Неорганические материалы, 2019, T. 55, № 12, стр. 1319-1326

ВВЕДЕНИЕ

К настоящему времени еще не построена теория, удовлетворительно описывающая явление ВТСП. Для этих соединений наблюдается ряд особенностей, еще не получивших объяснения. К таковым относятся: существование псевдощели, разрушение антиферромагнитного порядка (с Т_N = 300 К) при изменении степени окисления меди от 2.00+ до 2.05+, аномально быстрая спин-решеточная релаксация для ионов меди по данным ЯМР, “отравление” сверхпроводимости при частичном вхождении Zn²⁺ в позиции ионов Cu²⁺.

Достаточно быстро после открытия ВТСП стало ясно, что свойства CuO₂-плоскостей не описываются электронной конфигурацией ионов Cu²⁺ в октаэдрическом кристаллическом поле и их спин-спиновым взаимодействием друг с другом. Безусловно, эти объекты являются сильно коррелированными системами (СКС), и в последующие 30 лет сотни СКС были исследованы. Однако если новые материалы (например, производные LaMnO₃) действительно были открыты, то для прогресса в понимании механизма ВТСП эти исследования ничего не дали. Таким образом, исследователям остается вариант выбора моделей различных динамических электронно-ионных кластеров (ДЭИК) в CuO₂-плоскостях. Представляется, что предположение о ДЭИК логично вытекает из приведенных выше четырех особенностей ВТСП и является развитием теории RVB Андерсона [1].

В настоящее время разработаны несколько моделей ДЭИК. Например, по Чабану [2] кластеры формируются с участием кислородной вакансии и восьми O^2– ионов ее окружающих, а по Мицену и Иваненко [3] – с участием двух Cu²⁺- и семи O^2–-ионов (при допировании дырками). Для случая допирования CuO₂-плоскостей электронами модели кластеров представляются еще более сложными. В состав кластера минимального размера входят 4 иона Cu²⁺ и 13 ионов O^2– [3], причем рассматриваются кластеры, включающие до 8 ионов Cu²⁺.

Критерием же истинности той или иной модели должно служить соответствие расчетных характеристик и совокупности экспериментальных данных. К числу таких характеристик, безусловно, относится фазовая диаграмма электронных свойств ВТСП.

Среди нескольких десятков соединений ВТСП можно изучить фазовую диаграмму целиком (а не фрагмент) только для двух соединений. Соединение La_2 – хSr_хCuO_{4 + δ} (LSCO) хорошо изучено и является модельным. Соединение Bi₂Sr_2 – xLa_xCuO_6 + δ (BSLCO) является малоизученным. Однако кристаллы BSLCO имеют практическую значимость, которая появилась в связи с недавним прогрессом в изготовлении излучателей субтеррагерцового диапазона на основе мез на монокристаллах Bi₂Sr₂CaCu₂O₈ [4].

В соединении LSCO кислородный индекс варьируется в пределах 0 < δ < 0.04 [5]. А для образца состава Bi_2.12Sr_1.86Cu_1.02O_{6 + δ} установлено изменение в пределах 0.08 < δ < 0.18 [6]. Публикации по исследованию влияния варьирования кислородного содержания на Т_с в BSLCO отсутствуют. В работах [7, 8] упоминалось, что отжиг кристаллов и режим последующего охлаждения (закалка или медленное охлаждение в печи) оказывают заметное влияние на температуру начала перехода (T_c,onset) и ширину сверхпроводящего перехода (ΔТ_с). Однако это не связывалось с изменением содержания кислорода в кристаллах.

В данной работе были выращены кристаллы Bi₂Sr_{2 –x}La_xCuO_{6 + δ} с x = 0.35–0.75 высокого совершенства. Обнаружена чувствительность T_c к параметрам термической обработки, что было учтено введением стандартной процедуры отжига при построении зависимости Т_с от x. Сравнение зависимости T_c(x) для BSLCO с известной для LSCO доказывает варьируемость содержания кислорода в Bi₂Sr_{2 –x}La_xCuO_{6 + δ} по крайней мере в пределах 0.3 на формульную единицу (ф.е.). Причиной такой высокой кислородной нестехиометрии является изменение содержания кислородных вакансий в SrO-плоскостях. В работе также дается объяснение затянутых в низкотемпературную область кривых переходов в сверхпроводящее (СП) состояние BSLCO.

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ

Исходные реагенты SrCO₃, La₂O₃, CuO с чистотой по катионам не хуже 99.99% и Bi₂O₃ (99.75%) были использованы при изготовлении питающего и затравочного стержней для выращивания кристаллов по известной технике TSFZ [9]. Подробно рост кристаллов описан в работах [7, 10].

Кристаллы выращивали на установке FZ-T-4000-H-VI-VPO-PC (Crystal System Corporation, Япония) со скоростью 0.15 мм/ч, т.е. примерно в 3 раза медленнее, чем в работах [7, 8, 10]. Помимо этого, применялся прием создания перетяжек на выращиваемом кристалле (necking), подробно описанный в работе [7]. Отбирали кристаллы на расстоянии 25 мм от начала роста, поскольку коэффициент сокристаллизации лантана составляет ~2.4 [11] и имеют место отклонения состава от номинала [10].

Отжиг кристаллов проводили в засыпке, аналогично [7]. Скорость охлаждения при закалке составляла около 50°С/с.

Составы полученных кристаллов были охарактеризованы на сканирующем электронном микроскопе Supra 50VP, снабженном EDX-приставкой INCA-sight (Oxford Instruments, модель 7426). Накопление сигнала спектра проводили в течение 4 мин с площадки примерно 50 × 50 мкм. Измерения проводили на трех площадках и затем данные усредняли. При расчетах принимали индекс при меди равным единице (см. табл. 1). Анализ проводили на неперекрывающихся сериях пиков: Bi(M), Sr(L), La(L) и Cu(K). Кроме этого, использовали специально синтезированные эталонные керамические образцы фаз Bi_0.76Sr_0.24O_x и Bi₂Sr₃O_6.5.

На рис. 1a приведена фотография монокристалла BSLCO. Образец получен в результате откалывания фрагмента от боковой части выращенного стержня в форме усеченного конуса с углом 20°, полученного после проведения технологического приема перетяжки. Диаметр растущего стержня после уменьшения до 2.5 мм затем был постепенно увеличен до диаметра 5 мм. Площадка в левой центральной части – результат самопроизвольного скола. Толщина образца 0.6 мм.

Рис. 1.

Микрофотография боковой поверхности кристалла BSLCO (a) и увеличенный в 10 раз фрагмент центральной нижней части этого образца (б) (направление роста кристалла справа налево).

В верхней части рис. 1a отчетливо видна система вертикальных полос, перпендикулярных направлению роста кристалла. Эти борозды соответствуют скачкообразному перемещению мениска зоны расплава. Среднее расстояние между такими полосами 0.05 мм, что соответствует временным промежуткам между передвижками мениска около 20 мин.

На рис. 1б с увеличением, в 10 раз бóльшим, чем на рис. 1a, видна система ступеней роста на поверхности, расположенных под углом примерно 45° и к направлению роста кристалла, и к бороздам, связанным с передвижкой мениска зоны расплава. Очевидно, природа этих полос отлична от скачкообразных передвижек мениска.

Эти дугообразные полосы тянутся, не прерываясь, по всей поверхности образца аналогично полосам на косом спиле дерева и имеют форму парабол. Это видно и на каждой отдельно взятой полосе и, например, на кромке верхней сколотой площадки (рис. 1a).

В целом, картина указывает на слоистый характер роста кристалла, что согласуется с информацией о слоистой структуре этого соединения. Среднее расстояние между полосами вдоль направления роста на рис. 1б составляет 2 мкм. Тогда, учитывая угол наклона, средняя толщина слоя составляет 0.6 мкм. Конечно, наблюдаемая картина представляет собой ступени роста, однако каждая ступень может локализоваться на всякого рода дефектах (при их наличии). Топология наблюдаемых полос указывает на то, что мы имеем дело с визуализацией планарных дефектов. Установить природу дефектов в рамках этого исследования не представляется возможным. Но можно оценить концентрацию дефектных кристаллографических слоев. Толщина одного (–BiO–SrO–CuO₂–SrO–BiO–) слоя составляет 12 Å, а средняя толщина бездефектного слоя 0.6 мкм. Тогда оценка концентрации планарных дефектов составляет 12/6000 = 0.2%.

Для характеризации кристалла Bi₂Sr_1.6La_0.4CuO_6 + δ была снята 00L-рентгеновская дифрактограмма на установке Siemens D-500 с использованием CuK_α-излучения с шагом 0.02°. В результате нахождения лучшего описания функцией Гаусса (α1 + α2) для каждого пика погрешность определения положения максимума составила ±0.005°. Величины параметра с для пиков от 004 до 0024 дают последовательность от 24.55 ± 0.005 до 24.417 ± 0.005 Å (см. рис. 2) из-за случайного сдвига образца относительно оси вращения гониометра. Экстраполяция 00L-последовательности по Райли, Нельсону, Тейлору и Синклеру [12] дает с = 24.41 ± 0.005 Å. Отклонения экспериментально определенных значений параметра с от идеальных (рассчитанных по экстраполяции) в 00L-последовательности находится в пределах 0.01 Å. Принимая амплитуду отклонений как 0.01 Å, в соответствии с работой [13] получаем концентрацию планарных дефектов 0.1%. Как следует из работы [14], такими дефектами могут являться междвойниковые границы.

Рис. 2.

Величины параметра c в зависимости от индекса 00L-рефлексов кристалла Bi₂Sr_1.6La_0.4CuO_{6 + δ} и их экстраполяция.

В результате, концентрация планарных дефектов в кристалле не более 0.1% из данных рентгеновской дифрактометрии и 0.2% из данных электронной микроскопии. Это демонстрирует согласованность обоих экспериментальных методов и высокое качество исследуемых кристаллов.

Прецизионные измерения кривых СП-перехода кристаллов BSLCO проводились в специальной катушке индуктивности на частоте 100 кГц в переменном магнитном поле амплитудой 0.5 Э при охлаждении образцов от комнатной температуры со скоростью ~1 К/мин [15]. Регистрировались реальная χ'(T) и мнимая χ"(T) составляющие динамической магнитной восприимчивости. Установка калибровалась по эталонным образцам металлического ниобия. В качестве индикатора T_c, onset использовали критерий 1% от завершенного (при Т = 4.5 К) перехода. За ширину СП-перехода (ΔТ_с) принимался температурный интервал от 0.03 до 0.85 на кривой χ'(Т).

РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ

Выращенные кристаллы Bi₂Sr_1.6La_0.4CuO_6 + δ (La0.4) демонстрировали СП-переходы с началом около 32 К и шириной ~20 К (рис. 3). Отжиги при 650°С в течение 3 и 14 дней этого кристалла дали практически не различающиеся переходы с Т_с,onset ≈ ≈ 34 К и ΔT_c ≈ 3 К (кривые 2 и 3 на рис. 3). Дальнейший отжиг при 550°С в течение 40 дней привел к Т_с,onset ≈ 33 К (ΔТ_с ≈ 2 К) (кривая 4, рис. 3) – к понижению Т_с на 1 К, т.е. к слабо передопированному состоянию.

Рис. 3.

Температурные зависимости реальной части динамической восприимчивости χ', измеренные на одном и том же кристалле Bi_2.08Sr_1.6La_0.42CuO_{6 + δ} в разных его состояниях: до отжига (1) и после последовательных отжигов на воздухе: 650°С в течение 3 дней (2), 650°С, 14 дней (3), 550°С, 40 дней (4); на вставке показаны кривые χ'(Т) образцов в области начала их переходов в СП-состояние.

Отметим попутно, что кривые 1, 2 и 3 получены на кристалле с исходной массой 11.5 мг, однако после отжига при 550°С кристалл расщепился вдоль плоскости a–b на два – массой 10.5 и 1 мг. Для образца массой весом 10.5 мг (кривая 4, рис. 3) на кривой χ'(Т) отсутствует низкотемпературный “хвост”, обычно наблюдаемый для BSLCO [7, 8, 10]. Скорее всего, наличие нескольких кристаллов, сросшихся по плоскости a–b, и является происхождением длинных “хвостов” на кривых СП-переходов в BSLCO. Фрагмент кристалла массой 1 мг демонстрировал еще более резкий переход по сравнению с кривой 4 на рис. 3.

Был проведен отжиг двух кристаллов Bi_2.07Sr_1.52La_0.45CuO_{6 + δ} при 650°С в течение 3 дней, (3 + 4) дней и (3 + 4 + 7) дней с последующими измерениями кривых χ'(Т). Оказалось, что только двухнедельный (3 + 4 + 7) отжиг обеспечивает равновесие кислородной подрешетки кристалла при 650°С на воздухе (кривая 1, рис. 4). Далее один кристалл отжигался при 750 (5 дней), 850 (2 дня) и 920°С (1 день) с измерениями СП-переходов после каждого отжига (кривые 2, 3 и 4 на рис. 4). Величины T_c, onset составили 31 К (750°С), 28 К (850°С) и 27 К (920°С). Затем для проверки обратимости наблюдаемых кривых χ'(Т) кристалл был отожжен при 650°С (7 дней), он имел T_c, onset ≈ 32 K (не показано на рис. 4), и при 550°С в течение 40 дней: T_c, onset ≈ 34 K (кривая 5, рис. 4).

Рис. 4.

Кривые χ'(Т), измеренные на одном и том же кристалле Bi_2.1Sr_1.53La_0.45CuO_{6 + δ}, после последовательно проведенных отжигов при 650 (1), 750 (2), 850 (3), 920 (4) и при 550°С (5) (длительность отжигов см. в тексте).

Исходные кристаллы Bi₂Sr_1.65La_0.35CuO_6 + δ (La0.35) имели с T_{c,  onset} ≈ 32 К и ΔT_c = 3–10 К. После их отжига при 750°С (5–7 дней) с закалкой T_{c,  onset} = 32–34 К и ΔT_c ≈ 3 К.

Из статистики по отжигам для кристаллов La0.35, La0.4 и La0.45 следует, что максимальная Т_с достигается при температурах 750, 650 и 550°С соответственно. Использование образца La0.35 с отжигом при 750°С (5–7 дней) для получения ΔT_c ≈ 3 К представляется выгодным из-за меньшей длительности отжига. Для дальнейших экспериментов по построению зависимости Т_с(х) в BSLCO именно режим 750°С (5–7 дней) был выбран для проведения стандартизирующих отжигов.

Были проведены измерения восприимчивости χ'(Т) для 5 исходных кристаллов Bi₂Sr_1.3La_0.7CuO_{6 + δ} (La0.7), которые демонстрировали переходы с Т_с, onset = 10–17 К и растянутые “хвосты” до 4 К (кривая 1, рис. 5). Был проведен отжиг 3 из этих 5 кристаллов при 750°С в течение 3, (3 + 3) и (3 + 3 + + 3) дней. Отожженные при 750°С за 6 и 9 дней кристаллы демонстрировали T_c,onset ≈ 19 К и ΔT_c ≈ ≈ 3 К. Отжиг в течение 3 дней давал СП-переходы с T_c, onset ≈ 17 К и ΔT_c ≈ 3 К (рис. 5).

Рис. 5.

Кривые χ'(Т), измеренные на одном и том же кристалле Bi_2.1Sr_1.29La_0.71CuO_{6 + δ}: до отжига (1) и с последующими отжигами при 750°С на воздухе в течение 3 (2), 6 (3) и 9 дней (4).

Измерения χ'(Т) на выращенных кристаллах серии Bi₂Sr_1.25La_0.75CuO_{6 + δ} (La0.75) показали отсутствие СП-переходов для 4 образцов из 5. Для одного кристалла (находившегося близко к поверхности були) наблюдали очень широкий и не завершающийся до 4 К СП-переход, аналогичный описанному выше для исходных кристаллов La0.7. Отожженные при 750°С (30 дней) кристаллы демонстрировали переходы с T_c, onset ≈ 10–12 К и ΔT_c ≈ 4–5 К (кривая 4, рис. 6). Из рис. 6 следует также, что даже отжиги небольшой длительности (несколько часов) существенно влияют на зависимость χ'(Т). Этим объясняется наблюдаемый обычно разброс свойств для выращенных кристаллов.

Рис. 6.

Кривые χ'(Т), измеренные на одном и том же кристалле Bi_2.14Sr_1.42La_0.74CuO_{6 + δ}: до отжига (1) и с последующими отжигами при 750°С на воздухе в течение 1 (2), 6 ч (3) и 30 дней (4).

На построенной зависимости Т_с(х) (рис. 7a) приведены наши данные, полученные с использованием стандартизирующего отжига, и данные [10] для выращенных кристаллов без отжига. Представленные данные согласуются и дополняют друг друга.

Рис. 7.

Сопоставление зависимостей Т_с(x) для Bi₂Sr_{2 –x}La_xCuO_{6 + δ} по нашим данным (квадраты) и данным [10] (треугольники) (а) и для La_{2 –x}Sr_xCuO_{4 + δ} из работы [16] (б).

Соединения BSLCO и LSCO имеют в своей структуре монослои CuO₂, разделенные (–SrO–BiO–BiO–SrO–)- и (–LaO–LaO–)-слоями соответственно. Можно ожидать, что зависимости Т_с(х) для этих двух соединений будут похожи, причем похожи зеркально, т.к. на рис. 7a La³⁺ замещает Sr²⁺, а на рис. 7б Sr²⁺ входит в позиции La³⁺ (построено по данным [16]). Однако из приведенных на рис. 7a и 7б зависимостей видно, что купол Т_с(х) для BSLCO заметно шире. Соответственно, для BSLCO имеет место эффект ослабления (демпфирования) с коэффициентом k = 4 ± 1.

В соответствии с принципом электронейтральности такой эффект ослабления обусловлен изменением кислородного индекса в формуле соединения. Иными словами, в La_2 – xSr_xCuO_4 + δ вхождение 100 ионов Sr²⁺ в позиции La³⁺ вызывает образование 100 дырок в CuO₂-плоскостях. Напротив, для Bi₂Sr_2 – xLa_xCuO_6 + δ вхождение 100 ионов La³⁺ в позиции Sr²⁺ приводит к исчезновению только 25 дырок. Ликвидация других 75 дырок компенсируется образованием 37 ионов кислорода О^2– (при этом соединение BSLCO поглощает кислород из воздуха) по следующему механизму:

Согласно измерениям эффекта Холла, проведенным в работе [8], концентрация дырок в купратной плоскости для состава Bi₂Sr_1.2La_0.8CuO_{6 + δ} составляет 0.11, а для состава Bi₂Sr_1.8La_0.2CuO_{6 + δ} – 0.19. Из данных [8] легко получить коэффициент демпфирования k ≈ 7, что близко к полученному нами значению k ≈ 4 с учетом погрешностей физических измерений.

Рассмотрим теперь вопрос о величине интервала изменчивости кислородной нестехиометрии. Соединение Bi₂Sr_2 – xLa_xCuO_{6 + δ} стабильно в интервале 0.05 < x < 0.9. Согласно определенному нами коэффициенту демпфирования k ≈ 4, при внедрении ионов La³⁺ в позиции Sr²⁺ происходит также увеличение атомов кислорода в соотношении 37/100. Тогда для всего интервала твердых растворов 0.9–0.05 = 0.85 количество входящего кислорода составит 0.85 × 0.37 = 0.31. Если принять k = 7 по данным [8], аналогичная оценка составит 0.85 × 0.44 = 0.37. С учетом экспериментальных ошибок интервал изменения индекса δ – по крайней мере 0.3 на ф.е.

Как следует из кривых χ'(Т) на рис. 4, в результате отжигов кристалла Bi₂Sr_1.55La_0.45CuO_{6 + δ} величина Т_с варьируется от 27 до 34 К. Из кривой 1 на из рис. 6 легко оценить возможное изменение содержания лантана, которое привело бы к таким изменениям Т_с, а именно, на 0.2. Это эквивалентно изменению кислородного индекса δ на 0.1. Следовательно, только увеличение температуры отжига от 550 до 920°С на воздухе дает такое изменение δ. Причем это изменение следует считать оценкой снизу, т.к. не были использованы отжиги при повышенных и пониженных давлениях кислорода. Поэтому приведенные соображения подтверждают оценку 0.3 на ф.е. для интервала кислородной нестехиометрии.

Перейдем к вопросу о локализации “экстра”-ионов кислорода. Общепринято, что CuO₂-плоскость стехиометрична [17, 18]. Тогда изменение содержания кислорода имеет место в слое SrO–BiO–BiO–SrO. В работе [17] для сильно передопированного кристалла Bi_2.08Sr_1.84CuO_{6 – δ} методом дифракционной рентгенографии установлено наличие в SrO-плоскостях около 25% кислородных вакансий. Положение вакансий упорядочено (3 позиции заполнены, а 4-я вакантна) [17], что подтверждается данными нейтронографии [18]. Следуя [17], для сохранения принципа электронейтральности мы должны принять наличие внутри и/или между BiO-плоскостями избыточного кислорода в количестве 0.5 на ф.е. Тогда схематично слоистая структура будет следующая: (…–BiO–(O_0.5)–BiO–SrO_0.75–CuO₂–SrO_0.75–…) [17, 18].

Такая структура приводит к вопросу: у каких плоскостей будет больше сродство к кислороду. Из общих соображений у SrO-плоскостей не может быть больше сродство к кислороду, так как в противном случае они забрали бы “экстра”-ионы кислорода с BiO-плоскостей. Предпочтительнее оказывается вариант, в котором “экстрa”-ионы кислорода в BiO-слоях сидят жестко, концентрация же кислородных вакансий в стронциевых плоскостях является лабильной. Авторы работы [19] высказывали мнение, что концентрация “экстра”-ионов кислорода в BiO-слоях является константой, ссылаясь на факты о существовании термостойких соединений с Bi⁵⁺. Например, Sr₆Bi₂O₁₁ устойчив до 1090°С в среде кислорода [20].

Суммируя вышесказанное, можно предложить следующий общий сценарий при условии, что все приводимые далее цифры имеют определенную экспериментальную погрешность. Для ряда твердых растворов Bi₂Sr_2 – xLa_xCuO_6 + δ при увеличении концентрации La от 0.05 до 0.9 происходит увеличение содержания кислородного индекса δ примерно от 0.15 до 0.46 (или до 0.52, в соответствии с данными [8]) за счет заполнения кислородных вакансий в SrO-плоскостях. На фоне увеличения суммарного количества кислорода в системе количество “экстра”-ионов кислорода в BiO-слоях мало меняется, при этом происходит уменьшение концентрации дырок в CuO₂-плоскостях от 0.2 до 0.1 [8].

Было бы интересно сравнить, как соотносятся сделанные нами выводы со всей совокупностью данных по атомной структуре BSLCO. Анализ данных [10] показал, что изменение параметров решетки a и b (как и для всех ВТСП) контролируется концентрацией дырок в CuO₂-плоскостях. Совместное рассмотрение изменения параметра c для Bi₂Sr_{2 – x}La_xCuO_{6 + δ} [10] и La_2 – хSr_хCuO_{4 + δ} [21] показало, что при замене Sr²⁺ (r = 1.32 Å) на La³⁺ (r = 1.17 Å) темп уменьшения параметра с в два раза больше для BSLCO, что согласуется со сценарием лабильности кислородной подрешетки в SrO-слоях.

По-видимому, такое “уплотнение” структуры при замене Sr²⁺ на La³⁺ в BSLCO должно сопровождаться “упрочнением” кристаллической решетки. На это указывают достаточно большой коэффициент сокристаллизации лантана (k = 2.4) [11] и повышение температуры плавления Bi₂Sr_{2 –x}La_xCuO_{6 + δ} при увеличении содержания лантана. По нашим данным, t_пл = 970°С при x = 0.35 и 1030°С при x = = 0.75 на воздухе (см. рис. 8).

Рис. 8.

Зависимость температуры инконгруэнтного плавления Bi₂Sr_{2 –x}La_xCuO_{6 + δ} от содержания лантана на воздухе.

Несомненно, при таких выводах было бы полезно прямое определение содержания кислорода в образцах с различным содержанием лантана. Что касается термогравиметрического метода построения p–T–x-диаграмм (см. например [6]), обычно применяемого в комбинации с прямым определением содержания кислорода при отжиге реперного образца в смеси Ar + H₂, то только ограниченное количество лабораторий в мире обладает такими методиками. Методика определения активного кислорода методом йодометрического титрования описана в работе [19]. Крайние составы в работе [19] – Bi₂Sr_1.8La_0.2CuO_6.25 и Bi₂Sr_1.2La_0.8CuO_6.42 – приводят к величине коэффициента демпфирования k = 2.5.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Проведено систематическое исследование влияния отжигов кристаллов BSLCO на их T_c. Показано, что купол зависимости Т_с(x) для BSLCO в 4 раза шире, чем аналогичный для LSCO [16]. Это объясняется ослаблением воздействия варьирования содержания лантана в BSLCO на концентрацию дырок в CuO₂-плоскости. Установленный эффект демпфирования в совокупности с имеющимися в публикациях сведениями по динамике изменения параметров решетки для монокристаллов BSLCO [10] и LSCO [21], атомной структуре BSLCO [17, 18], термической стабильности соединений с Bi⁵⁺ [20] указывает на высокую изменчивость кислородного содержания в SrO-плоскостях. Интервал варьирования кислорода составляет 0.3 на ф.е.