Материал: Отчетная научно-техническая конференция профессорско-преподавательского состава, сотрудников, аспирантов и студентов

Синтез селенида меди

А.С. Шуваев, аспирант, В.А. Макагонов

Кафедра физики твердого тела

В настоящее время существует необходимость в разработке и создании альтернативных источников энергии. Одним из видов таких источников являются устройства, которые применяют материалы, имеющих ярко выраженный термоэлектрический эффект. На данный момент основным материалом, получившим широкое применение, является теллурид висмута. Однако, он обладает рядом недостатков таких как: высокая стоимость исходного сырья и их неблагоприятное действие на организм человека, невысокая термоэлектрическая добротность. Эти факторы препятствуют его многоцелевому использованию. Поэтому возникает необходимость в создании новых термоэлектрических материалов, обладающими более приемлемыми свойствами. Одним из таких материалов является селенид меди (Cu₂Se). К тому же он обладает областью гомогенности ~ 4%, что делает возможным создание градиентного материала на его основе.

Синтез селенида меди проводился в два этапа. На первом этапе проводилось приготовление навесок с последующим их смешиванием в планетарной шаровой мельнице в спиртовой среде.

После смешивания проводился рентгеноструктурный анализ (РСА) полученного порошка (рисунок), который показал, что во время смешивания исходных компонентов прошел механоактивационный синтез с образованием порошка, у которого доминирующей фазой является Cu_1.83Se. При этом, на представленной рентгенограмме присутствуют слабые пики, соответствующие Cu и Cu₂O. Количественный анализ показал, что содержание Cu_1.83Se в полученной шихте составляет 96 %.

На втором этапе проводился отжиг в вакуумированной кварцевой колбе при температуре 775 К в течение 4 часов с последующим охлаждением вместе с печью. Проведенный рентгеноструктурный анализ показал, что в процессе термообработки прошел синтез Cu₂Se (рисунок). На представленной рентгенограмме также видны слабовыраженные пики, соответствующие соединению Cu_1.75Se, которое находится на пороге области гомогенности.

Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ (проект 13-08-97533)

УДК 538.9

Механосинтез селенида меди (Cu2Se)

А.С. Шуваев, аспирант

Кафедра физики твердого тела

В настоящее время все большее распространение получают альтернативные источники энергии, основанные на прямом преобразовании тела в электрическую энергию. Одними из таких преобразователей являются термоэлектрические генераторы, работающие на эффекте Зеебека. Однако, широкого применения они не получили в связи с их весьма низкой добротностью (Z), зависящей от трех основных для этого класса преобразователей параметров: электропроводности (σ), термоэдс (S), теплопроводности (χ) и определяемой по формуле Z=(σS²/χ). На данный момент основным материалом для среднетемпературных преобразователей является теллурид висмута (Bi₂Te₃), но он обладает рядом существенных недостатков, которые делают невозможным его массовое применение, а именно: низкая термоэлектрическая добротность, дороговизна исходного сырья, губительное действие на организм человека. Поэтому возникает необходимость поиска альтернативных материалов обладающих более приемлемыми свойствами. Одним из таких материалов является селенид меди (Cu₂Se).

Синтез Cu₂Se проводили в планетарной шаровой мельнице в сухой воздушной среде в течение 8 часов. Загрузка барабанов осуществлялось прямой засыпкой исходных компонентов (порошки Cu и «серого» селена), взятых в стехиометрической пропорции. В халцедоновый барабан засыпалось 15 г суммарной навески и 115 г шаров.

Рентгеноструктурный анализ полученного порошка показал, что основное его содержание соответствует фазе Cu_1.8Se, которая составляет 98.6 % (рис. 1 (а, б)

Cu₂O

Cu_1.8Se

Cu_1.8Se

а) б)

Рентгенограмма (а) и фазовая диаграмма (б) синтезированного порошка

В полученном порошке также присутствует незначительное количество окиси меди (I), что объясняет недостаток меди в полученном селениде. Нахождение Cu₂O в конечной шихте вероятно связано с присутствием ее в исходном сырье из-за нарушений технологии хранения.

Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ (проект 13-08-97533)

УДК 621.315.57:537.312.62

Динамика магнитного потока при проникновении в y-втсп

И. М. Шушлебин

Кафедра физики твердого тела

В настоящее время точка зрения на проникновение магнитного поля в высокотемпературный сверхпроводник (ВТСП) как на последовательность возникновения трёх форм магнитных вихрей (гипервихри, флаксоны и вихри Абрикосова) получает определённое распространение (например, [1,2]). В отношении свойств естественной джозефсоновской среды особый интерес представляют процессы возникновения гипервихрей и вихрей Джозефсона.

Исследования в магнитных полях выполнялись индуктивным методом как в работах [1,3]. Измерялась величина амплитуды ЭДС индукции в катушке U₀(B_е), наводимая при воздействии на сверхпроводник переменного поля B(t) =Bsin t звуковой частоты. Измерения проводились при температуре кипения жидкого азотаТ=78К.

Результаты исследования приготовленной по 2-стадийной технологии керамики Y-Ba-Cu-O представлены на рис. 1. В области сверхмалых магнитных полей определены все известные для ВТСП критические поля: первое динамическое критическое поле – нижнее b , верхнее b ; второе динамическое критическое - нижнее b , верхнее b , критическое поле B [1,3]. Величины критических полей составили: первое динамическое критическое поле – нижнее b =11 mGs, верхнее b = 90 mGs; второе динамическое критическое - нижнее b = 133 mGs, верхнее b = 360 mGs. Критические значения характеризуют процессы проникновения гипервихрей. Обратим внимание – появление гипервихрей при b сопровождается ступенчатым изгибом (вставки рис. 1 и 2) на полевой зависимости э.д.с. индукции. Далее, в полях, превышающих 445 mGs, наблюдаем изменение отклика, связанное с проникновением флаксонов (вихрей Джозефсона) – критическое поле B

Исследование MTG керамик выявило аналогичную картину: рис.2. Соответствующие значения критических полей показаны на рис. 2. Существование двух динамических критических полей связывается с возникновением двух видов гипервихрей.

Литература

1. В. Е. Милошенко, И. М. Шушлебин, О. В. Калядин. ФТТ, 2006, Т. 48, С. 427.

2. В.В. Славкин, Э.А. Тищенко. ФНТ, 2014, Т. 40, С. 243.

3. И. М. Шушлебин. Изв. РАН (сер. физ.), 1993, Т. 57, С. 178.

УДК 538.9

Зависимость микротвердости тонких пленок Ni – ZrO2­ от режимов ионно-лучевого напыления

М.А. Каширин, О.В. Стогней, М.С. Филатов, студент гр. ПФм-121

Кафедра физики твердого тела

Рис. 1 . Зависимость микротвердости тонких пленок Ni – ZrO2, полученных в различных режимах, от номера образца (пропорционального концентрации Ni), 1 - в атмосфере аргона с холодными подложками; 2 - с добавлением кислорода и холодными подложками; 3 - с добавлением кислорода и нагревом подложек до 630 К.

Рис. 2. Зависимость сопротивления тонких пленок Ni – ZrO2 полученных: 1 - в атмосфере аргона с холодными подложками ; 2 - с добавлением кислорода и нагревом подложек до 630 К от расстояния до края подложки.

С помощью разных режимов ионно-лучевого напыления (1 – в атмосфере аргона с холодными подложками, 2 - с добавлением кислорода и холодными подложками, 3 - с добавлением кислорода и нагревом подложек до 630 К) получены три системы тонких пленок Ni–ZrO₂. В качестве подложек использовались ситалловые полоски длиной 40 мм, шириной 3,5 мм. Для измерения микротвердости (H_k) использовался прибор ПМТ – 3М с наконечником Кнупа, специально предназначенным для измерения H_k тонких пленок. Результатом измерения микротвердости систем Ni-ZrO_2, полученных с помощью различных режимов напыления, стали концентрационные зависимости H_k, изображенные на рисунке 1.

Как следует из приведенных данных, H_k пленок, полученных напылением в режимах 1 и 3, ведет себя одинаково и с ростом концентрации Ni не изменяется. Во-первых, это свидетельствует о том, что нагрев подложек до 630 К не приводит к изменению структуры получаемых пленок, что подтверждается и рентгено-дифракционным анализом. Во-вторых, что используемое при напылении парциальное давление кислорода не приводит к значительному окислению пленок. Подтверждением этого являются значения сопротивления пленок Ni–ZrO_2, полученные в разных режимах напыления (режимы 1 и 3, см. рис. 2). Очевидно, что сопротивление в обоих случаях практически одинаковое. Следует отметить, что значения микротвердости у композита Ni–ZrO₂ в среднем составляют 750 ед. Кнупа, а микротвердость пленок чистого Ni и пленок чистого ZrO₂ составила 650 ед. Кнупа и 500 ед. Кнупа соответственно.

Зависимость микротвердости Ni–ZrO₂, в случае напыления с добавлением кислорода и холодными подложками (режим 2), значительно отличается от зависимостей, полученных для образцов, напыленных в других режимах (рис.1). Как видно из рисунка, начиная с определенного момента, на концентрационной зависимости начинается рост микротвердости вплоть до значений 1400 ед. Кнупа. По всей видимости, в данном случае наличие большего количества кислорода ( = 1,5 10^-5) позволило сформировать стехиометричный оксид циркония и частично окислить поверхность кобальтовых кластеров. Сопротивление этих пленок превышает 200 МОм.

УДК 538.9

Электромеханические свойства кристалла kdp

Р.С. Аль Кхазаали, студент гр. ПФм-121, Д.А Лисицкий, аспирант

Кафедра физики твердого тела

В последнее время объектами пристального внимания исследователей являются функциональные материалы. К таковым относится дигидрофосфат калия (KDP). Несмотря на то, что этот кристалл достаточно широко исследован, его электромеханические свойства ниже температуры Кюри до сих пор изучены слабо.

Целью данной работы явилось экспериментальное исследование электромеханических свойств монокристалла дигидрофосфата калия в широком интервале температур включающем температуру сегнетоэлектрического фазового перехода.

Полученные в ходе эксперимента температурные зависимости диэлектрической проницаемости ₃₃, пьезоэлектрического модуля d₃₆, коэффициент электромеханической связи k₃₆ упругой податливости электрически свободного образца S^E₆₆ в широком интервале температур включающем температуру сегнетоэлектрического фазового перехода. Данные зависимости представлены на рисунке.

Температурные зависимости ε₃₃(1), S₆₆(2), d₃₆(3) и k₃₆(4) для кристалла KDP

В окрестностях Т_С все обсуждаемые зависимости проходят через максимум, ниже которого отмечено их слабое изменение с понижением температуры. Заметим при этом, что диэлектрическая проницаемость кристалла, его упругая податливость и пьезоэлектрическая активность в сегнетоэлектрической фазе существенно выше чем в параэлектрической. Причины такого поведения ε₃₃, d₃₆ и S^E₆₆ дигидрофосфата калия обсуждаются в рамках предположения о существенном вкладе доменного механизма в диэлектрический, упругий и электромеханический отклики в полярной фазе.

СОДЕРЖАНИЕ

Получение и диэлектрические свойства твердого раствора 0,2BiLi0,5Sb0,5O3 – 0,8Na1/2Bi1/2TiO3 А. И. Бочаров, Н. А. Толстых	3
Расплавные методы получения Y-ВТСП А.А. Великосельская, О.В. Калядин, В.Е. Милошенко, А.В. Сергеев, С.М. Уколова	4
Малые значения магнитосопротивления композитов Nix(NbmOn)100-x Е.О. Буловацкая, А.А. Гребенников, О.В. Стогней	5
Преподавание гражданских дисциплин в военном вузе Я.А. Болдырева, Е.С. Григорьев, И.М. Трегубов	6
Корреляция магнитосопротивления и магнитных свойств композитов Fex(NbmOn)100-x А.А. Гребенников, Т.В. Трегубова, О.В. Стогней	7
Магниторезистивные свойства {[(Co41Fe39B20)33,9(SiO2)66,1]/[SiO2]}93 И.В. Бабкина, Т.И. Епрынцева, O.В. Жилова	8
Расчет масс исходных компонентов в шихте c использованием программного комплекса «ТРиМ» Н.В. Животенко, О.А. Ткаченко	9
Магниторезистивные свойства многослойной наноструктуры {[(Co41Fe39B20)33.9 (SiO2)66.1]/[In35.5Y4.2O60.3]}93 И.В. Бабкина, К.С. Габриельс, O.В. Жилова, А.В. Ситников	10
Магнитосопротивление тонкопленочных нанокомпозитов на основе ферромагнетика и пьезоэлектрика З.Х. Граби, С.А. Гриднев, М.А. Каширин, А.В. Калгин	11
Механизмы электропроводности в аморфных тонкопленочных наногранулированных композитах (x)Ni − (1-x)PZT З.Х. Граби, С.А. Гриднев, М.А. Каширин, А.В. Калгин	12
Определение порога перколяции в аморфных тонкопленочных нанокомпозитах (x)Ni − (1-x)PZT З.Х. Граби, С.А. Гриднев, М.А. Каширин, А.В. Калгин	13
Разработка математической модели процесса захолаживания длинных криогенных трубопроводов О.В. Калядин, А.В. Сергеев	14
Магнитный момент в BiFeO3, легированном Ca и Nb Н. В. Геращенко, А. А. Камынин, С. А. Гриднев	15
Доменный механизм диэлектрических потерь в германате свинца С.А. Гриднев, А. А. Камынин, Л.В. Канивец	16
Технология получения углеродной однонаправленной ленты аналога УОЛ-300-2-3К К.С. Габриельс, О.А. Караева, Д.В. Полухин	17
Технология получения препрегов на основе аналога углеродной однонаправленной ленты УОЛ-300-2-3К и связующего ЭДТ‑69Н К.С. Габриельс, О.А. Караева, Д.В. Полухин	18
Исследование влияния температуры на прочностные характеристики полимерных композиционных материалов на основе препрегов марок КМКУ и ЛУ/П при сжатии М.Ю. Воскобойник, А.М. Кудрин, Е.В. Кулакова	19
Структура и электрические свойства тонких пленок Sb0,9Bi1,1Te2,9Se - С М. Х. Аль Зубайди, В.А. Макагонов	20
Термо-ЭДС композитных тонкопленочных структур Fe-Al2O3 А.Дж. Аль-Малики, О.В. Стогней	21
Статические и динамические магнитные свойства аморфного сплава на основе железа Н.Е.Малюгина, М.А. Каширин, Л.И. Янченко	22
Об автоматизации объектов криогенной техники В.Е.Милошенко	23
Гидрохимический синтез плёночных структур на основе сульфида свинца В.Я. Нисков, А.М. Сычёв	25
Влияние исходного состава на свойства Y-ВТСП О. В. Калядин, Е.С. Кипелова, А.Г. Макаров, В.Е. Милошенко, О.В. Пасюкова, А.В. Сергеев, И.М. Шушлебин	26
Влияние термообработки на магнитосопротивление нанокомпозитов (CoNbTa)x(SiO2)100-x Ю.С. Полубавкина, О.В. Стогней	27
Структура и порог перколяции тонких плёнок Ni-Nb2O5 М.А.Каширин, К. И. Семененко, О. В. Стогней	28
Криохимический метод синтеза Y-ВТСП О.В. Калядин, В.Е. Милошенко, А.В. Сергеев	29
Разработка установки сублимационной сушки для получения высокогомогенного прекурсора Y– ВТСП О.В. Калядин, В.Е. Милошенко, А.В. Сергеев	30
Высокочастотные магнитные свойства многослойных гетерогенных систем на основе нанокомпозитов (Co41Fe39B20)X(SiO2)100-X и (Co45Fe45Zr10)X(Al2O3)100-X Х.С.М. Аль Аззави, О.С.Тарасова, А.В. Ситников	31
Разработка упрочняющих биоактивных покрытий медицинского назначения Н.Е. Зинин, В.Н. Смолянинов, И.М. Трегубов	32
Влияние термообработки на структуру и электрические свойства тонких пленок на основе сульфида самария В.А. Макагонов, С.Ю. Панков, М.В. Хахленков	33
Термоэлектрические свойства композита [Cu2Se]x[Cu2O]100-x Бавыкин В.В., Шуваев А.С.	34
Синтез селенида меди А.С. Шуваев, , В.А. Макагонов	35
Механосинтез селенида меди (Cu2Se) А.С. Шуваев	36
Динамика магнитного потока при проникновении в Y-ВТСП И. М. Шушлебин	37
Зависимость микротвердости тонких пленок Ni – ZrO2 от режимов ионно-лучевого напыления М.А. Каширин, О.В. Стогней, М.С. Филатов	38
Электромеханические свойства кристалла KDP Р.С. Аль Кхазаали, Д.А Лисицкий	39