Кристаллическая и микроструктура соединения La2CoMnO6, полученного методом "раствора-геля"

Московский Государственный Университет

имени М.В. Ломоносова

Реферат на тему:

"КРИСТАЛЛИЧЕСКАЯ И МИКРОСТРУКТУРА СОЕДИНЕНИЯ La>2>CoMnO>6>, ПОЛУЧЕННОГО МЕТОДОМ «РАСТВОРА-ГЕЛЯ"

2000

Использование в качестве магнитных материалов на ряду с металлическими магнитами гексаферрита стронция SrFe>12>O>19> и бария BaFe>12>O>19> обусловлено их относительной дешевизной [1]. При этом достижение высоких магнитных свойств используемых материалов осуществляется за счет совершенствования технологии их изготовления.

Основными параметрами, определяющими магнитные свойства ферритового порошка, являются: состав, плотность, размер частиц и распределение их по размерам [2], а также форма частиц, структурное совершенство и наличие ростовой текстуры [3]. Все перечисленные параметры, характеризующие указанный материал, в свою очередь зависят от природы и качества исходных компонентов, технологии и условий синтеза [4]. Ранее проведенные исследования показали пригодность местного сырья - Fe>2>O>3> из отходов производства Белорусского металлургического завода (БМЗ) - для получения порошка гексаферрита стронция [5].При производстве SrFe>12>O>19> обычно используют составы с определенным отклонением от стехиометрического соотношения между катионами в двух разных подрешетках n(Fe>2>O>3>/SrСO>3>) < 6 [6]. Для улучшения свойств используют также замещение части катионов Fe3+ катионами других 3d-металлов. Это позволяет получить различные типы магнитного упорядочения при сохранении одной и той же кристаллической структуры. Получение оптимальных магнитных и технологических параметров требует полной информации о влиянии этих замещений. Особый интерес представляют исследования коррелированных неизовалентных замещений парой Me>1>3+-Me>2>2+ с сохранением электронейтральности [7]. Эти катионы могут входить в кристаллическую решетку гексаферрита , образуя твердые растворы замещения, как в позициях Fe3+, так и в позициях Sr2+. Такого рода заместителями являются, например, La3+ и Co2+ [8-10]. Целью настоящей работы являлось определение влияния на магнитные свойства малых ( 2 %мас.) добавок CoO в нестехиометрических гексаферритах SrFe>12->>y>O>19> с y = 1.6 при n>0> = 5.2 и y = 1 при n>0> = 5.5.

Для синтеза порошков гексаферрита SrFe>12->>y>O>19> использовали Fe>2>O>3> (БМЗ), SrСO>3> (ч) и CoO квалификации (осч). Для каждого из составов концентрации СоО составляли 0.0, 1.0, 1.5 и 2.0 %мас. Синтез осуществляли после помола в вибромельнице в течение 4 ч. Шихту засыпали в алундовые тигли и помещали в печь, нагретую до температуры синтеза. Составы и температурно-временные режимы синтеза были выбраны на основании ранее проведенных исследований [11], как близкие к оптимальным по магнитным свойствам для составов без добавки. Образцы закаляли на воздухе. После синтеза все образцы исследовали методом рентгенофазового анализа (РФА) в CuK>α>-излучении на установке ДРОН-3М при комнатной температуре с использованием программ полнопрофильного анализа рентгенограмм “FullProf” и “PowderCell” для определения фазового состава и степени ферритизации. Для магнитных измерений порошки прессовали в виде цилиндров 10 мм, h ~ 1011 мм при давлении прессования 2000 кГ/см2. Измерения остаточной индукции B>r> и коэрцитивной силы H>c> проводили на гистерезисографе УИ.ФИ-400/5-003 при комнатной температуре.

Магнитные свойства гексаферритов стронция, легированных оксидами некоторых элементов, в существенной степени зависят от термостимулируемого взаимодействия между компонентами, определяющего особенности состояния компонентов на границе зерен. Предполагается, что наноразмерный слой (1-3 нм) зерен гексаферрита стронция отличается по структуре и составу от объема. Существует ряд микродобавок, улучшающих магнитные характеристики магнитов на основе гексаферритов стронция. Согласно имеющимся данным возможно как растворение вводимых микроэлементов в кристаллической структуре основной гексагональной фазы феррита, так и формирование отдельных фаз или кластерных образований в межкристаллитных зонах. Однако исчерпывающие представления о механизме их действия, основанные на экспериментальных данных, в литературе отсутствуют. Сложность изучения механизма влияния микродобавок на структуру и магнитные свойства гексаферритов обусловлена не только в их разноплановым воздействием на свойства, но, прежде всего, очень низкой их концентрацией, что требует разработки специальных методик исследования для установления состояния и возможного взаимодействия с основными компонентами сложнооксидной системы.

В данной работе рассматриваются методологические подходы к изучению микроструктуры гексаферритов стронция, морфологии зерен, характера распределения микродобавок и особенностей их химического и электронного состояния на поверхности кристаллитов и в объеме. Для получения этой информации применены высокочувствительные спектральные методы анализа поверхностного состояния твердого тела (РФЭС, Оже- и ИК-спектроскопии) в сочетании со структурными методами изучения строения веществ (РФА, СЭМ, РМА). Указанными выше спектральными методами исследовали поверхность свежеприготовленных сколов различных образцов гексаферритов стронция. Дополнительные сведения о характере распределения микроэлементов в образцах и их химическом состоянии получали из сравнительного анализа Оже- и РФЭ-спектров, записанных до и после травления поверхности сколов ионами аргона. ИК-спектры записывали методом диффузного отражения от исходных порошкообразных образцов гексаферритов и тонко диспергированных поверхностных слоев сколов спеченных образцов, содержащих микродобавки. Важно было установить, существует ли различие в ИК-спектрах исходного образца (без добавок) и поверхностного слоя зерен спеченного образца, в котором предположительно находятся микродобавки. Такое сравнительное исследование необходимо в связи со сложностью трактовки ИК-спектров твердых растворов сложнооксидных систем, для которых отсутствует удовлетворительная теоретическая база, поскольку возможно взаимодействие колебаний, появление смешанных колебаний, искажение ближайшего координационного окружения ионов при легировании другими ионами. В случае избыточного относительно стехиометрического содержания стронция в приповерхностном слое зерен, а также в присутствии легирующих добавок (бора, кремния, кальция и др.) возможны локальные деформации кристаллической решетки, изменения межатомных расстояний и электронной конфигурации катионов железа, что приводит к изменению характеристических частот колебаний связи Fe–O. Имеются данные о том, что наиболее высокая степень ковалентности связи Fe–O характерна для стехиометрического соотношения SrO:Fe>2>O>3> = 1:6. Отклонение от этого соотношения в любую сторону повышает степень ионности связи Fe–O.

Исследовали исходные порошки гексаферритов стронция и спеченные изотропные и анизотропные образцы магнитных материалов, различающихся химической природой микродобавок (SiO>2>, H>3>BO>3>, CaCO>3>, SiO>2>∙Al>2>O>3>∙H>2>O, MnCO>3>, La>2>O>3> и др.) и величиной магнитных параметров – остаточной магнитной индукции, коэрцитивной силы и максимальной магнитной энергии. Образцы для исследований были как специально приготовленные, так и предоставленные ОП РУП «Феррит».

Проведенное исследование показало эффективность применения предложенного комплексного подхода к исследованию состояния поверхности межкристаллитных границ и поверхностных слоев зерен. С использованием указанных методов получены данные о характере распределения легирующих компонентов в кристаллической решетке феррита и на поверхности кристаллитов, выявлены особенности валентного и электронного состояния основных и примесных элементов в поверхностном слое зерен, механизм их взаимодействия на границе зерен. Сочетание методов позволило установить тонкие структурные изменения, происходящие в поликристаллических образцах гексаферрита стронция в условиях их легирования разными микродобавками.

Установлена повышенная концентрация стронция и кальция в приповерхностном слое зерен гексаферрита относительно объема и преимущественное расположение Si, B, Al в межзеренном пространстве, выявлены структурные и концентрационные неоднородности в зернах с различными размерами и огранкой. Показано, что структурные и химические неоднородности характерны для магнитных материалов, обладающих высокими параметрами максимальной магнитной энергии и совершенной зернистой структурой. Как известно, размеры элементарной ячейки гексагональной фазы SrFe>12>O>19> сопоставимы с глубиной анализа оксидных материалов методом РФЭС. Все структурные неоднородности в состоянии основных элементов, а также и легирующих элементов (при их преимущественно приповерхностном расположении), могут быть различимы методом РФЭС. В частности, выявлено несколько состояний легирующих добавок (В, Ca, Si). Так, наряду с окисленными состояниями B3+ (Е>св> В1s = 192,3 эВ) и Si4+ (Е>св> Si2p>3/2> = 103 эВ) в поверхностном слое обнаруживаются состояния этих элементов со степенью окисления, близкой B0 (Е>св> В1s = 189,6 эВ) и Si0 (Е>св> Si2p>3/2> = 99 эВ). Характер РФЭ-спектров Sr3d, Ca2p и Fe2p позволяет предположить образование в поверхностном слое зерен гексаферрита стронция связей M–B, M–Si (M ≡ Sr, Ca, Fe). Образование связей, характерных для силицидов (CaSi, FeSi, FeSi>2> и др.), придает повышенную термическую стабильность дисперсному состоянию магнитов. Концентрация бора и кремния в исследованном образце такова, что не обеспечивает формирования отдельной металлоподобной фазы, которая могла бы оказать отрицательное влияние на магнитные свойства. Прослойка из взаимодействующих атомов основного состава и микродобавок с образованием связей M–B и M–Si в количестве, меньшем монослоя, оказывает стабилизирующее влияние на микроструктуру гексаферрита без изменения его магнитных свойств.

На основании полученных экспериментальных данных рассматриваются возможные механизмы химического взаимодействия между основными компонентами сложнооксидной системы (Fe, Sr) и легирующими добавками (Ca, B, Si).

Сравнительный анализ различий в микроструктуре и свойствах исследованных образцов позволяет наметить оптимальные пути улучшения магнитных свойств гексаферритов стронция за счет введения микродобавок без изменения технологических параметров их изготовления, что весьма важно с экономической точки зрения.

Рис.1. Порошковые рентгеновские дифрактограммы обработанные по методу Ритвельда для нестехиометрического гексаферрита SrFe>12->>y>O>19> с y = 1.6 (n>0> = 5.2) (а), для нестехиометрического гексаферрита SrFe>12->>y>O>19> с y = 1.6 (n>0> = 5.2) (б) и y = 1 (n>0> = 5.5) (в) с добавкой 2 %мас. оксида кобальта CoO.

Данные образцы были отожжены при 950 0C в течение 5 ч. На рисунках представлены экспериментальные данные (верхняя кривая), допустимые позиции брэгговских рефлексов (вертикальные черточки) для фаз : 1-ый ряд – стехиометрический SrFe>12>O>19>; 2-ой ряд – Fe>2>O>3>; 3-ий ряд – SrCO>3>; 4-ый ряд – стехиометрический SrFeO>3>; 5-ый ряд – CoO и 6-ой ряд – CoFe>2>O>4>, а также разностная линия (нижняя кривая).

Все полученные образцы оказались неоднофазными. Основную долю (> 94 %об.) составляла фаза гексаферрита SrFe>12>O>19>. Типичные рентгенограммы и результаты их обработки по методу Ритвельда представлены на рис. 1. Образцы без добавки содержали SrFe>12>O>19> (98.27 ÷ 99.82 %об.), а также следы фаз Fe>2>O>3> (0.05 ÷ 0.98 %об., SrCO>3> (0.00 ÷ 0.18 %об.) и SrFeO>3> (0.04 ÷ 0.84 %об.). Фаза гексаферрита является катион-дефицитной в позициях Fe3+. Меньше всего примеси было обнаружено в образцах с меньшим n при низкотемпературном длительном отжиге.

Рис.2. Количество (объемное) фазы гексаферрита (а), остаточная индукция (б), коэрцитивная сила (в) и максимальная магнитная энергия (г) при комнатной температуре для образцов нестехиометрического гексаферрита SrFe>12->>y>O>19> : с n>0> = 5.2 отожженного при 950 0C в течение 5 ч (1), с n>0> = 5.2 отожженного при 1050 0C в течение 1.5 ч (2), с n>0> = 5.5 отожженного при 950 0C в течение 5 ч (3) и с n>0> = 5.5 отожженного при 1050 0C в течение 1.5 ч (4) в зависимости от соотношения катионов в разных подрешетках n.

Добавление оксида кобальта приводит к появлению еще двух фаз CoO (0.00 ÷ 1.30 %об.) и CoFe>2>O>4> (0.83 ÷ 3.94 %об.), в то время как количество основной фазы SrFe>12>O>19> немного уменьшается (рис. 2, а). Замещение катионов Fe3+ катионами Co2+ приводит к уменьшению остаточной индукции B>r> (рис. 2, б). К уменьшению B>r> ведет и уменьшение содержания фазы гексаферрита (рис. 2, а). Остаточная индукция немного возрастает для образцов с n>0> = 5.2 и n>0> = 5.5, отожженных при низкой температуре в течение длительного времени.

Коэрцитивная сила H>C> для всех образцов уменьшается по мере увеличения количества добавки (рис. 2, в). Уменьшение коэрцитивной силы является следствием роста размеров зерен в результате их рекристаллизации выше критического значения, когда величина зерна совпадает с максимальным размером магнитного домена. Необходимо учитывать также, что достижение значений, близких к максимальным одновременно для остаточной индукции и коэрцитивной силы маловероятно из-за значительного несовпадения по характеру зависимостей B>r> и H>c> от параметров синтеза. Уменьшение остаточной индукции и коэрцитивной силы с ростом количества добавки CoO закономерно вызывает уменьшение максимальной магнитной энергии (рис. 2, г).Как следует из рис. 1, магнитные свойства у образцов, обожженных при 950 0С в течение 5 ч, B>r>, H>c>, (BH)>max> как для n>0> = 5.2, так и для n>0> = 5.5 либо постоянны, либо возрастают при увеличении n>1>, n>1>', при этом для n>0> = 5.5 их значения выше, чем при n>0> = 5.2. Образцы, обожженные при 1050 0С в течение 1.5 ч, имеют либо постоянные значения B>r>, либо уменьшающиеся H>C>, (BH)>max> с увеличением n как для образцов с n>0> = 5.2, так и для n>0> = 5.5. Значения магнитных параметров у составов с n>0> = 5.2 и 5.5 остаются выше, чем у замещенных образцов.

Соотношение Fe/Co сохраняется при равном количестве добавляемого СоО для составов с n>0> = 5.2 и 5.5. При степени ферритообразования более 97 % существует корреляция между магнитными свойствами и количеством образовавшегося гексаферрита, которая более выражена для составов с n>0> = 5.2, чем для составов с n>0> = 5.5. Увеличение добавки СоО до количества ≥ 3%>мас>, равно как и повышение температуры синтеза до 1100 0С, с выдержкой 0.5 и 6 ч, приводит к понижению содержания фазы SrFe>11>O>19> и, как следствие, к уменьшению магнитных свойств.

Таким образом, введение добавки CoO до 2 %мас. в синтезированный порошок гексаферрита SrFe>12->>y>O>19> с y = 1.6 (n>0> = 5.2) и y = 1 (n>0> = 5.5) при выбранных температурно-временных режимах синтеза приводит к ухудшению его магнитных свойств. По видимости, необходимо использовать коррелированное замещение, например, La3+ и Co2+ одновременно, и оптимизировать температурно-временные режимы синтеза.

В последнее время интенсивно используются материалы с размерами частиц наноуровня [1-2]. Особый интерес представляет изучение влияния размеров этих частиц на физические свойства вещества, т.к., в отличие от макрочастиц, у частиц с наноразмерами количество атомов, находящихся в приповерхностном слое частицы, становится соизмеримым с количеством атомом внутри частицы. Немаловажный практический интерес для получения таких материалов представляют методики синтеза моноразмерных наночастиц — т.е. наночастиц с низкой степенью дисперсионности по размеру. В данной работе описана методика получения сложного оксида La>2>CoMnO>6> со структурой перовскита методом «раствора-геля» (solution-gel method), проанализирована кристаллическая и микроструктура полученного соединения.

Выбор соединения для синтеза обусловлен тем, что в данном твердом растворе в зависимости от условий синтеза наблюдается несколько кристаллоструктурных модификаций. Ранее отмечалось [3], что при температурах синтеза выше 1300 ОС формируется ромбоэдрическая кристаллоструктурная фаза. Ниже этой температуры сосуществуют орторомбическая и ромбоэдрическая фазы. Однако недавно отмечалось [4] о формировании чисто ромбоэдрической фазы, синтезированной при 700 С. В работе [5] проведено комплексное исследование фазового состояния соединения La>2>CoMnO>6> в зависимости от условий синтеза. Расчеты велись в предположении упорядоченного состояния ионов кобальта Co2+ и марганца Mn4+ в пространственной группе P 2>1>/n, поскольку, согласно данным электрохимических исследований [5-6], состояние Co2++Mn4+ энергетически более выгодно, чем состояние Co3++Mn3+. Разница в энергии составляет около 0,2 eV. Окончательный вывод об упорядочении ионов Co и Mn делался исходя из магнитных данных. Там же отмечалось, что при синтезе этого твердого раствора при температурах ~700 ОС и ниже формируется псевдотетрагональная кристаллическая структура с сильно уширенными струткурными рефлексами на рентгенограммах. Низкотемпературной ромбоэдрической фазы, отмеченной в [4], обнаружено не было. Таким образом, представляет интерес изучение области двухфазного кристаллоструктурного состояния соединения La>2>CoMnO>6> с целью определения природы такого фазового расслоения.

Применение методики «раствора-геля» позволяет провести более тщательное смешение исходных компонентов шихты, чем это возможно при механическом смешении, и выполнить низкотемпературный синтез данного твердого раствора, в результате которого ожидается получение однофазного соединения с высокой степенью катионного упорядочения ионов марганца и кобальта. Природа упорядочения катионов носит в данном случае скорее электростатический характер, нежели чем влияние размеров (ионных радиусов) катионов.

Получение образцов состава La>2>CoMnO>6> происходило в следующей последовательности:

  • предварительно взвешенные в стехиометрических пропорциях оксиды химических элементов растворялись в концентрированной азотной кислоте для получения нитратов соответствующих элементов;

  • в полученный раствор добавлялась дисцилированная вода для стабилизации полученных нитратных солей путем образования гидратных комплексов типа La(NO>3>)>3>·xH>2>O;

  • далее в раствор вводился этиленгликоль — многоатомный ненасыщенный спирт, который, связываясь с ионами растворенных химических элементов, выполняет функцию переносчика ионов на субатомарном уровне;

  • полученный таким образом раствор нагревался до ~120 ОС для испарения воды и оксида азота, возникающего в процессе разложения нитратных ионов;

  • образованный коллоидный раствор нагревался до ~190 ОС для образования полимерной матрицы между этиленгликолем и ионами металлов;

  • дальнейшее нагревание до ~300 ОС при периодическом помешивании полученного вязкого раствора вело к разложению этиленгликоля и остаточных органических соединений;

  • полученный прекурсор в виде порошка дополнительно перетирался и прессовался в таблетки необходимых размеров;

  • прокаливание полученных таблеток проводилось при 500 ОС;

  • окончательный синтез проводился при 950 ОС.

Дополнительно, для определения влияния режима охлаждения образцов на их кристаллическую структуру, один из образцов закалялся до комнатной температуры (образец 1), второй — медленно охлаждался от температуры 800 С со скоростью 8 С/ч (образец 2).

Рис. 1. Рентгенограмма твердого раствора La2CoMnO6, обработанная с помощью программы Fullprof, a) закаленный образец b) медленно охлажденный образец. Показаны теоретическая и разностная кривые результата расчетов кристаллической структуры. Также отмечены брэгговские позиции структурных рефлексов.

Полученные таким образом твердые растворы подвергались рентгенофазовому анализу в Cu-K>α> излучении (рис. 1 а, b). Нами установлено, что в процессе синтеза методом «раствора-геля» получается однофазное соединение с орторомбически искаженной структурой перовскита. Структурные пики на рентгенограмме закаленного образца были узкими и интенсивными, в то время как для медленно охлажденного образца дифракционные пики были гораздо шире и меньшей интенсивности. Попытка расчета полученных рентгенограмм как смеси орторомбической и ромбоэдрической фаз вела к тому, что содержание ромбоэдрической фазы в образцах не превышало 0,3%, что значительно меньше погрешности эксперимента. Таким образом, мы полагали, что полученные образцы являются однофазными. Аналогично авторам [5], окончательный расчет и уточнение кристаллической структуры проводился в пространственной группе P 2>1>/n для удобства дальнейшего сравнения и анализа полученных данных. Параметры кристаллической структуры полученных образцов представлены в таблице 1.

Таблица 1.

Образец

a, Å

b, Å

c, Å

β, o

V, Å3

образец 1

5.5164(4)

5.4768(4)

7.7905(6)

89.92(1)

234.46 (3)

образец 2

5.5127(11)

5.4759(10)

7.7569(14)

90.06(5)

234.16(8)

Объем элементарной ячейки полученных нами образцов несколько ниже, чем отмечалось в [5], что можно интерпретировать либо как формирование катионного упорядочения, либо как образование слабодефицитного по кислороду образца. Несколько необычно поведение образца 2. Для сравнения, синтезированный авторами [5] в воздушной среде при 600 ОС образец с псевдотетрагональной структурой имел максимальный из исследованных объем ячейки (~236 Å3), однако содержание кислорода в этом образце было минимальным (<5.95). Изменение содержания кислорода в этих образцах ведет к двум противоположным эффектам: уменьшение содержания кислорода с одной стороны уменьшает элементарную ячейку за счет образования вакансий, но, с другой стороны, также уменьшает среднее окислительное состояние ионов кобальта и марганца, увеличивая ячейку. Ионные радиусы Co2+ и Mn3+ несколько больше ионных радиусов соответственно Co3+ и Mn4+ [7]. В нашем случае, объем элементарной ячейки образца 2 заметно уменьшился. Орторомбические искажения структуры сохранились. Вероятно, это связано с насыщением кислородом кристаллической структуры этого образца, поскольку данные термогравиметрического анализа [5] показали высокую сублимационную активность ионов кислорода в этих образцах при температурах ~750-800 ОС. Отметим, что симметрия кристаллической структуры стехиометрического La>2>CoMnO>6> является орторомбической. Для окончательного вывода поведении кристаллической структуры образца 2 необходимы дальнейшие исследования.

Данные о микроструктуре образца 1, получены с помощью электронного силового микроскопа в различных режимах увеличения (рис. 2). Можно видеть, что синтезированная методом раствора-геля микроструктура представляет собой высокопористую структуру с нитевидными гранулами. Важной особенностью данной микроструктуры можно считать практически одинаковые поперечные размеры полученных нитевидных гранул. Снятые при максимальном увеличении с различных участков образца картины структуры (рис. 2 c, d) указывают на одинаковую микроструктуру этого твердого раствора по всему объему образца. Катионный состав гранул также соответствует номинальной химической формуле. Расчет показывает, что поперечные размеры более чем у 90 % гранул в полученном твердом растворе находятся в пределах 200-400 нм. Учитывая методику получения образцов, нитевидную природу гранул можно интерпретировать, как результат осаждения катионов на полимерной матрице, образованной этиленгликолем. На наш взгляд, снижая температуру синтеза образцов можно в еще большей степени уменьшить размеры гранул.

По данным рентгеноструктурного анализа затруднительно определить степень упорядочения ионов кобальта и марганца в данном твердом растворе. Нами не наблюдалось сверхструктурых рефлексов, указывающих на упорядочение этих ионов. Вероятно, это связано с тем, что коэффициенты отражения рентгеновского излучения ионов кобальта и марганца близки.

a) b)

c) d)

Рис. 2. Картины микроструктуры La2CoMnO6 (образец 1), полученные с увеличением a) 5000 b) 10000 c) и d) 60000 крат. Картины c) и d), полученные с различных участков образца, подтверждают низкую дисперсию по размерам гранул в образце.

Таким образом, можно заключить, что использование метода «раствора-геля» способствует получению однородного по химическому составу La>2>CoMnO>6> с низкодисперсионной по размеру микроструктурой. Симметрия кристаллическаой ячейки полученного таким образом соединения является орторомбически искаженной.

Работа выполнена при поддержке Белорусского Республиканского фонда фундаментальных исследований (грант Ф06Р-127).

Литература

  1. Э.А. Бабич, Б.М. Улановский. Технология производства ферритов и радиокерамики. - М.: Высшая школа. – 1984. С. 3.

  2. C. Penot, J. Jarrige, J. Mexmain, Mater. Chem. 6, 323 (1981).

  3. Y.-P. Fu, C.-H. Lin, J. Alloys and Comp. 386, 222 (2005).

  4. Б.Е. Левин, Ю.Д. Третьяков, Л.М. Летюк. Физико-химические основы получения, свойства и применение ферритов. – М.: Металлургия. – 1979. – С. 471.

  5. Е.В. Звонарев, А.В. Зубец, Л.Л. Климкович, Л.С. Лобановский, А.А. Стефанович, С.В. Труханов. Исследование процесса получения порошков феррита стронция с использованием металлургических отходов. - Материалы 6-й Международ. науч.-техн. конф. “ Энерго- и материалосберегающие экологически чистые технологии ” - Гродно, ГрГу. - 2006. С. 261.

  6. Л.А. Башкиров, В.В. Паньков. Механизм и кинетика образования ферритов. Мн.: Наука и техника. – 1988. С. 151.

  7. А.А. Белоус, В.П. Иваницкий, В.А. Елшанский, Е.В. Пашкова, ЖНХ 43, 588 (1988).

  8. J.-M. Le Bretona, L. Lechevallier, J.F. Wangc, R. Harris, J. Magn. Magn. Mater. 272-276, 2214 (2004).

  9. G. Astia, F. Bolzonib, J.M. Le Bretonc, M. Ghidinia, A. Moreld, M. Solzia, F. Koolsd, P. Tenaud, J. Magn. Magn. Mater. 272-276, e1845 (2004).

  10. X. Liua, P. Hernandez-Gomez, K. Huang, S. Zhou, Y. Wang, X. Cai, H. Sun, B. Ma, J. Magn. Magn. Mater. 305, 524 (2006).

ОТЧЕТ о НИР «Изучить и оптимизировать процесс ферритизации порошков феррита стронция, полученных с использованием металлургических отходов РУП «БМЗ». Изготовить экспериментальную партию порошка». (закл.) ГППИ «Металлургия», раздел «Порошковая металлургия», задание 3.1., Дог. № 1011 от 01.04.2005 г. – Мин