Nanocristalización en etapa temprana como método para mejorar las propiedades eléctricas de vidrios de borato de vanadio dopados con titanato de plomo/bario

Scientific Reports volumen 13, número de artículo: 12498 (2023) Citar este artículo

Detalles de métricas

Durante el tratamiento térmico de vidrios convencionales de enfriamiento por fusión se formaron nanocompuestos vitrocerámicos (GCN) de (10 − x) BaTiO3 (BT) –xPbTiO3 (PT)–60V2O5–30B2O3 con x = 0, 2,5, 5, 7,5 y 10% molar. . Se utilizó difracción de rayos X para asegurar la formación de vidrio y GCN. Las densidades de vidrios y GCN se midieron mediante el principio de Arquímedes. La incorporación de finos grupos polares de titanato de plomo y/o titanato de bario en la matriz de vidrio de borato de vanadio depende en gran medida de la composición. Se descubrió que la conductividad eléctrica de los vidrios iniciales se puede mejorar considerablemente mediante una etapa temprana adecuada de nanocristalización a temperaturas cercanas a las temperaturas de cristalización determinadas por el método DSC. Los GCN muestran un aumento masivo en la conductividad eléctrica (hasta 6 órdenes de magnitud) en función del contenido de BaTiO3. Se ha descubierto que al aumentar el contenido de BaTiO3, aumentan los valores de energía de activación. La mejora de la conductividad eléctrica de los GCN se puede atribuir al aumento de las fases cristalinas en la matriz vítrea, lo que aumenta las concentraciones de los pares de iones V.

Recientemente, los nanocompuestos vitrocerámicos (GCN) que contienen nanocristalitos ferroeléctricos dispersos en la matriz de vidrio han recibido un interés considerable. Durante el proceso de tratamiento térmico del vidrio, se forman pequeños cristales dentro de la matriz del vidrio y además se reduce el nivel de porosidad, lo que le da una gran ventaja a los GCN1,2. Los sistemas de vidrio y vitrocerámica integrados con materiales ferroeléctricos tienen aplicaciones notables, como filtros de radiofrecuencia, actuadores, memorias flash, etc.3. Los GCN que contienen óxido de metal de transición (TMO) muestran un comportamiento semiconductor como resultado de los iones de valencia anteriores. En la matriz de vidrio que contiene óxido de vanadio, la conducción se debe a un pequeño salto de polarón (SPH) entre V4+ ↔ V5+. El tamaño de grano del precepto nanocristalino formado juega un papel importante en la conductividad eléctrica mejorada donde los centros de salto se organizan en esos granos minimizando la dispersión de los límites de los granos4,5,6.

El titanato de plomo (PbTiO3) tiene una estructura de perovisquita con buenas propiedades dieléctricas, estabilidad térmica y ferroeléctricas. Además, su alta temperatura Curie (490 °C) lo hace adecuado para aplicaciones de dispositivos de alta temperatura, como transductores. Los grandes desplazamientos iónicos del titanato de plomo producen una gran polarización espontánea7,8. Por otro lado, el titanato de bario (BaTiO3) en las últimas décadas ha sido muy investigado por su importancia tecnológica en aplicaciones electrónicas3,9.

En cuanto a la capacidad de formación de vidrio, el pentóxido de vanadio (V2O5), hasta un 5% en moles, actúa como modificador de red del vidrio, mientras que en más de un 10% en moles actúa como formador de red5. El trióxido de boro (B2O3) es un formador de redes de vidrio básico en vidrios de borato con menor calor de fusión10, mientras que el BaTiO3 tiene una pobre capacidad de formación de vidrio3.

Nuestro trabajo tiene como objetivo estudiar vidrio/GCN dopados con plomo/titanato de bario preparados mediante la técnica convencional de enfriamiento por fusión y el método de nanocristalización en etapa temprana, respectivamente. Además, se investigó el efecto del titanato de bario sustituido por titanato de plomo, para producir material libre de plomo, sobre las propiedades eléctricas. La formación de fases nanocristalinas se obtuvo mediante un cuidadoso tratamiento térmico a temperaturas cercanas a la temperatura de cristalización.

Se utilizó una técnica de enfriamiento por fusión convencional para preparar (10 − x) BaTiO3 (BT) –xPbTiO3 (PT) –60V2O5–30B2O3 con x = 0, 2,5, 5, 7,5 y 10% en moles. Los reactivos de óxidos de pureza extra alta de PbTiO3, BaTiO3, B2O3 (Sigma Aldrich, 99%) y V2O5 (Fisher Scientific, 99,99%) fueron nuestros productos químicos de partida con una mezcla total de 10 g pesados ​​en una relación estequiométrica. Después de 10 min. Mientras se mezclaba, el polvo de composiciones nominales se colocó en un crisol de platino y se calentó durante 90 minutos en un horno de mufla a 1250 °C en aire. Se utilizó un molde de acero inoxidable para colar la masa fundida en forma de placa de 2,0 mm de espesor. Se utilizó un difractómetro de rayos X Siemens D5000 con radiación Cu Kα filtrada con níquel para garantizar la amorficidad de los vidrios preparados bajo un voltaje de aceleración de 40 kV y una corriente de 30 mA. Se utilizó el calorímetro diferencial de barrido Shimatzou DSC 50 para el análisis térmico con una velocidad de calentamiento de 10 °C/min bajo una atmósfera de argón. Se utilizó el microscopio electrónico de transmisión de alta resolución (HRTEM) JEOL 2100 para confirmar la presencia de nanogrupos dentro de la matriz de vidrio. La muestra de vidrio preparada se trató térmicamente en aire cerca de su temperatura de cristalización Tc de acuerdo con los datos de DSC a 350 ° C durante 2 h para obtener nanocompuestos de vidrio y cerámica (GCN). Las muestras de vidrio y GCN se recubrieron con pastas de plata para conductividad de CC utilizando un picoamperímetro tipo KEITHLEY 485 en un rango de temperaturas de 310 a 450 K. A temperatura ambiente, las muestras de vidrio y GCNS se midieron las densidades promedio (ρ) mediante el método de Arquímedes utilizando tolueno de densidad. 0,866 g/cm3 como líquido de inmersión. Las mediciones de densidad se repitieron cinco veces.

En la Fig. 1 se muestran patrones de XRD de 10 − xBaTiO3 (BT) –xPbTiO3 (PT)–60V2O5–30B2O3 con x = 0, 2,5, 5, 7,5 y 10 mol% de muestras de vidrio. Se observó un pico amplio y amplio en \( 2\uptheta \aprox 25\) confirmando el comportamiento vítreo de nuestro sistema de vidrio. La Figura 2 muestra curvas DSC de la dependencia de la composición del sistema de vidrio. Las curvas se caracterizan por una deriva endotérmica debido a la temperatura de transición vítrea (Tg) y un gran pico exotérmico correspondiente a la cristalización (Tc). La temperatura de transición vítrea aumenta a medida que aumenta el contenido de BaTiO3 y se sitúa entre 280 y 320 °C. Además, la Tc cambió de 314 a 347 °C según la composición de la muestra. Por ejemplo, la estabilidad térmica y la viscosidad del vidrio dependen principalmente de la diferencia de temperatura entre los puntos de transición vítrea y cristalización11. La diferencia de temperatura ΔT = Tc − Tg varió ligeramente de 36 a 31 °C al aumentar el contenido de BaTiO3. Además, el cambio en el número de coordinación del formador de la red y la construcción de átomos de oxígenos sin puente (NBO) se correlacionaron con la Tg. La construcción de NBO provoca una disminución en la Tg2,3. En el presente trabajo, el aumento continuo de Tg sugiere un aumento continuo en el número de coordinación y la destrucción de los átomos de NBO.

Patrones de difracción de rayos X de vidrios templados.

Curvas DSC de vidrios templados.

HRTEM, patrones de difracción de electrones de área selectiva (SAED) y el espaciado interplanar de las muestras de vidrio apagadas se presentaron en las Figs. 3 y 4, respectivamente. Se precipitaron nanoclusters distribuidos aleatoriamente en la matriz de vidrio amorfa. Los patrones SAED de las muestras de vidrio templado confirman la naturaleza amorfa. Sin embargo, las manchas en este patrón sugieren la existencia de nanoclusters precipitados asociados con la muestra de vidrio. La Figura 4 muestra el espaciado interplanar de las fases ordenadas de los nanogrupos polares impedidos en la matriz de vidrio. La aparición de discontinuidad de defectos cristalinos y la presencia de límites gemelos apoyan el comportamiento ferroeléctrico de la muestra. Este punto fue ampliamente estudiado en nuestro reciente trabajo publicado12,13.

HRTEM de las muestras de vidrio preparadas, el recuadro es el DESA.

El espaciado interplanar observado en las presentes muestras de vidrio.

La Figura 5 muestra patrones de XRD de vidrios tratados térmicamente a 350 °C durante 2 h. El pico amplio todavía asociado con una matriz parcialmente nanocristalizada confirma la formación de GCN. Un pequeño pico (120) que se muestra en el resultado de XRD a 25,97 ° de PT GCN al 10 % corresponde al Pb2V2O7 monoclínico. El patrón XRD coincide con la tarjeta JCPDS nº 01-084-1458. Para GCN BT al 10%, el pico (311) obtenido a 25,83° corresponde al Ba2V4O13 monoclínico. Además, Ba2V4O13/Pb2V2O7 coexisten en GCN con contenido mixto de PT y BT. Se utilizó la ecuación de Scherrer para calcular el tamaño del cristal en los GCN, que oscilaba entre 7 y 15 nm5. La existencia de cristalitos muy finos incrustados dentro de la matriz de vidrio también se observó utilizando HRTEM, Fig. 6. El patrón SAED del nanocompuesto de cerámica de vidrio 5% BT se muestra en el recuadro de la Fig. 6. Puntos de difracción de fases nanocristalinas se observan con un tamaño promedio mayor que el observado en las muestras de vidrio preparadas. De la figura se desprende claramente que los puntos de difracción muestran un alto grado de desorden.

Patrones de difracción de rayos X de GCN.

HRTEM de nanocompuesto de cerámica de vidrio BT al 5% (a) muestra la presencia de partículas grandes en la matriz vítrea y (b) muestra el espaciado d de granos de tamaño pequeño.

La densidad del vidrio templado disminuye de 3,5 a 2,84 g/cm3, mientras que el volumen molar aumenta continuamente de 3,15 a 3,7 cm3 con el aumento del contenido de BaTiO3, como se muestra en la Tabla 1. Después del tratamiento térmico a 350 °C durante 2 h, estos los valores aumentan. Este aumento se ha atribuido a la mejora de la formación de tetraedros de borato además de la conversión de oxígenos puente en oxígenos no puente. Además, la formación de fases no cristalinas en comparación con los vidrios correspondientes jugó un papel importante en valores de densidad más altos.

Se ha demostrado que la conducción eléctrica en vidrios compuestos por óxidos de metales de transición (TMO) es de naturaleza electrónica. Se cree que el proceso de conducción se produce debido al salto de electrones entre los iones existentes en diferentes estados de valencia en el vidrio. La Figura 7a, b representa las variaciones de la conductividad continua (σ) del vidrio y los GCN correspondientes en función de la temperatura absoluta recíproca, respectivamente. La figura muestra una dependencia lineal de la temperatura hasta una cierta temperatura (θD/2), (θD: temperatura Deby), y de repente la pendiente cambia con la desviación de la linealidad. Junto con la energía de activación depende de la temperatura. Generalmente, para los sistemas de vidrio que contienen TMO14,15, la conducción eléctrica a temperaturas superiores a θD/2 se explica mediante la teoría de Austin-Mott de conducción por salto de polarón pequeño (SPH)16,17.

Dependencia de la temperatura de la conductividad de CC (ln σ) de diferente composición para (a) las muestras de vidrio (b) GCN.

Las energías de activación de alta temperatura se obtuvieron a partir de la pendiente de cada curva en el rango más alto de las temperaturas medidas. Los datos experimentales de conductividad en esta situación están bien descritos por la energía de activación para la conducción dada por:

donde σo es el factor preexponencial, W es la energía de activación, kB es la constante de Boltzmann y T es la temperatura absoluta. La diversidad de las conductividades a alta temperatura y las energías de activación a alta temperatura de los vidrios y los GCN correspondientes se muestran en la Fig. 8. De la figura se desprende claramente que la conductividad disminuye mientras que la energía de activación aumenta al aumentar el contenido de BaTiO3.

Efecto del contenido de BaTiO3 sobre la energía de activación (W) y la conductividad CC (ln σ) a temperatura fija (400 K) para las muestras de vidrios y GCN.

Se encontró que las energías de activación para la conducción de las muestras de vidrio eran W = 0,338–0,495 eV a altas temperaturas. Se sabe que al agregar BaTiO3 a la matriz de vidrio, se disminuye la conductividad como resultado de la disminución de cationes NBO18. Esto conduce a disminuir la estructura abierta, a través de la cual los portadores de carga pueden moverse con menor movilidad. Se encontró que las energías de activación para la conducción de los GCN eran = 0,179–0,244 eV. Como se muestra en la figura, la conductividad disminuye mientras que la energía de activación aumenta con el aumento del contenido de BaTiO3, similar a lo observado en las muestras de vidrio. Sin embargo, hay una mejora gigante en la conductividad eléctrica de los GCN. Esta mejora en la conductividad eléctrica se puede atribuir al aumento de las fases nanocristalinas de Pb2V2O7 en la matriz vítrea, lo que aumenta las concentraciones de los pares de iones V4,5. Estos resultados son consistentes con los resultados de XRD.

Además, la mejora de la conductividad eléctrica de los GCN de aproximadamente 6 órdenes de magnitud en estudio se puede explicar de la siguiente manera; La clave para la conducción electrónica en los vidrios con alta cantidad de V2O5 es la distribución espacial de los iones V4+ y V5+ que son centros de salto de electrones19,20. Para el vidrio inicial, existe una ligera distribución aleatoria de dichos centros. Sin embargo, la etapa inicial de nanocristalización a temperaturas cercanas a la temperatura de cristalización mejora la cristalinidad de la formación de nanocristalitos de V2O5 dentro de la matriz de vidrio. Dado que el tamaño promedio de estos granos es tan pequeño, la región de interfaz entre las fases cristalina y amorfa es ampliamente ramosa e influye fuertemente en todas las propiedades eléctricas del nanomaterial. En particular, puede contener la concentración mejorada de centros V4+ y V5+ dispersos en la superficie de los cristalitos V2O519. La Figura 9 muestra la dependencia de la conductividad de CC (ln σ) en función del contenido de BaTiO3 para el vidrio y los GCN correspondientes a una temperatura fija (400 K). De la figura se desprende claramente que hay un aumento masivo en la conductividad eléctrica de aproximadamente 6 órdenes de magnitud después del tratamiento térmico.

Efecto del contenido de BaTiO3 sobre la conductividad de CC (ln σ) a temperatura fija (400 K) para los vidrios y las muestras de GCN correspondientes.

Además, la disminución de las conductividades de CC y el aumento de las energías de activación de las muestras tachonadas sugieren algunos cambios en los mecanismos de conducción. Se ha informado anteriormente21,22 que en vidrios compuestos de vanadio, la conductividad continua es electrónica y depende en gran medida de la distancia promedio, R, entre los iones de vanadio. La distancia promedio, R, se calculó para las muestras tachonadas (ver Tablas 1 y 2) a partir de la relación R = (1/N)1/3, donde N es la concentración de iones de vanadio por unidad de volumen, calculada a partir de la composición del lote y la densidad medida. La densidad, d, la concentración de iones de vanadio por unidad de volumen, N, y la distancia promedio, R, se muestran en las Tablas 1 y 2 para todos los sistemas con clavos. La relación entre la distancia promedio R, la energía de activación W y la conductividad continua, ln σ, para vidrios y GCN correspondientes se ilustra en la Fig. 10. Por otro lado, la expresión teórica para esa energía incluye un término W = W0( 1–rp/R), donde W0 es constante y rp denota un radio de polarón pequeño17,21. En general, la conductividad electrónica aumenta mientras que la energía de activación disminuye cuando disminuye la distancia R entre los centros de salto.

Efecto de la distancia promedio (R) sobre la energía de activación (W) y la conductividad continua (ln σ) a temperatura fija (400 K) para diferentes vidrios y muestras de GCN.

Mott16 investigó el proceso de conducción de CC en vidrios TMO en un modelo en el que el proceso de conducción se caracteriza por saltos asistidos por fonones de pequeños polarones entre estados localizados a alta temperatura T > θD/2. Para el régimen de salto no adiabático, donde el salto de electrones es pequeño durante cada excitación, la conductividad de CC se puede expresar como

El factor preexponencial σo en la ecuación. (2) está dado por

donde ʋo es la frecuencia del fonón óptico calculada a partir de los datos de conductividad eléctrica siguiendo la relación (kB θD = hʋo), los valores de ʋo se enumeran en la Tabla 2, N es la densidad de iones de metales de transición, R el espaciado promedio entre iones de metales de transición ( = (1/N)1/3), C es la fracción de ion metálico de transición reducido (C = V+4/Vtotal), W es la energía de activación para la conducción por salto y α es el factor de tunelización (la relación de la onda deterioro de la función). Al sugerir una fuerte interacción electrón-fonón, Austin y Mott demostraron lo siguiente17.

donde WH es la energía de salto y WD es la energía de desorden, que es la diferencia de energías electrónicas entre dos sitios de salto.

donde ɛs es la constante dieléctrica estática y L es una constante de factor 0,3.

Para el régimen de salto adiabático, el electrón haría transiciones hacia adelante y hacia atrás durante la excitación entre los sitios de salto. En ese caso αR en las Ecs. (2) y (3) se vuelven insignificantes16,17. En esta región la conductividad y el factor preexponencial en las Ecs. (2) y (3) se describieron de la siguiente manera:

La naturaleza del mecanismo de salto de polarón (adiabático o no adiabático) se puede adquirir a partir de una gráfica de ln σ frente a la energía de activación W a una temperatura fija T23. Si la temperatura estimada Te a partir de la pendiente de dicho gráfico está cerca de la temperatura experimental T, la conducción por salto será en régimen adiabático. Sin embargo, si la temperatura estimada Te difiere de la temperatura experimental T la conducción será en régimen no adiabático. La Figura 10 muestra la relación entre ln σ y la energía de activación W para vidrios y GCN en T (400 K). Las temperaturas estimadas calculadas a partir de las pendientes de las gráficas son Te = 753,5 y Te = 529,9 para vidrios y GCN, respectivamente, lo que difiere de la temperatura experimental. Como consecuencia, podemos confirmar que el mecanismo de conducción en las presentes muestras se debe a la SPH no adiabática de los electrones17.

El mecanismo de conducción no adiabática también se confirma a partir del cálculo del ancho de banda del polarón (J) a partir de la siguiente relación24:

Los valores de J que se calcularon a partir del lado derecho (RHS) de la ecuación. (9) o (10) a temperatura fija (400 K) para las muestras de vidrio están en el rango de (0,015 a 0,018) eV y para los GCN están en el rango de (0,003 a 0,014) eV. Para aclarar si el polarón está en régimen adiabático o no adiabático se requiere una estimación del valor de J, que se puede obtener de25.

dónde

donde ɛs y \({\varepsilon }_{\infty }\) son las constantes dieléctricas estáticas y de alta frecuencia de las muestras, respectivamente. \({\varepsilon }_{p}\) la permitividad dieléctrica efectiva.

Y \(N({E}_{F})\) es la densidad de estados en el nivel de Fermi que se estimó a partir de la siguiente expresión16.

La Tabla 1 muestra los valores de \(\mathrm{N}({\mathrm{E}}_{\mathrm{F}})\) de vidrio y GCN, luego, los valores calculados de J dados por la ecuación. (11) es aproximadamente \(\mathrm{J}\approx 0.0003\) para vasos y aproximadamente \(\mathrm{J}\approx 0.0001\) para GCN que son mucho más pequeños que los calculados a partir del RHS de la ecuación. (10) confirmando nuevamente la conducción por salto no adiabático a alta temperatura para estas muestras.

En el régimen adiabático, la conducción de salto, WH, se da utilizando el valor J como

donde Wp es la energía de unión del polarón, W/p es la energía máxima de unión del polarón y WH depende de R26.

De lo contrario, para la conducción por salto no adiabático, WH viene dado por

Al utilizar los valores de energía de desorden WD y energías de activación W que se muestran en la Tabla 1, obtenemos WH en el rango de (0,338–0,493) eV para las muestras de vidrio y en el rango de (0,179–0,244) eV para los GCN. Estos valores están muy cerca de los valores de W para los sistemas estudiados.

A continuación, utilizando los valores del espaciado medio entre iones de vanadio, R (Tabla 1), se pueden calcular los radios polarones a partir de la relación25.

Los valores de \({r}_{p}\) y R para vidrio y los GCN correspondientes se enumeran en las Tablas 1 y 2.

También se calcularon para los sistemas estudiados los valores de la constante de acoplamiento de polarones pequeños, una medida de la interacción electrón-fonón, dada por16. Los valores estimados de se enumeran en la Tabla 2. El valor de > 4 generalmente indica una fuerte interacción electrón-fonón27. Los valores enumerados muestran una disminución al disminuir el contenido de BaTiO3.

La movilidad del portador de salto \(\mu\) en las regiones de salto adiabática y no adiabática se describe mediante las siguientes ecuaciones28.

Además, los valores de densidad de portadores (Nc) se calcularon a partir de la relación29.

Los valores de \(\upmu\) y Nc para el vidrio y los GCN correspondientes se enumeran en la Tabla 2. La movilidad del portador a 400 K de los sistemas estudiados es muy pequeña, lo que sugiere que los electrones están altamente localizados en los sitios del ion V, correspondientes a la fuerte interacción electrón-fonón, el gran γp27. Como la condición de localización de los electrones conductores es generalmente de \(\upmu <0.01\) cm2V−1 s−127, lo que confirma la formación de pequeños polarones en nuestras muestras. Además, la constante Nc ~ 1018 indica que la conductividad de dichas muestras está determinada por la movilidad de salto30,31,32,33.

El sistema de vidrio de (10 − x) BaTiO3 (BT) –xPbTiO3 (PT) –60V2O5–30B2O3 con x = 0, 2,5, 5, 7,5 y 10% molar se preparó con éxito mediante la técnica convencional de enfriamiento por fusión. La naturaleza amorfa fue confirmada por XRD y DSC. La micrografía HRTEM junto con SAED aclararon la existencia de nanoclusters polares en la matriz de vidrio y su tamaño aumenta al tratar térmicamente las muestras de vidrio. Se encontró que los valores de densidad del vidrio aumentan con el aumento del contenido de BaTiO3, mientras que los valores de densidad de las muestras de GCN disminuyen. Se cree que el proceso de conducción de CC se produce mediante saltos de electrones entre los iones que existen en diferentes estados de valencia en el sistema de vidrio (el salto se producirá entre los iones V4+ y V5+). La conductividad CC en el sistema de vidrio disminuye mientras que la energía de activación aumenta con el aumento del contenido de BaTiO3. Después del tratamiento térmico de las muestras de vidrio, se produce una mejora gigante de la conductividad eléctrica en los GCN. La mejora de la conductividad eléctrica se puede atribuir al aumento de las fases nanocristalinas en la matriz vítrea, lo que aumenta las concentraciones de los pares de iones V. La naturaleza no adiabática del mecanismo de salto de polarón se confirmó en las muestras actuales. La densidad del portador es casi constante (Nc ~ 1018 cm-3), lo que indica que la conductividad de estas muestras está determinada principalmente por la movilidad de salto.

Los conjuntos de datos utilizados y/o analizados durante el estudio actual están disponibles del autor correspondiente previa solicitud razonable.

Al-Assiri, MS & El-Desoky, MM Síntesis, propiedades estructurales y ferroeléctricas de nanocompuestos vitrocerámicos a base de titanato de bario. J. No-Cryst. Sólidos 358(12), 1605–1610 (2012).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Al-Assiri, MS y El-Desoky, MM Correlación entre las propiedades nanoestructurales y eléctricas de los nanocompuestos de cerámica de vidrio a base de titanato de bario. J. Aleación. compd. 509(36), 8937–8943 (2011).

Artículo CAS Google Scholar

Thakur, S., Thakur, V., Kaur, A. & Singh, L. Estudio de la cristalización y el comportamiento estructural de las vitrocerámicas de titanato de bismuto y bario. J. No-Cryst. Sólidos 557, 120563 (2021).

Artículo CAS Google Scholar

Hannora, AE, Abbas, MA y El-Desoky, MM Efectos del recocido sobre las propiedades estructurales, térmicas y eléctricas del vidrio 10PbTiO3–10Fe2O3–30V2O5–50B2O3. J. Mater. Ciencia. Madre. Electrón. 32, 3998–4007 (2021).

Artículo CAS Google Scholar

Hannora, A. y El-Desoky, M. Correlación entre la conductividad eléctrica nanoestructural y mejorada del vidrio recocido 30V2O5–20Bi2O3–50P2O5. Cristal. Res. Tecnología. 55(10), 2000128 (2020).

Artículo CAS Google Scholar

Laorodphan, N. y col. Ambientes locales de boro y vanadio pentavalente en vidrios binarios de borato de vanadio. J. No-Cryst. Sólidos 453, 118-124 (2016).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Rahangdale, VU & Deshpande, VK Estudio de las propiedades físicas de la vitrocerámica a base de PbTiO3 con variación de la duración del tratamiento térmico. Ferroeléctricos 467(1), 85–98 (2014).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Rahangdale, VU & Deshpande, VK Vidrio y cerámica de vidrio a base de titanato de circonato de plomo: preparación, propiedades físicas, dieléctricas y ferroeléctricas. Madre. Hoy Proc. 29, 866–871 (2020).

Artículo CAS Google Scholar

Thakur, V., Singh, A., Awasthi, AM y Singh, L. Características de transporte eléctrico dependientes de la temperatura de vidrios de borato de litio modificados con BaTiO3. AIP Avanzado. 5(8), 087110 (2015).

ADS del artículo Google Scholar

Motke, SG, Yawale, SP y Yawale, SS Espectros infrarrojos de vidrios de borato de plomo dopados con zinc. Toro. Madre. Ciencia. 25(1), 75–78 (2002).

Artículo CAS Google Scholar

El-Desoky, MM Caracterización y propiedades de transporte de vidrios V2O5 – Fe2O3 – TeO2. J. No-Cryst. Sólidos 351(37), 3139–3146 (2005).

Artículo ADS CAS Google Scholar

El-Desoky, MM, Harby, AE, Hannora, AE y Al-Assiri, MS Comportamiento similar al ferroeléctrico del relajante en vidrio dopado con titanato de bario mediante la formación de cúmulos polares. J. Clust. Ciencia. 28(4), 2147–2156 (2017).

Artículo CAS Google Scholar

Harby, AE, Hannora, AE y El-Desoky, MM Observación del comportamiento similar a un relajante en vidrios dopados con BT y PT para aplicaciones de almacenamiento de energía. J. Aleación. compd. 770, 906–913 (2019).

Artículo CAS Google Scholar

Ghosh, A. y Chaudhuri, BK Conductividad de CC de vidrios V2O5-Bi2O3. J. No-Cryst. Sólidos 83(1), 151–161 (1986).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Mori, H., Kitami, T. y Sakata, H. Conductividad eléctrica de vidrios V2O5 – Sb2O3 – TeO2. J. No-Cryst. Sólidos 168(1), 157–166 (1994).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Mott, NF Conducción en vidrios que contienen iones de metales de transición. J. No-Cryst. Sólidos 1, 1–17 (1968).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Austin, IG & Mott, NF Polarones en materiales cristalinos y no cristalinos. Adv. Física. 18(71), 41-102 (1969).

Artículo ADS CAS Google Scholar

El-Desoky, MM y Al-Assiri, MS Propiedades estructurales y de transporte polarónico de vidrios semiconductores CuO – V2O5 – TeO2. Madre. Ciencia. Ing. B 137(1), 237–246 (2007).

Artículo CAS Google Scholar

Garbarczyk, J., Jozwiak, P., Wasiucionek, M. y Nowinski, J. Mejora de la conductividad eléctrica en vidrios de vanadato de litio mediante nanocristalización. Ión de estado sólido. 175, 691–694 (2004).

Artículo CAS Google Scholar

Al-Assiri, M. & El-Desoky, M. Nanocristalización como método de mejora de las propiedades eléctricas de los vidrios Fe2O3 – PbO2 – TeO2. J. Mater. Ciencia. Madre. Electrón. 25, 3703–3711 (2014).

Artículo CAS Google Scholar

El-Desoky, MM Conductividad CC y mecanismo de salto en vidrios V2O5 – B2O3 – BaO. Física. Estado Solidi 195(2), 422–428 (2003).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Al-Shahrani, A., Al-Hajry, A. y El-Desoky, MM Conducción de salto de polarón pequeño no adiabático en vidrios de borato de sodio y tungstato. Física. Estado Solidi 200(2), 378–387 (2003).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Emin, David y Holstein, T. Estudios del movimiento de polarones pequeños IV. Teoría adiabática del efecto Hall. Ana. Física. 53(3), 439–520 (1969).

ADS del artículo Google Scholar

Friedman, LD y Holstein, T. Am. Física. 21, 494–499 (1963).

ADS CAS Google Académico

Al-Assiri, MS, Salem, SA y El-Desoky, MM Efecto del dopaje con hierro en la caracterización y propiedades de transporte de semiconductores vítreos de fosfato de calcio. J. Física. Química. Sólidos 67 (8), 1873–1881 (2006).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Hirashima, H., Aral, D. y Yoshida, T. Conductividad eléctrica de vidrios PbO – P2O5 – V2O5. Mermelada. Cerámica. Soc. 68(9), 486–489 (1985).

Artículo CAS Google Scholar

Mott, NF y Davis, EA Procesos electrónicos en materiales no cristalinos 2ª ed., 32 (Clarendon, 1979).

Google Académico

Ghosh, A. Propiedades de transporte de semiconductores vítreos de bismuto de hierro. J. Aplica. Física. 66(6), 2425–2429 (1989).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Andelean, I. Comunicaciones de Estado Sólido. 27, 697–703 (1978).

ADS del artículo Google Scholar

Fareed, SA y cols. Estructura, coeficiente de seebeck y conductividad eléctrica en CC de Bi2Mn4O10 preparado por método mecanoquímico. J. Mater. Ciencia. Madre. Electrón. 33(19), 15346–15358 (2022).

Artículo CAS Google Scholar

Szreder, NA et al. Relajaciones electrónicas e iónicas en vidrio de borato de estroncio y vitrocerámicas que contienen óxidos de bismuto y vanadio. Ión de estado sólido. 282, 37–48 (2015).

Artículo CAS Google Scholar

Szreder, NA et al. Microestructura y propiedades dieléctricas de vidrios de vanadato de bario. Procedia Ing. 98, 62–70 (2014).

Artículo CAS Google Scholar

Pietrzak, TK, Wasiucionek, M. & Garbarczyk, JE Hacia una mayor conductividad eléctrica y un rango de estabilidad de fase más amplio mediante el procesamiento de cerámicas de vidrio nanoestructuradas. Nanomateriales 11 (5), 1321–1344 (2021).

Artículo CAS PubMed PubMed Central Google Scholar

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Los autores extienden su agradecimiento al Decanato de Investigación Científica de la Universidad King Khalid por financiar este trabajo a través de un proyecto de investigación de grupo grande con el número de subvención RGP2/193/44.

Departamento de Física, Facultad de Ciencias, Universidad de Suez, Suez, Egipto

Amany E. Harby & M. M. El-Desoky

Departamento de Ciencias e Ingeniería Matemática, Facultad de Ingeniería de Petróleo y Minas, Universidad de Suez, Suez, 43721, Egipto

Ahmed E. Hannora

Departamento de Física, Facultad de Ciencias, Universidad Rey Khalid, Abha, Arabia Saudita

Atif Mossad Ali

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Todos los autores comparten contribuciones iguales, todos los autores prepararon figuras, todos los autores revisaron el manuscrito.

Correspondencia a MM El-Desoky.

Los autores declaran no tener conflictos de intereses.

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Reimpresiones y permisos

Harby, AE, Hannora, AE, Ali, AM et al. Nanocristalización en etapa temprana como método para mejorar las propiedades eléctricas de vidrios de borato de vanadio dopados con titanato de plomo/bario. Informe científico 13, 12498 (2023). https://doi.org/10.1038/s41598-023-37230-w

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Recibido: 14 de abril de 2023

Aceptado: 18 de junio de 2023

Publicado: 02 de agosto de 2023

DOI: https://doi.org/10.1038/s41598-023-37230-w

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