150907 (Склокерамічні матеріали на основі компонента з фазовим переходом метал-напівпровідник), страница 4
Описание файла
Документ из архива "Склокерамічні матеріали на основі компонента з фазовим переходом метал-напівпровідник", который расположен в категории "". Всё это находится в предмете "физика" из , которые можно найти в файловом архиве . Не смотря на прямую связь этого архива с , его также можно найти и в других разделах. Архив можно найти в разделе "рефераты, доклады и презентации", в предмете "физика" в общих файлах.
Онлайн просмотр документа "150907"
Текст 4 страницы из документа "150907"
За результатами досліджень запропоновано механізм формування мікроструктури і фазового складу склокераміки на основі VO2. При температурах синтезу 11701220 К рідка фаза розчиняє мідь і частково VO2 (границя розчинності VO2 1011 мас. % для розплаву V2O5 (табл. 2)). Вона проникає у проміжки між твердими частками VO2, що сприяє росту кристалітів VO2, за рахунок чого при зростанні сусідніх кристалітів формуються прямі зв’язки між ними. На етапі охолодження рідка фаза трансформується в скло, яке скріплює між собою кристаліти VO2 і формує прошарки між ними товщиною 12 мікрони (рис. 2а). Враховуючи фазову діаграму системи V2O5-VOPO4 і розчинення Cu та VO2, рідку фазу при синтезі склокераміки (85)VO2–15ВФС–Cu можна розглядати як систему V2O5CuV2O4-VOPO4. Її особливістю є наявність комплексів V2O5 та V2O4, з якими мідь може взаємодіяти, що викликає їх поновлення до нижчих ступенів окислення V2O4 і V5O9 відповідно. Зокрема утворення V5O9 може відбуватися згідно реакції:
5V2O4 + 2Cu 2V5O9 + 2CuO. (4)
При 5 розчинення VO2 в рідкій фазі обмежено границею розчинності при температурі синтезу склокераміки, тому при охолодженні за рахунок зменшення границі розчинності (табл. 2) комплекси V2O4 із розплаву повертаються у тверду фазу VO2 і помітної зміни складу склокераміки не відбувається. При > 5, завдяки реакції (4), мідь порушує рівновагу між рідкою і твердою фазами, що викликає кристалізацію V5O9. Розчинений в рідкій фазі VO2 переходить у тверду фазу V5O9, що ініціює подальше розчинення твердого VO2. Як наслідок вміст VO2 зменшується, а вміст V5O9 збільшується із зростанням вмісту міді. За даними рентгенофазового аналізу кристалічна фаза CuO у складі склокераміки не виявлена, що може свідчити про те, що вона входить до складу скла.
В склокераміці (85)VO2–15ВФС–SnO2 і (80)VO2–15ВФС–5CuSnO2 ( ≤ 70) встановлена наявність тільки кристалічних фаз VO2 і SnO2, що свідчить про ідентичність процесів, які відбуваються при синтезі склокераміки в системах VO2ВФСSnO2 та VO2–ВФС–CuSnO2 з подібними процесами для систем VO2ВФС та VO2ВФСCu при вмісті міді не більше 5 ваг. %. Ідентичність полягає у відсутності взаємодії між рідкою фазою і твердими фазами VO2 і SnO2, тому фазовий склад склокераміки цих систем такий самий, як до синтезу. Компонентами мікроструктури склокераміки (85)VO2–15ВФС–SnO2 і (80)VO2–15ВФС–5CuSnO2 є кристаліти VO2 (середній розмір lc 35 мкм), частки SnO2 (lc < 1 мкм), ВФС і пори. Частки SnO2 дисперговані в ВФС, що дає підставу розглядати ці компоненти як склокераміку системи SnO2ВФС. Кристаліти VO2 переважно розділені прошарками і областями склокераміки SnO2ВФС, але прямі зв’язки між ними також мають місце. Пористість склокераміки (80)VO2–15ВФС–5CuSnO2 зменшується із зростанням вмісту SnO2 і складає 2224 % при вмісті діоксиду олова в інтервалі 3550 ваг. %.
Встановлено, що при синтезі склокераміки на основі VO2, модифікованої добавками ZnO, TiO2 і Zn, відбувається взаємодія цих добавок з рідкою фазою і VO2, що веде до зменшення вмісту VO2 у складі склокераміки і утворення кристалічних фаз, які не мають фазового переходу метал-напівпровідник.
В четвертому розділі наведені результати дослідження методами диференціального термічного аналізу і дилатометричним методом кераміки на базі VO2 і ВФС та її модифікованих складів.
В межах методу ДТА розроблено спосіб визначення вмісту компонента з ФПМН в гетерогенному матеріалі, який відрізняється від відомих способів простотою, оскільки використовує не площу ендотермічного піка, а його висоту і параметри основи, які легко визначити з кривої ДТА. Спосіб базується на порівнянні параметрів ендотермічних піків, обумовлених ФПМН у гетерогенному матеріалі і в зразку порівняння (в якості зразка порівняння використовували VO2, що був отриманий поновленням V2O5 вуглецем). Математичне моделювання кривих нагрівання і ДТА, виконане в межах спрощеної моделі термічного аналізу, дозволяє отримати наступний вираз для вмісту компонента з ФПМН в гетерогенному матеріалі:
(5)
Величини Tm, tm, t2 (TmС, tmС, t2С для зразка порівняння) легко знайти з ендотермічного піка, як показано на рис. 3. Параметр S (SС для зразка порівняння) можна знайти з не заштрихованої частки піка, яка відповідає релаксації до рівновагового режиму нагрівання після завершення фазового переходу в усьому об’ємі зразка (рис. 3). Перевірка способу на сумішах порошків VO2 и Al2O3 показала, що він має відносну помилку, яка у інтервалі вмісту компонента з ФПМН від 20 до 100 ваг. % не перевищує 5% і в інтервалі від 1 до 10 ваг. % складає 10%.
Встановлено, що в склокераміці (85)VO2–15ВФС–Cu ( ≤ 15) при > 7 відбувається різке зменшення вмісту VO2 із зростанням вмісту міді, яке супроводжується різким збільшенням відносної інтенсивності I/I0 головної рентгенівської лінії фази V5O9 (рис. 4). При > 12 у складі склокераміки VO2 майже відсутній, а відносна інтенсивність головної лінії V5O9 досягає 80 100 %. У цьому разі в дослідженому діапазоні температури 293 К 403 К теплові ефекти на кривій ДТА не виявлені, тому що фаза Магнелі V5O9 має ФПМН при 125 К. Результати ДТА знаходяться у повній відповідності з даними рентгенофазового аналізу і дають додаткове підтвердження, що фаза V5O9 формується за рахунок VO2. Таким чином, при модифікуванні складу склокераміки на основі VO2 міддю її вміст не повинен перевищувати 7 ваг. %, інакше склокераміка втрачає фізичні властивості, притаманні ФПМН в VO2 і насамперед стрибок електропровідності в межах температури Tt 341 К.
Показано, що у склокераміці складів cVO2(100-c)ВФС (70 ≤ c ≤ 95), (85)VO2–15ВФСSnO2 і (80)VO2–15ВФС–5CuSnO2 ( ≤ 70) вміст діоксиду ванадію, в межах помилки способу його визначення за даними ДТА, співпадає з вмістом VO2 в шихті для виготовлення склокераміки таких складів. Таким чином, процес синтезу склокераміки в системах VO2ВФС, VO2ВФСSnO2, VO2ВФСCu і VO2ВФСCuSnO2 не змінює вмісту VO2, якщо вміст добавки міді не перевищує 5 ваг. %.
Ендотермічний пік на кривих ДТА, обумовлений фазовим переходом метал-напівпровідник в VO2, слабко виражений для склокераміки, модифікованої добавками TiO2, ZnO і Zn. Його висота зменшується із зростанням вмісту цих добавок. Визначення вмісту VO2 за даними ДТА дає значення 9,30,7 ваг. % для склокераміки 60VO215ВФС5Cu20TiO2 і 2,70,3 ваг. % для 40VO215ВФС 5Cu40TiO2, що набагато менше вихідного вмісту. Це узгоджується з даними рентгенофазового аналізу і доводить, що при модифікуванні кераміки на базі VO2 і ВФС добавками TiO2, ZnO і Zn, діоксид ванадію утворює з ними сполуки, які не мають фазового переходу метал-напівпровідник.
За результатами дилатометричних досліджень при нагріванні в межах температури ФПМН VO2 відбувається різке розширення зразка склокераміки 85VO215ВФС, а при охолодженні – різке стиснення. На кривих залежності відносної зміни довжини зразка від температури при ФПМП спостерігається гістерезис, притаманний такому переходу. Відносна зміна довжини t = (1,35 0,09)10-3 при фазовому переході практично однакова при нагріванні і охолодженні зразка склокераміки 85VO215ВФС. За межами ФПМН нижче і вище його температури Tt величини коефіцієнтів лінійного розширення складають відповідно 5,110-6 К-1 і 6,610-6 К-1, а в межах Tt при нагріванні зразка 6,15 10-5 К-1 і при його охолодженні 1,4710-4 К-1. Причиною різкої зміни лінійних розмірів зразка склокераміки при ФПМН в VO2 є перебудова кристалічної гратки, що відбувається в кристалітах VO2. Перехід від напівпровідникової до металевої фази відбувається зі зміною симетрії гратки від моноклінної до тетрагональної. Оскільки при такому переході має місце розширення зразка, це свідчить, що VO2 в моноклінній фазі займає дещо менший об’єм, ніж у тетрагональній. Причина цього, ймовірно, пов’язана зі спарюванням 3d1 електронів сусідніх атомів ванадію в моноклінній фазі, яке супроводжується зменшенням відстані між атомами ванадію в парах.
П’ятий розділ присвячено вивченню механізму провідності на постійному струмі склокераміки на основі VO2 і встановленню закономірностей зміни її питомої електропровідності і величини стрибка , обумовленого ФПМН, при варіації складу склокераміки.
Слід зазначити, що базові компоненти склокераміки VO2 і ванадієво-фосфатне скло мають електронний тип провідності. Провідність VO2 в металевій і напівпровідниковій фазах забезпечується переносом носіїв заряду в вузьких дозволених електронних зонах. Механізм провідності ВФС поляронний і здійснюється стрибками електронів між іонами V4+ і V5+. Питомий електричний опір ВФС не менше, ніж в 102 разів, перевищує питомий електричний опір VO2 у напівпровідниковий фазі, тому при аналізі електропровідності склокераміки як гетерогенного матеріалу, діоксид ванадію можна розглядати як провідниковий, а ВФС – як непровідниковий компонент. З урахуванням цього слід очікувати, що електропровідність склокерамічних матеріалів на основі VO2 в значній мірі визначається мікроструктурними факторами, а вплив на неї процесів на електронному рівні може бути пов’язаний з контактними явищами або із змінами складу чи дефектності компонентів при синтезі склокераміки.
Встановлено, що в склокераміці базових складів (ваг. %) cVO2(100 c)ВФС (70c95) стрибок при ФПМН у VO2 складає 23 декади. Його наявність свідчить про те, що в склокераміці сформовано нескінченний кластер з протіканням крізь VO2, який дає домінуючий внесок в електропровідність. Нижче температури ФПМН Tt енергія активації E при c = 95 близька до E VO2 у напівпровідниковій фазі 0,20 эВ і зростає зі зменшенням c до значення 0,32 эВ, яке співпадає з енергією активації ВФС. Останнє не узгоджується з протіканням тільки крізь VO2 і обумовлено внеском прошарків ВФС, що згідно мікроструктурним даним формує скло між кристалітами VO2. Ширина петлі температурного гістерезиса електропровідності в межах Tt складає 78 К. Спостерігається незворотна зміна і величини її стрибка при термоциклюванні через температуру ФПМН (рис. 5). Стрибок питомої електропровідності в зразках склокераміки 85VO2–15ВФС зникає після 1520 термоциклів, але практично відновлюється як і вихідне значення після їх нагрівання до температур 11201170 К. Причиною нестабільної поведінки при термоциклюванні є перебудова кристалічної гратки VO2 при ФПМН. Вона викликає в кристалітах VO2 на межі металевої і напівпровідникової фаз значні механічні напруження. Наслідком цих напружень і малої пластичності кристалів VO2 і ВФС є мікротріщини, які спостерігаються в цих компонентах після термоциклювання (рис. 6). Мікротріщини розривають електричні зв’язки між кристалітами VO2 в перколяційному кластері, як наслідок відбувається зменшення і величини її стрибка при ФПМН. ВФС переходить в рідку фазу при нагріванні склокераміки до 11201170 К, що сприяє заліковуванню мікротріщин і поновленню прямих електричних зв’язків між кристалітами VO2 за рахунок процесу їх росту, який відбувається так само, як і при синтезі склокераміки.
Незворотну зміну фізичних параметрів слід враховувати при дослідженні електропровідності склокераміки на основі компонента з ФПМН. Тому наведені нижче результати дослідження для склокераміки на основі VO2, модифікованої добавками, одержані на зразках, які після синтезу не нагрівались вище Tt, а температурні залежності були зареєстровані лише при нагріванні.
Дослідження склокераміки (85)VO215ВФСCu показали, що її стрибок при ФПМН складає не менше 102 при 7, падає до 4 в інтервалі 7 8 і практично відсутній при > 10 (рис. 7). При > 12 склокераміка має високу електропровідність, яка слабко залежить від температури, що є наслідком домінуючого вкладу до електропровідності склокераміки фази V5O9, яка має металевий тип провідності в досліджуваній області температури. При зростанні вмісту міді в інтервалі 0 8 енергія активацій змінюється від 0,32 еВ до 0,059 еВ нижче температури ФПМН Tt і від 0,16 еВ до 0,021 еВ вище Tt. Різке падіння E відбувається в інтервалі 7 8, що разом з різким збільшенням і падінням її стрибка при ФПМН (рис. 7) свідчить про виникнення протікання крізь фазу V5O9. Це узгоджується з даними рентгенофазового аналізу і ДТА (рис. 4) про інтенсивне утворення V5O9 при > 7. Тому при модифікуванні кераміки на базі VO2 і ВФС міддю її вміст не повинен перевищувати 7 ваг. %, інакше електропровідність такої склокераміки втрачає стрибок в межах температури фазового переходу метал-напівпровідник в VO2 Tt = 341 К.