сульфидирования исходных оксидов до получения необходимого соотношения основных фаз SmS и Y2O3 (размеров оболочки и ядра) таким образом, чтобы содержание этих основных фаз было соизмеримо и обе фазы регистрировались на дифрактограммах.
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
Изучены закономерности изменения дефектности ближнего порядка кристаллических решеток в композитах SmS@Y2O2S и Y2O2S@SmS c наноструктурой типа ядро/оболочка. В соответствии с результатами проведенного исследования методами РФА, СЭМ, КРС-спектроскопии и РФЭС установлено, что образец SmS@Y2O2S, в котором на поверхности ядра SmS формируется тонкая оболочка Y2O2S, характеризуется большей дефектностью по сравнению с Y2O2S@SmS. Это в конечном счете должно обеспечить пониженный коэффициент теплопроводности синтезированного материала.
Для получения перспективного ТЭМ с наноструктурой типа ядро/оболочка требуется определить минимальное и достаточное время сульфидирования прекурсора Sm2O3@Y2O3 с повышенным содержанием фазы Y2O3. Это в свою очередь позволит значительно увеличить коэффициент Зеебека при сохранении оптимальных величин удельного сопротивления и коэффициента теплопроводности и получить материал, соответствующий концепции “фононное стекло – электронный кристалл”.
Список литературы
Pourkiaei S.M., Ahmadi M.H., Sadeghzadeh M., Moosavi S., Pourfayaz F., Chen L., Yazdi M.A.-P., Kumar R. Thermoelectric Cooler and Thermoelectric Generator Devices: A Review of Present and Potential Applications, Modeling and Materials // Energy. 2019. V. 186. P. 115849. https://doi.org/10.1016/j.energy.2019.07.179
Cao Q., Luan W., Wang T. Performance Enhancement of Heat Pipes Assisted Thermoelectric Generator for Automobile Exhaust Heat Recovery // App. Therm. Eng. 2017. V. 130. P. 1472–1479. https://doi.org/10.1016/j.applthermaleng.2017.09.134
Alsalama M.M., Hamoudi H., Abdala A., Ghouri Z.K., Youssef K.M. Enhancement of Thermoelectric Properties of Layered Chalcogenide Materials // Rev. Adv. Mater. Sci. 2020. V. 59. P. 371–398. https://doi.org/10.1515/rams-2020-0023
Snyder G.J. Application of the Compatibility Factor to the Design of Segmented and Cascaded Thermoelectric Generators // Appl. Phys. Lett. 2004. V. 84. P. 2436–2438. https://doi.org/10.1063/1.1689396
Zhu T., He R., Gong S., Xie T., Gorai P., Nielsch K., Grossman J.C. Charting Lattice Thermal Conductivity for Inorganic Crystals and Discovering Rare Earth Chalcogenides for Thermoelectrics // Energy Environ. Sci. 2021. V. 14. P. 3559–3566. https://doi.org/10.1039/D1EE00442E
Sotnikov A.V., Jood P., Ohta M. Enhancing the Thermoelectric Properties of Misfit Layered Sulfides (MS)1.2 +q(NbS2)n (M = Gd and Dy) through Structural Evolution and Compositional Tuning // ACS Omega. 2020. V. 5. P. 13006–13013. https://doi.org/10.1021/acsomega.0c00908
Sotnikov A.V., Bakovets V.V., Korotaev E.V., Trubina S.V., Zaikovskii V.I. Short- and Long-Range Disorders in Misfit Layered Compounds (MS)1.2 +qNbS2 with the Solid Solution Subsystem (MS) = (GdxDy1– xS) // Mater. Res. Bull. 2020. V. 131. P. 110963. https://doi.org/10.1016/j.materresbull.2020.110963
Сотников А.В., Баковец В.В., Агажанов А.Ш., Станкус С.В., Пищур Д.П., Соколов В.В. Влияние морфологических дефектов на теплофизические свойства γ-Gd2S3 // Физика твердого тела. 2018. Т. 60. № 3. С. 482–489.
Syrokvashin M.M., Korotaev E.V., Kryuchkova N.A., Zvereva V.V., Filatova I.Yu., Kalinkin A.V. Surface and Bulk Charge Distribution in Manganese Sulfide Doped with Lanthanide Ions // Appl. Surf. Sci. 2019. V. 492. P. 209–218. https://doi.org/10.1016/j.apsusc.2019.05.237
Сотников А.В., Баковец В.В., Ohta M., Агажанов А.Ш., Станкус С.В. Морфология и термоэлектрические свойства керамики твердых растворов γ-GdxDy1 –xS1.5 –y // Физика твердого тела. 2020. Т. 62. № 4. С. 537–546.
Sotnikov A.V., Syrokvashin M.M., Bakovets V.V., Filatova I.Yu., Korotaev E.V., Agazhanov A.Sh., Samoshkin D.A. Figure Ofmerit Enhancement in Thermoelectric Materials Based on γ-Ln0.8Yb0.2S1.5 –y (Ln = Gd, Dy) Solid Solutions // J. Am. Ceram. Soc. 2021. V. 105. P. 2813–2822. https://doi.org/10.1111/jace.18292
Snyder G.J., Toberer E.S. Complex Thermoelectric Materials // Nat. Mater. 2008. V. 7. P. 105–114. https://doi.org/10.1038/nmat2090
Сотников А.В., Баковец В.В., Плюснин П.Е. Кинетика термического разложения гидроксидов Y и Sm и соединения Sm(OH)3@Y(OH)3 с наноструктурой ядро-оболочка // Журн. общ. химии. 2021. Т. 91. № 7. С. 1108–1119. https://doi.org/10.31857/S0044460X21070155
Rowe D.M. CRC Handbook of Thermoelectrics. Boca Raton: CRC, 1995. 720 p.
Голубков А.В., Казаний М.М., Каминский В.В., Соколов В.В., Соловьев С.М., Трушникова Л.Н. Термоэлектрические свойства SmSx (x = 0.8–1.5) // Неорган. материалы. 2003. Т. 39. № 12. С. 1448–1454. https://doi.org/10.1023/B:INMA.0000008909.13771.f3
Patterson A.L. The Sherrer Formuls for X-ray Patrticle Size Determination // Phys. Rev. 1939. V. 56. P. 978. https://doi.org/10.1103/PhysRev.56.978
Колесов Б.А., Камарзин А.А., Соколов В.В. КР спектры и структурные особенности вакансионных кристаллов γ-Ln2S3 // Журн. структур. химии. 1997. Т. 38. № 4. С. 655–661. https://doi.org/10.1007/BF02762735
Kolesov B.A., Vasil’eva I.G. Raman Spectra and Structural Features of the Rare Earth Disulfides // J. Struct. Chem. 1992. V. 33 P. 60–65. https://doi.org/10.1007/BF00746930
Knight D.S., White W.B. Raman spectroscopic Study of the Rare Earth Sesquisulfides // Spectrochim. Acta, Part. A. 1990. V. 46. P. 381–387. https://doi.org/10.1016/0584-8539(90)80109-C
Yuan G., Li M., Yu M., Tian C., Wang G., Fu H. In situ Synthesis, Enhanced Luminescence and Application in Dye Sensitized Solar Cells of Y2O3/Y2O2S:Eu3+ Nanocomposites by Reduction of Y2O3:Eu3+ // Sci. Rep. 2016. V. 6. P. 37133. https://doi.org/10.1038/srep37133
NIST Standard Reference Database. 20, Version 4.1. n.d.
Rajumon M.K., Prabhakaran K., Rao C.N.R. Adsorption of Oxygen on (100), (110) and (111) Surfaces of Ag, Cu and Ni: an Electron Spectroscopic Study // Surf. Sci. Lett. 1990. V. 233. P. 237–242. https://doi.org/10.1016/0039-6028(90)90169-9
Dolo J.J., Dejene F.B., Swart H.C. Characterization and XPS Information of Commercially Y2O2S:Eu3+ Powder Phosphor // 57th Ann. Conf. of the SAIP. 2012. P. 46–51. https://doi.org/10.1016/S0254-0584(02)00097-4
Mariscal-Becerra L., Vazquez-Arreguin R., Balderas U., Carmona-Tellez S., Sanchez H.M., Falcony C. Luminescent Characteristics of Layered Yttrium Oxide Nano-Phosphors Doped with Europium // J. Appl. Phys. 2017. V. 121. P. 125111. https://doi.org/10.1063/1.4979209
Mai L., Boysen N., Subasi E., Arcos T., Rogalla D., Grundmeier G., Bock C., Lu H.-L., Devi A. Water Assisted Atomic Layer Deposition of Yttrium Oxide Using tris(N,N'-diisopropyl-2-dimethylamido-guanidinato) yttrium(III): Process Development, Film Characterization and Functional Properties // RSC Adv. 2018. V. 8. P. 4987. https://doi.org/10.1039/C7RA13417G
Basavegowda N., Mishra K., Thombal R.S., Kaliraj K., Lee Y.R. Sonochemical Green Synthesis of Ytttrium Oxide (Y2O3) Nanoparticles as a Novel Heterogeneous Catalyst for the Construction of Biologically Interesting 1,3-Thiazolidin-4-ones // Catal. Lett. 2017. V. 147. P. 2630–2639. https://doi.org/10.1007/s10562-017-2168-4
Bakovets V.V., Sotnikov A.V., Korolkov I.V. Kinetics of Phase Formation in the Ln–O–S (Ln = La, Gd, Y) Systems during Oxide Sulfidation in Ammonium Thiocyanate Vapor // J. Am. Ceram. Soc. 2017. V. 100. P. 1320–1329. https://doi.org/10.1111/jace.14692
Reiche R., Thielsch R., Oswald S., Wetzig K. XPS Studies and Factor Analysis of PbS Nanocrystal-Doped SiO2 Thin Film // J. Electron Spectrosc. Relat. Phenom. 1999. V. 104. P. 161–171. https://doi.org/10.1016/S0368-2048(98)00326-0
Anupriya J., Rajakumaran R., Chen S.M., Senthilkumar T. Samarium Tungstate Anchored on Graphitic Carbon Nitride Composite: A Novel Electrocatalyst for the Ultra-Selective Electrocatalytic Detection of 8-hydroxy-5-nitroquinoline in River Water and Biological Samples // Colloids. Surf., A. 2022. V. 632. P. 127820. https://doi.org/10.1016/j.colsurfa.2021.127820
Brunckova H., Kanuchova M., Kolev H., Mudra E., Medvecky L. XPS Characterization of SmNbO4 and SmTaO4 Precursors Prepared by Sol-Gel Method // Appl. Surf. Sci. 2018. V. 473. P. 1–5. https://doi.org/10.1016/j.apsusc.2018.12.143
Дополнительные материалы отсутствуют.
Инструменты
Неорганические материалы