Журнал неорганической химии, 2022, T. 67, № 11, стр. 1515-1526
Фазовые равновесия в системе Sm2O3–Fe2O3–Ta2O5, структурные переходы и магнитные свойства твердого раствора Sm2 – xFe1 + xTaO7
А. В. Егорышева a, *, О. Г. Эллерт a, Е. Ф. Попова a, Д. И. Кирдянкин a, Е. В. Храмов b, Ю. В. Максимов c
a Институт общей и неорганической химии им. Н.С. Курнакова РАН
119991 Москва, Ленинский пр-т, 31, Россия
b Национальный исследовательский центр “Курчатовский институт”
123182 Москва, пл. Академика Курчатова, 1, Россия
c Федеральный исследовательский центр химической физики им. Н.Н. Семенова РАН
119991 Москва,
ул. Косыгина, 4, Россия
* E-mail: anna_egorysheva@rambler.ru
Поступила в редакцию 04.04.2022
После доработки 19.04.2022
Принята к публикации 20.04.2022
- EDN: CLDOIR
- DOI: 10.31857/S0044457X22100452
Аннотация
Построено изотермическое сечение системы Sm2O3–Fe2O3–Ta2O5 в субсолидусной области при 1200°C. Установлено существование области твердого раствора Sm2 –xFe1 +xTaO7 со структурой кубического пирохлора (пр. гр. Fd$\bar {3}$m). Изучение политермического разреза системы вдоль сечения Sm2–xFe1+xTaO7 показало, что известное ранее соединение Sm2FeTaO7 (R) со структурой ромбоэдрически искаженного пирохлора (пр. гр. R$\bar {3}$) является стабильным в области температур <1200°С. При повышении температуры Sm2FeTaO7 (R) становится промежуточной фазой, и наблюдается обратимый переход в фазу кубического пирохлора (C). Кинетические затруднения перехода R$\bar {3}$ → Fd$\bar {3}$m определяют кратковременную устойчивость R-фазы при температурах, превышающих температуру фазового перехода на 200°С. Установлено, что кубический пирохлор существует в виде твердого раствора Sm2 –xFe1 +xTaO7 в интервале x = 0–0.4 при t ≥ 1200°С и х = 0.15–0.4 при меньших температурах. Двумя независимыми методами мессбауэровской спектроскопии и XANES установлено, что в ромбоэдрической фазе наряду с Fe3+ присутствуют ионы железа Fe4+. Изучены магнитные свойства и показано, что и в R-, и в C-фазе при T < 10 K существуют два магнитных перехода различного типа: антиферромагнитный, наблюдаемый в сильном магнитном поле при 7.2 и 5.5 K соответственно, и переход в состояние спинового стекла при 8.4 и 4.8 K, фиксируемый в поле 100 Э. Установлено, что состояние спинового стекла сосуществует с антиферромагнитными взаимодействиями ближнего порядка вплоть до 2.3 K. Несмотря на то, что фазы R и C формально обладают геометрически фрустрированными магнитными подрешетками, по экспериментальным данным фрустрация проявляется лишь в R-фазе.
ВВЕДЕНИЕ
Разупорядоченные магнитные системы занимают особое место среди магнитных материалов. Тройные пирохлоры A'A''B2O7 или A2B'B"O7, характеризующиеся высокой степенью структурного разупорядочения, являются типичными представителями геометрически фрустрированных магнетиков [1–9]. Хорошо известно, что в пирохлорах и соединениях, содержащих пирохлороподобную фрустрированную магнитную подрешетку, основные состояния многократно вырождены и весьма чувствительны даже к малым возмущениям [10, 11]. Любые структурные искажения могут существенным образом изменить тип взаимодействия в магнитных подрешетках, привести к появлению конкурирующих обменных взаимодействий и, как следствие, к возникновению важных и необычных свойств. Таким образом, пирохлоры и пирохлороподобные соединения являются прекрасными модельными объектами для изучения магнитного поведения разупорядоченных систем.
Интерес исследователей к пирохлороподобным соединениям RE2FeTaO7 связан прежде всего с возможностью их использования в качестве термобарьерных покрытий. Термические и механические свойства RE2FeTaO7 (RE = Sm, Y) подробно описаны в [12–14]. В остальном эти соединения можно отнести к недостаточно изученным. Информация о них ограничена несколькими статьями [14–17]. Ранее [14] нами показано, что пирохлороподобные соединения RE2FeTaO7 реализуются в широком ряду соединений RE = Pr–Yb, включая Y. При этом структуры всех соединений ряда относятся к пр. гр. R$\bar {3},$ в том числе фаза Sm2FeTaO7, приписываемая ранее к пр. гр. С2/с [12, 15, 16]. Ромбоэдрическая фаза, в дальнейшем будем обозначать ее как RE2FeTaO7 (R), обладает сложной и сильно искаженной по сравнению с кубическим пирохлором слоистой кристаллической решеткой [14, 17]. Она может быть интересна с точки зрения появления необычных магнитных свойств у этих соединений [17]. Тем не менее, по данным [17], измерения магнитных свойств RE2FeTaO7 (R), где RE = Gd, Eu, Dy и Y, не выявили никаких особенностей. По мнению авторов [17], соединения RE2FeTaO7 (R) можно отнести к парамагнетикам со слабыми антиферромагнитными взаимодействиями ближнего порядка. Низкотемпературные переходы в состояние спинового стекла авторы [17] также не обнаружили. Кроме того, в работе [17] высказано предположение о возможном присутствии в RE2FeTaO7 (R) ионов Fe4+ наряду с Fe3+. В отличие от авторов [17], проведенные нами измерения AC- и DC-намагниченности в диапазоне температур 300–2.3 K в магнитных полях до 5 кЭ выявили переходы в состояние спинового стекла для Y2FeTaO7 (R) и Sm2FeTaO7 (R) при 4 и 9 K соответственно [18].
Известно, что благодаря гибкости структуры многие пирохлороподобные соединения могут реализовываться в виде широких областей твердых растворов. Часто в таких областях можно наблюдать морфотропные переходы между близкими пирохлороподобными структурами. В этой связи следует обратить внимание на результаты работы [19], в которой сообщалось о возможности синтеза при высоких температурах RE2FeTaO7 со структурой кубического пирохлора (пр. гр. Fd$\bar {3}$m). Обозначим его как RE2FeTaO7 (C). Дальнейшего развития эта работа не получила. Фазовые равновесия в системе RE2O3–Fe2O5–Ta2O5 не изучались. Тем не менее данные об областях существования и возможных полиморфных и морфотропных переходах этих пирохлороподобных соединений позволят установить взаимосвязь их структурных трансформаций с особенностями магнитного поведения и развить знания о разупорядоченных системах.
В настоящей работе впервые рассмотрены вопросы о фазовых равновесиях в системе Sm2O3–Fe2O3–Ta2O5, полиморфизме Sm2FeTaO7, возможности существования твердых растворов на его основе, о морфотропных переходах при изменении соотношения катионов, влиянии структурных переходов Fd$\bar {3}$m → R$\bar {3}$ на магнитное поведение этих сильно разупорядоченных систем, а также о возможности существования в них железа в редкой степени окисления 4+.
ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ
Все образцы из системы Sm2O3–Fe2O3–Ta2O5 синтезировали методом соосаждения с последующим отжигом. Детальное описание методики приведено в [14, 20]. В качестве исходных реагентов применяли гексагидрат нитрата самария(III) [Sm(NO3)3 · 6H2O, Sigma-Aldrich, 99.99%], нонагидрат нитрата железа(III) [Fe(NO3)3 · 9H2O, Sigma-Aldrich, 99.95%], пентахлорид тантала [TaCl5, Sigma-Aldrich, 99.99%]. Использовали также высокочистые водный раствор аммиака (25% NH4OH, Sigma Tec) и этиловый спирт (99.9% C2H5OH, Merck). Предварительно все твердые реагенты тестировали на соответствие заявленному составу. Навески всех твердых компонентов брали в стехиометрическом соотношении. Смесь нитратов самария и железа растворяли в этаноле, после чего к ним добавляли предварительно приготовленный спиртовой раствор TaCl5. Полученный раствор медленно прикапывали в раствор аммиака и перемешивали на магнитной мешалке в течение 3 ч. Аммиак брали из расчета 2-кратного превышения количества, необходимого для полного осаждения растворенных в спирте компонентов. Полученный осадок после отмывки дистиллированной водой и сушки при 50°C отжигали в Pt-тиглях при температурах 950–1350°C.
Фазовый состав образцов уточняли методом РФА, опираясь на базу данных JCPDS, с помощью дифрактометра Bruker D8 Advance, оснащенного детектором Lynxeye (CuKα-излучение, Ni-фильтр). Уточнение параметров элементарной ячейки методом Ле Беля выполняли на основе данных рентгеновского синхротронного излучения (λ = 0.8 Å) в диапазоне углов 2θ от 2° до 56° с использованием детектора Rayonix SX 165. В качестве стандарта использовали порошок LaB6 (NIST SRM 660a). Уточнение выполняли с помощью программного обеспечения Jana2006. Измерения проводили на станции РСА синхротронного центра НИЦ “Курчатовский институт”. Спектры XANES на К-крае Fe регистрировали на станции СТМ того же центра.
Мессбауэровские спектры 57Fe регистрировали на электродинамическом спектрометре Wesel (Германия). В качестве источника излучения использовали 57Co (Rh) с активностью 1.1 ГБк. Изомерный сдвиг определяли относительно спектра металлического железа. Магнитные свойства изучали с помощью автоматизированной системы определения физических характеристик Quantum Design PPMS-9 в температурном интервале 2.3–300 K в магнитных полях 100 и 5000 Э.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ
Фазовые равновесия в системе Sm2O3–Fe2O3–Ta2O5 ранее не изучали. Известно о двух тройных оксидах, реализующихся в этой системе: пирохлороподобном соединении Sm2FeTaO7 и недавно полученном и структурно охарактеризованном SmFe0.5Ta1.5O6 со структурой эшинита [21]. Остальная имеющаяся в настоящее время информация относится к граничным системам Sm2O3–Fe2O3 [22–33], Sm2O3–Ta2O5 [34–41] и Fe2O3–Ta2O5 [42, 43].
В системе Sm–Fe–O образуются сложные оксиды SmFeO3 – δ и Sm3Fe5O12 [22, 26], синтез которых проводили методом твердофазной реакции [22, 24, 25], цитратным методом [23, 27, 28], разложением цианидных комплексов [30, 31], самораспространяющимся высокотемпературным синтезом при микроволновом воздействии [32] и золь-гель методом [33]. Термодинамические свойства этих соединений показаны в работах [1, 2, 11] и построено P–x-сечение диаграммы системы Sm–Fe–O при 1250 K [23]. Известно, что SmFeO3 – δ плавится конгруэнтно при температуре ~1740°C [44, 45] и имеет орторомбически искаженную структуру перовскита (пр. гр. Pbnm) с параметрами элементарной ячейки a = 5.398 Å, b = 5.597 Å, c = 7.707 Å [28]. Бинарный оксид Sm3Fe5O12 обладает кубической структурой граната (пр. гр. Ia3d) с параметром элементарной ячейки a = 12.530 Å [29].
В системе Sm2O3–Ta2O5 реализуется пять соединений: Sm3TaO7, SmTaO4, SmTa3O9, Sm3Ta17O47 и SmTa7O19 [24–28, 41]. Фазовая диаграмма системы Sm2O3–Ta2O5 в области 50–100 мол. % Sm2O3 для температурного диапазона выше 1350°C приведена в [39]. Установлено, что Sm3TaO7 имеет две полиморфные модификации [37, 39]. Низкотемпературная фаза кристаллизуется в флюоритоподобном структурном типе веберита (пр. гр. C2221). Выше 1950°C структура Sm3TaO7 описывается пр. гр. Pnma. При температуре 2050°C соединение плавится конгруэнтно [39, 40]. Ортотанталат самария SmTaO4 имеет две стабильные модификации: фергюсонитоподобную моноклинную (пр. гр. I2/a) и высокотемпературную тригональную (пр. гр. I41/a) со структурой шеелита [35, 36]. Соединение SmTa3O9 имеет орторомбическую структуру (пр. гр. Cmmm). В работе [36] показано, что Sm3TaO7, SmTaO4 и SmTa3O9 относятся к тугоплавким соединениям и могут быть синтезированы методом твердофазного синтеза при температуре 1600°С. Температуры плавления SmTaO4 и SmTa3O9 соответствуют 1930 и 1810°С [40]. Соединению Sm3Ta17O47 посвящена всего одна работа [38]. Кристаллы Sm3Ta17O47 были получены из расплава. О стабильности этого соединения данных нет. Расчет структуры Sm3Ta17O47 показал, что она относится к пр. гр. P2/m. SmTa7O19 кристаллизуется в гексагональной сингонии (пр. гр. Р63/mсm) с параметрами элементарной ячейки a = 6.2166(6) Å, c = 19.914(3) Å [41].
Фазовые равновесия в субсолидусной области системы Fe–Ta–O при 1200°C и давлении 1 атм изучены в работе [42]. Показано существование в системе двойных оксидов Fe4Ta2O9, Fe3Ta2O8.1, FeTaO4 и FeTa2O6, вероятность образования которых в процессе синтеза определяется парциальным давлением кислорода. В двойной системе Fe2O3–Ta2O5 кристаллизуется единственное соединение FeTaO4, имеющее структуру рутила. При высоком давлении наблюдался фазовый переход FeTaO4 из структуры рутила в вольфрамит [43].
Методом перекрещивающихся разрезов по данным РФА построено изотермическое сечение системы Sm2O3–Fe2O3–Ta2O5 в субсолидусной области при 1200°C (рис. 1). Установлено, что при 1200°C в системе существует область твердого раствора Sm2 –xFe1 +xTaO7, где x = 0–0.4 (P), со структурой кубического пирохлора (пр. гр. Fd$\bar {3}$m). Крайней точкой ряда при х = 0 является известное ранее соединение Sm2FeTaO7. Подтверждено существование соединения SmFe0.5Ta1.5O6 (A) со структурой эшинита (орторомбическая сингония, пр. гр. Pnma). В то же время двойной оксид состава Sm3Ta17O47, кристаллы которого были ранее выращены методом спонтанной кристаллизации из расплава [38], синтезировать методом соосаждения с последующим отжигом не удалось. Отжиг образцов (900–1350°C, 14 дней), состав которых соответствовал Sm3Ta17O47, привел к образованию равновесной смеси двух фаз: SmTa3O9 и SmTa7O19. Это указывает на метастабильность фазы Sm3Ta17O47, полученной ранее из расплава [38]. Таким образом, изотермическое сечение системы может быть представлено в виде 12 треугольников сосуществующих фаз: Sm2O3–SmFeO3–Sm3TaO7, SmFeO3–Sm3TaO7–P, SmFeO3–P–Sm3Fe5O12, P–Sm3Fe5O12–Fe2O3, Fe2O3–P–A, Fe2O3–FeTaO4–A, P–A–SmTaO4, P–SmTaO4–Sm3TaO7, A–SmTaO4–SmTa3O9, A–FeTaO4–SmTa3O9, FeTaO4–SmTa3O9–SmTa7O19, FeTaO4–Ta2O5–SmTa7O19.
Исследование фазовых равновесий вдоль политермического сечения Sm2 –xFe1 +xTaO7 (рис. 2) подтвердило, что при 1200°C стабильной фазой при х = 0 является именно кубическая модификация Sm2FeTaO7 (С), а не ромбоэдрическая, как можно было ожидать исходя из предыдущих исследований [18]. Модификация Sm2FeTaO7 (R) со структурой искаженного пирохлора (R-фаза) является стабильной до 1200°С. При температурах синтеза, превышающих 1200°С, Sm2FeTaO7 (R) является промежуточной фазой. Увеличение продолжительности изотермического отжига приводит к обратимому переходу в фазу кубического пирохлора. Этот переход является кинетически затрудненным. Как видно из рис. 3, для завершения фазового перехода (R$\bar {3}$ → Fd$\bar {3}$m) при 1200°С требуется отжиг длительностью более 2 мес. Кинетические затруднения перехода определяют кратковременную устойчивость R-фазы при температурах, до 200°С превышающих температуру фазового перехода, и объясняют отсутствие эффектов на температурной зависимости теплоемкости [18].
Образование твердого раствора с ромбоэдрической структурой не наблюдается. При увеличении доли железа до х = 0.15 при низких температурах в равновесии находится смесь двух фаз: R и C. Кубический пирохлор существует в виде твердого раствора Sm2–xFe1+xTaO7 в интервале x = = 0–0.4 при t ≥ 1200°С и х = 0.15–0.4 при меньших температурах. Границы существования твердого раствора Sm2 – xFe1 + xTaO7 (С) со структурой пирохлора при 1200°С подтверждены с помощью зависимости параметра решетки образцов от концентрации железа х (рис. 4).
В пирохлорах A2B2O7 (пр. гр. Fd$\bar {3}$m) магнитные ионы А и В образуют две подрешетки из соединенных вершинами тетраэдров ОА4 и ОВ4 соответственно, являющихся трехмерными аналогами решетки кагоме [10, 11]. Sm2FeTaO7 (R) обладает более сложной и сильно искаженной слоистой кристаллической решеткой [14, 17]. Она сформирована чередующимися слоями, образованными Sm–O- и Fe/Ta–O-полиэдрами. В структуре существуют две неэквивалентные позиции ионов Sm3+: 3b и 9d. Ионы железа и тантала, статистически распределенные по позициям 3a и 9e, находятся в окружении восьми и шести атомов кислорода. Ионы в позиции 9е образуют двумерную решетку типа кагоме, пустоты которой заполняются треугольной решеткой, составленной из ионов в позиции 3а, образуя меньшую треугольную решетку. Редкоземельные ионы формируют аналогичную решетку, которая сдвинута относительно железо-танталовой на 00½.
Ранее [17] при изучении RE2FeTaO7 (R), RE = = Gd, Eu, Dy и Y, высказано предположение, что часть позиций 3а занята ионами Fe4+. Поэтому с помощью мессбауэровской спектроскопии были уточнены степени окисления ионов железа в ромбоэдрически искаженном и кубическом пирохлоре на примере образцов Sm2FeTaO7 (R) и Sm1.7Fe1.3TaO7 (С) соответственно. Спектр Sm1.7Fe1.3TaO7 (С) хорошо описывается квадрупольным дублетом (рис. 5), что соответствует присутствию Fe3+ в октаэдрической позиции B-подрешетки. Также в спектре Sm1.7Fe1.3TaO7 (С) наблюдается секстет, который из-за отсутствия магнитных примесных фаз следует отнести к магнитной сверхструктуре, обусловленной вхождением Fe3+ в позицию самария. Подобное явление наблюдалось ранее в пирохлорах на основе железосодержащих ниобатов РЗЭ [46]. В спектре Sm2FeTaO7 (R) можно выделить две компоненты, соответствующие двум различным позициям (9e и 3a), занимаемым катионами железа. Параметры дублетов – изомерный сдвиг δ и квадрупольное расщепление Δ – для катионов железа в кубическом пирохлоре и в позиции 9e ромбоэдрически искаженной модификации практически равны (табл. 1). Их значения типичны для октаэдрически координированных ионов Fe3+ в высокоспиновом состоянии. Существенно меньшее значение δ для позиции 3a (0.22 мм/с) является промежуточным между значениями для Fe4+ (δ = 0.04 мм/с) и Fe3+ [47]. Это означает, что средняя степень окисления железа в позиции 3a превышает 3+ и, таким образом, указывает на возможное смешанно-зарядовое состояние Fe3+ и Fe4+. Дополнительный электронный вклад в градиент электрического поля в области ядра объясняет высокие значения квадрупольного расщепления Δ для позиции 3a. Полученные данные для Sm2FeTaO7 (R) полностью соответствуют результатам исследования мессбауэровских спектров соединений Ln2FeTaO7, где Ln = Y, Dy, Gd, Eu [17].
Таблица 1.
Образец | Форма Fe | δ | Δ | Γ | Hin, ±0.5 Тл | A ±0.05 |
---|---|---|---|---|---|---|
±0.03 мм/с | ||||||
Sm2FeTaO7, пр. гр. R$\bar {3}$ | Fe3+-парамагнитная | 0.37 | 0.96 | 0.41 | − | 0.60 |
Fe3+δ-парамагнитная | 0.22 | 2.30 | 0.40 | − | 0.40 | |
Sm1.7Fe1.3TaO7, пр. гр. Fd$\bar {3}$m | Fe3+-парамагнитная Fe3+-магнитная |
0.38 0.38 |
0.85 0.19 |
0.38 0.35 |
– 51.6 |
0.67 0.33 |
Fe4+ – редко встречающийся ион, поэтому для подтверждения этого результата были зарегистрированы спектры XANES на К-крае Fe для образца Sm2FeTaO7 (R). В качестве образцов сравнения были выбраны FeO и Fe2O3 (рис. 6).
XANES-спектры на К-крае для оксидов 3d-переходных металлов хорошо изучены [48, 49]. Небольшой пик перед краем обусловлен квадрупольным переходом 1s → 3d. Основной пик относится к переходу 1s → 4p. Положение этих переходов, особенно низкоэнергетического, чувствительно к степени окисления иона железа [50]. Из рис. 6а видно, что при переходе от FeO к Fe2O3 и Sm2FeTaO7 (R) в спектре наблюдается выраженный сдвиг максимума полосы перехода 1s → 3d в высокоэнергетическую область, что соответствует увеличению степени окисления железа в этих оксидах. Положение основного пика К-края в спектре Sm2FeTaO7 (R) совпадает с Fe2O3 (рис. 6б), что означает присутствие Fe3+. Однако кроме полосы, соответствующей Fe3+, в спектре Sm2FeTaO7 (R) наблюдается еще одна, сдвинутая в сторону больших энергий. Это указывает на присутствие в этом соединении ионов железа с более высокой степенью окисления (Fe4+). Действительно, положение этой полосы совпадает с полосой в спектре SrFeO3, степень окисления железа в котором равна 4+ [51]. Полный спектр Sm2FeTaO7 (R) идентичен спектрам твердых растворов La1 –xSrxFeO3 (х = 1/3–2/3) [52, 53], особенностью которых является присутствие железа в смешанном состоянии Fe3+ и Fe4+. Электронейтральность структуры ромбоэдрически искаженной модификации пирохлора может обеспечиваться существованием катионных вакансий или частичным заполнением кислородных вакансий.
Различия в структурах ромбоэдрической и кубической фаз могут сказываться на их магнитных свойствах. Особенности магнитного поведения фаз с различной структурой изучены нами на примере R-Sm2FeTaO7 (R), образца того же химического состава Sm2FeTaO7 (R + С), в котором, однако, структурный переход не завершился и присутствуют ромбоэдрическая и кубическая модификации, а также кубического пирохлора Sm1.7Fe1.3TaO7 (С).
На температурных зависимостях намагниченности М(Т) в магнитном поле H = 5000 Э для всех образцов видны особенности при Т < 10 K (рис. 7а). При этом переход при Т = 7.2 K отчетливо виден на кривой для Sm2FeTaO7 (R). Для образцов R + С и С положение переходов при 7.6 и 5.5 K соответственно определяется только из дифференциальных кривых (рис. 7б). Ранее было показано [18], что плавный пик на кривой М(Т) Sm2FeTaO7 (R) и заметный отрицательный вклад в намагниченность (рис. 7) указывают на антиферромагнитный (АФМ) переход, который происходит при температуре Т ∼ 7.6 K в результате АФМ-упорядочения в подрешетке Sm. На кривой М(Т) для Sm2FeTaO7 (R + С) также присутствует АФМ-переход (рис. 7б) примерно при той же температуре. В пирохлоре Sm1.7Fe1.3TaO7 (С) часть позиций Sm замещается ионами Fe3+, поэтому АФМ-переход в магнитной подрешетке Sm смещен к более низким температурам (Т ∼ 5.5 K).
Для иона Sm3+ характерны высокие значения температурно-независимого парамагнетизма (ТНП) [18]. Поэтому для описания высокотемпературной области обратной магнитной восприимчивости χ–1(T) мы использовали модифицированный закон Кюри–Вейсса с учетом ТНП: χ = ${{{{\mu }}_{{{\text{eff}}}}^{2}} \mathord{\left/ {\vphantom {{{{\mu }}_{{{\text{eff}}}}^{2}} 8}} \right. \kern-0em} 8}$(T – Θ) + + χ0, где Θ – температура Вейсса, 8 = ${{{{N}_{{\text{A}}}}{{\mu }}_{{\text{B}}}^{2}} \mathord{\left/ {\vphantom {{{{N}_{{\text{A}}}}{{\mu }}_{{\text{B}}}^{2}} {3{{k}_{{\text{B}}}}}}} \right. \kern-0em} {3{{k}_{{\text{B}}}}}},$ µeff – эффективный магнитный момент, χ0 – ТНП (рис. 8). Как видно из табл. 2, эффективные моменты µeff = 3.61 и 4.15 µВ для Sm2FeTaO7 (R + С) и Sm2FeTaO7 (R) соответственно, ниже значения теоретического момента µteor = 6.03 µВ для состава Sm2FeTaO7. Для образца Sm1.7Fe1.3TaO7 (С) значение µeff = 2.42 µВ также ниже теоретического µteor = 6.84 µВ.
Таблица 2.
Образец | µteor, µB | µeff, µB | Θ, K | χ0, см3/моль |
Hc(2.3 K), Э |
TN, K | Tg, K | f |
---|---|---|---|---|---|---|---|---|
Sm2FeTaO7 (R) | 6.03 | 4.21(2) | –22.8(8) | 0.00490(6) | 1742(2) | 7.2 | 8.4 | 2.7 |
Sm2FeTaO7 (R + C) | 6.03 | 3.61(1) | –18.6(7) | 0.00514(4) | 1015(2) | 7.6 | 8.0 5.0 |
2.3 3.7 |
Sm1.7Fe1.3TaO7 (С) | 6.84 | 2.42(2) | 3.6(9) | 0.007000(4) | 283(2) | 5.5 | 4.8 | 0.75 |
Температуры Вейсса малы и отрицательны у ромбоэдрической фазы и Sm2FeTaO7 (R + С) (табл. 2). Наименьшее значение Θ, близкое к нулю, получено для кубического пирохлора. Данный результат указывает на парамагнитное поведение всех образцов, что подтверждается исследованием полевых зависимостей намагниченности M(H) при 2.3 и 300 K (рис. 9).
Описанное выше магнитное поведение в высокотемпературной области в целом характерно для сложных оксидов с геометрически фрустрированной магнитной решеткой пирохлоров. В то же время в изученном ранее искаженном пирохлоре Sm2FeTaO7 (R) магнитные ионы Fe3+ располагаются в позициях 9е и образуют фрустрированную решетку типа кагоме, которая является двумерным аналогом трехмерной решетки пирохлора [17, 18]. В такой магнитной подсистеме, как и в других пирохлорах, осуществляются АФМ-обменные взаимодействия ближнего порядка между ионами Fe3+, что может приводить к некоторому понижению экспериментальных значений магнитных моментов по сравнению с чисто спиновыми значениями. При низких температурах в пирохлорах или соединениях, содержащих пирохлороподобные магнитные подрешетки, может происходить переход в состояние спинового стекла. Такой переход обычно можно зарегистрировать в слабых магнитных полях по результатам М(Т)-измерений в режиме ZFC–FC, а также в AC-измерениях.
На рис. 10 приведены кривые М(Т), измеренные в режиме ZFC–FC, в магнитном поле H = = 100 Э. Характерное для перехода в состояние спинового стекла (СС) поведение намагниченности (расхождение кривых ZFC–FC) обнаружено для всех трех изученных соединений. Показана также зависимость положения максимумов действительной (χ') части восприимчивости от частоты приложенного поля, что подтвердило переход магнитной решетки в состояние СС (рис. 11). Отличие температур перехода в СС (Tg) для образцов Sm2FeTaO7 (R) и Sm1.7Fe1.3TaO7 (С) при 8.4 и 4.8 K (табл. 2) объясняется структурными особенностями их магнитных подрешеток. В образце, содержащем и ромбоэдрическую, и кубическую фазы, наблюдаются две особенности (при 8.0 и 5.0 K), соответствующие переходу в СС каждой из фаз.
Таким образом, во всех исследуемых в работе образцах наблюдаются два магнитных перехода: АФМ в подрешетке Sm и переход в СС. Поэтому сравнительно большие значения коэрцитивной силы указывают на то, что, возможно, АФМ-порядок в подрешетке Sm при Т = 2.3 K не полностью разрушен и локальное АФМ-упорядочение все еще существует наряду с состоянием спинового стекла, обусловленного фрустрацией магнитных подрешеток в пирохлоре или квазидвумерной решетке кагоме.
Все три образца содержат или квази-2D-кагоме, или 3D-магнитные подрешетки пирохлора, т.е. a priori геометрически фрустрированные магнитные подрешетки [54]. Для определения реальной степени фрустрации использовали величины фактора фрустрации (f). Эмпирически фрустрация измеряется величиной фактора фрустрации f = |Θ|/Tс, где Tс является температурой перехода к любому кооперативному упорядочению. Для нефрустрированных антиферромагнитных систем температура Вейсса приблизительно равна температуре упорядочения |Θ| ≈ TN. Если TN $ \ll $ |Θ| или f > 1, то исследуемый магнетик фрустрирован [54]. Обнаруженные АФМ- и СС-магнитные переходы в исследуемых соединениях происходят при очень низких температурах (Т < 10 K) и отличаются менее чем на 1 K. Значения температур переходов и фактора фрустрации f = |Θ|/Tс приведены в табл. 2.
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
В результате проведенного исследования впервые показано существование полиморфных превращений Sm2FeTaO7, а также влияние структурных переходов Fd$\bar {3}$m → R$\bar {3}$ на магнитное поведение этих сильноразупорядоченных систем. В обеих фазах при температурах T < 10 K фиксируются два типа магнитных переходов (АФМ и СС), происходящих в разных магнитных подрешетках Sm и Fe соответственно. Различное поведение этих переходов в больших и малых магнитных полях дало возможность разделить их несмотря на близкие значения температуры. Сравнение свойств образцов разного фазового и химического состава (Sm2FeTaO7 (R), Sm2FeTaO7 (R + C) и Sm1.7Fe1.3TaO7 (С)) позволило установить, что положение АФМ-перехода с наибольшей вероятностью определяется содержанием Sm. В то же время для СС-перехода определяющим фактором является строение подрешетки железа. Искажение решетки пирохлора в ромбоэдрическом Sm2FeTaO7 (R) приводит к возникновению неэквивалентных позиций 3a и 9e, по которым произвольно распределены ионы железа и тантала. В результате ионы Fe3+ в позициях 9e формируют магнитно-фрустрированную квази-2D- решетку кагоме. Позиции 3a частично занимают ионы железа Fe4+. Действительно, температуры магнитных переходов в СС для Sm2FeTaO7 (R + C) соответствуют обнаруженным в однофазных образцах ромбоэдрического Sm2FeTaO7 (R) и кубического пирохлора Sm1.7Fe1.3TaO7 (С). Это также свидетельствует об объемном характере однофазных областей в Sm2FeTaO7 (R + C) и отсутствии магнитного взаимодействия между ними в данном образце.
В заключение следует отметить еще один результат приведенного исследования. Ранее показано [12–14], что по термическим и механическим свойствам Sm2FeTaO7 (R) не уступает известному термобарьерному материалу ZrO2, стабилизированному оксидом иттрия. Отсутствие фазовых переходов является одним из главных требований к материалам для термобарьерных покрытий. Обнаруженная нестабильность Sm2FeTaO7 (R) выше 1200°С существенно ограничивает область его возможного применения. В то же время из полученных результатов видно, что интерес для дальнейших исследований представляет кубическая модификация Sm2 –xFe1 +xTaO7 (С), особенно составы из области х = 0.15–0.4, для которых отсутствуют полиморфные превращения до 1350°С.
Список литературы
Valant M., Babu G.S., Vrcon M. et al. // J. Am. Ceram. Soc. 2012. V. 95. P. 644. https://doi.org/10.1111/j.1551-2916.2011.04801.x
Egorysheva A.V., Ellert O.G., Maksimov Yu.V. et al. // J. Alloys Compd. 2013. V. 579. P. 311. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2013.06.096
Lufaso M.W., Vanderah T.A., Pazos I.M. et al. // J. Solid State Chem. 2006. V. 179. P. 3900. https://doi.org/10.1016/j.jssc.2006.08.036
Babu G.S., Bedanta S., Valant M. // Solid State Commun. 2013. V. 158. P. 51. https://doi.org/10.1016/j.ssc.2012.11.025
Whitaker J., Marco J.F., Berry F.J. et al. // J. Solid State Chem. 2013. V. 198. P. 316. https://doi.org/10.1016/j.jssc.2012.10.021
Babu G.S., Valant M., Page K. et al. // Chem. Mater. 2011. V. 23. P. 2619. https://doi.org/10.1021/cm200281z
Egorysheva A.V., Ellert O.G., Kirdyankin D.I. et al. // J. Magn. Magn. Mater. 2020. V. 513. P. 167226. https://doi.org/10.1016/j.jmmm.2020.167226
Pavlov R.S., Castello J.B.C., Marza V.B. et al. // J. Am. Ceram. Soc. 2002. V. 85. P. 1197. https://doi.org/10.1111/j.1151-2916.2002.tb00245.x
Whitaker M.J., Greaves C. // J. Solid State Chem. 2014. V. 215. P. 171. https://doi.org/10.1016/j.jssc.2014.03.039
Ramirez A.P., Espinosa G.P., Cooper A.S. // Phys. Rev. Lett. 1990. V. 64. P. 2070. https://doi.org/10.1103/PhysRevLett.64.2070
Moessner R., Chalker J.T. // Phys. Rev. Lett. 1998. V. 80. № 13. P. 2929. https://doi.org/10.1103/PhysRevLett.80.2929
Yang J., Han Y.I., Shahid M. et al. // Scripta Mater. 2018. V. 149. P. 49. https://doi.org/10.1016/j.scriptamat.2018.02.005
Zheng Q., Chen L., Song P. et al. // J. Alloys Compd. 2021. V. 855. P. 157408. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2020.157408
Egorysheva A.V., Popova E.F., Tyurin A.V. et al. // Russ. J. Inorg. Chem. 2019. V. 64. № 11. P. 1342. https://doi.org/10.1134/S0036023619110056
Torres-Martíneza L.M., Ruíz-Gómez M.A., Moctezuma E. // Ceram. Inter. 2017. V. 43. P. 3981. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2016.11.098
Torres-Martíneza L.M., Ruiz-Gómez M.A., Figueroa-Torres M.Z. et al. // Mater. Chem. Phys. 2012. V. 133. P. 839. https://doi.org/10.1016/j.matchemphys.2012.01.104
Matsuda K.C., Ivashita F.F., Paesano Jr.A. et al. // Phys. Rev. B. 2010. V. 81. P. 014417. https://doi.org/10.1103/PhysRevB.81.014417
Egorysheva A.V., Ellert O.G., Popova E.F. et al. // J. Chem. Therm. 2021. V. 161. P. 106565. https://doi.org/10.1016/j.jct.2021.106565
Berndt G. Tese de Doutorado. Universidade Estadual de Maringá. Programa de PósGraduação em Física, 2012.
Egorysheva A.V., Popova E.F., Tyurin A.V. et al. // Russ. J. Inorg. Chem. 2021. V. 66. P. 1649. https://doi.org/10.1134/S003602362111005X
Егорышева А.В., Эллерт О.Г., Попова Е.Ф. и др. // Журн. неорган. химии. 2022. Т. 67. № 10. Р. 1367. https://doi.org/10.31857/S0044457X22100373
Kitayama K., Katsura T. // Chem. Soc. Jpn. 1976. V. 49. P. 998. https://doi.org/10.1246/bcsj.49.998
Parida S.C., Jacob K.T., Venugopal V. // J. Phase Equil. 2003. V. 24. P. 431. https://doi.org/10.1361/105497103770330082
Katsura T., Kitayama K., Sugihara T. et al. // Bull. Chem. Soc. Jpn. 1975. V. 48. P. 1809. https://doi.org/10.1246/bcsj.48.1809
Katsura T., Sekine T., Kitayama K. et al. // J. Solid State Chem. 1978. V. 23. P. 43. https://doi.org/10.1016/0022-4596(78)90052-X
Kimizuka N., Yamamoto A., Ohashi H. et al. // J. Solid State Chem. 1983. V. 49. P. 65. https://doi.org/10.1016/0022-4596(83)90217-7
Prasad B.V., Rao G.N., Chen J.W. et al. // Mater. Res. Bull. 2011. V. 46. P. 1670. https://doi.org/10.1016/j.materresbull.2011.06.001
Berenov A., Angeles E., Rossiny J. et al. // Solid State Ionics. 2008. V. 179. P. 1090. https://doi.org/10.1016/j.ssi.2008.01.025
Mccarthy G.J., Botdorf R., Johnson R.G. // J. Appl. Crystallogr. 1972. V. 5. P. 377. https://doi.org/10.1016/j.ssi.2008.01.025
Hosoya Y., Itagaki Y., Aono H. et al. // Sens. Actuators B: Chem. 2005. V. 108. P. 198. https://doi.org/10.1016/j.snb.2004.10.059
Mori M., Iwamoto Y., Asamoto M. et al. // Catal. Today. 2008. V. 139. P. 125. https://doi.org/10.1016/j.cattod.2008.08.014
Din J., Lu X., Shu H. et al. // Mater. Sci. Eng. B. 2010. V. 171. P. 31. https://doi.org/10.1016/j.mseb.2010.03.050
Giang H., Duy H., Ngan P. et al. // Sens. Actuators B: Chem. 2011. V. 158. P. 246. https://doi.org/10.1016/j.snb.2011.06.013
Hinatsu Y., Doi Y. // J. Ceram. Soc. Jpn. 2019. V. 127. P. 273. https://doi.org/10.2109/jcersj2.18219
Mather S.A., Davies P.K. // J. Am. Ceram. Soc. 1995. V. 78. P. 2737. https://doi.org/10.1111/j.1151-2916.1995.tb08049.x
Zhou Y., Gan G., Ge Z. et al. // Mater. Res. Express. 2020. V. 7. P. 015204. https://doi.org/10.1088/2053-1591/ab669f
Wakeshima M., Hinatsu Y. // J. Solid State Chem. 2010. V. 183. P. 2681. https://doi.org/10.1016/j.jssc.2010.09.005
Yamnova N.A., Pushcharovskii D.Y., Leonyuk L.I. et al. // Sov. Phys. Crystallogr. 1988. V. 33. P. 358.
Yokogawa Y., Yoshimura M. // J. Am. Ceram. Soc. 1997. V. 80. P. 1965. https://doi.org/10.1111/j.1151-2916.1997.tb03079.x
Портной К.И., Тимофеева М.И., Салибеков С.Е. // Изв. АН СССР. Неорган. материалы. 1970. Т. 6. С. 289.
Putilin S.N., Krylov E.A., Men’shenina N.F. et al. // Russ. J. Inorg. Chem. 1985. V. 30. P. 367.
Turnock A.C. // J. Am. Ceram. Soc. 1965. V. 48. P. 258. https://doi.org/10.1111/j.1151-2916.1965.tb14732.x
Tamura S. // Solid State Commun. 1973. V. 12. P. 597. https://doi.org/10.1016/0038-1098(73)90293-7
Nielsen J.W., Blank S.L. // J. Cryst. Growth. 1972. V. 13/14. P. 702. https://doi.org/10.1016/0022-0248(72)90545-3
Nagashio K., Yamaguchi O., Hibiya T. et al. // J. Am. Ceram. Soc. 2006. V. 89. P. 1504. https://doi.org/10.1111/j.1551-2916.2006.00923.x
Matsuda C.K., Barco R., Sharma P. et al. // Hyperfine Interact. 2007. V. 175. P. 55. https://doi.org/10.1007/s10751-008-9588-x
Berry F.J., Ren X., Heap R. et al. // Solid State Comm. 2005. V. 134. P. 621. https://doi.org/10.1016/j.ssc.2005.03.005
Westre T.E., Kennepohl P., DeWitt J.G. et al. // J. Am. Chem. Soc. 1997. V. 119. P. 6297. https://doi.org/10.1021/ja964352a
de Groot F. // Chem. Rev. 2001. V. 101. P. 1779. https://doi.org/10.1021/cr9900681
Wilke M., Farges F., Petit P.-E. et al. // Am. Mineral. 2001. V. 86. P. 714. https://doi.org/10.2138/am-2001-5-612
Akhtar M.J., Ali Khan R.T. // Mater. Character. 2011. V. 62. P. 1016. https://doi.org/10.1016/j.matchar.2011.07.014
Deb A., Ralph J.M., Cairns E.J. et al. // Phys. Rev. B. 2006. V. 73. P. 115114. https://doi.org/10.1103/PhysRevB.73.115114
Blasco J., Aznar B., García J. et al. // Phys. Rev. B. 2008. V. 77. P. 054107. https://doi.org/10.1103/PhysRevB.77.054107
Ramirez A.P. // Annu. Rev. Mater. Sci. 1994. V. 24 P. 453. https://doi.org/10.1146/annurev.ms.24.080194.002321
Дополнительные материалы отсутствуют.
Инструменты
Журнал неорганической химии