Предел растворимости и микроструктура редкоземельных элементов в монокристаллах и керамических твердых растворах (La_1−xR_x)₃Ga₅SiO₁₄ (R = Gd–Ho)

Full Text

ВВЕДЕНИЕ

Структура соединений типа Ca₃Ga₂Ge₄O₁₄ (пр.гр. P321, Z = 1), к которой относятся исследуемые лангаситы R₃Ga₅SiO₁₄, где R – редкоземельный элемент (РЗЭ), впервые была расшифрована в работах Милля с соавторами [1, 2]. В настоящее время известно более сотни соединений, принадлежащих к данному типу. Помимо практического интереса к классу лангаситов, связанного с их пьезоэлектрическими, лазерными и люминисцентными свойствами [2–5], ряд их представителей вызывает и повышенный научный интерес. Соединения R₃Ga₅SiO₁₄ с магнитными РЗЭ (R = Pr, Nd) не упорядочиваются вплоть до самых низких температур ~35 мK [6, 7], тем не менее в них может наблюдаться магнитоэлектрический эффект: индуцированная магнитным полем электрическая поляризация. Этот эффект наблюдался в Nd₃Ga₅SiO₁₄ [8] и легированном гольмием лангасите La_2.957Ho_0.043Ga₅SiO₁₄ [9]. Эффект обусловлен допускаемым симметрией магнитоэлектрическим взаимодействием в локальных низкосимметричных (С2) позициях РЗЭ.

Кристаллическая структура лангаситов устойчива только для легких РЗЭ (La, Nd, Pr [10]). Для РЗЭ, начиная с Sm, галлосиликаты неизвестны. В системе La₂O₃–Ga₂O₃–SiO₂ лангасит La₃Ga₅SiO₁₄ (LGS) имеет узкую область существования [11], и вблизи стехиометрического состава LGS при охлаждении могут кристаллизоваться LaGaO₃, Ga₂O₃, La₂Si₂O₇ и соединения со структурой апатита, включая La₁₄Si₉O_39. Наиболее совершенные монокристаллы LGS выращивают главным образом методом Чохральского [12–16]. В серии работ [12–15] данным методом были выращены кристаллы LGS, активированные катионами R = Eu, Dy, Ho, Er. Лазерные монокристаллы с высокими оптическими характеристиками получены для составов La_2.97R_0.03Ga₅SiO₁₄. Методом зонной плавки с оптическим нагревом выращены кристаллы Pr₃Ga₅SiO₁₄ [17]. Методом твердофазного синтеза из стехиометрических количеств оксидов было синтезировано соединение семейства лангаситов состава Sm₃Ga_2.63Al_2.3SiO₁₄ [18], в котором в качестве примесных были обнаружены фазы со структурой граната Sm₃Ga₅O₁₂ (5.8 мас. %) и со структурой апатита Sm_4.66O(SiO₄)₃ (5.5 мас. %).

Таким образом, в имеющихся работах по выращиванию монокристаллов и твердофазному синтезу лангаситов отсутствуют точные сведения об областях образования твердых растворов (La_1−xR_x)₃Ga₅SiO₁₄ с РЗЭ, обладающими большими магнитными моментами (R = Gd, Tb, Dy, Ho). В таких соединениях можно было бы ожидать значительных магнитоэлектрических эффектов.

Целью данной работы являлось определение предела растворимости тяжелых РЗЭ в структуре LGS как в монокристаллах, так и в керамических образцах. Для этого методом зонной плавки с оптическим нагревом были выращены монокристаллы на основе La₃Ga₅SiO₁₄ c частичным замещением лантана тяжелыми РЗЭ. Сведения о выращивании данным методом замещенных тяжелыми РЗЭ LGS в литературе отсутствуют. Также были изготовлены керамические образцы чистого лангасита и две серии замещенных составов: (La_1−xTb_x)₃Ga₅SiO₁₄ и (La_1−xHo_x)₃Ga₅SiO₁₄ с разными концентрациями замещающих ионов (х от 0.05 до 0.4).

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ

Синтез заготовок для роста кристаллов и проведения рентгенографических исследований осуществлялся методом твердофазных реакций по обычной керамической технологии на воздухе в камерной печи СНОЛ 12/16. В качестве исходных компонентов использовали оксиды лантана, галлия, кремния, гадолиния, тербия, диспрозия и гольмия, взятые в стехиометрических пропорциях. Гомогенизация смесей проводилась перетиранием в агатовой ступке в среде этилового спирта в течение 30 мин. Гомогенизированные смеси подвергали 2-кратному обжигу с выдержкой при температуре 1400◦С 2 ч, нагрев до выдержки и охлаждение образцов после выдержки длились 2 ч.

Из измельченных продуктов обжига с добавлением 5 мас. % водного раствора поливинилового спирта в качестве связующего формировались цилиндрические таблетки под одноосным давлением 15 МПа при помощи гидравлического пресса. Образцы спекали в камерной печи при 1200°C в течение 2 ч с охлаждением в условиях выключенной печи. В результате были получены керамические образцы (La_1−xHo_x)₃Ga₅SiO₁₄ и (La_1−xTb_x)₃Ga₅SiO₁₄ с x от 0 до 0.4 с шагом 0.05 в виде цилиндрических таблеток диаметром 10 и толщиной 1–2 мм. Образцы (La_1−xTb_x)₃Ga₅SiO₁₄ (x = 0.2, 0.3) спекали дополнительно при 1200°C в течение 2 ч. Для проведения электрофизических исследований на поверхности полученных таблеток были нанесены электроды путем вжигания серебросодержащей пасты.

Кристаллы (La_1−xR_x)₃Ga₅SiO₁₄ (R=Gd, Tb, Dy и Ho) выращивались методом зонной плавки с оптическим нагревом из цилиндрических керамических заготовок диаметром 8 и длиной 100 мм [17]. Рост проводился на воздухе со скоростью 2–3 мм/ч с использованием в качестве затравки промышленных кристаллов La₃Ga₅SiO₁₄, выращенных в АО “Фомос-Материалы”.

Рентгенофазовый анализ (РФА) образцов проводился на рентгеновском дифрактометре ДРОН-3 с использованием фильтрованного излучения CuK_α1 (λ = 1.54056 Å) и порошка кристаллов NaCl в качестве внутреннего эталона. Для обработки рентгеновских дифрактограмм, а также расчета параметров кристаллической решетки использовались программы WinScaler и Celref. Выборочные рентгенограммы, характеризующие основные особенности фазового состава замещенных лангаситов, были зарегистрированы при съемке без внутреннего стандарта с использованием дифрактометра D2Phaser.

Микроструктуру кристаллов исследовали на сканирующем электронном микроскопе (СЭМ) JSM 5910-LV (JEOL), их элементный состав определяли методом энергодисперсионной рентгеновской спектроскопии (ЭДРС) с использованием аналитической системы AZtecENERGY (производство Oxford Instruments). На основании полученных данных о количественном содержании Ga, Si, R и O в фазах определялся их химический состав. Изучались как профили распределения элементов (ПРЭ) в продольном и поперечном направлениях, так и результаты анализа различных участков кристалла. Образцы для анализа вырезали из средней части монокристаллической були, полировали, на поверхность образца наносили токопроводящую углеродную пленку. Величины погрешностей в определении элементов не превышали для La, Ga, Gd, Tb, Ho, Si и О 0.11, 0.10, 0.10, 0.09, 0.06, 0.03 и 0.14 мас. % соответственно.

Намагниченность измерялась на установке MPMS-5 (QUANTUM DESIGN). Измерения температурно-частотных зависимостей комплексной диэлектрической проницаемости ɛ твердых растворов в диапазонах T = 77–700 К и f = 1 кГц–1 МГц были проведены измерителем иммитанса Е7-30 (МНИПИ, Белоруссия).

РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ

Ниже приведены результаты элементного анализа монокристаллов в лангаситной и примесных фазах и определенные на основе РФА керамических и монокристаллических образцов пределы растворимости РЗЭ Tb и Ho в структуре лангасита, а также даны примеры проявления их магнитных и диэлектрических свойств.

Микроструктурные и рентгенофазовые исследования. В табл. 1 приведены результаты определения состава монокристаллов лангасита, допированных Gd, Tb, Dy и Ho. При исследовании ПРЭ состав усредняли по измерениям для 100 и более точек. При анализе определенных областей кристалла усреднение проводилось по данным не менее 7 измерений.

 

Таблица 1. Данные о составе выращенных монокристаллов (La_1−xR_x)₃Ga₅SiO₁₄

№	х по закладке	Состав кристалла	Содержание, ат.%
			О	Si	La	Ga	R
1	0.2	(La0.81Gd0,19)3Ga5SiO14	60.90	4.58	21.09	10.88	2.55
2	0.05	(La0.95Tb0.05)3Ga5SiO14*	60.76	3.79	21.54	13.29	0.62
3	0.1	(La0.924Tb0.076)3Ga5SiO14	60.78	3.90	21.58	12.69	1.04
4	0.2	(La0.85Tb0.15)3Ga5SiO14	60.90	4.51	21.16	11.42	2.01
5	0.2	(La0.84Tb0.16)3Ga5SiO14	60.82	4.09	21.59	11.39	2.12
6	0.05	(La0.96Dy0.04)3Ga5SiO14	60.84	4.19	21.49	12.93	0.55
7	0.05	(La0.96Dy0.04)3Ga5SiO14	60.89	4.47	21.22	12.88	0.54
8	0.05	(La0.964Ho0.036)3Ga5SiO14*	60.85	4.27	21.20	13.19	0.50

Примечание. Номера 4 и 6 соответствуют ПРЭ вдоль кристалла, 5 и 7 – поперек кристалла.

*Результаты анализа отдельных областей кристалла (усреднение по данным не менее 7 измерений).

 

Наибольшая концентрация замещающего РЗЭ найдена в кристаллах с гадолинием. Анализ ПРЭ в кристалле (х = 0.2 по закладке) показал равномерное распределение Gd при его средней концентрации 2.55 ат. %, что соответствует составу (La_0.81Gd_0.19)₃Ga₅SiO₁₄.

С уменьшением ионного радиуса РЗЭ в микроструктуре кристаллов на его периферийных участках появляются зоны с образованием примесных фаз. Кристаллы с тербием выращены с его различным содержанием вплоть до х = 0.2 по номинальной закладке. При х ≤ 0.1 кристаллы отличались гомогенностью состава. При х = 0.05 состав соответствовал формуле (La_0.95Tb_0.05)₃Ga₅SiO₁₄, при х = 0.1 – (La_0.924Tb_0.076)₃Ga₅SiO₁₄. С увеличением содержания Tb в исходной шихте до х = 0.2 в кристаллах наблюдались включения примесных фаз (рис. 1). В гомогенной области одного из кристаллов (рис. 1а, темно-серый участок слева) его состав соответствовал (La_0.86Tb_0.14)₃Ga₅SiO₁₄. Можно заключить, что состав гомогенной части кристалла довольно стабилен. В периферийной части кристалла (светлые микрообласти на рис. 1а, 1б) были выявлены 2 типа примесных фаз. Анализ состава основного типа включений показал, что соотношение элементов в них (La+Tb) : (Ga+Si) : О = 3.06 : 4.93 : 12.01 близко к стехиометрии граната R₃Ga₅O₁₂. С учетом этого состав примесной фазы можно представить как (La_0.15Tb_0.85)₃(Ga_0,99Si_0.01)₅O₁₂. Фаза граната Sm₃Ga₅O₁₂ в качестве примесной найдена в [18] при твердофазном синтезе лангасита Sm₃Ga_2.63A_l2.37SiO₁₄. Помимо примеси граната в исследуемом образце имелось незначительное количество фазы, в составе которой содержалось (ат.%): 14.73 La, 8.12 Tb, 2.25 Ga, 12.42 Si и 62.48 О. Если суммировать концентрации входящих в состав фазы катионов С_La+Tb+Ga = 25.09, то атомное содержание элементов в ней близко к теоретическому в силикатах R₂SiO₅, равному (ат. %): 25 R; 12.5 Si и 62.5 O. В охарактеризованных как примесные к LGS фазах со структурой апатита Sm_4.66O(SiO₄)₃ [18] и крайнего представителя этого ряда La₁₄Si₉O₃₉ [11] атомные соотношения R : Si : O равны соответственно 22.55 : 14.52 : 62.92 и 22.58 : 14.52 : 62.90. Таким образом, в соответствии с данными ЭДРС, состав второй примесной фазы в исследованных кристаллах ближе к R₂SiO₅, чем к фазам со структурой апатита. Кристаллы R₂SiO₅, где R = La–Tm, принадлежат к структурному типу Gd₂SiO₅ (пр. гр. Р₂1/с), для силикатов иттрия и РЗЭ от Dy до Lu известны две моноклинные модификации, а Sc₂SiO₅ кристаллизуется лишь в структурном типе (M,Fe)₂PO₄F (В-тип, пр. гр. С2/с) [19].

 

Рис. 1. СЭМ-изображения (Z-контраст) периферийных участков монокристаллов (La_0.86Tb_0.14)₃Ga₅SiO₁₄ с включениями примесных фаз (светлые участки).

 

Строение фаз R_2−xY_xSiO₅ рассмотрено в [20]. Соединения R₂SiO₅ образуются при изменении размеров катионов в широких пределах. Образование твердого раствора состава (La_0.59Tb_0.32Ga_0.09)₂SiO₅ в качестве примеси при выращивании кристаллов номинального состава (La_0.8Tb_0.2)₃Ga₅SiO₁₄ представляется вполне вероятным.

В кристаллах, легированных Dy и Ho с номинальной концентрацией х = 0.05, по данным ЭДРС, соотношение РЗЭ и La оказалось меньше номинального. Так, для Dy-кристалла его состав в центральной гомогенной части соответствовал (La_0.96Dy_0.04)₃Ga₅SiO₁₄, в случае кристалла с гольмием – (La_0.964Ho_0.036)₃Ga₅SiO₁₄. В работах [11–15] показано, что при выращивании монокристаллов замещенного лангасита коэффициент распределения тяжелых РЗЭ меньше 1. Аналогичная картина наблюдалась и в исследованных нами монокристаллах лангасита.

На рис. 2 приведены выборочно рентгенограммы образцов разного состава. При небольших концентрациях х – в образцах (La_1−xR_x)₃Ga₅SiO₁₄ до x = 0.1 (R = Ho) и до x = 0.15 (для R = Tb) – основная кристаллическая фаза имеет структуру лангасита. С увеличением концентрации замещающих ионов увеличивается доля примесных фаз. Основной из них является фаза со структурой граната, что показано на примере образца Tb-замещенного лангасита, полученного твердофазным синтезом из шихты с x = 0.3 (соответствующие рефлексы отмечены красными стрелками). Уточненный параметр кубической решетки гранатной фазы а = 12.3442(1) Å близок к параметру решетки граната Tb₃Ga₅O₁₂ а = 12.3474Å (PDF Card 88-575). При дальнейшем росте x до 0.4 количество фазы граната возрастает. Аналогичная картина – образование фазы со структурой граната – наблюдается и в Но-замещенных лангаситах. Исключение составил лишь образец керамики, полученный из шихты с x = 0.2, в котором в качестве примесной фазы присутствует оксид галлия (рефлексы отмечены на рис. 2 прямоугольниками). Следует отметить, что в неоднофазных образцах помимо фазы граната присутствуют в незначительных количествах и другие соединения. На рентгенограммах они проявляются несколькими слабыми рефлексами, и идентифицировать их не удалось.

 

Рис. 2. Дифрактограммы монокристаллов чистого лангасита; лангасита, легированного тербием (х = 0.15); и керамики (La_1−xR_x)₃Ga₅SiO₁₄ с R = Tb (x = 0.3) и Но (х = 0.2).

 

На рис. 3 и 4 представлены зависимости уточненных по данным РФА параметров решетки фазы лангасита от х в шихте для синтеза. Видно, что зависимость параметров и объема элементарной ячейки фазы со структурой лангасита от состава шихты при х до ~0.2 близка к линейной. При дальнейшем увеличении х эти величины в пределах точности эксперимента перестают зависеть от состава шихты. Величина х данного перехода соответствует пределу растворимости РЗЭ, замещающих в структуре La₃Ga₅SiO₁₄ лантан. Этот предел растворимости составляет для гольмия ~0.15, а для тербия ~0.2. Величины параметров однофазных монокристаллических и керамических образцов (La_1−xTb_x)₃Ga₅SiO₁₄ совпадают (рис. 3).

 

Рис. 3. Параметры решетки (La_1−xTb_x)₃Ga₅SiO₁₄, рассчитанные по данным РФА, для образцов керамики (черные символы) и монокристаллов (красные символы).

 

Рис. 4. Параметры решетки образцов керамики (La_1−xHo_x)₃Ga₅SiO₁₄.

 

Магнитные и диэлектрические свойства (La_1−xR_x)₃Ga₅SiO₁₄ (R = Ho, Tb). Проведенные на выращенных монокристаллах магнитные измерения обнаружили сильную магнитокристаллическую анизотропию при низких температурах и, кроме того, послужили хорошим дополнительным критерием для определения истинной концентрации x* замещающего лантан тяжелого РЗЭ. В качестве примеров, иллюстрирующих одинаковое магнитное поведение кристаллов (La_1−xR_x)₃Ga₅SiO₁₄ (R = Ho, Tb), взятых из средней части були, на рис 5а и 5б приведены кривые намагничивания для R = Ho в единицах Гс см³/г и в магнетонах Бора (μ_B) на ион Ho³⁺ [9, 21].

 

Рис. 5. Кривые намагничивания монокристаллов (La_1−x*Ho_х*)₃Ga₅SiO₁₄ вдоль осей а и с при Т = 1.9 К для х* = 0.015 (а) и 0.043 (б).

 

Концентрация гольмия в первом кристалле, выращенном Миллем методом Чохральского, была определена по флуоресцентному анализу и составляла х*~0.015 (заложено было х = 0.03). Намагниченность второго образца, выращенного методом зонной плавки, была по всем кристаллографическим направлениям примерно в 1.9 раз выше, что соответствует х* = 0.043. Это значение находится в разумном согласии с приведенным в табл. 1 х* = 0.036, учитывая погрешности определения концентраций в обоих методах. Для теоретического описания полевых, угловых и температурных зависимостей намагниченности (будут опубликованы в отдельной работе) для обоих составов бралось одно значение магнитного момента иона Hо³⁺ 9.4 μ_B для основного состояния (квазидублет) в кристаллическом поле.

В случае замещения тербием величины намагниченности при низких температурах для кристаллов с номинальными концентрациями х = 0.2, 0.1 и 0.05 соотносятся приблизительно как 3 : 2 : 1. Принимая концентрацию х = 0.05 за истинную х*, для состава с х = 0.1 истинная концентрация х* = 0.1 оказывается несколько больше, чем приведенная в табл. 1 х* = 0.076 (впрочем, на другом кристалле результат ЭДРС – х* = 0.087, что ближе к значению х* = 0.1 по магнитным измерениям). Для образца с х = 0.2 получено практически полное согласие магнитных данных и ЭДРС. На рис. 6 приведены кривые намагничивания допированных тербием лангаситов вдоль кристаллографических осей а и с при Т = 1.9 К, а также кривая намагничивания керамического образца с х = 0.3 в единицах μ_B/Tb. Видно, что кривые намагничивания вдоль соответствующих направлений для всех трех составов совпадают, а кривая намагничивания керамики примерно соответствует усредненной по всем направлениям намагниченности монокристалла. В теоретическом моделировании для всех составов использовано единое значение магнитного момента иона Tb³⁺ 8.25 μ_B для основного квазидублета в кристаллическом поле.

 

Рис. 6. Кривые намагничивания кристаллов (La_1−xTb_x)₃Ga₅SiO₁₄ вдоль осей а и с и керамического образца с х = 0.3 при Т = 1.9 К.

 

Нами выполнены также исследования температурно-частотных зависимостей действительной части диэлектрической проницаемости ɛ΄ и тангенса угла диэлектрических потерь tgδ = ɛ΄΄/ɛ΄ керамических твердых растворов (La_1−x(Ho, Tb)_x)₃Ga₅SiO₁₄ в криостате при T = 77–300 и в печке при T = 300–650 K в диапазоне частот f = 1 кГц–1 МГц. С понижением температуры наблюдался рост диэлектрической проницаемости ɛ΄, который обусловлен известным возрастанием с-компоненты проницаемости лангаситов при низких температурах из-за смягчения фонона [22], но проявляющийся в керамических образцах заметно слабее вследствие усреднения по ориентациям зерен (на рис. 7 эта область температур не показана). Тем не менее это является свидетельством существования во всех исследованных образцах лангаситной фазы. При этих температурах никакие особенности в поведении диэлектрической проницаемости не проявлялись, однако при T > 300 К на температурных зависимостях ɛ΄ и tgδ обнаружены характерные особенности (перегибы и максимумы), температуры которых растут с ростом частоты (рис. 7). Это свидетельствует о проявлении в диэлектрической проницаемости релаксационных вкладов дебаевского типа ~Δε /(1-if/f_D), где Δε – их вклад в статическую проницаемость, а f_D = f₀exp[-E_a/(kT)] – релаксационная частота, которая приблизительно соответствует максимуму на температурной зависимости tgδ. Наблюдаемая релаксация может быть связана с механизмом образования кислородных вакансий при увеличении температуры, который рассматривался в диапазоне температур 400–800°С в работе [23]. Также наблюдаемая релаксация может быть связана с дипольной релаксацией [24].

 

Рис. 7. Температурно-частотные зависимости ε и tgδ керамического образца La₃Ga₅SiO₁₄.

 

Уравнение Аррениуса было использовано для расчета энергии активации релаксационного процесса E_a (вставки на рис. 8). Увеличение содержания гольмия в твердых растворах приводит к уменьшению энергии активации. При этом увеличение содержания тербия сначала приводит к увеличению энергии активации, а затем к ее уменьшению. Отсутствие прямой корреляции энергии активации с увеличением концентрации Tb может быть связано с дополнительным спеканием образцов (La_1−xTb_x)₃Ga₅SiO₁₄ (x = 0.2, 0.3), что могло привести к увеличению содержания вакансий кислорода.

 

Рис. 8. Зависимости частоты релаксации от обратной температуры для керамических образцов (La_1−x(Ho, Tb)_x)₃Ga₅SiO₁₄: точки соответствуют максимумам на tgδ (Τ) (рис. 7), прямые линии – результаты аппроксимации наблюдаемой релаксации по формуле Аррениуса; на вставках концентрационные зависимости энергии активации.

 

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

На основании проведенных исследований определены пределы растворимости для Tb- и Ho-замещенного лангасита на керамических образцах: 0.15 ± 0.02 для Ho и 0.20 ± 0.02 для Tb. По данным РФА, при небольших концентрациях РЗЭ основная кристаллическая фаза имеет структуру лангасита, увеличение концентрации повышает долю выпадающих паразитных фаз, которые идентифицированы как гранаты Ho₃Ga₅O₁₂ или Tb₃Ga₅O₁₂, частично замещенные лантаном, а также соединение типа La₂SiO₅, в котором лантан частично замещен на галлий и гольмий (тербий).

Монокристаллы лангаситов с низким уровнем замещения La на Tb, Ho и Dy (х = 0.05) имеют однородную структуру, но содержание в них РЗЭ меньше по сравнению с заложенным из-за оттеснения легирующего РЗЭ в раствор на границе кристаллизации. В случае соединений (La_1−xTb_x)₃Ga₅SiO₁₄, особенно при номинальной концентрации х = 0.2, начинают образовываться примесные фазы, причем наряду с Tb₃Ga₅O₁₂ регистрировались и фазы с существенным превышением содержания Si над Ga, предположительно структурного типа La₂SiO₅ c частичным замещением лантана на тербий и галлий.

Получены кривые намагничивания монокристаллических и керамических образцов (La_1−x(Ho,Tb)_x)₃Ga₅SiO₁₄, подтвердившие образование лангаситной фазы при концентрациях тяжелого РЗЭ ниже и вблизи их предела растворимости. Это свидетельствует о пригодности монокристаллов со структурой лангасита с частичным замещением лантана тяжелыми РЗЭ для проведения детальных физических исследований. Следует, однако, иметь в виду, что по мере уменьшения ионного радиуса РЗЭ предел растворимости уменьшается. Более того, для получения высококачественных кристаллов, свободных от примесных фаз, желательно ограничиваться концентрациями ниже предела растворимости (х ~0.05–0.1).

Исследованы температурно-частотные зависимости диэлектрической проницаемости и тангенса угла диэлектрических потерь керамических образцов (La_1−xHo_x)₃Ga₅SiO₁₄ (x = 0, 0.1, 0.2) и (La_1−xTb_x)₃Ga₅SiO₁₄ (x = 0, 0.1, 0.2, 0.3) в температурном диапазоне T = 77–700 К и частотах f = 1 кГц–1 МГц. Наблюдаемый с понижением температуры рост диэлектрической проницаемости свидетельствует о присутствии во всех исследованных образцах лангаситной фазы. При температурах выше комнатной обнаружена релаксация дебаевского типа, видимо, связанная с несобственными процессами релаксации.

ФИНАНСИРОВАНИЕ РАБОТЫ

Работа выполнена при финансовой поддержке Российского научного фонда (грант № 22-42-05004).

КОНФЛИКТ ИНТЕРЕСОВ

Авторы заявляют, что у них нет конфликта интересов.

About the authors

М. Е. Ворончихина

Институт общей физики им. А. М. Прохорова Российской академии наук

Email: ivanov@ran.gpi.ru
Russian Federation, ГСП-1, ул. Вавилова, 38, Москва, 119991

А. В. Матасов

Национальный исследовательский университет “МЭИ”

Email: ivanov@ran.gpi.ru
Russian Federation, ул. Краснознаменная, 14, стр. 1, Москва, 111250

В. Ю. Иванов

Институт общей физики им. А. М. Прохорова Российской академии наук

Author for correspondence.
Email: ivanov@ran.gpi.ru
Russian Federation, ГСП-1, ул. Вавилова, 38, Москва, 119991

Л. Д. Исхакова

Институт общей физики им. А. М. Прохорова Российской академии наук, Научный центр волоконной оптики им. Е. М. Дианова

Email: ivanov@ran.gpi.ru
Russian Federation, ГСП-1, ул. Вавилова, 38, Москва, 119991

А. М. Кузьменко

Институт общей физики им. А. М. Прохорова Российской академии наук

Email: ivanov@ran.gpi.ru
Russian Federation, ГСП-1, ул. Вавилова, 38, Москва, 119991

М. А. Сысоев

МИРЭА – Российский технологический университет

Email: ivanov@ran.gpi.ru
Russian Federation, пр. Вернадского, 78, Москва, 119454

А. А. Мухин

Институт общей физики им. А. М. Прохорова Российской академии наук

Email: ivanov@ran.gpi.ru
Russian Federation, ГСП-1, ул. Вавилова, 38, Москва, 119991

References

Supplementary files