Журнал неорганической химии, 2019, T. 64, № 7, стр. 754-761

Система Tl–Bi–Er–Te в области составов Tl2Te–Tl9BiTe6–Tl9ErTe6

С. З. Имамалиева 12*, И. Ф. Мехдиева 12, В. А. Гасымов 12, М. Б. Бабанлы 12

1 Филиал Московского государственного университета им.М.В. Ломоносова в г. Баку
AZ 1144 Баку, ул. Университетская, 1, пос. Ходжасан, Азербайджан

2 Институт катализа и неорганической химии НАН Азербайджана
AZ 1143 Баку, пр-т Г. Джавида, 113, Азербайджан

* E-mail: samira9597a@gmail.com

Поступила в редакцию 13.02.2019
После доработки 26.02.2019
Принята к публикации 15.03.2019

Полный текст (PDF)

Аннотация

Методами физико-химического анализа исследованы фазовые равновесия в четверной системе Tl–Bi–Er–Те в области составов Tl2Te–Tl9BiTe6–Tl9ErTe6 (1). Уточнена фазовая диаграмма граничной системы Tl2Te–Tl9BiTe6. Показано, что она квазибинарная, перитектического типа и характеризуется образованием ограниченных твердых растворов на основе исходных соединений. Впервые построен ряд политермических сечений, изотермические сечения при 300, 760 и 780 K фазовой диаграммы, проекции поверхностей ликвидуса и солидуса системы (1). Показано, что в ней образуется широкая область твердых растворов со структурой Tl5Te3 (δ-фаза), занимающая свыше 90% площади концентрационного треугольника. Область гомогенности Tl2Te составляет 5–7 мол. %. Полученные результаты могут быть использованы для выбора составов раствор–расплавов и температурных режимов при выращивании кристаллов δ-фазы заданного состава, представляющих практический интерес как потенциальные термоэлектрические и магнитные материалы.

Ключевые слова: теллуриды таллия-висмута-эрбия, фазовые равновесия, поверхности ликвидуса и солидуса, твердые растворы

DOI: 10.1134/S0044457X19070195

ВВЕДЕНИЕ

Сложные халькогениды тяжелых металлов, в том числе таллия, относятся к числу важных функциональных материалов. Многие из них обладают термоэлектрическими свойствами с аномально низкой теплопроводностью [13]. Кроме того, они представляют интерес как топологические изоляторы [46] и полуметаллы Вейля [7]. Некоторые из них обладают фотопроводимостью и перспективны для применения в качестве детекторов γ- и рентгеновского излучения [810].

Благодаря особенностям кристаллической структуры [11, 12] теллурид таллия Tl5Te3 является одним из наиболее подходящих матричных соединений для получения его новых катион- и анионзамещенных аналогов [1322]. Тройные и более сложные структурные аналоги Tl5Te3 обладают рядом уникальных функциональных свойств, что делает их весьма перспективными для применения в различных областях современных высоких технологий [2230].

Поиск и разработка физико-химических основ целенаправленного синтеза новых многокомпонентных халькогенидных фаз и материалов базируются на данных по фазовым равновесиям и термодинамическим свойствам соответствующих систем [31, 32]. При этом наибольший интерес представляют системы, в которых возможно образование структурных аналогов известных бинарных и тройных соединений или твердых растворов на их основе [33, 34].

Ранее с целью получения многокомпонентных твердых растворов со структурой Tl5Te3 – потенциальных термоэлектрических и магнитных материалов – нами были изучены фазовые равновесия в некоторых системах, содержащих Tl5Te3 и его РЗЭ-содержащие структурные аналоги [3436].

В настоящей работе представлены результаты исследования фазовых равновесий в четверной системе Tl–Bi–Er–Te в области Tl2Te–Tl9BiTe6–Tl9ErTe6.

Соединения Tl2Te и Tl9BiTe6 плавятся конгруэнтно при 695 [37] и 830 K [14] соответственно, а Tl9ErTe6 – инконгруэнтно с разложением по перитектической реакции Tl9ErTe6 → ж + TlErTe2 при 705 K [38]. Соединение Tl2Te кристаллизуется в моноклинной сингонии (пр. гр. С2/С, a = 1.5662, b = 0.8987, с = 3.1196 нм, β = 100.76°, z = 44) [39], а параметры тетрагональных кристаллических решеток Tl9BiTe6 и Tl9ErTe6 равны: a = 0.88551, c = = 1.3048 нм, z = 2 [40] и a = 0.88501, c = 1.29524 нм, z = 2 [38] соответственно.

Граничная составляющая система Tl9BiTe6–Tl9ErTe6 [38] характеризуется образованием непрерывного ряда твердых растворов со структурой Tl5Te3.

Фазовая диаграмма системы Tl2Te–Tl9BiTe6 изучена в работах [14, 41]. Согласно [41], она характеризуется образованием непрерывного ряда твердых растворов со структурой Tl5Te3. Согласно данным [14], в системе наблюдается морфотропный фазовый переход вблизи Tl2Te. Принимая во внимание, что Tl2Te и Tl9BiTe6 обладают различными кристаллическими структурами, это утверждение представляется маловероятным. Поэтому мы уточнили характер фазовых превращений в системе Tl2Te–Tl9BiTe6.

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ

Конгруэнтно плавящиеся соединения Tl2Te и Tl9BiTe6 синтезированы прямым взаимодействием элементарных компонентов высокой степени чистоты (не менее 99.999 ат. %). Все элементарные компоненты были приобретены у компании Alpha Aesar. Синтез проводили в вакуумированных (~10–2 Па) кварцевых ампулах при температуре 850 K с последующим медленным охлаждением в режиме выключенной печи.

Поскольку для предотвращения окисления на воздухе таллий хранился в воде, его высушивали непосредственно перед использованием. Принимая во внимание токсичность таллия и его соединений, во время работы с ним использовали защитные перчатки.

При синтезе Tl9ErTe6 учитывали, что Tl и Er образуют между собой термодинамически устойчивые соединения, что несколько затрудняет получение тройного соединения из элементов. Поэтому синтез соединения проводили сплавлением стехиометрических количеств Tl2Te, Er и Te. Учитывая инконгруэнтный характер плавления Tl9ErTe6 [38], после сплавления этой смеси полученный слиток Tl9ErTe6 перетирали в порошок, тщательно перемешивали, запрессовывали в таблетку и отжигали при 680 K в течение 800 ч. С целью предотвращения взаимодействия кварца с эрбием синтез соединения Tl9ErTe6 и сплавов исследуемой системы проводили в графитизированных ампулах.

Индивидуальность синтезированных соединений контролировали методами дифференциального термического (ДТА) и рентгенофазового анализа (РФА). На термограмме нагревания было обнаружено по одному эндотермическому эффекту для Tl2Te (695 K) и Tl9BiTe6 (830 K), а также два пика для Tl9ErTe6, которые соответствовали перитектической реакции (705 K) и концу кристаллизации (1120 K), что соответствует литературным данным [14, 37, 38].

Результаты РФА также подтвердили однофазность синтезированных соединений. Параметры кристаллических решеток, определенные по данным порошковых рентгенограмм с помощью программного обеспечения Topas V3.0, находились в хорошем соответствии с литературными данными [3840].

Сплавлением синтезированных и идентифицированных исходных соединений в условиях вакуума при 900 K были получены сплавы системы Tl2Te–Tl9BiTe6–Tl9ErTe6 (каждый массой 1 г). После синтеза для ускорения достижения равновесного состояния литые негомогенизированные образцы перетирали в порошок в агатовой ступке, тщательно перемешивали, запрессовывали в таблетки и отжигали при температуре 650 K в течение 800 ч.

Исследования проводили методами ДТА и РФА, а также измерением микротвердости. Кривые нагревания снимали на дифференциальном сканирующем калориметре NETZSCH 404 F1 Pegasus system в интервале температур от комнатной до ~1300 K со скоростью нагревания 10 град/мин и точностью ±2°.

Кристаллическую структуру исходных соединений и промежуточных сплавов анализировали по порошковым рентгенограммам, снятым при комнатной температуре на дифрактометре Bruker D8 (CuKα-излучение) в интервале углов 2θ = 10°–70°. Точность определения параметров кристаллической решетки приведена в скобках (табл. 1).

Таблица 1.  

Данные ДТА, измерений микротвердости и параметры кристаллической решетки сплавов системы Tl2Te–Tl9BiTe6–Tl9ErTe6

Соединение Параметры кристаллической решетки, нм Тпл, K Нμ, МПа
Tl2Te a = 1.5662, b = 0.8987, с = 3.1196, β = 100.76°, z = 44 695 1400
Tl9ErTe6 0.88501(3) 1.2952(2) 705; 1120 1070
Tl9BiTe6 0.88551(3) 1.3048(3) 830 980
5.3Tl2Te–Tl9BiTe6
Tl9.5Bi0.05Te5.05 702 1420
Tl9.9Bi0.1Te5.1 702–715 1450
Tl9.85Bi0.15Te5.15 702–724
Tl9.8Bi0.2Te5.2 0.89135(4) 1.2692(3) 708–737 1200; 1450
Tl9.7Bi0.3Te5.3 720–749 1220
Tl9.6Bi0.4Te5.4 0.89001(4) 1.2780(2) 732–767 1200
Tl9.4Bi0.6Te5.6 0.88863(3) 1.2870(2) 763–790 1160
Tl9.2Bi0.8Te5.8 0.88712(3) 1.2.958(3) 793–815 1080
5Tl2Te–Tl9ErTe6
Tl9.95Er0.05Te5.05 696 1420
Tl9.9Er0.1Te5.1 698 1450
Tl9.8Er0.2Te5.2 698–701 1230, 1460
Tl9.7Er0.3Te5.3 698–703 1230, 1460
Tl9.6Er0.4Te5.4 0.88985(4) 1.2736(4) 700–704 1200
Tl9.4Er0.6Te5.6 0.88818(4) 1.2817(5) 702–705 1180
Tl9.2Er0.8Te5.8 0.88661(3) 1.2892(3) 705; 1010 1150
Tl9.1Er0.9Te5.9 705; 1085

Измерения микротвердости проводили на микротвердомере ПМТ-3 с нагрузкой 20 г. Точность определения микротвердости составляла ±20 МПа.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ

Совместная обработка экспериментальных данных, полученных методами ДТА и РФА, а также измерением микротвердости, позволила установить характер фазовых равновесий в системе Tl2Te–Tl9BiTe6–Tl9ErTe6.

Система Tl2Te–Tl9BiTe6 (рис. 1). РФА показал наличие широких областей твердых растворов в системе Tl2Te–Tl9BiTe6. На дифрактограммах этой системы наблюдали три типа дифракционных картин. Так, дифратограммы образцов с составами до 5 мол. % Tl9BiTe6 содержали рефлексы только соединения Tl2Te (α-фаза), образцы с составами ≥20 мол. % Tl9BiTe6 имели дифракционную картину, идентичную таковой для Tl9BiTe6 (δ-фаза), а образцы состава 8–18 мол. % Tl9BiTe6 наряду с α-фазой содержали рефлексы δ-фазы, т.е. были двухфазные. На рис. 2 представлены порошковые рентгенограммы некоторых сплавов системы. В пределах области гомогенности δ-фазы зависимости параметров кристаллической решетки от состава являются линейными.

Рис. 1.

Фазовая диаграмма (а), зависимости микротвердости (б) и параметров кристаллической решетки (в) сплавов системы $\frac{{16}}{3}{\text{T}}{{{\text{l}}}_{2}}{\text{Te}}--{\text{T}}{{{\text{l}}}_{9}}{\text{BiT}}{{{\text{e}}}_{6}}.$

Рис. 2.

Порошковые рентгенограммы сплавов системы Tl2Te–Tl9BiTe6: 1 – Tl2Te, 2 – 10 мол. % Tl9BiTe6, 3 – 20 мол. % Tl9BiTe6, 4 – Tl9BiTe6.

Согласно фазовой диаграмме, данная система является квазибинарной и образует фазовую диаграмму перитектического типа. Координаты перитектической точки (р1) для равновесия ж + δ ↔ α составляют 5 мол. % Tl9BiTe6 и 702 K (α- и δ- твердые растворы на основе Tl2Te и Tl9BiTe6 соответственно). При перитектической температуре области гомогенности Tl2Te и Tl9BiTe6 составляют около 7 и 85 мол. %. При понижении температуры эти области несколько сужаются и, согласно данным измерений микротвердости и РФА, составляют 5 и 80 мол. % соответственно при 300 K (рис. 1в).

Характер зависимости микротвердости от состава находится в соответствии с фазовой диаграммой (рис. 1б). Значения микротвердости исходных соединений несколько повышаются в пределах областей гомогенности α- и δ-фаз, а в двухфазной области α + δ остаются постоянными (рис. 1в).

Система Tl2Te–Tl9ErTe6 (рис. 3) неквазибинарная в силу перитектического характера плавления Tl9ErTe6 и характеризуется широкой областью твердых растворов (δ) со структурой Tl5Te3. Ликвидус состоит из трех кривых, отвечающих первичной кристаллизации α- и δ-фаз на основе Tl2Te и Tl9ErTe6 соответственно, а также TlErTe2. Горизонтали при 705 и 698 K отвечают перитектическим равновесиям ж +δ ↔ α и ж + TlErTe2 ↔ δ. Точки перитектики р2 и р3 имеют составы 8 и 70 мол. % Tl9ErTe6 соответственно.

Рис. 3.

Фазовая диаграмма (а), зависимости микротвердости (б) и параметров кристаллической решетки (в) сплавов системы $\frac{{16}}{3}{\text{T}}{{{\text{l}}}_{2}}{\text{Te}}--{\text{T}}{{{\text{l}}}_{9}}{\text{ErT}}{{{\text{e}}}_{6}}.$

Диаграмма твердофазных равновесий при 300 K (рис. 4) наглядно демонстрирует расположение фазовых областей в системе Tl2Te–Tl9BiTe6–Tl9ErTe6 при этой температуре. Система состоит из двух однофазных полей (α- и δ-фазы), ограниченных двухфазным полем α + δ. На рис. 4 представлены составы изученных сплавов.

Рис. 4.

Диаграмма твердофазных равновесий системы Tl2Te–Tl9BiTe6–Tl9ErTe6 при 300 K.

Проекции поверхностей ликвидуса и солидуса системы Tl2Te–Tl9BiTe6–Tl9ErTe6 приведены на рис. 5. Ликвидус состоит из трех полей первичной кристаллизации α-, δ-фаз и соединения TlErTe2. Кривые p1p2 и p3p4, разграничивающие эти поля, отвечают моновариантным перитектическим равновесиям ж + δ ↔ α и ж + TlErTe2 ↔ δ. Вблизи точки эвтектики (е) равновесие ж + δ ↔ α должно трансформироваться в эвтектическое ж ↔ α + δ. Поверхность солидуса состоит из двух поверхностей, соответствующих завершению кристаллизации α- и δ-фаз.

Рис. 5.

Поверхности ликвидуса и солидуса (пунктирные линии) системы Tl2Te–Tl9BiTe6–Tl9ErTe6. Поля первичной кристаллизации: 1 – α-фаза, 2 – δ-фаза, 3 – TlErTe2.

Результаты исследований внутренних политермических сечений Tl2Te–[A], Tl2Te–[В] и Tl2Te–[С] фазовой диаграммы системы Tl2Te–Tl9BiTe6–Tl9ErTe6 (А, В, С – составы 20, 50, 80 мол. % Tl9ErTe6 системы Tl9BiTe6–Tl9ErTe6) представлены на рис. 6. Для подтверждения правильного построения политермических разрезов на рис. 7 приведены порошковые рентгенограммы некоторых сплавов по разрезу Tl2Te–[В].

Рис. 6.

Политермические разрезы Tl2Te–[A] (а), Tl2Te–[В] (б) и Tl2Te–[С] (в) фазовой диаграммы системы Tl2Te–Tl9BiTe6–Tl9ErTe6 (А, В, С– составы 20, 50, 80 мол. % Tl9ErTe6 системы Tl9BiTe6–Tl9ErTe6). Обозначение Δ на рис. 6в – термический эффект на кривой охлаждения.

Рис. 7.

Порошковые рентгенограммы сплавов политермического разреза Tl2Te– [B] (Tl9Bi0.5Er0.5Te6): 1 – Tl2Te, 2 – 80 мол. % Tl2Te, 3 – 70 мол. % Tl2Te, 4 – Tl9Bi0.5Er0.5Te6.

Характер фазовых равновесий по разрезам Tl2Te–[A] и Tl2Te–[В] (рис. 6а, 6б) качественно аналогичен. Кривые ликвидуса состоят из двух ветвей, отвечающих первичной кристаллизации α- и δ-фаз. Их точки пересечения соответствуют началу моновариантной перитектической реакции ж + δ ↔ α. По разрезу Tl2Te–[С] ликвидус состоит из трех кривых первичной кристаллизации α- и δ-фаз, а также TlErTe2 (рис. 6в). Термические эффекты, отвечающие первичной кристаллизации TlErTe2 по данному разрезу, не были обнаружены на кривых нагревания, хотя, согласно рис. 5, разрез должен пересекать поверхность ликвидуса TlErTe2. На кривой охлаждения сплава состава 10 мол. % Tl2Te фиксируется слабый экзотермический эффект при 945 K, который мы отнесли к первичной кристаллизации TlErTe2. Ниже солидуса вышеуказанные политермические разрезы проходят через фазовые поля α, α + δ и δ.

Наличие моновариантной перитектической реакции ж + δ ↔ α (рис. 5, кривая р1р2) в системе Tl2Te–Tl9BiTe6–Tl9ErTe6 должно привести к образованию трехфазной области ж + α + δ на всех рассмотренных выше политермических сечениях (рис. 6). Очень узкий температурный интервал (698–702 K) протекания этой реакции не позволяет зафиксировать данную область методом ДТА. Учитывая известные положения [42] построения политермических сечений, эти узкие области, а также область ж + TlErTe2 + δ на разрезе Tl2Te–[С] разграничили пунктиром.

Изотермические сечения при 780 и 760 K фазовой диаграммы представлены на рис. 8. Первое сечение состоит из сопряженных кривых ликвидуса и солидуса, разграничивающих однофазные области L и δ. Эти кривые находятся в коннодной связи и образуют двухфазное поле ж + δ. Изотермическое сечение при 760 K помимо этих фазовых областей отражает также гетерогенные области ж + TlErTe2 и ж + TlErTe2 + δ, которые разграничены с учетом данных по граничной системе Tl9BiTe6–Tl9ErTe6 [38].

Рис. 8.

Изотермические сечение фазовой диаграммы системы Tl2Te–Tl9BiTe6–Tl9ErTe6 при 780 и 760 K.

Сопоставление изотермических (рис. 8) и политермических (рис. 6) сечений фазовой диаграммы Tl2Te–Tl9BiTe6–Tl9ErTe6 наглядно показывает, что направления коннодных линий не совпадают с плоскостями Т–х изученных внутренних разрезов, что характерно для неквазибинарных политермических разрезов.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Впервые получена полная картина фазовых равновесий в области составов Tl2Te–Tl9BiTe6–Tl9ErTe6 системы Tl–Bi–Er–Te в координатах Т–х–у. Построены фазовые диаграммы боковых систем Tl2Te–Tl9BiTe6 и Tl2Te–Tl9ErTe6, диаграмма твердофазных равновесий при 300 K, проекции поверхностей ликвидуса и солидуса, а также некоторые политермические и изотермические (760 и 780 K) сечения фазовой диаграммы указанной подсистемы. Показано, что более 90% площади концентрационного треугольника данной системы занимает область гомогенности твердых растворов со структурой Tl5Te3 (δ-фаза) – потенциальных термоэлектрических и магнитных материалов.

ФИНАНСИРОВАНИЕ РАБОТЫ

Работа выполнена в рамках научной программы международной лаборатории “Перспективные материалы для спинтроники и квантовых вычислений”, созданной на базе Института катализа и неорганической химии НАН Азербайджана и Международного физического центра Доностиа (Испания).

Список литературы

  1. Шевельков А.В. // Успехи химии. 2008. Т. 77. № 1. С. 31. https://doi.org/10.1070/RC2008v077n01ABEH003746

  2. Kurosaki K., Yamanaka S. // Phys. Status Solidi A. 2013. V. 210. № 1. P. 82. https://doi.org/10.1002/pssa.201228680

  3. Shi Y., Assoud A., Ponou S. et al. // J. Am. Chem. Soc. 2018. V. 140. № 27. P. 8578. https://doi.org/10.1021/jacs.8b04639

  4. Eremeev S.V., Koroteev Y.M., Chulkov E.V. // JETP Lett. 2010. V. 91. P. 594. https://doi.org/10.1134/S0021364010110111

  5. Breunig O., Wang Z., Taskin A.A. et al. // Nat. Commun. 2017. V. 8. P. 15545. https://doi.org/10.1038/ncomms15545

  6. Singh B., Lin H., Prasad R. et al. // Phys. Rev. B. 2016. V. 93. P. 085113. https://doi.org/10.1103/PhysRevB.93.085113

  7. Ruan J., Jian S.K., Zhang D. et al. // Phys. Rev. Lett. 2016. V. 115. P. 226801. https://doi.org/10.1103/PhysRevLett.116.226801

  8. Lin W., Chen H., He J. et al. // ACS Photonics. 2017. V. 4. № 11. P. 2891. https://doi.org/10.1021/acsphotonics.7b00891

  9. Lin W., Kontsevoi O.Y., Liu Z. et al. // Cryst. Growth Des. 2018. V. 18. № 6. P. 3484. https://doi.org/10.1021/acs.cgd.8b00242

  10. Guler I., Gasanly N. // Optik. 2018. V. 157. P. 895. https://doi.org/10.1016/j.ijleo.2017.11.120

  11. Schewe I., Böttcher P., Schnering H.G. // Z. Kristallogr. 1989. Bd. 188. P. 287. https://doi.org/10.1524/zkri.1989.188.14.287

  12. Bhan S., Shubert K. // J. Less. Common. Met. 1970. B. 20. № 3. P. 229.

  13. Babanly M.B., Akhmadyar A., Kuliev A.A. // Russ. J. Inorg. Chem. 1985. V. 30 P. 1051. [Бабанлы М.Б., Ахмадьяр А., Кулиев А.А. // Журн. неорган. химии. 1985. Т. 30. № 4. С. 1051.]

  14. Babanly M.B., Akhmadyar A., Kuliev A.A. // Russ. J. Inorg. Chem. 1985. V. 30. № 9. P. 2356. [Бабанлы М.Б., Ахмадьяр А., Кулиев А.А. // Журн. неорган. химии. 1985. Т. 30. № 9. С. 2356.]

  15. Имамалиева С.З., Садыгов Ф.М., Бабанлы М.Б. // Неорган. материалы. 2008. Т. 44. № 9. С. 1054. https://doi.org/10.1134/S0020168508090070

  16. Babanly D.M., Amiraslanov I.R., Shevelkov A.V. et al. // J. Alloys. Compd. 2015. V. 644. P. 106.

  17. Bradtmöller S., Böttcher P. // Z. Kristallogr. 1994. V. 209. № 1. P. 97. https://doi.org/10.1524/zkri.1994.209.1.97

  18. Bradtmöller S., Böttcher P. // Z. Kristallogr. 1994. V. 209. № 1. P. 75. https://doi.org/10.1524/zkri.1994.209.1.75

  19. Bradtmöller S., Böttcher P. // Z. Anorg. Allg. Chem. 1993. V. 619. P. 1155. https://doi.org/10.1002/zaac.19936190702

  20. Blachnik R., Dreibach H.A. // J. Solid State Chem. 1984. V. 52. P. 53. https://doi.org/10.1016/0022-4596(84)90197-X

  21. Babanly D.M., Chiragov M.I., Babanly M.B. // Chem. Problems. 2005. № 2. P. 149.

  22. Piasecki M., Brik M.G., Barchiy I.E. et al. // J. Alloys Compd. 2017. V. 710. P. 600. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2017.03.280

  23. Heinke F., Eisenburger L., Schlegel R. et al. // Z. Anorg. Allg. Chem. 2017. V. 643. P. 447. https://doi.org/10.1002/zaac.201600449

  24. Arpino K.E., Wasser B.D., McQueen T.M. // APL Mattr. 2015. V. 3. № 4. P. 041507. https://doi.org/10.1063/1.4913392

  25. Bangarigadu-Sanasy S., Sankar C.R., Schlender P. et al. // J. Alloys Compd. 2013. V. 549. P. 126. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2012.09.023

  26. Bangarigadu-Sanasy S., Sankar C.R., Dube P.A. et al. // J. Alloys. Compd. 2014. V. 589. P. 389. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2013.11.229

  27. Guo Q., Kleinke H. // J. Alloys Compd. 2015. V. 630. P. 37. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2015.01.025

  28. Shah W. H., Khan A., Waqas M. et al. // Chalcogenide Lett. 2017. V. 14. № 2. P. 61.

  29. Shah W.H., Khan A., Tajudin S. et al. // Chalcogenide Lett. 2018. V. 14. P. 187.

  30. Khan W.M., Shah W.H., Khan S. et al. // Int. J. Heat Techn. 2018. V. 36. P. 602. https://doi.org/10.18280/ijht.360224

  31. Tomashyk V.N. Multinary Alloys Based on III–V Semiconductors. RC Press, 2016.

  32. Zlomanov V.P. // Russ. J. Inorg. Chem. 2010. V. 55. № 11. P. 1740. https://doi.org/10.1134/S0036023610110112

  33. Babanly M.B., Chulkov E.V., Aliev Z.S. et al. // Russ. J. Inorg. Chem. 2017. V. 62. № 13. P. 1703. https://doi.org/10.1134/S0036023617130034

  34. Imamaliyeva S.Z., Babanly D.M., Tagiev D.B., Babanly M.B. // Russ. J. Inorg. Chem. 2018. V. 63. P. 1703. https://doi.org/10.1134/S0036023618130041

  35. Imamaliyeva S.Z., Gasanly T.M., Sadygov F.M. et al. // Russ. J. Inorg. Chem. 2018. V. 63. № 2. P. 262. [Имамалиева С.З., Гасанлы Т.М., Садыгов Ф.М. и др. // Журн. неорган. химии. 2018. Т. 63. № 2. С. 251.]https://doi.org/10.1134/S0036023618020079

  36. Имамалиева С.З., Гасанлы Т.М., Зломанов В.П. и др. // Неорган. материалы. 2017. Т. 53. № 4. С. 354. https://doi.org/10.1134/S0020168517040069

  37. Асадов М.М., Бабанлы М.Б., Кулиев А.А. // Неорган. материалы. 1977. Т. 13. № 8. С. 1407.

  38. Mekhdiyeva I.F., Babanly K.N., Mahmudova M.A. et al. // Azerb. Chem. J. 2018. № 2. P. 80.

  39. Cerny R., Joubert J., Filinchuk Y., Feutelais Y. // Acta Crystallogr. C. 2002. V. 58. № 5. P. 163. https://doi.org/10.1107/S0108270102005085

  40. Doert T., Böttcher P. // Z. Kristallogr. 1994. V. 209. P. 95. https://doi.org/10.1524/zkri.1994.209.1.95

  41. Gawel W., Zaleska E., Terpilowski J. // J. Therm. Anal. 1989. V. 35. P. 59. https://doi.org/10.1007/BF01914264

  42. Афиногенов Ю.П., Гончаров Е.Г., Семенова Г.В. и др. Физико-химический анализ многокомпонентных систем. М., 2006. 332 с.

Дополнительные материалы отсутствуют.