712

Нестеров А. А., Толстунов М. И.

Журнал прикладной химии. 2019. Т. 92. Вып. 6

УДК 546.05

ИСПОЛЬЗОВАНИЕ ХЕЛАТНЫХ КОМПЛЕКСОВ СВИНЦА(II)

В НИЗКОТЕМПЕРАТУРНЫХ ТЕХНОЛОГИЯХ

КЕРАМИЧЕСКИХ ПЬЕЗОМАТЕРИАЛОВ

Южный федеральный университет, Ростов-на-Дону

* Е-mail: mtolstunov@sfedu.ru

Поступила в Редакцию 1 августа 2018 г.

После доработки 29 января 2019 г.

Принята к публикации 25 марта 2019 г.

Предложена технология изготовления керамических пьезоматериалов, получаемых на основе свинец-

содержащих сегнетофаз, включающая низкотемпературный синтез ультрадисперсных порошков

титаната, цирконата свинца, а также фаз твердых растворов на их основе, и низкотемпературную

технологию спекания керамики, изготавливаемую из ультрадисперсных порошков сегнетофаз. В каче-

стве прекурсоров в предлагаемом низкотемпературном синтезе использованы глицерат и тартрат

свинца. Установлено, что эти прекурсоры при взаимодействии (при температурах 240-330°С) с

гидроксо-пероксо-аква комплексами титана и (или) циркония(IV) в течение 30-40 мин образуют уль-

традисперсные порошки указанных фаз, являющиеся однофазными и содержащие частицы, средний

размер которых меньше 100 нм. Показано, что использование предложенной технологии позволяет

не только уменьшить энергетические затраты отдельных операций синтеза ультрадисперсных

порошков сегнетофаз и спекания пьезоматериалов, но и существенно снизить выбросы соединений

свинца(II) в воздух производственных помещений. Также показано, что технология дает возможность

изготавливать пьезоматериалы с заданными значениями электрофизических параметров.

Ключевые слова: титанаты свинца; цирконаты свинца; твердые растворы; низкотемпературный

синтез; комплексные соединения; ультрадисперсные порошки; низкотемпературное спекание

DOI: 10.1134/S0044461819060033

Традиционные высокотемпературные методы син-

мики (НТТСК) недостаточно эффективны, изготав-

теза (ВТМС) порошков свинецсодержащих сегнето-

ливаемая в их рамках продукция характеризуется

фаз имеют целый ряд трудноустранимых недостатков

относительно низкой воспроизводимостью электро-

[1-4], которые можно разделить на экологические,

физических (ЭФП) и механических параметров (МП)

химические и технологические. Первые и вторые

[1-3, 10-12].

связаны с высокой летучестью соединений свинца(II),

Как альтернатива ВТМС в последние 30 лет пред-

используемых в промышленных ВТМС (давление

ложены низкотемпературные методы синтеза (НТМС)

пара этих соединений экспоненциально возраста-

ультрадисперсных свинецсодержащих сегнетофаз,

ет по мере увеличения температуры систем) [4-7].

целью разработки которых были: снижение остроты

Технологические же проблемы ВТМС обусловлены

экологических проблем; повышение качества ультра-

не только нарушением состава сырьевых смесей за

дисперсных порошков (постоянство состава, химиче-

счет испарения из них оксида Pb(II) в процессе обжи-

ская активность, оптимальная полоса дисперсности

га пресс-заготовок, но и вероятностным характером

и т. д.); разработка технологий синтеза ультрадис-

процессов формирования в них неравновесных ча-

персных свинецсодержащих сегнетофаз, пригодных

стиц целевой фазы, а следовательно, и неравновесных

для НТТСК [3, 10-16]. Можно отметить, что хотя

пьезокерамических материалов [3, 8-10]. В связи с

в решении двух первых проблем были достигнуты

тем что известные способы решения проблем ВТМС

определенные успехи, переход реального пьезоке-

и низкотемпературных технологий спекания кера-

рамического производства на НТМС и НТТСК не

Использование хелатных комплексов свинца(II) в низкотемпературных технологиях...

713

произошел, даже несмотря на то, что в настоящее

пературу и время спекания пресс-заготовок за счет

время стоимость прекурсоров для ряда НТМС уль-

сохранения (при температурах обжига) высокой кон-

традисперсных свинецсодержащих сегнетофаз уже

центрации дефектов в частицах синтезированных уль-

сравнима со стоимостью прекурсоров традиционных

традисперсных порошков, сформированных из них.

технологий. По нашему мнению, причиной этого

Указанный эффект обеспечивается тем, что в пред-

является недостаточное понимание того факта, что

лагаемых методах активные формы целевых сегне-

с химической точки зрения процессы традиционных

тофаз формируются в рамках неравновесных поли-

технологий и процессы НТМС ультрадисперсных

термических химических процессов, протекающих

свинецсодержащих сегнетофаз, а главное, процессы

с высокой скоростью. В результате их протекания

спекания пресс-заготовок, изготавливаемых из уль-

образуются нанокристаллы целевых фаз с высокой

традисперсных порошков, имеют большие различия.

концентрацией относительно стабильных, неравно-

Они, в частности, связаны с тем, что высокая химиче-

весных дефектов. Для сохранения высокой активно-

ская активность ультрадисперсных порошков не со-

сти дефектных частиц порошков изготовленные из

храняется при температурах спекания керамики, что

них пресс-заготовки с высокой скоростью нагрева-

объясняется протеканием процессов аннигиляции и

ются до температур, обеспечивающих образование

ассоциации неравновесных дефектов. В свою очередь

кристаллических зародышей целевой фазы, после

снижение дефектности отдельных частиц и реакци-

чего температура системы снижается, и спекание

онной зоны в целом приводит к увеличению средней

осуществляется в изотермическом режиме при отно-

энергии активации диффузионных процессов спека-

сительно низких температурах [24-27]. Указанный

нии, т. е. снижает их скорости. С практической точки

метод позволяет не только сохранить высокую не-

зрения это означает, что для завершения процесса

равновесную дефектность частиц сегнетофазы в про-

спекания (за приемлемый промежуток времени) тре-

цессе образования кристаллических зародышей, но и

буется значительное повышение температуры обжига

(на втором этапе) снизить концентрацию дефектов за

образцов. Параллельно со снижением активности

счет отжига в зернах формирующейся керамики при

частиц протекает и их агломерация, которая способна

более низкой температуре.

изменить площадь реакционной зоны, а также меха-

низмы первичной и вторичной рекристаллизации в

Экспериментальная часть

системах, т. е. привести к образованию в образцах

крупных пор и дефектных зерен, различных по объ-

В данной работе ультрадисперсные порошки

ему [3, 8-10]. В свою очередь указанные изменения

свинецсодержащих фаз состава PbTiO₃, PbZrO₃ и

микроструктуры керамики способствуют снижению

PbTi1-xZr_xO₃ были изготовлены низкотемператур-

значений электрофизических и механических свойств

ными методами синтеза. В качестве их прекурсоров

керамических пьезоматериалов, изготавливаемых из

использованы: хелатные комплексы свинца(II) —

ультрадисперсных сегнетофаз [16-23].

глицератные и тартратные; гидроксо-пероксо-аква

Для решения проблем низкотемпературных тех-

комплексы Ti(IV) и Zr(IV). Глицератный комплекс

нологий пьезокерамических материалов нами пред-

свинца состава Pb{C₃H₅(OH)₂}₂ получен путем

лагается комплекс связанных между собой техноло-

взаимодействия PbO (х.ч.) с C₃H₅(OH)₃ (ч.д.а.) при

гических операций, который не только обеспечивает

70-80°С (молярное соотношение 1:2), а тартратный,

формирование ультрадисперсных свинецсодержащих

PbC₄H₄O₆ — в процессе реакции между насыщен-

фаз при минимальных температурах и высоких ско-

ными растворами тартрата натрия (ч.д.а.) и ацетата

ростях, но и позволяет значительно снизить тем-

свинца (х.ч.) (молярное соотношение 1:1):

PbO + 2C₃H₅(OH)₃ → Pb{C₃H₅(OH)₂}₂ + 2Н₂О (система 1),

Pb(СН₃СOО)₂ + Na₂С₄Н₂О₆ → PbC₄H₄O₆↓ + 2СН₃СOОNa (система 2).

Для удаления Н₂О из первой системы продукт ре-

комплексов Ti(IV) и Zr(IV) были получены путем

акции сушили на воздухе при 60°С. Осадок состава

взаимодействия водных растворов H₂[MeO(NO₃)₄]

PbC₄H₄O₆ и жидкую фазу второй системы разделяли

[3, 10, 23] с 15%-ным водным раствором Н₂О₂ (х.ч.).

методом фильтрования, осадок промывали дистил-

Нейтрализацией этих растворов (с помощью 10%-но-

лированной водой и сушили при 60°С. Исходные

го раствора аммиака) при температуре системы не

растворы для синтеза α-форм гидроксо-пероксо-аква

выше 280 K были осаждены полимерные α-формы

714

Нестеров А. А., Толстунов М. И.

комплексов состава {(NH₄)₂[MeO(OH)₂(OOH)₂]}_n,

Diamond TG/DTA. Электронная микроскопия вы-

представляющие собой светло-желтые гели, которые

полнена на сканирующем электронном микроскопе

отделяли от маточного раствора методом центрифу-

JEOL JSM-6390LA. Рентгенофазовый анализ (РФА)

гирования. Соотношение катионов Ме⁴⁺ и анионов

проводили на рентгеновском дифрактометре ARL

ООН^- в полимерных комплексах было установлено

X′TRA с использованием CuKα-излучения.

методами весового и объемного химического анализа.

Для исследования электрофизических свойств

На первой стадии синтеза целевых фаз комплек-

полученной пьезокерамики были изготовлены об-

сы свинца и комплексы Ti(IV) и (или) Zr(IV) в за-

разцы стандартного размера (ОСТ 11 0444-87).

данном молярном отношении смешивали (в течение

Их металлизация осуществлялась методом вжига-

20-30 мин) в планетарной мельнице (Pulverisette 5).

ния «серебряной» пасты, а поляризация — на воз-

Полученную суспензию разливали в виде пленки

духе полем 4 кВ·мм^-1 при температуре 80-100°С.

на тефлоновую подложку толщиной 150-200 мкм

Относительную диэлектрическую проницаемость

и сушили при 50°С в течение 1-1.2 ч. Высушенные

(ε^T33/ε₀), тангенс угла диэлектрических потерь

пленки отделяли от подложки и подвергали вторич-

(tgδ, %), пьезомодуль, перпендикулярный направле-

ному измельчению.

нию поляризации (d₃₁), изготовленной пьезокерамики

Предварительная подготовка исходных порошков,

определяли согласно ОСТ 11 0444-87, а значения

применявшихся для изготовления пресс-заготовок,

пьезомодуля в направлении оси поляризации (d₃₃) —

включала стадию их обработки раствором NH₄CHOO

квазистатическим методом с помощью установки d₃₃

(для удаления сорбированных примесей с поверхно-

meter (APC International, Ltd, США).

сти частиц). На втором этапе на эту поверхность на-

носился активный дефектный слой, призванный сни-

Обсуждение результатов

зить энергию активации формирования реакционной

зоны и способствующий при температурах ~600°С

Разложение смеси {(NH₄)₂[TiO(OH)₂(OOH)₂]}_n +

изменению механизма спекания от преимущественно

+ Pb[C₃H₅(OH)₂]₂ происходит в три этапа (рис. 1).

диффузионного на спекание в присутствии жидкой

Первый этап протекает в узком температурном ин-

фазы [8-10]. Указанный слой формировался в две ста-

тервале (100-110°C) и связан с удалением из системы

дии: порошки целевых фаз в планетарной мельнице

аммиака и частичным окислением глицерат-ионов

обрабатывались насыщенными растворами нитратов

ионами OOH^-. Выделение энергии на этом этапе,

висмута, кадмия, никеля и цинка, взятых в мольном

а также дальнейший нагрев способствуют дости-

соотношении 4:2:1:1, и по завершении процесса в

жению условий для реализации этапа, связанного с

систему добавлялся раствор аммиака (до рН жидкой

удалением из системы паров воды. После завершения

фазы 5-6) и поливольфрамата аммония. Введение в

начальных стадий органические лиганды и углерод,

систему указанных растворов позволяло закрепить на

оставшиеся в системе после частичного окисления

поверхности частиц сегнетофазы смесь гелеобразных

глицерат-ионов, окисляются кислородом воздуха.

продуктов совместного гидролиза катионов висмута,

Экзотермический эффект последовательных реак-

кадмия, никеля, цинка и поливольфрамата, а также

ций способствует достижению энергии активации

сформировать раствор NH₄NO₃. Полученную суспен-

процесса кристаллизации фазы со структурой ти-

зию высушивали при 80-100°С, общее количество

па перовскита, который формально заканчивается

активаторов в составе высушенной шихты составляло

при 200°C. Однако необходимо уточнить, что за счет

от 2.5 до 3.0 мас%.

протекающих в системе экзотермических процессов

Для сохранения (при температурах спекания)

локальная (мгновенная) температура в отдельных

высокой активности частиц порошков состава

ее точках может быть значительно выше 200°С. Это

PbTi_0.48Zr_0.52O₃ изготовленные из них пресс-заготов-

будет способствовать появлению многочисленных

ки, высушенные при температуре 100-110°С, нагре-

кристаллических наночастиц целевой фазы — ядер

вали (в интервале температур 110-300°С) со скоро-

первичной рекристаллизации.

стью 10 град·мин^-1, а в интервале 300-1100°С — со

Процесс в системе {(NH₄)₂[ZrO(OH)₂(OOH)₂]}_n +

скоростью 60-80 град·мин^-1. После того как темпера-

+ PbC₄H₄O₆ (рис. 1, б) протекает по иной схеме. На

тура системы достигла 1100°С, ее быстро понижали

первой стадии при 100-250°C происходит термиче-

до 1050, 920 или до 850°С. При выбранных темпера-

ское разложение прекурсоров, сопровождающееся

турах образцы спекали в течение 1-3 ч.

удалением аммиака, водяного пара, а также продук-

Термогравиметрический анализ проводили на

тов частичной термической деструкции и окисления

приборе синхронного термического анализа PYRIS

ионов C₄H₄O_62-. Процесс окисления углерода и дру-

Использование хелатных комплексов свинца(II) в низкотемпературных технологиях...

715

Рис. 1. Данные дифференциально-термического и термогравиметрического анализа смесей прекурсоров

{(NH₄)₂[TiO(OH)₂(OOH)₂]}_n + Pb[C₃H₅(OH)₂]₂ (а), {(NH₄)₂[ZrO(OH)₂(OOH)₂]}_n + PbC₄H₄O₆.

гих органических веществ, образующихся на пер-

в качестве первичных прекурсоров использовались

вой стадии процесса, наблюдается при температуре

смешанные водные растворы соединений Ti(IV) и

280-310°С и характеризуется очень высокой скоро-

Zr(IV) состава H₂[MeO(NO₃)₄], в которых комплексы

стью. Последний факт свидетельствует о том, что в

этих элементов были взяты в необходимом мольном

окислении продуктов термической деструкции при-

соотношении, а источниками ионов свинца при син-

нимают участие ионы OOH^- или их продукт разложе-

тезе целевых фаз также выступали Pb[C₃H₅(OH)₂]₂ и

ния — атомный кислород. При синтезе фаз системы

PbC₄H₄O₆:

цирконата-титаната свинца (ЦТС) типа PbTi1-хZr_хO₃

Pb[C₃H₅(OH)₂]₂ + (NH₄)₂[Ti_0.48Zr_0.52O(OH)₂(OOH)₂] + 5O₂ → PbTi_0.48Zr_0.52O₃ + 4CO₂ + 2NH₃ + 2CO + 10H₂O,

PbC₄H₂O₆ + (NH₄)₂[Ti_0.48Zr_0.52O(OH)₂(OOH)₂] + O₂ → PbTi_0.48Zr_0.52O₃ + 4CO₂ + 2NH₃ + 4H₂O.

Внешний вид продуктов синтеза фаз PbTi1-хZr_хO₃,

Как видно из данных рентгенофазового анализа

полученных с использованием различных прекурсо-

(рис. 3), в отличие от известных НТМС порошков

ров, представлен на рис. 2. Установлено, что средний

свинецсодержащих фаз [3, 10-23] частицы порошков,

размер частиц составляет менее 100 нм.

изготовленных в рамках данных вариантов НТМС

(даже при минимальных температурах синтеза), име-

Рис. 2. Изображение, полученное методом электронной микроскопии, порошков фаз PbTi_0.48Zr_0.52O₃, синтезиро-

ванных с использованием Pb[C₃H₅(OH)₂]₂ (а), PbC₄H₂O₆ (б).

Время изотермического процесса 1 ч.

Температура синтеза порошка (°С): а — 240, б — 330.

716

Нестеров А. А., Толстунов М. И.

Рис. 3. Данные рентгенофазового анализа для фаз PbTiO₃, синтезированных при различных температурах в рамках

глицератного метода (а), фаз PbTi_0.48Zr_0.52O₃, изготовленных при различных температурах в рамках тартратного

метода (б).

Продолжительность изотермического обжига при любой температуре 1 ч.

ют симметрию не кубическую, а тетрагональную. Это

Ультрадисперсные

порошки состава

служит косвенным доказательством того, что частицы

PbTi_0.48Zr_0.52O₃, синтезированные в рамках обоих

целевых фаз формируются при более высоких тем-

обсуждаемых способов, были использованы для из-

пературах по сравнению со средней температурой

готовления пьезокерамики. Цель этой части работы

системы, которая фиксируется методом дифферен-

заключалась в определении влияния способа синтеза

циального анализа (ДТА).

ультрадисперсных порошков этих фаз, а также тем-

Рис. 4. Изображение, полученное методом электронной микроскопии, керамических образцов состава

PbTi_0.48Zr_0.52O₃ + 0.015Bi₄Cd₂NiZnW₂O₁₄, спеченных при различных температурах.

Исходные порошки сегнетофаз образцов типа а изготовлены тартратным, а ультрадисперсные порошки сегнетофаз

образцов типа б — глицератным методом.

Время изотермического спекания всех образцов при температурах, указанных на рисунке, составляет 90 мин.

Использование хелатных комплексов свинца(II) в низкотемпературных технологиях...

717

Электрофизические параметры пьезокерамических образцов состава

PbTi_0.48Zr_0.52O₃ + 0.015Bi₄Cd₂NiZnW₂O₁₄, изготовленных из ультрадисперсных порошков сегнетофаз,

синтезированных с использованием H₂[Pb(C₄H₂O₆)₂] (а), Pb(C₃H₇O₃)₂ (б)

Температура спекания, °С

Параметр

850

920

1050

1250

(а)

(б)

(а)

(б)

(а)

(б)

ВТМС

ε^T33/ε₀

1180

1290

1850

2030

1440

1910

980

1310

tgδ, %

3.3

2.9

1.2

0.9

4.9

1.1

0.7

1.0

d₃₃, пКл·Н^-1

260

310

390

440

330

420

150

260

d₃₁, пКл·Н^-1

-110

-125

-160

-180

-135

-170

-65

-110

пературы спекания изготовленных из них пресс-заго-

нием Pb(C₃H₇O₃)₂, которые (рис. 1, б) формируют-

товок на микроструктуру и свойства пьезокерамиче-

ся при более высокой температуре с более высокой

ских материалов.

скоростью. Те же факторы влияют и на форму зерен

Формирование мелкозернистой структуры у об-

керамики, а также на тип их связности в материале,

разцов керамики, полученных из активированных

что в свою очередь отражается на значениях электро-

ультрадисперсных порошков сегнетоэлектрической

физических параметров полученной пьезокерамики

фазы (рис. 4), происходит уже при 850°C за 90 мин,

(см. таблицу). Как видно из представленных в табли-

что связано с образованием в месте контакта частиц

це данных, изменение технологии пьезоматериалов

сегнетофазы жидкого поверхностного слоя (стекло-

позволило повысить (по сравнению с образцами того

фазы системы NiO-CdO-ZnO-Bi₂O₃). Роль воль-

же состава, изготовленными в рамках традиционных

фрамита аммония, входящего в состав активаторов,

технологий) значения их диэлектрической прони-

по-видимому, заключается в растворении WO₃ в по-

цаемости и пьезомодулей при сохранении низкого

верхностном слое частиц PbTi_0.48Zr_0.52O₃, что делает

значения тангенса угла диэлектрических потерь.

его дефектным по позиции (А) фазы со структурой

типа перовскита, что с учетом доминирующего меха-

Выводы

низма массопереноса [9] способствует росту скорости

спекания.

Представленный в данной работе комплекс тех-

По мере увеличения температуры системы ско-

нологий, включающий: низкотемпературные методы

рость вторичной рекристаллизации в ней возрастает,

синтеза ультрадисперсных порошков свинецсодержа-

что способствует росту объемов отдельных зерен.

щих сегнетофаз; активацию частиц этих порошков;

Следует отметить, что увеличение объема зерен про-

технологию сохранения высокой активности частиц

текает в системах достаточно равномерно, т. е. об-

ультрадисперсных порошков сегнетофаз, вплоть до

разование аномально больших зерен в образцах не

температур выше 600°С; целенаправленное измене-

наблюдается. Из этого следует, что первичные зерна

ние преимущественного механизма спекания; сту-

близки по размерам и имеют (при фиксированном

пенчатое неизотермическое спекание пресс-загото-

составе прекурсоров синтеза) близкую дефектность

вок, — позволяет снизить температуру формирования

(как по типу, так и по концентрации). Как следует

плотного мелкозернистого каркаса пьезокерамики на

из рис. 4, микроструктура изготавливаемой пьезо-

основе фаз системы цирконата-титаната свинца более

керамики зависит не только от состава свинецсо-

чем на 300°.

держащего прекурсора синтеза целевых фаз, но и от

Оптимизация микроструктуры пьезокерамики на

характера его деструкции, которая определяет тип

основе базовой сегнетофазы фиксированного каче-

и концентрацию дефектов частиц УДП сегнетофаз,

ственного и количественного состава наряду с прие-

а следовательно, и скорости как первичной, так и

мами управляемого изменения этой микроструктуры

вторичной рекристаллизации в системах. При этом

позволили улучшить ее электрофизические пара-

согласно результатам микроскопии более высокая

метры: повысить диэлектрическую проницаемость

концентрации дефектов при температурах спекания

более чем на 50%, значения пьезомодулей в среднем

сохраняется у порошков, полученных с использова-

на 70%. Разработка указанного комплекса технологий

718

Нестеров А. А., Толстунов М. И.

базируется на классических выводах химии твердого

[8] Приседский В. В. Нестехиометрические сегнето-

тела и технологии керамики, формирующейся на базе

электрики АIIBIVO₃. Донецк: Ноулидж (донецкое

оксидных фаз [2, 3, 8-10, 15, 17].

отделение), 2011. 267 с.

[9] Sigov A. S., Vorotilov K. A., Zhigalina O. M. //

Ferroelectrics. 2012. V. 433. N 1. P. 146-157.

Благодарности

[10]

Третьяков Ю. Д. Твердофазные реакции. М.:

Химия, 1978. 360 с.

Большинство исследований выполнено с исполь-

[11]

Нестеров А. А., Панич А. Е. Технология синтеза

зованием оборудования Центра коллективного ис-

порошков сегнетоэлектрических фаз. Ростов-на-

пользования «Высокие технологии» Южного феде-

Дону: ЮФУ, 2010. 226 с.

рального университета.

[12]

Leite E. R., Cerqueira M., Perazoli L. A., Nasar R. S.,

Longo E., Varela J. // J. Am. Ceram. Soc. 1996. V. 79.

N 6. P. 1563-1568.

Финансирование работы

[13]

Segal D. // J. Mater. Chem. 1997. 7 (8). Р. 1297-1305.

В настоящей работе представлены данные, полу-

[14]

Zhang M., Salvado I. M. M., Vilarinho P. M. // Mater.

ченные в процессе выполнения исследовательско-

Lett. 2003. N 57. P. 4271-4275.

го проекта № 11.5814.2017/8.9 (внутренний грант

[15]

Handbook of Sol-Gel Science and Technology,

Processing, Characterization and Applications. V. I.

Южного федерального университета в области науч-

Sol-Gel Processing / Еd. Hiromitsu Kozuka. Publ.

ной деятельности).

Acad. Kluwer, New York; Boston; Dordrecht; London;

Moscow, 2004. 680 p.

Конфликт интересов

[16]

Brinker C. J., Scherer G. W. Sol-Gel Science: The

Physics and Chemistry of Sol-Gel Processing. Acad.

Авторы заявляют, что у них нет конфликта интере-

Press, 1990. 908 p.

сов, требующего раскрытия в данной статье.

[17]

Camargo E. R., Frantti J., Kakihana M. // J. Mater.

Chem. 2001. V. 11. N 7. P. 1875-1879.

Информация об авторах

[18]

García R. E., Langer S. A., Carter W. C. // J. Am.

Ceram. Soc. 2005. V. 88. N 3. P. 742-749.

Нестеров Алексей Анатольевич, д.т.н., профессор,

[19]

Chung C. C. Microstructural Evolution in Lead

ORCID: https://orcid.org/0000-0001-7274-7806

Zirconate Titanate (PZT) Piezoelectric Ceramics:

Толстунов Михаил Игоревич, к.х.н., ORCID: http://

Doctoral Diss. University of Connecticut, 2014. 293 р.

orcid.org/0000-0001-5835-1450

[20]

Gajbhiye N. S., Pandey P. K., Smitha P. // Synthesis

and Reactivity in Inorganic, Metal-Organic, and Nano-

Metal Chemistry. 2007. V. 37. N 6. P. 431-435.

Список литературы

[21]

Zhang S., Li H., Li M. // Mater. Lett. 2008. V. 62. N 16.

[1] Xu Y. Ferroelectric materials and their applications.

P. 2438-2440.

North Holland, Elsevier, 2013. 406 p.

[22]

Schneller T., Waser R. // J. Sol-Gel Sci. Technol. 2007.

[2] Прилипко Ю. С. // Огнеупоры и техническая кера-

V. 42. N 3. P. 337-352.

мика. 2014. № 1-2. С. 30-35.

[23]

Yimnirun R., Tipakontitikul R., Ananta S. // Int. J.

[3] Nesterov A. A., Panich A. E., Dolya V. K., Panich A. A.,

Modern Phys. B. 2006. V. 20. N 7. P. 2415-2424.

Karukov E. V. Piezoelectric Materials and Devices.

[24]

Vorotilov K. A., Yanovskaya M. I., Turevskaya E. P.,

New York: Nova Science Publ., 2011. P. 145-183.

Sigov A. S. // J. Sol-Gel Sci. Technol. 1999. V. 16.

[4] Томашпольский Ю. Я., Садовская Н. В.//

N 1-2. P. 109-111.

Неорган. материалы. 2008. Т. 44. № 5. С. 611-615

[25]

Нестеров А. А., Масуренков К. С., Карюков Е. В.

[Tomashpolsky Yu.Ya., Sadovskaya N.V. // Inorg. Mater.

// ЖПХ. 2008. Т. 81. № 12. С. 1949-1952

2008. V. 44. N 5. P. 530-533].

[Nesterov A. A., Masurenkov K. S., Karyukov E. V.

[5] Мурадов В. Г., Кудрявцев Ю. Н., Муратова О. Н.,

// Russ. J. Appl. Chem. 2008. V. 81. N 12. P. 2062-

Любимов В. Ф. // Журн. прикл. спектр. 1981. Т. 34.

2065].

№ 4. С. 724-726.

[26]

Wang X.-H., Chen P. L., Chen I. W. // J. Am. Ceram.

[6] Физико-химические свойства оксидов / Под ред.

Soc. 2006. V. 89. N 2. P. 431-437.

Г. В. Самсонова. М.: Металлургия, 1978. 472 с.

[27]

Kim G. B., Jung J. M., Choi S. W. // Jpn J. Appl. Phys.

[7] Okazaki K. // J. Jpn Soc. Powder and Powder Met. 1978.

1999. V. 38. Part 1. N 9B. Р. 5470-5474.

V. 25. N 5. P. 147-153.