CC BY
21Конденсированные среды и межфазные границы
Оригинальные статьи
Б01: https://doi.org/10.17308/kcmf.2020.22/2534 Поступила в редакцию 02.02.2020 Принята к публикации 15.02.2020 Опубликована онлайн 25.03.2020
ISSN 1606-867Х eISSN 2687-0711
УДК 537.226
Фазовые равновесия в системе Бп-Лб-БЪ при концентрации олова менее 50 мол.%
©2020 Т. П. Сушковаи, Г. В. Семенова, А. В. Шевелюхина, С. В. Канныкин, Е. Ю. Проскурина, А. В. Нерушев
Воронежский государственный университет, Университетская пл., 1, Воронеж394018, Российская Федерация Аннотация
Сплавы на основе олова и сурьмы, в том числе БиБЬ и некоторые другие соединения типа Л1УБУ, применяются для изготовления анодов Ц+- и Ма+-ионных батарей. Использование многокомпонентных твердых растворов позволяет варьировать свойства материала и улучшать технические характеристики анодов. В литературе очень мало информации о твердофазной растворимости в системе Sn-As-Sb, фазовая диаграмма этой системы не изучена. Цель работы заключалась в исследовании политермических сечений SиЛs-SЬ и SиЛs-SиSЬ с помощью методов рентгенофазового анализа (РФА) и дифференциального термического анализа (ДТА) и построении схемы фазовых равновесий в системе Sn-As-Sb в области концентраций олова менее 50 мол.%.
Сплавы политермических разрезов SиЛs-SЬ и SиЛs-SиSЬ получали из предварительно синтезированных бинарных соединений, подвергали гомогенизирующему отжигу и исследовали с помощью методов дифференциального термического анализа (ДТА) и рентгенофазового анализа (РФА) порошкообразных образцов. Результаты РФА показали, что все исследованные сплавы представляют собой гетерофазную смесь твердых растворов (SиЛs), ^иЗЬ) и а', где а' - твердый раствор олова в фазе Лs1SЬ,[. Протяженность твердых растворов на основе бинарных соединений при комнатной температуре менее 10 мол.%. Для нескольких сплавов двух разрезов методом ДТА установлена одинаковая температура начала первого эндотермического эффекта (393±2 0С), которая отвечает протеканию перитектического процесса с участием указанных выше фаз: а' ^ (SиЛs) + (SnSb). Методом ДТА с учетом данных РФА построены Т-х диаграммы политермических разрезов SиЛs-SЬ и SиЛs-SиSЬ. Установлены координаты нонвариантного перитектического равновесия Ь+ а' ^ (SиЛs) + ^иЗЬ); предложена схема фазовых равновесий в системе Sn-As-Sb в области концентраций олова менее 50 мол.%. Для построения полной схемы фазовых равновесий в тройной системе необходимо дальнейшее исследование разрезов SиAs-Sи4SЬ3 и
Ключевые слова: система Sn-As-Sb, твердые растворы, фазовые равновесия.
Для цитирования: Сушкова Т. П., Семенова Г. В., Шевелюхина А. В., Канныкин С. В., Проскурина Е. Ю., Нерушев А. В. Фазовые равновесия в системе Sn-As-Sb при концентрации олова менее 50 мол.%. Конденсированные среды и межфазные границы. 2020; 22(1): 106-115. Б01: https://doi.org/10.17308/kcmf.2020.22/2534
1. Введение
Развитие современных технологий стимулирует исследования в области разработки новых высокоэнергоемких, надежных и долговечных устройств для преобразования и хранения энергии. Многообещающей альтернативой широко применяемым литий-ионным батареям являются натрий- и калий-ионные аккумуляторы,
Сушкова Татьяна Павловна, e-mail: sushtp@yandex.ru
благодаря большей распространенности соединений натрия и калия в природе, большей эко-логичности и более низкой стоимости [1-3]. Однако сравнительно низкая плотность энергии и недостаточная циклическая стабильность ограничивают их коммерческое применение [2, 4]. Разработка высокопроизводительных электродных материалов является одним из ключевых вопросов для создания щелочных ионных батарей нового поколения.
Контент доступен под лицензией Creative Commons Attribution 4.0 License.
Аноды на основе сплавов, включающих 81, Ое, 8п, Р, Лэ, 8Ь, В1, активно тестируются в последние годы [2, 4-22]. Одним из лучших материалов для изготовления анодов для Ь1+-ионных аккумуляторов (и перспективным для №+-ион-ных) является интерметаллическое соединение 8п8Ь [4-10]. Этому способствуют два обстоятельства: во-первых, 8п8Ь состоит из двух активных компонентов, взаимодействующих с литием, и в процессах высвобождения и обратного захвата ионов лития участвуют две литийсодержащие фазы. При этом увеличение объема, вызванное образованием более стабильного соединения лития с сурьмой ЬцБЬ, компенсируется уменьшением объема за счет выделения пластичного олова, что позволяет избежать значительного изменения объема и разрушения материала анода [5-7]. Во-вторых, фаза 8п8Ь обладает слоистой кристаллической структурой (ромбоэдрическая решетка, группа симметрии И-3ш) [23, 24], что позволяет легко интеркалировать ионы щелочного металла в межслоевое пространство.
Слоистую структуру имеют и некоторые другие соединения типа Л1¥В¥ [25-27], которые также апробируются в роли анодных или интерка-лирующих материалов [11-22, 28]. Например, фосфид олова 8п4Р3 обладает такой же кристаллической решеткой [26], как и 8п8Ь, и является одним из лучших материалов для изготовления анодов Ь1+- и №+-ионных батарей [11-16].
Один из возможных путей улучшения технических характеристик анодов - увеличение числа компонентов системы, применение не индивидуальных соединений, а твердых растворов на их основе. За счет варьирования состава твердого раствора можно существенно расширить диапазон функциональных характеристик материала. Это определяет актуальность исследования характера фазовых равновесий в многокомпонентных системах. В системе 8п-Лэ-Р установлено формирование непрерывного ряда твердых растворов 8п4Р3-8п4Лз3 и ограниченных твердых растворов замещения на основе 8пЛэ и 8пР3 [29-32]. С учетом того, что соединения 8п4Р3, 8п4Лб3, 8п48Ь3 и 8п8Ь имеют одинаковую кристаллическую решетку [24-26], фосфор, мышьяк и сурьма являются электронными аналогами, а размеры атомов Лэ и 8Ь не сильно отличаются (в системе Лэ-8Ь наблюдается неограниченная растворимость [33]), можно ожидать формирование трехкомпонентных твердых растворов и в системе 8п-Лб-8Ь.
Фазовая диаграмма этой системы изучена очень мало. Авторы обзора [34] отмечают, что
в самом раннем исследовании (1919 г.) было высказано предположение о формировании тройного соединения, но его кристаллическая структура не была определена; в более поздних работах образование тройного соединения не было подтверждено, но указывалось на обширную растворимость между ромбоэдрическим 8п8Ь и кубическим 8пЛэ. Таким образом, исследование фазовых равновесий в трех-компонентной системе 8п-Лб-8Ь является актуальным.
В бинарных системах, ограничивающих тройную систему 8п-лб-8ь, существуют четыре химических соединения. Арсенид состава 8п4Лэ3 разлагается перитектически, 8пЛэ плавится конгруэнтно [35]. О составе и структуре двух промежуточных фаз в системе 8п-8Ь до сих пор нет единого мнения; все имеющиеся в литературе версии фазовой диаграммы 8п-8Ь подробно проанализированы в обзоре [23]. В нашей работе мы опирались на фазовую диаграмму, построенную авторами [24] на основе очень тщательного эксперимента с использованием комплекса современных методов исследования. Согласно [24], 8п8Ь и 8п48Ь3 являются инконгруэнтно плавящимися фазами с широкими областями гомогенности.
Цель настоящей работы заключалась в изучении политермических разрезов ВпЛэ-ВЬ и 8плб-8п8Ь с помощью методов рентгенофазового анализа (РФА) и дифференциального термического анализа (ДТА) и построении схемы фазовых равновесий в системе 8п-лб-8ь в области концентраций олова менее 50 мол.%.
2. Экспериментальная часть
Сплавы, составы которых соответствуют политермическим разрезам ВпЛэ-ВЬ и 8пЛэ-8п8Ь, получали в два этапа, предварительно синтезируя бинарные фазы прямым сплавлением простых веществ: олова марки 8п-5Ы (99.999 %), мышьяка Лб^Ы (99.9997 %) и сурьмы 8Ь-000 (99.99 %). Мышьяк предварительно очищали от оксидов сублимацией в вакууме. Для взятия навесок использовали электронные весы ЛИ2140 (погрешность ±1-10-3 г). Сплавы синтезировали в кварцевых ампулах, вакууми-рованных до остаточного давления 5-10-4 гПа. Трехкомпонентные образцы подвергали гомогенизирующему отжигу при температуре 300 °С в течение 150 ч. Охлаждение - в режиме остывания печи.
Рентгенофазовый анализ проводили на диф-рактометре ЛИЬХ'ТКЛ в геометрии 0-0 с фоку-
сировкой по Бреггу-Брентано. Источником рентгеновского изучения являлась рентгеновская трубка с медным анодом со следующими характеристиками: максимальная мощность - 2200 Вт; 1(Си-Ка1) = 0.1541 нм; 1(Си-Ка2) = 0.1544 нм. При съемке дифрактограмм шаг составлял 0.04°, время выдержки - 3 секунды. Погрешность определения межплоскостных расстояний не превышала 510-4 нм. Для расшифровки дифрактог-рамм использовали таблицы Картотеки дифракции на порошках Международного центра дифракционных данных (¡СББ РББ-2, 2012).
Дифференциальный термический анализ (ДТА) проводили на установке с программируемым нагревом печи при скорости нагревания 5 град/мин, используя хромель-алюмелевые термопары. Обработка оцифрованного сигнала термопар производилась при помощи компьютерной программы «MasterSCADA». В качестве эталона применяли прокаленный оксид алюминия, помещенный в кварцевый вакуумированный сосуд Степанова примерно такого же объема как сосуды с исследуемыми веществами.
В качестве реперов для калибровки установки были взяты простые вещества: олово (232.1 °С), теллур (449.7 °С) и сурьма (630.9 °С) [36]. Погрешность определения температуры не превышала ±2°. Так как сплавы исследуемой системы склонны к значительному переохлаждению, температуру фазовых превращений определяли по кривым нагревания.
3. Результаты и обсуждение
На рис. 1 представлены дифрактограммы некоторых сплавов политермического разреза SиЛs-SЬ. При малом содержании сурьмы в
образцах на дифрактограммах наблюдаются рефлексы трех фаз: твердых растворов на основе моноарсенида олова (SиЛs), моноарсе-нида сурьмы (8и8Ь) и твердого раствора олова в фазе ЛslASЬA:(a'). Так как сплав, содержащий 10 мол.% £Ь, не был однофазным (рис. 1а), можно заключить, что вдоль разреза SиЛs-SЬ протяженность твердого раствора на основе моно-арсенида олова при комнатной температуре менее 10 мол.%.
Смещение рефлексов при изменении состава сплавов указывает на формирование твердого раствора на основе SиЛs, что более наглядно можно проследить по увеличению межплоскостных расстояний и параметра кубической решетки (табл. 1). Для образцов, в составе которых более 50 мол.% сурьмы, рефлексов (SиЛs) мало и они имеют крайне низкую интенсивность, так как в этих сплавах (SиЛs) образуется лишь в процессах вторичной либо третичной кристаллизации, и его количество очень мало.
Линии, соответствующие твердому раствору (8и8Ь), смещенные в сторону больших углов в результате замещения атомов сурьмы на меньшие по размеру атомы мышьяка, присутствуют на дифрактограммах всех образцов.
Для всех сплавов линия со 100 %-ной интенсивностью принадлежит твердому раствору а'. Количество рефлексов этой фазы увеличивается по мере повышения содержания сурьмы в сплавах. Значительное смещение линий при изменении состава образцов указывает на сильное изменение состава этой фазы, что связано с изменением направления коннод, соединяющих точку расплава и состав кристаллизующейся из него а'-фазы.
Таблица 1. Межплоскостные расстояния (й, нм) и параметр решетки (а, нм) твердого раствора на основе SnAs, присутствующего в сплавах разреза SnAs-Sb
SnAs Состав (мол. д. Sb) сплавов разреза SnAs- Sb
Ьк\ й 0.10 0.20 0.30 0.40 0.50
111 0.3306 0.3308
200 0.2862 0.2869
220 0.2024 0.2042 0.2054 0.2045 0.2045
311 0.1726 0.1730 0.1749 0.1752
222 0.1652 0.1655 0.1686
400 0.1431 0.1433 0.1470 0.1473 0.1474
331 0.1312 0.1319 0.1332 0.1332 0.1332 0.1349
420 0.1280 0.1281 0.1299
422 0.1168 0.1170 0.1198 0.1198 0.1196
511 0.1101 0.1102 0.1113 0.1134
Параметр решетки, а 0.5725 0.5735 0.5799 0.5824 0.5900 0.5977
Рис. 1. Дифрактограммы сплавов политермического разреза БпЛэ-БЬ: а - 0.10, б - 0.70 мол.д. БЬ. Обозначения: • - (БпБЬ), ■ - (БпЛэ), Д - а'
гв/о
29/°
Исследование второго политермического разреза БпЛэ-БпБЬ методом РФА показало, что в образцах также присутствуют три твердых раствора: (БпЛэ), (БпБЬ) и а' (рис. 2). Рефлексы (БпЛэ) доминируют в образцах, содержащих менее 20 мол.% БпБЬ (рис. 2а), затем их интенсивность и количество уменьшаются, и наиболее интенсивные линии принадлежат твердому раствору (БпБЬ) (рис. 2б). В табл. 2 приведены результаты расчета параметра решетки твердого раствора на основе моноарсе-нида олова. Оценить состав твердого раствора по закону Вегарда невозможно, так как БпЛэ и БпБЬ обладают кристаллическими решетками разного типа.
Рефлексы фазы а' наблюдаются на дифрак-тограммах всех образцов, но их количество и интенсивность относительно невелики. Судя по отсутствию однофазных сплавов, твердофазная
растворимость вдоль разреза БпЛэ-БпБЬ при комнатной температуре менее 5 мол.%.
По данным дифференциального термического анализа для нескольких образцов изученных разрезов была зафиксирована примерно одинаковая температура первого эндотермического эффекта 393±2 оС (рис. 3). Для правильной интерпретации экспериментальных данных ДТА и построения Т-х диаграмм разрезов необходимо рассмотреть пути кристаллизации сплавов.
На рис. 4 представлена развертка Т-х -у проекции диаграммы тройной системы с ограничивающими ее бинарными системами. Политермический разрез БпЛэ-БЬ пересекает два поля первичной кристаллизации: твердого раствора на основе БпЛэ и твердого раствора а'. У сплавов, составы которых соответствуют отрезку аЬ, первичная кристаллизация соответствует процессу Ь ^ (БпЛэ); вторичная кристал-
1800 -1
Рис. 2. Дифрактограммы сплавов политермического разреза БпЛэ-БпБЬ: а - 0.05; б - 0.90 мол.д. БпБЬ. Обозначения: • - (БпБЬ), ■ - (БпЛэ), Д - а'
Таблица 2. Межплоскостные расстояния (й, А) и параметр решетки (а, А) твердого раствора на основе БпЛэ, присутствующего в сплавах разреза БпЛэ-БпБЬ
БпЛэ Состав (мол. д. БпБЬ) сплавов разреза БпЛэ - БпБЬ
НИ. й 0.05 0.10 0.20 0.30 0.40 0. 60
111 0.3306 0.3306 0.3306
200 0.2862 0.2865 0.2866 0.2876
220 0.2024 0.2026 0.2029 0.2028 0.2040 0.2043
311 0.1726 0.1728 0.1729 0.1740 0.1753 0.1758
222 0.1652 0.1654 0.1654 0.1680 0.1687
400 0.1431 0.1433 0.1434 0.1437 0.1437 0.1439
331 0.1313 0.1316 0.1317
Параметр решетки, а 0.5725 0.5730 0.5732 0.5742 0.5780 0.5829 0.5909
Рис. 3. Термограммы сплавов (SиAs)SЬ (а) и (SиAs)(SиSЬ) (б)
лизация идет вдоль линии е1и1 (Ь ^ (SиЛs) + а'); заканчивается процесс кристаллизации в точке и1. У сплавов, составы которых лежат на отрезке Ьс, первично кристаллизуется твердый раствор а' (его состав у разных сплавов неодинаков); затем фигуративная точка расплава попадает либо на кривую е1и1, либо на кривую р2и1, вдоль которой протекает перитектический процесс Ь+ а' ^ ^^Ь). У одного из составов вторичная кристаллизация отсутствует, после первичной кристаллизации фигуративная точка попадает сразу в т. и1.
Таким образом, для всех сплавов разреза SиЛs-SЬ кристаллизация завершается в т. и1, которая лежит за пределами трапеции Лs-SиЛs-
SиSЬ-SЬ. Именно этой точке отвечает температура 393±2 °С, при которой будет осуществляться перитектическое превращение Ь + а' ^ (SиЛs) + (SиSЬ). На Т-х диаграммах политермических разрезов (рис. 5) точке и1 соответствует горизонталь, ниже которой находятся только твердые фазы.
Политермический разрез SиЛs-SиSЬ также пересекает поля первичной кристаллизации твердых растворов (SиЛs) и а'. Последовательность процессов кристаллизации сплавов, составы которых принадлежат отрезкам ай и df такая же, как у сплавов отрезков ав и вс на разрезе SиЛs-SЬ соответственно. Т-х диаграмма разреза SиЛs-SиSЬ представлена на рис. 5б. Вторая
горизонталь при температуре 408±2 оС обусловлена тем, что после первичной кристаллизации (БпЛэ) фигуративная точка расплава попадает в одну и ту же точку (т. й) моновариантной кривой е1^1, и вторичная кристаллизация у нескольких сплавов начинается при одной и той же температуре.
Пересечение ветвей ликвидуса на Т-х диаграммах разрезов (рис. 5б) соответствует точкам Ь и й на кривой е1и1 (рис. 4). Таким образом, экспериментальные данные ДТА позволяют установить координаты линии моновариантного равновесия е1и1. Эта кривая пересекает разрез БпЛэ-БЬ при температуре 500±2 0С и составе (БпЛ8 ) 0 70БЬ0 30, а разрез БпЛэ-БпБЬ - при температуре 408±2 0С и составе (БпЛ8)0Л0(8пБЬ)0.90.
Из точки и1 (рис. 4) выходит линия, разделяющая поля первичной кристаллизации фаз (БпЛэ) и (БпБЬ), вдоль которой осуществляется эвтектический процесс Ь ^ (БпЛ8)+(БпБЬ). Этот процесс должен заканчиваться в точке четырехфазного равновесия, характер которого невозможно установить без исследования политермических разрезов БпЛ8-Бп4БЬ3 и Бп4Л83-Бп4БЬ3.
Если предположить, что между Бп4Л83 и Бп4БЬ3 образуется непрерывный твердый раствор (а это весьма вероятно, учитывая одинаковую кристаллическую структуру и небольшую разницу параметров решетки), то вторая точка четы-рехфазного равновесия и2 будет соответствовать перитектическому процессу Ь + (БпЛэ) ^ ^^83)1^^ + (БпБЬ).
Рис. 5. Т-х диаграммы политермических разрезов SnAs - Sb (а) и SnЛs - SnSЬ (б)
4. Выводы
Результаты исследования политермических разрезов SnЛs-SЬ и SnЛs-SnSЬ методом рент-генофазового анализа показали, что все сплавы представляют собой смесь трех фаз - твердых растворов, образующихся на основе соединений SnЛs, SnSЬ и за счет растворения олова в
фазе As1xSbx (a'). Протяженность твердого раствора на основе моноарсенида олова вдоль разреза SnAs-Sb при комнатной температуре менее 10 мол.%; вдоль разреза SnAs-SnSb твердофазная растворимость менее 5 мол.% с обеих сторон. На основании данных дифференциального термического анализа с учетом результатов РФА построены Т-х диаграммы политермических разрезов SnAs-Sb и SnAs-SnSb. Установлено существование в тройной системе Sn-As-Sb при температуре 393±2 0С нонвариантного пери-тектического равновесия L + a' ^ (SnAs) + (SnSb). Для построения полной схемы фазовых равновесий в тройной системе необходимо исследование политермических разрезов SnAs-Sn4Sb3 и Sn4As3-Sn4Sb3.
Благодарности
Рентгенофазовый анализ выполнен на оборудовании Центра коллективного пользования научным оборудованием Воронежского государственного университета.
Конфликт интересов
Авторы заявляют, что у них нет известных финансовых конфликтов интересов или личных отношений, которые могли бы повлиять на работу, представленную в этой статье.
Список литературы
1. Hu Y., Lu Y. 2019 Nobel Pprize for the Li-ion batteries and new opportunities and challenges in Na-ion batteries. ACS Energy Letters. 2019;4(11): 2689-2690. DOI: https://doi.org/10.1021/ acsenergylett.9b02190
2. Song K., Liu C., Mi L., Chou S., Chen W., Shen C. Recent progress on the alloy-based anode for sodium-ion batteries and potassium-ion batteries. Small. 2019;334: 1903194. DOI: https://doi.org/10.1002/ smll.201903194
3. Kulova T. L., Skundin A. M.. From lithium-ion to sodium-ion battery. Russian Chemical Bulletin. 2017;66(8): 1329-1335. DOI: 10.1002/ smll.20190319410.1007/s11172-017-1896-3
4. Jing W. T., Yang C. C., Jiang O. Recent progress on metallic Sn- and Sb-based anodes for sodium-ion batteries. Journal of Materials Chemistry A. 2020; Advance Article. DOI: https://doi.org/ 10.1039/ C9TA11782B
5. Kamali A. R., Fray D. J. Tin-based materials as advanced anode materials for lithium ion batteries: a review. Reviews on Advanced Material Science. 2011;27: 14-24. Available at: http://194.226.210.10/e-journals/ RAMS/no12711/kamali.pdf
6. Wachtler M., Winter M., Besenhard J. O. Anodic materials for rechargeable Li-batteries. Journal of
Power Sources. 2002;105: 151-160. DOI: https://doi. org/10.1016/S0378-7753(01)00934-X
7. Wachtler M., Besenhard J.O., Winter M. Tin and tin-based intermetallics as new anode materials for lithium-ion cells. Journal of Power Sources. 2001;94: 189-193. DOI: https://doi.org/10.1016/S0378-7753(00)00585-1
8. Xie H., Tan X., Luber E.J., Olsen B.C., Kalis-vaart W. P., Jungjohann K. L., Mitlin D., Buriak J. M. b-SnSb for sodium ion battery anodes: phase transformations responsible for Eenhanced cycling stability revealed by in situ TEM. ACS Energy Letters. 2018;3(7): 1670-1676. DOI: https://doi.org/10.1021/ acsenergylett.8b00762.
9. Li H., Wang 0., Shi L., Chen L., Huang X. Nanosized SnSb Alloy Pinning on hard non-graphitic carbon spherules as anode materials for a Li-ion battery. Chemistry of Materials. 2002;14(1): 103-108. DOI: https://doi.org/10.1021/cm010195p
10. Huang B., Pan Z., Su X., An L. Tin-based materials as versatile anodes for alkali (earth)-ion batteries. Journal of Power Sources. 2018;395: 41-59. DOI: https://doi.org/10.1016/j.jpowsour.2018.05.063.
11. Zhang W., Pang W., Sencadas V., Guo Z. Understanding high-Eenergy-density Sn4P3 Aanodes for potassium-ion batteries. Joule. 2018;2(8): 15341547. DOI: https://doi.org/10.1016/). joule.2018.04022
12. Jung S.C., Choi J., Han Y. The origin of excellent rate and cycle performance of Sn4P3 binary electrodes for sodium-ion batteries. Journal of Materials Chemistry A 2018;6(4): 1772-1779. DOI: https://doi.org/10.1039/ C7TA07310K
13. Domi Y., Usui H., Nakabayashi E., Yamamoto T., Nohira T., Hiroki Sakaguchi H. Potassiation and depotassioation Pproperties of Sn4P3 electrode in an ionic-liquid electrolyte. Electrochemistry. 2019;87(6): 333-335. DOI: https://doi.org/10.5796/ electrochemistry.19-00052
14. Saddique J., Zhang X., Wu T., Su H., Liu S., Zhang D., Zhang Y., Yu H. Sn4P3-induced crystalline/ amorphous composite structures for enhanced sodium-ion battery anodes. Journal of Materials Science & Technology. 2019. In Press. DOI: https://doi. org/10.1016/j.jmst.2019.05.032
15. Zhang J., Wang W., Li B. Effect of particle size on the sodium storage performance of Sn4P3. Journal of Alloys and Compounds. 2019;771: 204-208. DOI: https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2018.08.271
16. Lan D., Li 0. Sn4P3/SbSn nanocomposites for anode application in sodium-ion batteries. ChemElec troChem. 2018;5(17): 2383-2386. DOI: https://doi. org/10.1002/celc.201800639
17. Lee K. Synthesis and characterization of tetrel pnictides and compounds in the lithium-tetrel-arsenic system. Dissertation. University of California, Davis; 2016. 136 p. Available at: https://search.proquest.
com/openview/6c5577b9817fa2c2864fdeda33e2acfb/ 1?pq-origsite=gscholar&cbl=18750&diss=y
18. Usui H., Domi Y., Yamagami R., Fujiwara K., Nishida H., Sakaguchi H. Sodiation-desodiation reactions of various binary phosphides as novel anode materials of Na-ion battery. ACS Applied Energy Materials. 2018;1(2): 306-311. DOI: https://doi. org/10.1021/acsaem.7b00241
19. Liu S., Zhang H., Xu L., Ma L., Chen X. Solvothermal preparation of tin phosphide as a longlife anode for advanced lithium and sodium ion batteries. Journal of Power Sources. 2016;304: 346353. DOI: https://doi.org/10.1016/j.jpowsour.2015. 11.056
20. Liu J., Wang S., Kravchyk K., Ibanez M., Krumeich F., Widmer R., Nasiou D., Meyns M., Llorca J., Arbiol J., Kovalenko M.V., Cabot A. SnP nanocrystals as anode materials for Na-ion batteries. Journal of Materials Chemistry A. 2018;6(23): 10958-10966. DOI: https://doi.org/10.1039/C8TA01492B
21. Liu C., Yang X., Liu J., Ye X. Theoretical Prediction of Two-Dimensional SnP3 as a Promising Anode Material for Na-Ion Batteries. ACS Applied Energy Materials. 2018;1(8): 3850-3859. DOI: https:// doi.org/10.1021/acsaem.8b00621
22. Saddique J, Zhang X., Wu T, Wang X., Cheng X., Su H., Liu S., Zhang L., Li G., Zhang Y., Yu H. Enhanced Silicon Diphosphide-Carbon Composite Anode for Long-Cycle, High-efficient sodium ion batteries. ACS Applied Energy Materials. 2019;2(3): 2223-2229. DOI: https://doi.org/10.1021/acsaem.8b02242
23. Schmetterer С., Polt J., Flandorfer H. The phase equilibria in the Sb-Sn system. Part I: Literature review. Journal of Alloys and Compounds. 2017;728: 497-505. DOI: https://doi.org/10.1016/j.jall-com.2017.08.215
24. Schmetterer С., Polt J., Flandorfer H. The phase equilibria in the Sb-Sn system. Part II: Experimental results. Journal of Alloys and Compounds. 2018;743: 523-536. DOI: https://doi.org/10.1016/j.jall-com.2017.11.367
25. Kovnir K.A., Kolen'ko Yu.V., Baranov A.I., Neira I.S., Sobolev AV., Yoshimura M., Presniakov I.A., Shevelkov A.V. A Sn„As, revisited: Solvothermal
4 3
synthesis and crystal and electronic structure. Journal of Solid State Chemistry. 2009;182(3): 630-639. DOI: https://doi.org/10.1016/j.jssc.2008.12.007
26. Kovnir K.A., Kolen'ko Yu.V., Ray S., Li J., Watanabe T., Itoh M., Yoshimura M., Shevelkov A.V. A facile high-yield solvothermal route to tin phosphide Sn4P3. Journal of Solid State Chemistry. 2006;179(12): 375(3-3762. DOI: https://doi.org/10.1016/j. jssc.2006.08.012
27. Семенова Г. В., Гончаров Е. Г. Твердые растворы в тройных системах с участием элементов пятой группы. М.: Моск. физ.-техн. инт; 2000. 160 с.
28. Woo K. E., Dolyniuk J., Kovnir K. Superseding van der Waals with electrostatic interactions: intercalation of Cs into the interlayer space of SiAs2. Inorganic Chemistry.2019;58(8): 4997-5005. DOI: https:// doi.org/10.1021/acs.inorgchem.9b00017
29. Семенова Г. В., Кононова Е. Ю., Сушкова Т. П. Политермический разрез Sn4P3-Sn4As3. Журнал неорганической химии. 2013;58: 1242-1245. DOI: https://doi.org/10.7868/S0044457X13090201
30. Kononova E. Yu., Semenova G. V., Sinyova S. I., Sushkova T. P. Phase equilibria in the Sn-As-Ge and Sn-As-P systems. Journal of Thermal Analysis and Calorimetry. 2014;117(3): 1171-1177. DOI: https://doi. org/10.1007/s10973-014-3883-3
31. Сушкова Т. П., Семенова Г. В., Наумов А. В., Проскурина Е. Ю. Твердые растворы в системе Sn-As-P. ВестникВГУ. Серия: Химия. Биология. Фармация. 2017;3: 30-36. Режим доступа: http://www. vestnik.vsu.ru/pdf/chembio/2017/03/2017-03-05.pdf
32. Семенова Г. В., Сушкова Т. П., Зинченко Е. Н., Якунин С. В. Растворимость фосфора в моноарсе-ниде олова. Конденсированные среды и межфазные границы. 2018;20(4): 644-649. DOI: https://doi. org/10.17308/kcmf.2018.20/639
33. Okamoto H., Subramanian P.R., Kacprzak L., Massalski T. B. Binary Alloy Phase Diagrams, Second Edition. Ohio: ASM International, Materials Park; 1990. 810 p.
34. Allen W. P., Perepezko J. H. Solidification of undercooled Sn-Sb peritectic alloys: Part 1. Microstructural evolution. Metallurgical Transactions A. 1991;22: 753-764. DOI: https://doi.org/10.1007/ BF02670298
35. Gokcen N.A. The As-Sn (Tin-Arsenic) system. Bulletin of alloy phase diagrams. 1990;11(3): 271-278. DOI: https://doi.org/10.1007/bf03029298
36. Эмсли Дж. Элементы. М.: Мир; 1993. 256 c.
Информация об авторах
Сушкова Татьяна Павловна, к. х. н., доцент, кафедра общей и неорганической химии, Воронежский государственный университет, Воронеж, Российская Федерация; e-mail: sushtp@yandex.ru. ORCID iD: https://orcid.org/0000-0003-1969-7082.
Семенова Галина Владимировна, д. х. н., профессор, кафедра общей и неорганической химии, Воронежский государственный университет, Воронеж, Российская Федерация; e-mail: semen157@ chem.vsu.ru. ORCID iD: https://orcid.org/0000-0003-3877-985X.
Шевелюхина Александра Васильевна, аспирант, кафедра общей и неорганической химии, Воронежский государственный университет, Воронеж, Российская Федерация ; e-mail: alexandrashevelyuhina@yandex.ru. ORCID iD: https://orcid.org/0000-0002-0146-315X.
Канныкин Сергей Владимирович, к. ф.-м. н., доцент кафедры материаловедения и индустрии наносистем, Воронежский государственный университет, Воронеж, Российская Федерация; e-mail: svkannykin@gmail.com. ORCID iD: https://orcid. org/0000-0001-8756-5722.
Проскурина Елена Юрьевна, к. х. н., ассистент кафедры общей и неорганической химии, Воронежский государственный университет, Воронеж, Российская Федерация; e-mail: helko7@yandex.ru. ORCID iD: https://orcid.org/0000-0002-6149-1398.
Нерушев Алексей Викторович, магистрант, химический факультет, Воронежский государственный университет, Воронеж, Российская Федерация; e-mail: alex.nerushew@yandex.ru. ORCID iD: https://orcid.org/0000-0001-6285-3058.
Все авторы прочитали и одобрили окончательный вариант рукописи.
