CC BY
23
УДК 544.034
DOI: 10.33184/bulletin-bsu-2020.4.15
ЯВЛЕНИЯ ПЕРЕНОСА В СУПЕРИОННОМ СПЛАВЕ K0.2Cu1.gS
© М. Х. Балапанов1*, Р. Х. Ишембетов1, Б. М. Ахметгалиев1, К. А. Кутербеков2, Р. Ш. Палымбетов2, С. Сахабаева2, Р. А. Якшибаев1.
1Башкирский государственный университет Россия, Республика Башкортостан, 450076 г. Уфа, ул. Заки Валиди, 32.
2Евразийский национальный университет им. Л. Н. Гумилева Казахстан, Нур-Султан (Астана), ул. Каныша Сатпаева, 2А.
Тел.: +7 (347) 272 59 04.
*Еmail: [email protected]
В работе представлены и обсуждаются результаты фазового анализа, и экспериментальных исследований электронной проводимости и термо-э.д.с., коэффициента теплопроводности образцов сплава К0Си1^ в интервале температур от 30 до 400 оС.
По результатам рентгенофазового анализа сплав представляет собой смесь различных фаз сульфида меди: кубической Fm-3m фазы Си1ш8£, кубической Fm-3m фазы Си2Б, ромбоэдрической R-3m фазы Си17Б9 и метастабильной тетрагональной P43212 фазы Cu2S. Дифференциальная сканирующая термометрия показала эндотермический пик, растянутый от 84 до 102 оС, вызванный фазовыми переходами из ромбоэдрической и тетрагональной фаз в гексагональную фазу сульфида меди. Выше 300 оС наблюдались сильный рост коэффициента тер-мо-э.д.с. (до 4 мВ/К) и снижение теплопроводности до 0.4 Вт/мК, приводящие к очень высокому пиковому значению безразмерной термоэлектрической эффективности ZT = 3.5 при 380 оС.
Ключевые слова: суперионный проводник, термоэлектрические материалы, электронная термо-э.д.с., электронная проводимость, теплопроводность, сульфид меди.
1. Введение
Одним из современных способов улучшения свойств термоэлектрических материалов является использование "phonon glass" состояния, приводящего к сильному снижению теплопроводности материала за счет подавления скорости распространения фононов. Подобное состояние наблюдается также в суперионных проводниках, в которых «расплавленная подрешетка» подвижных ионов приводит к сильному снижению решеточного вклада в теплопроводность, в результате чего в них наблюдаются значения теплопроводности порядка ~1 Вт-м"1-К"1 и менее [1-3].
Высокие значения электронной проводимости ст, электронного коэффициента Зеебека а в сочетании с низкой теплопроводностью k суперионных халькогенидов меди позволили достичь показателя термоэлектрической эффективности ZT ~ 2 [4] и вдвое превзойти легированный теллурид висмута, основной термоэлектрический материал.
Ранее нами были исследованы термоэлектрические свойства сульфида меди, допированного литием и натрием. Показано, что замещение литием в небольших концентрациях литием приводит к образованию твердых растворов и приводит к улучшению термоэлектрических свойств, снижая при этом в несколько раз ионную проводимость [5-7]. Допирование сульфида меди натрием также улучшает термоэлектрические свойства, однако приводит к образованию при комнатной температуре смеси различных фаз сульфида меди. Образование гомогенной структуры сплава происходит при
температурах выше 450 оС на базе кубической фазы сульфида меди [8-10]. Предел твердой растворимости натрия в сульфиде меди Сид85 по оценке [11] составляет около 5 ат. % к содержанию серы.
В развитие цикла исследований по допированию сульфида меди щелочными металлами, в данной работе мы приводим результаты исследования фазового состава и термоэлектрических свойств калий-допированного сульфида меди с химическим составом К0.2Си188.
Работ по физическим свойствам калийсодер-жащих сульфидов меди в литературе немного. Согласно работе Т. О^т et о1. [12] в квазибинарных системах с тяжелыми щелочными катионами (типа Си28-К28, Си28-ЯЪ28, Си28-Т128) образуются несоразмерные квазиодномерные структуры с общей формулой ^Си784 (Л = Т1, К, ЯЪ). В работе Ли [13] сообщается о нанопроволоках КСи7-х84, демонстрирующих повышенные термоэлектрические свойства по сравнению с бинарными нанокристаллами Си784. Наличие ионов К+ формирует клатрат и структуру суперионной жидкости, которая обеспечивает состояние «фононного стекла» и «жидко--электронного кристалла». Низкая теплопроводность (менее 0.5 Втм^К-1 в интервале 325-575 К) и большой коэффициент термо-э.д.с. (0.1^0.19 мВ/К в интервале 425-575 К) наблюдались при прессовании нано-проволок в объемный материал. Полученные для спрессованных пластин из нанопроволок КСи7-х84 в работе [13] пиковые значения термоэлектрической добротности гТ и 0.12 при 350 К, гТ и 0.19 при 575 К.
2. Экспериментальная часть 2.1. Приготовление и аттестация образцов
Полупроводниковый сплав K0.2Cu1.gS был синтезирован в расплаве смеси гидрооксидов NaOH и KOH при температуре около 165 оС. Все реагенты (CuCl, KCl, Na2S-9H2O) закладывались в нагретый тефлоно-вый сосуд одновременно. Наноструктура формировалась в течение нескольких часов. Полученный продукт промывали дистиллированной нагретой водой, затем чистым этанолом, и сушили при 60 оС.
Фазовый состав образцов исследовали с помощью рентгеновской дифрактометрии при комнатной температуре; дополнительно были проведены исследования фазовых переходов методом дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК). Химический состав определяли по соотношению заложенных при синтезе реагентов и контролировали с помощью рентгенофлюоресцентного анализа.
2.2. Методика измерения кинетических параметров
Для измерений транспортных характеристик из порошка были спрессованы таблетки в виде параллелепипедов размерами 2*5*20 мм под давлением 3-5 т/см2. Отжиг таблеток производился в среде аргона при 400 оС в течение 8 ч.
Электронная проводимость измерялась на постоянном токе четырехзондовым методом при двух направлениях тока для исключения вклада термо-эдс. Коэффициент электронной термо-э.д.с. измеряли в отсутствие тока через образец по методике, описанной в работе [14]. Экспериментальная установка для измерений электронной проводимости и коэффициента электронной термо-э.дс. вместе с деталями эксперимента описана в работе [15]. Погрешность измерений не превышала 4-5%.
Измерения температуропроводности и теплопроводности проводились методом нагрева мощным световым импульсом на приборе LFA 467 HT HyperFlash (NETZSCH, Германия). Теплопроводность определялась как
к = арср (1)
где к - теплопроводность, a - температуропроводность, р - объемная плотность, cp - удельная теплоемкость. Теплоемкость измеряли с помощью ДСК - калориметра DSC 404 F1 (NETZSCH, Германия). Плотность образца определяли методом взвешивания.
3. Результаты и обсуждение
3.1 Рентгенофазовый анализ
Рентгенофазовый анализ образцов проводился при комнатной температуре на дифрактометре D8 ADVANCE ЕСО фирмы Bruker с Си Ka -излучением и графитовым монохроматором на дифрагированном пучке.
На рис. 1 представлена порошковая дифракто-грамма образца K0.2Cu18S.
По результатам рентгенофазового анализа образец представляет собой смесь различных фаз сульфида меди: Fm-3m (225) кубической фазы Cu184S (48.5%), Fm-3m (225) кубической фазы Cu2S (18.8%), R-3m (166) ромбоэдрической фазы диге-нита Cui7S9 (20%) , P432j2 (96) тетрагональной фазы Cu2S (10.9%) и следов металлического калия (1.9%). Из полуширины рентгеновских дифракционных линий были сделаны оценки размера кристаллитов - они находятся в пределах от 24 до 90 нм. Степень кристалличности образца составила 58.4%.
Поскольку кубическая фаза Cu2S обычно стабильна при температуре выше 435 оС [16], мы считаем, что объяснить наличие этой фазы можно тем, что калий частично встраивается в кубическую решетку Cu2S, и оказывает стабилизирующее действие, делая структуру устойчивой при комнатной температуре. Другое возможное объяснение - то, что в наноматериалах при уменьшении размеров частиц происходит изменение температур полиморфных превращений, фиксация метастабильных состояний или образование фаз, вообще не характерных для массивного состояния [17].
3.2 Дифференциальная сканирующая калориметрия
На рис. 2. представлена кривая дифференциальной сканирующей калориметрии для свежеприготовленного порошка K0.2Cu1.gS, снятая в атмосфере воздуха на приборе DSC-1 фирмы МеШег.
На кривой ДСК виден растянутый от 84 до 102 оС эндотермический тепловой эффект, который, по нашему мнению, вызван одновременно фазовыми переходами из ромбоэдрической и тетрагональной фаз в гексагональную фазу сульфида меди, температуры которых близки друг к другу. По данным работ [18-19] ромбоэдрическая фаза дигенита Си^9 (Си1.8^) стабильна до 83 оС. Согласно работе Д. Чакрабарти и Д. Лафлина [18] фазовый переход из тетрагональной фазы Си^ в гексагональную фазу джарлеита происходит при 94 оС.
Теплота эффекта увеличивается при повтор -ном нагреве практически в три раза (с 1.58 Дж/г до 4.85 Дж/г). Наблюдаемое увеличение теплоты перехода может объясняться ростом количества тетрагональной фазы в сплаве при охлаждении нагретого сплава. Это подтверждается данными Е. Розебума, который упоминает в своей работе [19], что при охлаждении примерно на 20 оС нагретого выше 110 °С джарлеита Сщ.^ появлялись дифракционные пики тетрагональной фазы. По мере дальнейшего снижения температуры пики увеличивались по интенсивности, достигали максимума около 80 °С, затем уменьшались и исчезали при 25 °С. При нагреве до 350 оС и последующем охлаждении интенсивность пиков тетрагональной фазы при 25 °С уменьшалась только наполовину.
Около 330 оС на рис. 2 наблюдается резкий подъем кривой ДСК. Согласно литературным данным, подобное поведение сигнала ДСК может быть связано с началом интенсивного окисления материала кислородом воздуха. С другой стороны, это может быть вызвано плавной перестройкой кубического дигенита Cu1g4S в кубический халькоцит Cu2S, связанный с испарением серы.
3.3 Электронная проводимость и термо-э.д.с.
На рис. 3 а,б представлены температурные зависимости электронной проводимости (а) и коэффициента электронной термо-э.д.с. (б) исследуемого сплава. На графике электронной проводимости, также как на кривой ДСК отмечается резкий пик около 90 оС. Причиной его может быть фазовый переход в фазе дигенита Cu17S9 и (или) тетрагональной фазе Cu2S, зафиксированный на кривой ДСК (рис. 2).
Энергия активации проводимости в области температур от комнатной до 83 оС, в которой наблюдается полупроводниковый характер проводимости, составляет 0.2 эВ.
Около 370 оС скачком снижается проводимость, резко повышается термо-эдс - возможное объяснение - происходит сплавление отдельных фаз с увеличением содержания имеющейся кубической фазы халькоцита Cu2S, для которой характерна низкая электронная проводимость на уровне единиц S/cm и высокий коэффициент термо-э.д.с.
В целом, температурные зависимости электронной проводимости и коэффициента электронной термо-э.д.с. на рис. 3 носят сложный характер и трудно поддаются интерпретации ввиду много-фазности сплава.
Рис. 2. Кривая ДСК для образца К^Си;.^, полученная в атмосфере воздуха.
а)
J6)
Рис. З.Температурные зависимости электронной проводимости (а) и коэффициента электронной термо-э.д.с. (б) сплава K0.2Cu18S. На вставке в части б) в большем масштабе показан участок до 300 оС.
3.4. Теплопроводность
Кубические фазы дигенита и халькоцита являются суперионными [5]. Следовательно, исследуемый сплав Ko.2Cui.8S, две трети состава которого составляют эти две фазы согласно данным рент-генофазового анализа, является суперионным уже при комнатной температуре. Подвижные катионы в сульфиде меди можно уподобить «катионной жидкости», заполняющей пустоты структуры. Наличие «жидкоподобной фазы» внутри «твердой» решетки мешает нормальному распространению фононов ("phonon glass" materials) [1] , поэтому суперионные халькогениды меди обладают низкой решеточной теплопроводностью. Дополнительными факторами снижения общей теплопроводности служат примесные ионы калия, приводящие к росту рассеяния фононов и электронов, а также нанодис-персность зерен, увеличивающая количество дефектов структуры на границах фаз.
3.5 Термоэлектрическая мощность и термоэлекрическая эффективность
Рис. 4 Температурная зависимость коэффициента теплопроводности сплава К0.2Си188
Как следствие, коэффициенты теплопроводности сплава К02Си188 в исследованной области температур 20-380 оС имеют низкие значения, что видно на рис. 4. Снижение теплопроводности с ростом температуры можно объяснить снижением электронной составляющей теплопроводности согласно закону Видемана-Франца, так как электронная проводимость в области выше 100 оС также снижается (см. рис. 3а).
По результатам раметров были
измерении кинетических па-значения термоэлек-
определены
трической мощности P = а2 с и безразмерной термо
электрической добротности гТ = са2та материала, представленные на рис. 5 и 6 в зависимости от температуры.
Рис. 5. Температурная зависимость термоэлектрической мощности сплава К0.2Си188 в области температур от комнатной до 400 оС. На вставке внутри в большем масштабе показан участок этой кривой до 300 оС.
Рис. 6. Температурная зависимость термоэлектрической эффективности сплава К0.2Си188 в области температур 40-380 оС (б). На вставке внутри в большем масштабе показан участок кривой до 300 оС.
180 160 140
3. 120
100
80
ft
— A
300 350 400 450 500
T( K) a)
К
N
б)
Рис. 7. Поведение коэффициента термо-э.д.с. (а) и термоэлектрической эффективности 7Т (б) при фазовом переходе в Си^е (показано по материалам обзора [3]).
До 300 оС наблюдаются низкие значения Р и 2Т, не представляющие практического интереса, однако в области 350-400 оС , сплав демонстрирует пиковые значения, превышающие показатели лучших современных термоэлектрических материалов.
Известно о резком пиковом повышении термоэлектрической эффективности в селениде меди около 100 оС в результате суперионного фазового перехода второго рода, когда происходит «плавление» катионной подрешетки [20]. Поведение термоэлектрической эффективности 2Т при фазовом переходе в Си^е показано на рис. 7, приведенном из обзора [3].
Нечто подобное происходит и в исследуемом нами сплаве Ко:2Сщ^, только в окрестности температуры 380 оС (см. рис. 3б, 5-6). В крупнокристаллическом сульфиде меди состава Си^ два фазовых перехода: при 103.5 оС из моноклинной фазы с пространственной группой Р21/с в гексагональную фазу со структурой Р63/ттс, и при 435 оС - из гексагональной в кубическую фазу Бт3т [18]. Температура второго фазового перехода сильно снижается с увеличением нестехиометрии 5 в формуле Си2-5$ [16]. Также температуру перехода может снижать наноразмерность зерен в материале.
Первый фазовый переход при 103.5 оС не проявился на температурных зависимостях свойств сплава, приведенных на рис. 2-6, так как при комнатной температуре в составе сплава нет низкотемпературной моноклинной фазы Си^ или Си2-^.
Аномально высокий пик термо-э.д.с. (рис. 3б), соответственно отразившийся аналогичными пиками на рис. 5 и рис. 6, может быть вызван суперионным фазовым переходом из гексагональной в кубическую фазу Си^ тех фракций сплава, которые при комнатной температуре находились в ромбоэдрической (Си^9) и тетрагональной (Си^) модификациях, и перешли затем в гексагональные модификации Си^9 и Си^ соответственно при 83 и 94 оС. Скорее всего, в нестехиометрической и нанозерни-стой гексагональной фазе Си^9 переход в кубическую фазу происходит при более низкой температуре, чем в Си^, - около 260 оС, что отражается в виде аномалии на температурных зависимостях проводимости (рис. 3а) и термо-э.д.с. (рис. 3б), а
при 380 оС переходит в кубическую форму фракция Cu2S, претерпевшая до этого переход из тетрагональной в гексагональную модификацию.
Заключение
Полученный сплав K02Cu18S представляет собой смесь фаз сульфида меди: кубической Fm-3m фазы Cui.84S, кубической Fm-3m фазы Cu2S, ромбоэдрической R-3m фазы Cu17S9 и метастабильной тетрагональной P432i2 фазы Cu2S. По оценке из полуширины рентгеновских линий размеры кристаллитов в сплаве лежат от 24 до 90 нм. Результаты рентгенофазового анализа подтверждаются дифференциальной сканирующей термометрией, зафиксировавшей тепловые эффекты, соответствующие фазовым переходам из ромбоэдрической и тетрагональной фаз в гексагональную фазу сульфида меди около 83 и 94 оС. Около 90 оС отмечено небольшое скачкообразное падение на температурных зависимостях проводимости, коэффициента термо-э.д.с. и теплопроводности.
Выше 300 оС наблюдаются сильный рост коэффициента термо-э.д.с. (до 4 мВ/K) и снижение теплопроводности до 0.4 Вт/(м^К), приводящие к очень высокому пиковому значению безразмерной термоэлектрической эффективности ZT = 3.5 при 380 оС.
ЛИТЕРАТУРА
1. H. L. Liu, X. Shi, F. F. Xu, L. L. Zhang, W. Q. Zhang, L. D. Chen, Q. Li, C. Uher, T. Day, and G. J. Snyder. Copper ion liquid-like thermoelectrics // Nat. Mater. 2012. V. 11(5). P. 422-425.
2. Wang L. W.. High chalcocite Cu2S: A solid-liquid hybrid phase // Phys. Rev. Lett. 2012. V. 108(8). 085703.
3. Qiu P., Shi X., Chen L. Cu-based thermoelectric materials // Energy Storage Materials. 2016. V. 3. P. 85-97.
4. Zhao L. L., Wang X. L., Fei F. Y., Wang J. Y., Cheng Z. X., Dou S. X., Wang J., Snyder G. J. High thermoelectric and mechanical performance in highly dense Cu2.xS bulks prepared by a melt-solidification technique // J. Mater. Chem. A. 2015. V. 18. P. 9432-9437.
5. Балапанов М. Х., Якшибаев Р. А., Гафуров И. Г., Ишембе-тов Р. Х., Кагарманов Ш. М. Суперионная проводимость и кристаллическая структура сплавов Li,Cu2-JS // Известия РАН. Сер. физ. 2005. Т. 69. №4. С. 545-548.
6. Balapanov M. Kh., Ishembetov R. Kh., Kuterbekov K. A., Nurakhmetov T. N., Urazaeva E. K., Yakshibaev R. A. Influence of the cation sublattice defectness on the electronic ther-
moelectric power of LixCu(2_x)_5S(x < 0.25) // Inorganic Materials. 2014. V. 50. No 9. P. 930-933.
7. Ishembetov R. Kh., Balapanov M. K., Yulaeva Y. K. Electronic Peltier effect in LixCu(2.x).sS // Rus. J. Electrochem. 2011. Vol. 47. Pp. 416-419.
8. Balapanov M. Kh., Ishembetov R. Kh., Kuterbekov K. A., Kubenova M. M., Almukhametov R. F. and Yakshibaev R. A. Transport phenomena in superionic NaxCu2.xS (х = 0.05; 0.1; 0.15; 0.2) compounds // Ionics. 2018. V. 24. P. 1349-1356.
9. Балапанов М. Х., Ишембетов Р. Х., Кабышев А. М., Кубе-нова М. М., Кутербеков К. А., Юлаева Ю. Х., Якшиба-ев Р. А. Влияние допирования натрием на электронную проводимость и коэффициент термо-ЭДС сульфида меди // Вестник БашГУ. 2019. Т. 24. №.4. С. 823-829.
10. Kubenova M. M.,. Balapanov M. Kh, Kuterbekov K. A., Ishembetov R. Kh., Kabyshev A. M., Yulaeva Y. Kh. Phase composition and thermoelectric properties of the nanocompo-site alloys NaxCu2-x-yS // Eurasian J. of Phys. and Func. Materials. 2020. V. 4(1). P. 67-85.
11. Ge Z.-H., Liu X., Feng D., Lin J., and He J. High-Performance Thermoelectricity in Nanostructured Earth-Abundant Copper Sulfides Bulk Materials // Adv. Energy Mater. 2016.1600607.
12. Ohtani T., Ogura J., Yoshihara H. and Yokota Y. Physical Properties and Successive Phase Transitions in Quasi-One-Dimensional Sulfides ACu7S4 (A = Tl, K, Rb) // J. Solid State Chem. 1995. V. 115. P. 379-389.
13. Li. X., Hu C., Kang X., Len Q., Xi Y., Zhang K. and Liu H. Introducing kalium into copper sulfide for the enhancement of thermoelectric properties // J. Mater. Chem. A. 2013. V. 1. P. 13721-13726.
14. Wagner C. The Thermoelectric Power of Cells with Ionic Compounds Involving Ionic and Electronic Conduction // Progr. in Sol. Chem. Phys. 1972. V. 7. P. 1-37.
15. Ишембетов Р. Х., Юлаева Ю. Х., Балапанов М. Х., Шари-пов Т. И. , Якшибаев Р. А. Электрофизические свойства нано-структурированного селенида меди (Cu1,9Li0,1Se) // Перспективные материалы. 2011. №>12. С. 55-59.
16. Абрикосов Н. Х., Банкина В. Ф., Порецкая Л. В., Скудно-ва Е. В., Чижевская С. Н. Полупроводниковые халькогениды и сплавы на их основе. М.: Наука, 1975. 220 с.
17. Суздалев И. П. Нанотехнология: Физико-химия наноклас-теров, наноструктур и наноматериалов. М.: Кн. дом «ЛИБРОКОМ», 2009. 592 с.
18. Chakrabarti D. J., Laughlin D. E. The Cu-S (Copper-Sulfur) system // J. Phase Equilibria. 1983. V. 4(3). P. 254-271.
19. Roseboom E. H. An investigation of the system Cu-S and some natural copper sulfides between 25 and 700 o C // Econ. Geol. 1966. V. 61. P. 641-672.
20. Liu H. L., Yuan X., Lu P., Shi X., Xu F. F., He Y., Tang Y. S., Bai S. Q., Zhang W. Q., Chen L. D., Lin Y., Shi L., Lin H., Gao X. Y., Zhang X. M., Chi H., Uher C. Ultrahigh thermoelectric performance by electron and phonon critical scattering in Cu2Sebx Ix , Adv. Mater. 2013. V. 25. P. 6607-6612.
Поступила в редакцию 07.09.2020 г. После доработки 01.12.2020 г.
DOI: 10.33184/bulletin-bsu-2020.4.15
TRANSPORT PHENOMENA IN THE SUPERIONIC K^Cu^S ALLOY
© M. Kh. Balapanov1*, R. Kh. Ishembetov1, B. M. Akhmetgaliev1, K. A. Kuterbekov2, R. Sh. Palymbetov2, S. Sakhabaeva2, R. A. Yakshibaev1
'Bashkir State University 32 Zaki Validi Street, 450076 Ufa, Republic of Bashkortostan, Russia.
2L. N. Gumilyov Eurasian National University 2A Satbayev Street, 010008 Nur-Sultan, Kazakhstan.
Phone: +7 (347) 272 59 04.
*Email: [email protected]
The semiconducting K0.2Cu18S alloy was synthesized in a melt of a mixture of NaOH and KOH hydroxides at a temperature of about 165 °C. According to the results of X-ray phase analysis, the alloy is a mixture of four phases of copper sulfide: cubic Fm-3m CuL84S phase, cubic Fm-3m Cu2S phase, rhombohedral R-3m Cui7S9 phase, and metastable tetragonal P43212 Cu2S phase. According to the estimations from the half-width of the X-ray lines, the crystallite sizes in the alloy range from 24 to 90 nm. Since the cubic Cu2S phase is usually stable at temperatures above 435 °C, the authors believe that the existence of this phase at room temperature can be explained by the fact that potassium is incorporated into the cubic Cu2S lattice and makes the structure stable at room temperature. Another possible explanation is that in nanomaterials, as the particle size decreases, the temperatures of polymorphic transformations change. Differential scanning thermometry showed an endo-thermic peak extended from 84 to 102 °C caused by phase transitions from the rhombohedral and tetragonal phases to the hexagonal copper sulfide phase. Around 90 °C, a small jump-like drop was observed in the temperature dependences of conductivity, Seebeck coefficient, and thermal conductivity. Above 300 °C, a strong increase in Seebeck coefficient was observed (up to 4 mV/K) and a decrease in thermal conductivity to 0.4 W/m K causing a very high peak value of the dimensionless thermoelectric figure of merit ZT = 3.5 at 380 °C.
Keywords: superionic conductor, thermoelectric materials, electronic Seebeck coefficient, electronic conductivity, thermal conductivity, copper sulfide.
Published in Russian. Do not hesitate to contact us at [email protected] if you need translation of the article.
REFERENCES
1. H. L. Liu, X. Shi, F. F. Xu, L. L. Zhang, W. Q. Zhang, L. D. Chen, Q. Li, C. Uher, T. Day, and G. J. Snyder. Copper ion liquid-like thermoelectrics. Nat. Mater. 2012. Vol. 11(5). Pp. 422-425.
2. Wang L. W.. High chalcocite Pp. 2S: A solid-liquid hybrid phase. Phys. Rev. Lett. 2012. Vol. 108(8). 085703.
3. Qiu P., Shi X., Chen L. Energy Storage Materials. 2016. Vol. 3. Pp. 85-97.
4. Zhao L. L., Wang X. L., Fei F. Y., Wang J. Y., Cheng Z. X., Dou S. X., Wang J., Snyder G. J. J. Mater. Chem. A. 2015. Vol. 18. Pp. 9432-9437.
5. Balapanov M. Kh., Yakshibaev R. A., Gafurov I. G., Ishembetov R. Kh., Kagarmanov Sh. M. Izvestiya RAN. Ser. fiz. 2005. Vol. 69. No. 4. Pp. 545-548.
6. Balapanov M. Kh., Ishembetov R. Kh., Kuterbekov K. A., Nurakhmetov T. N., Urazaeva E. K., Yakshibaev R. A. Inorganic Materials. 2014. Vol. 50. No 9. Pp. 930-933.
7. Ishembetov R. Kh., Balapanov M. K., Yulaeva Y. K. Rus. J. Electrochem. 2011. Vol. 47. Pp. 416-419.
8. Balapanov M. Kh., Ishembetov R. Kh., Kuterbekov K. A., Kubenova M. M., Almukhametov R. F. and Yakshibaev R. A. Ionics. 2018. Vol. 24. Pp. 1349-1356.
9. Balapanov M. Kh., Ishembetov R. Kh., Kabyshev A. M., Kubenova M. M., Kuterbekov K. A., Yulaeva Yu. Kh., Yakshibaev R. A. Vestnik BashGU. 2019. Vol. 24. No. .4. Pp. 823-829.
10. Kubenova M. M.,. Balapanov M. Kh, Kuterbekov K. A., Ishembetov R. Kh., Kabyshev A. M., Yulaeva Y. Kh. Eurasian J. of Phys. and Func. Materials. 2020. Vol. 4(1). Pp. 67-85.
11. Ge Z.-H., Liu X., Feng D., Lin J., and He J. Adv. Energy Mater. 2016.1600607.
12. Ohtani T., Ogura J., Yoshihara H. and Yokota Y. J. Solid State Chem. 1995. Vol. 115. Pp. 379-389.
13. Li. X., Hu C., Kang X., Len Q., Xi Y., Zhang K. and Liu H. J. Mater. Chem. A. 2013. Vol. 1. Pp. 13721-13726.
14. Wagner C. Progr. in Sol. Chem. Phys. 1972. Vol. 7. Pp. 1-37.
15. Ishembetov R. Kh., Yulaeva Yu. Kh., Balapanov M. Kh., Sharipov T. I. , Yakshibaev R. A. Perspektivnye materialy. 2011. No. 12. Pp. 55-59.
16. Abrikosov N. Kh., Bankina V. F., Poretskaya L. V., Skudnova E. V., Chizhevskaya S. N. Poluprovodnikovye khal'kogenidy i splavy na ikh osnove [Semiconductor chalcogenides and alloys based on them]. Moscow: Nauka, 1975.
17. Suzdalev I. P. Nanotekhnologiya: Fiziko-khimiya nanoklasterov, nanostruktur i nanomaterialov [Nanotechnology: Physicochemistry of nanoclusters, nanostructures and nanomaterials]. Moscow: Kn. dom «LIBROKOM», 2009.
18. Chakrabarti D. J., Laughlin D. E. J. Phase Equilibria. 1983. Vol. 4(3). Pp. 254-271.
19. Roseboom E. H. Econ. Geol. 1966. Vol. 61. Pp. 641-672.
20. Liu H. L., Yuan X., Lu P., Shi X., Xu F. F., He Y., Tang Y. S., Bai S. Q., Zhang W. Q., Chen L. D., Lin Y., Shi L., Lin H., Gao X. Y., Zhang X. M., Chi H., Uher C. Ultrahigh thermoelectric performance by electron and phonon critical scattering in Pp. 2Se1 -x Ix , Adv. Mater. 2013. Vol. 25. Pp. 6607-6612.
Received 07.09.2020. Revised 01.12.2020.
