1. На главную
  2. Электронные версии
  3. Журнал неорганической химии
  4. T. 68, № 8, 2023

Журнал неорганической химии, 2023, T. 68, № 8, стр. 1099-1110

Взаимная система 6Ag2Se + Ag8GeTe6 ↔ 6Ag2Te + Ag8GeSe6

А. Дж. Амирасланова a, А. Т. Мамедова a, С. З. Имамалиева b, *, И. Дж. Алвердиев a, Ю. А. Юсибов a, М. Б. Бабанлы b, c

a Гянджинский государственный университет
AZ-2000 Гянджа, пр-т Г. Алиева, 187, Азербайджан

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

c Бакинский государственный университет
AZ-1148 Баку, ул. З. Халилова, 23, Азербайджан

* E-mail: samira9597a@gmail.com

Поступила в редакцию 14.02.2023
После доработки 21.03.2023
Принята к публикации 27.03.2023

Полный текст (PDF)

Аннотация

Представлены результаты исследования фазовых равновесий во взаимной системе 6Ag2Se + + Ag8GeTe6 ↔ 6Ag2Te + Ag8GeSe6 (А) методами ДТА и РФА. Построены Т–х-диаграмма граничной системы Ag8GeSe6–Ag8GeTe6, ряд внутренних политермических сечений, изотермические сечения при 300 и 1000 K фазовой диаграммы, а также проекция поверхности ликвидуса. Cистема Ag8GeSe6–Ag8GeTe6 является частично квазибинарной и характеризуется образованием непрерывного ряда твердых растворов замещения между Ag8GeTe6 и высокотемпературной кубической модификацией Ag8GeSe6 (δ-фаза). При образовании твердых растворов температура полиморфного перехода Ag8GeSe6 понижается, что приводит к стабилизации ионопроводящей кубической фазы в области составов ≥40 мол. % Ag8GeTe6 при комнатной температуре и ниже. Показано, что система А является обратимо-взаимной, поверхность ликвидуса состоит из трех полей, отвечающих первичной кристаллизации твердых растворов между высокотемпературными модификациями Ag2Se и Ag2Te (α-фаза), твердых растворов на основе IT-Ag2Te (β-фаза) и δ-фазы. В субсолидусной части системы А наблюдается сложное взаимодействие, связанное с полиморфизмом исходных соединений и фаз на их основе.

Ключевые слова: селенид серебра-германия, теллурид серебра-германия, фазовые равновесия, твердые растворы, полиморфное превращение

ВВЕДЕНИЕ

Сложные халькогениды на основе меди и серебра находятся в сфере пристального внимания исследователей как экологически безопасные функциональные материалы, которые обладают термоэлектрическими, фотоэлектрическими, оптическими и др. свойствами и могут быть использованы в устройствах альтернативной энергетики и других областях высоких технологий [1–7]. Особо следует отметить серию работ, опубликованных в последние годы, в которых убедительно показана эффективность синтетических аналогов некоторых природных халькогенидных минералов меди и серебра в качестве экологически безопасных термоэлектрических материалов среднетемпературного диапазона [8–12].

Среди наиболее интенсивно изучаемых подобных материалов можно отметить соединения семейства аргиродита с общей формулой ${\text{A}}_{{\text{8}}}^{{\text{I}}}{{{\text{B}}}^{{{\text{IV}}}}}{{{\text{X}}}_{6}}$ (AI = Cu, Ag; BIV = Si, Ge, Sn; X = S, Se, Te) и фазы на их основе [13–20]. Согласно имеющимся данным многие из этих соединений имеют смешанную ионно-электронную проводимость, что делает их весьма перспективными для применения в разработке фотоэлектродных материалов, электрохимических преобразователей солнечной энергии, ионоселективных датчиков, фотоэлектрохимических визуализаторов, ионисторов и т.д. [21–26]. По мнению авторов указанных работ, наличие смешанной электронно-ионной проводимости является одним из весомых факторов, положительно влияющих на их термоэлектрические характеристики.

На начальной стадии разработки новых многокомпонентных материалов важное значение имеют изучение фазовых равновесий в соответствующих системах и построение фазовых диаграмм, которые позволяют не только выявить наличие новых соединений или фаз переменного состава, но и установить характер их образования, области первичной кристаллизации и гомогенности, наличие фазовых превращений и т.д. [27–30]. Совокупность этих данных лежит в основе разработки методов синтеза, легирования и выращивания монокристаллов с заданными составом, структурой и свойствами.

Для получения новых сложных фаз переменного состава на основе халькогенидов серебра с р2-элементами необходимы надежные данные по фазовым равновесиям и термодинамическим свойствам соответствующих четверных систем, особенно по их стабильным концентрационным плоскостям 2Ag2X + B${\text{X}}_{2}^{'} \leftrightarrow $ 2Ag2X' – BX2 (I) и Ag2X – BX2 – B’X2 (II) (B, B' = Si, Ge, Sn; X, X' = S, Se, Te). Ранее в ряде работ нами представлены результаты исследования конкретных систем указанных типов [31–40].

Настоящая работа посвящена изучению фазовых равновесий во взаимной системе 6Ag2Se + + Ag8GeTe6 ↔ 6Ag2Te + Ag8GeSe6 (А), которая является фрагментом систем типа I.

Исходные соединения и граничные бинарные составляющие системы А исследованы в ряде работ.

Кристаллографические данные исходных соединений системы А приведены в табл. 1.

Таблица 1.  

Кристаллографические данные исходных соединений системы А

Соединение Сингония, параметры решетки, нм
RT-Ag2Se [43] Ромбическая, P212121, a = 0.4333, b = 0.7062, c = 0.7764
HT-Ag2Se [42] Кубическая, Fm3m, a = 0.4983
RT-Ag2Te [45] Моноклинная, P121/c1, a = 0.8058, b = 0.4468, c = 0.8977, α = 90°, β = 123.04°
IT-Ag2Te [46] Кубическая, Im$\bar {3}$m, a = 0.529
HT-Ag2Te [44] Кубическая, Fm3m, a = 0.66433
RT-Ag8GeSe6 [49] Oрторомбическая, Pmn21, a = 0.7823, b = 0.7712, c = 1.0885
HT-Ag8GeSe6 [50] Кубическая, F$\bar {4}$3m, a = 1.099
RT-Ag8GeTe6 [51, 52] Кубическая, F$\bar {4}$3m, a = 1.1563

Селенид серебра Ag2Se плавится конгруэнтно при 1170 K и претерпевает полиморфное превращение при 401 K [41]. Низкотемпературная модификация имеет ромбическую, а высокотемпературная – кубическую структуру [42, 43]. Соединение Ag2Te также плавится с открытым максимумом при 1233 K и имеет полиморфные переходы при 1075 и 418 K [41]. Низкотемпературная модификация имеет моноклинную, а промежуточная и высокотемпературная – кубическую структуру [44–46]. Соединение Ag8GeSe6 плавится конгруэнтно при 1178 K и претерпевает полиморфный переход при 321 K [47, 48]. Низкотемпературная модификация Ag8GeSe6 кристаллизуется в орторомбической [47–49], а высокотемпературная – в кубической решетке [50]. Соединение Ag8GeTe6 плавится с разложением по перитектической реакции при 918 K [40] и кристаллизуется в кубической сингонии [51, 52].

Система Ag2Se–Ag2Te [53, 54] квазибинарная и характеризуется образованием непрерывного ряда твердых растворов замещения между высокотемпературными кубическими модификациями исходных соединений. На кривых ликвидуса и солидуса имеется точка минимума с координатами 37 мол. % Ag2Te и 1108 K. В субсолидусной части системы происходит сложное взаимодействие, связанное с полиморфизмом исходных соединений. Фазовая диаграмма системы Ag2Se–GeSe2 относится к дистектическому типу. Тройное соединение Ag8GeSe6 образует эвтектики с обоими бинарными соединениями [47]. Система Ag2Тe–Ag8GeTe6 стабильна ниже солидуса, но в целом неквазибинарна в силу перитектического характера плавления Ag8GeTe6 [51].

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ

Для исследования фазовых равновесий в системе А были синтезированы бинарные (Ag2Se, Ag2Te) и тройные (Ag8GeSe6 и Ag8GeTe6) соединения. Синтез проводили сплавлением стехиометрических количеств элементарных компонентов фирмы Alfa Aesar высокой степени чистоты (не менее 99.99%) в вакуумированных (∼10–2 Па) и запаянных кварцевых ампулах при температурах на 30–50 K выше точки плавления соответствующего соединения. Для получения однородных Ag2Se и Ag2Te стехиометрического состава, согласно рекомендации [55], после синтеза выполнена закалка от температуры 1100 K в холодную воду.

Индивидуальность синтезированных соединений контролировали методами дифференциального термического (ДТА) и рентгенфазового анализа (РФА). В результате расшифровки порошковых рентгенограмм получены параметры кристаллических решеток, практически совпадающие с литературными данными (табл. 1).

Сплавлением исходных соединений в различных соотношениях в вакуумированных кварцевых ампулах синтезировали сплавы системы А, которые для гомогенизации отжигали при 800 K в течение 500 ч и охлаждали в режиме выключенной печи. Ряд образцов после отжига закаливали вбрасыванием ампул в холодную воду.

Исследования образцов проводили методами ДТА (Netzsch 404 F1 Pegasus system) и РФА (порошковый дифрактометр D8 Advance фирмы Bruker, CuKα1). Точность измерения температур тепловых эффектов составляла ±2 K. Индицирование дифрактограмм проводили с помощью программного обеспечения Topas 4.2 методом Le Bail. Погрешности определения параметров кристаллических решеток указаны в соответствующей таблице.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ

Совместная обработка совокупности полученных экспериментальных данных и литературных сведений о граничных квазибинарных системах [47, 48, 51, 53, 54] позволила получить полную взаимосогласованную картину фазовых равновесий во взаимной системе А.

В тексте, на рисунках и в таблицах приняты следующие обозначения фаз:

α – непрерывные твердые растворы между HT-Ag2Se и НT-Ag2Тe;

α' – твердые растворы на основе RT-Ag2Se;

β, β' – твердые растворы на основе IT-Ag2Te и RT-Ag2Te;

γ – твердые растворы на основе RT-Ag8GeSe6;

δ – непрерывные твердые растворы между НT-Ag8GeSe6 и Ag8GeTe6.

Квазибинарная система Ag8GeSe6–Ag8GeTe6

На рис. 1 представлены порошковые дифрактограммы отожженных сплавов данной системы. Видно, что дифракционные картины сплавов, содержащих ≥40 мол. % Ag8GeTe6, идентичны чистому Ag8GeTe6 и имеют вид, характерный для кубической сингонии. С изменением состава наблюдается некоторое смещение линий отражения, что связано с изменением периода решетки при замещении атомов Те на Se. Дифракционная картина сплава состава 5 мол. % Ag8GeTe6 идентична чистому Ag8GeSe6, а дифрактограммы образцов состава 10, 20 и 30 мол. % Ag8GeTe6 состоят из совокупности линий отражения кубической фазы на основе Ag8GeTe6 и RT-Ag8GeSe6.

Рис. 1.

Порошковые дифрактограммы сплавов системы Ag8GeSe6–Ag8GeTe6.

С использованием значений температур или температурных интервалов термических эффектов на кривых ДТА нагревания (табл. 2) нами построена Т–х-диаграмма системы Ag8GeSe6–Ag8GeTe6 (рис. 2).

Таблица 2.  

Данные ДТА для сплавов системы Ag8GeSe6–Ag8GeTe6

Состав, мол. % Ag8GeТe6 Термический эффект, K
Ag8GeSе6 323; 1178
10 319; 1147–1163
20 1118–1140
30 1090–1170
40 1070–1095
50 1040–1070
60 1025–1051
70 995–1028
80 972–1000
90 940–962
100 918; 932
Рис. 2.

Т–х-фазовая диаграмма системы Ag8GeSe6–Ag8GeTe6 и концентрационная зависимость периода решетки твердых растворов.

Видно, что данная система неквазибинарная в силу перитектического характера образования Ag8GeTe6, однако ниже солидуса она стабильна и образует непрерывный ряд твердых растворов (δ-фаза) между Ag8GeTe6 и HT-Ag8GeSe6 (рис. 2). На Т–х-диаграмме вблизи Ag8GeTe6 отмечена узкая область первичной кристаллизации β-фазы на основе IT-Ag2Te и трехфазная область L + β + δ. Образование твердых растворов сопровождается понижением температуры полиморфного перехода Ag8GeSe6 (323 K). На кривых ДТА сплавов состава ≥30 мол. % Ag8GeTe6 термические эффекты, относящиеся к этому переходу, не обнаружены. Это свидетельствует о том, что для указанных сплавов температура данного перехода находится в области ниже комнатной.

Порошковые дифрактограммы исходных соединений и твердых растворов были индицированы с помощью программы Topas V3.0 (табл. 3). Сравнительный анализ кристаллографических данных показал, что в области ≥40 мол. % Ag8GeTe6 твердые растворы при комнатной температуре имеют кубическую структуру. В то же время все закаленные от 800 K образцы также кристаллизуются в кубической решетке. Концентрационная зависимость периода кубической решетки твердых растворов подчиняется правилу Вегарда.

Таблица 3.  

Кристаллографические данные сплавов системы Ag8GeSe6–Ag8GeTe6

Состав, мол. % Ag8GeTe6 Сингония, пр. гр, параметры решетки, нм
комнатная температура закалка от 800 K
Ag8GeSe6 Орторомбическая, Pna21, a = 0.7841(2); b = 0.7732(2); c = 1.0911(3) Кубическая, F43m, a = 1.0989(3)
20 Двухфазный, γ + δ Кубическая, F43m, a = 1.1105(4)
40 Кубическая, F43m, a = 1.1205(3) Кубическая, F43m, a = 1.1211(4)
60 Кубическая, F43m, a = 1.1327(4) Кубическая, F43m, a = 1.1335(4)
80 Кубическая, F43m, a = 1.1452(4) Кубическая, F43m, a = 1.1456(4)
Ag8GeTe6 Кубическая, F43m, a = 1.1567(4) Кубическая, F43m, a = 1.1572(4)

Диаграмма твердофазных равновесий

На рис. 3 представлена фазовая диаграмма взаимной системы А при 300 K, из которой видно, что взаимодействие твердых растворов на основе Ag8GeTe6 (δ), а также низкотемпературных модификаций соединений Ag2Se (α'), Ag2Тe (β') и Ag8GeSe6 (γ) приводит к образованию в данной системе широких двухфазных полей α' + γ и β' + δ, разграниченных трехфазными областями α' + γ + δ и α' + β' + δ. Двухфазные области α' + β' и γ + δ имеют вид узких полос вдоль соответствующих граничных квазибинарных систем. Все вышеуказанные фазовые области подтверждены рентгенографически. В качестве примеров на рис. 4 представлены порошковые дифрактограммы некоторых сплавов из ряда гетерогенных областей (рис. 3, точки 1–4). Видно, что дифракционные картины всех образцов находятся в соответствии с диаграммой твердофазных равновесий.

Рис. 3.

Диаграмма твердофазных равновесий системы 6Ag2Se + Ag8GeTe6 ↔ 6Ag2Te + Ag8GeSe6 при 300 K.

Рис. 4.

Порошковые дифрактограммы сплавов 1–4, указанных на рис. 3.

Поверхность ликвидуса

Поверхность ликвидуса (рис. 5) состоит из трех полей первичной кристаллизации. Наиболее протяженное поле 1 относится к кристаллизации α-фазы. Область 2 отвечает первичной кристаллизации δ-фазы. В узкой области составов, прилегающих к углу Ag8GeTe6 концентрационного квадрата, из расплава первично кристаллизуется β-фаза (поле 3).

Рис. 5.

Проекция поверхности ликвидуса системы А. Поля первичной кристаллизации фаз: 1 – α; 2 – δ; 3 – β. Пунктирные прямые – рассмотренные политермические разрезы.

Указанные поля первичной кристаллизации разграничены кривыми следующих моновариантных равновесий:

(1)
${\text{L}} \leftrightarrow \alpha + \delta \,\,({\text{кривая }}e{\text{U}},\,\,1100{\kern 1pt} --{\kern 1pt} 950\,\,{\text{K}}),$
(2)
${\text{L}} + \alpha \leftrightarrow \beta \,\,({\text{кривая }}{{p}_{1}}{\text{U}},\,\,1063{\kern 1pt} --{\kern 1pt} 950\,\,{\text{K}}),$
(3)
${\text{L}} \leftrightarrow \beta + \delta \,\,({\text{кривая U}}{{р}_{2}},\,\,950{\kern 1pt} --{\kern 1pt} 917\,\,{\text{K}}).$

Часть последней кривой (точечная лин ия) находится вне рамок концентрационного квадрата системы А, что связано с инконгруэнтным плавлением Ag8GeТe6.

При 950 K в системе устанавливается нонвариантное переходное равновесие:

(4)
${\text{L}} + \alpha \leftrightarrow \beta + \delta \,\,{\text{(точка U}}).$

Для наглядной демонстрации процессов кристаллизации из расплава и фазовых превращений в субсолидусной области системы А построены некоторые политермические разрезы фазовой диаграммы.

Политермические разрезы

Разрез Ag8GeSe6–6Ag2Te (рис. 6) проходит через поля первичной кристаллизации α- и δ- фаз. В точке пересечения кривых ликвидуса (~70 мол. % Ag8GeSe6, 1050 K) из расплава кристаллизуется эвтектическая смесь α + δ. Ниже кривых ликвидуса этот моновариантный процесс протекает в широком интервале составов (20–98 мол. % Ag8GeSe6), что приводит к образованию на T–x-диаграмме трехфазной области L + α + δ. В интервале составов 30–98 мол. % Ag8GeSe6 кристаллизация завершается по этой реакции и образуется двухфазная смесь α + δ. В области составов 0–20 мол. % Ag8GeSe6 после первичной кристаллизации α-фазы протекает моновариантная реакция L + α ↔ β.

Рис. 6.

Политермический разрез Ag8GeSe6–6Ag2Te фазовой диаграммы системы А.

Горизонталь при 950 K отвечает нонвариантной переходной реакции (4). При составе 20 мол. % Ag8GeSe6 эта реакция завершается образованием двухфазной смеси β + δ. В интервалах составов ~8–20 и 20–30 мол. % Ag8GeSe6 переходная реакция завершается с избытком одной из исходных фаз (L или α), что приводит к образованию трехфазных полей L + β + δ и α + β + δ.

При интерпретации данных ДТА в субсолидусной части этого и последующих политермических сечений приняты во внимание литературные данные [51] по фазовым равновесиям в системе Ag2Se–Ag2Te.

В субсолидусе T–x-диаграммы протекает ряд нон- и моновариантных процессов, связанных с полиморфизмом соединений Ag2Se, Ag2Te, Ag8GeSe6 и образованием твердых растворов на основе их различных кристаллических модификаций. Образование твердых растворов на основе двух модификаций Ag2Se (α и α') сопровождается повышением температуры фазового перехода α ↔ α' от 397 до 423 K, при которой протекает нонвариантная перитектоидная реакция α + β ↔ α' + δ. При образовании β- и β'- фаз на основе промежуточной и низкотемпературной модификаций Ag2Te температура фазового перехода β ↔ β' понижается от 425 до 380 K, при которой в интервале составов ~20–50 мол. % Ag8GeSe6 протекает эвтектоидная реакция β ↔ α' + β' + δ. Понижается также температура полиморфного превращения Ag8GeSe6 (323 K), и в сплавах состава <60 мол. % Ag8GeSe6 этот переход происходит ниже комнатной температуры.

Разрез 6Ag2Se–Ag8GeTe6 (рис. 7). Ликвидус состоит из двух кривых. В области составов 0–85 мол. % Ag8GeTe6 из расплава первично кристаллизуется α-фаза, а в области, более богатой Ag8GeTe6, – β-фаза. Ниже ликвидуса в области составов 3–70 мол. % Ag8GeTe6 протекает моновариантная эвтектическая реакция (1), в области 70–85 мол. % Ag8GeTe6– перитектоидная реакция (2), а в области >80 мол. % Ag8GeTe6– эвтектическая реакция (3). В ходе этих реакций на T–x-диаграмме формируются трехфазные поля L + α + δ, L + + α + β и L + β + δ. Другие равновесия, нашедшие отражение на T–x-диаграмме данного разреза, качественно аналогичны разрезу Ag8GeSe6–6Ag2Te (рис. 6).

Рис. 7.

Политермический разрез 6Ag2Se–Ag8GeTe6 фазовой диаграммы системы А.

Разрез [B]–[C] (рис. 8). Здесь [B] и [C] – сплавы систем 6Ag2Se–Ag8GeSe6 и 6Ag2Te–Ag8GeTe6 с эквимолярными соотношениями компонентов (рис. 5). Этот разрез полностью находится в области первичной кристаллизации α-фазы. Характер фазовых равновесий ниже ликвидуса качественно аналогичен рис. 7 и подробно описан выше.

Рис. 8.

Политермический разрез [B]–[C] фазовой диаграммы системы А.

Изотермическое сечение фазовой диаграммы при 1000 K

Это сечение (рис. 9) объемной T–x–y-диаграммы рассматриваемой взаимной системы построено нами на основе проекции поверхности ликвидуса и вышеописанных политермических разрезов. Кривые ab, bc и cd – изотермы при 1000 K на поверхностях ликвидуса δ-, α- и β-фаз (рис. 5). Они разграничивают область расплава L с двухфазными полями L + δ, L + α и L + β соответственно. Эти поля, а также двухфазные области α + δ и α + β разграничены элементарными треугольниками L + α + δ и L + α + β (рис. 9).

Рис. 9.

Изотермическое сечение фазовой диаграммы системы А при 1000 K.

Сопоставление рассмотренных выше политермических и изотермического сечений фазовой диаграммы системы А друг с другом, а также с проекцией поверхности ликвидуса (рис. 5) и диаграммой твердофазных равновесий при комнатной температуре (рис. 3) показывает их взаимосогласованность.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Получена полная картина фазовых равновесий во взаимной системе 6Ag2Se + Ag8GeTe6 ↔ 6Ag2Te + + Ag8GeSe6 (А), включающая Т–х-диаграмму граничной системы Ag8GeSe6–Ag8GeTe6, некоторые поли- и изотермические сечения фазовой диаграммы, а также проекцию поверхности ликвидуса. В системе Ag8GeSe6–Ag8GeTe6 выявлен непрерывный ряд твердых растворов между Ag8GeTe6 и НТ-Ag8GeSe6 (δ-фаза). Образование твердых растворов сопровождается понижением температуры полиморфного перехода Ag8GeSe6, что приводит к стабилизации ионопроводящей кубической фазы при комнатной температуре и ниже.

Установлено, что система А является обратимо-взаимной, ликвидус состоит из трех поверхностей, отвечающих первичной кристаллизации α-, β- и δ-фаз. Твердофазные равновесия в системе А имеют сложный характер, что связано с полиморфизмом исходных соединений и твердых растворов на их основе.

Список литературы

  1. Applications of Chalcogenides: S, Se, and Te / Ed. Ahluwalia G.K. Springer, 2016. 461 p.

  2. Chalcogenides: Advances in Research and Applications / Ed. Woodrow P. Nova, 2018. 111 p.

  3. Chalcogenide. From 3D to 2D and Beyond / Ed. Liu X. et al. Elsevier, 2019. 385 p.

  4. Scheer R., Schock H.-W. Chalcogenide Photovoltaics: Physics, Technologies, and Thin Film Devices. Wiley-VCH, 2011. 384 p.

  5. Alonso-Vante N. Chalcogenide Materials for Energy Conversion: Pathways to Oxygen and Hydrogen Reactions. Springer, 2018. 226 p.

  6. Бабанлы М.Б., Юсибов Ю.А., Абишев В.Т. Трехкомпонентные халькогениды на основе меди и серебра. Баку: Изд-во БГУ, 1993. 342 с.

  7. Nieves L.M., Mossburg K., Hsu J.C. et al. // Nanoscale. 2021 V. 13. P. 19306. https://doi.org/10.1039/D0NR03872E

  8. Nasonova D.I., Sobolev A.V., Presniakov I.A. et al. // J. Alloys Compd. 2019. V. 778. P. 774. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2018.11.168

  9. Amrillah T., Prasetio A., Supandi A.R. et al. // Mater. Horiz. 2023. V. 10. P. 313. https://doi.org/10.1039/D2MH00983H

  10. Akhil S., Balakrishna R.G. // ACS Sustainable Chem. Eng. 2022. V. 10. № 39. P. 13176. https://doi.org/10.1021/acssuschemeng.2c04333

  11. Tee S.Y., Ponsford D., Lay C.L. et al. // Adv. Sci. 2022. V. 9. № 36. P. 2204624. https://doi.org/10.1002/advs.202204624

  12. Fu H. // J. Mater. Chem. C. 2018. V. 6. P. 414. https://doi.org/10.1039/C7TC04952H

  13. Lin S., Li W., Pei Y. // Mater. Today. 2021. V. 48. P. 198. https://doi.org/10.1016/j.mattod.2021.01.007

  14. Fujikane M., Kurosaki K., Muta H. et al. // J. Alloys Compd. 2005. V. 396. P. 280. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2004.12.038

  15. Jiang Q., Li S., Luo Y. et al. // ACS Appl. Mater. Interfaces. 2020. V. 12. P. 54653. https://doi.org/10.1021/acsami.0c15877

  16. Fan Y., Wang G., Wang R. et al. // J. Alloys Compd. 2020. V. 822. P. 153665. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2020.153665

  17. Semkiv H., Ilchuk N., Kashuba A. // Low Temp. Phys. 2022. V. 48. P. 12. https://doi.org/10.1063/10.0008957

  18. Yeh L.-Y., Cheng K.-W. // Catal. 2021. V. 11. P. 363. https://doi.org/10.3390/catal11030363

  19. Yang C., Xia Y., Xu L. et al. // J. Chem. Eng. 2021. V. 426. P. 131752. https://doi.org/10.1016/j.cej.2021.131752

  20. Tong Y., Huang W., Tan X. et al. // ACS Appl. Mater. Interfaces. 2022. V. 14. P. 55780. https://doi.org/10.1021/acsami.2c17532

  21. Иванов-Щиц А.К., Мурин И.В. Ионика твердого тела. СПб.: Изд-во С.-Петерб. ун-та, 2000. Т. 1. 616 с.

  22. Li L., Liu Y., Dai J. et al. // J. Mater. Chem. C. 2016. V. 4. P. 5806. https://doi.org/10.1039/C6TC00810K

  23. Sardarly R.M., Ashirov G.M., Mashadiyeva L.F. et al. // Mod. Phys. Lett. B. 2023. https://doi.org/10.1142/S0217984922501718

  24. Studenyak I.P., Pogodin A.I., Studenyak V.I. et al. // Solid State Ionics. 2020. V. 345. P. 115183. https://doi.org/10.1016/j.ssi.2019.115183

  25. Lin Y., Fang S., Su D. et al. // Nat. Commun. 2015. V. 6. P. 1. https://doi.org/10.1038/ncomms7824

  26. Heep B.K., Weldert K.S., Krysiak Y. et al. // Chem. Mater. 2017. V. 29. P. 4833. https://doi.org/10.1021/acs.chemmater.7b00767

  27. West D.R.F. Ternary Phase Diagrams in Materials Science. CRC Press, 2019. 236 p.

  28. Saka H. Introduction To Phase Diagrams In Materials Science And Engineering. World Scientific Publishing Company, 2020. 188.

  29. Babanly M.B., Mashadiyeva L.F., Babanly D.M. et al. // Russ. J. Inorg. Chem. 2019. V. 64. № 13. P. 1649. https://doi.org/10.1134/S0036023619130035

  30. Imamaliyeva S.Z., Babanly D.M., Tagiev D.B. et al. // Russ. J. Inorg. Chem. 2018. V. 63. P. 1704. https://doi.org/10.1134/S0036023618130041

  31. Машадиева Л.Ф., Алиева З.М., Мирзоева Р.Дж. и др. // Журн. неорган. химии. 2022. Т. 67. № 5. С. 606.

  32. Юсибов Ю.А., Алвердиев И.Дж., Машадиева Л.Ф. и др. // Журн. неорган. химии. 2018. Т. 63. № 12. С. 1607.

  33. Алвердиев И.Дж., Багери С.М., Алиева З.М. и др. // Неорганические материалы. 2017. Т. 53. № 8. С. 886.

  34. Alverdiyev I.J., Aliev Z.S., Bagheri S.M. et al. // J. Alloys Compd. 2017. V. 691. P. 255. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2016.08.251

  35. Aliyeva Z.M., Bagheri S.M., Aliev Z.S. et al. // J. Alloys Compd. 2014. V. 611. P. 395. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2014.05.112

  36. Abbasova V.A., Alverdiyev I.J., Mashadiyeva L.F. et al. // Azerb. Chem. J. 2017. P. 30.

  37. Алиева З.М., Багери С.М., Алвердиев И.Дж. и др. // Неорган. материалы. 2014. Т. 50. № 10. С. 1063.

  38. Алвердиев И.Дж., Аббасова В.А., Юсибов Ю.А. и др. // Электрохимия. 2018. Т. 54. № 2. С. 224.

  39. Alverdiyev I.J. // Azerb. Chem. J. 2019. P. 70. https://doi.org/10.32737/0005-2531-2019-4-70-75

  40. Ashirov G.M. // Azerb. Chem. J. 2022. P. 89. https://doi.org/10.32737/0005-2531-2022-1-89-93

  41. Binary alloy phase diagrams / Ed. Massalski T.B. Ohi, 1990. V. 3. 3589 p.

  42. Oliveria M., McMullan R.K., Wuensch B.J. // Solid State Ion. 1988. V. 28. P. 1332. https://doi.org/10.1016/0167-2738(88)90382-7

  43. Wiegers G.A. // Am. Mineral. 1971. V. 56. P. 1882.

  44. Schneider J., Schulz H. // Z. Kristallogr. 1993. V. 203. P. 1. https://doi.org/10.1524/zkri.1993.203.Part-1.1

  45. Van Der Lee A., De Boer J.L. // Acta Crystallogr. C. 1993. V. 49. P. 1444.

  46. Frueh A.J. // Am. Mineral. 1961. V. 46. P. 654.

  47. Ollitrault-Fichet R., Rivet J., Flahaut J.J. // J. Less-Common Met. 1985. V. 114. P. 273. https://doi.org/10.1016/0022-5088(85)90445-X

  48. Юсибов Ю.А., Алвердиев И.Дж., Ибрагимова Ф.С. и др. // Журн. неорган. химии. 2017. Т. 62. № 5. С. 1232.

  49. Carré D., Fichet O.R., Flahaut J. // Acta Crystallogr., Sect. B. 1980. V. 36. P. 245. https://doi.org/10.1107/S0567740880003032

  50. Gorochov O. // Bull. Soc. Chim. Fr. 1968. P. 2263.

  51. Ferhat A., Fichet O.R., Rivet J. // J. Alloys Compd. 1991. V. 177. P. 337. https://doi.org/10.1016/0925-8388(91)90087-C

  52. Rysanek N., Laruelle P., Katty A. // Acta. Crystallogr., Sect. B: Struct. Sci. Cryst. Eng. Mater. 1976. V. 32. P. 692.

  53. Aramov N., Odin I., Mladenova B.Z. // Thermochim. Acta. 1977. V. 20. P. 107.

  54. Hofmann A.M. Silver-Selenium-Tellurium // Ternary Alloys. VCH. 1998. V. 2. P. 567.

  55. Глазов В.М., Бурханов А.С., Салеева Н.М. // Изв. АН СССР. Неорган. материалы. 1977. Т. 13. № 5. С. 917.

Дополнительные материалы отсутствуют.

Инструменты

следующая статья выпуска предыдущая статья выпуска содержание выпуска

Журнал неорганической химии

Архивы выпусков Информация о журнале Отправить рукопись в журнал