Кристаллическая структура и высокотемпературная проводимость новых материалов на основе галлий-содержащих сложных оксидов тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 02.00.04, кандидат химических наук Чернов, Сергей Владимирович

• Чернов, Сергей Владимирович
• кандидат химических наук
• 2012

Оглавление диссертации кандидат химических наук Чернов, Сергей Владимирович

Содержание

Список условных обозначений

1. Введение

2. Литературный обзор

Оксиды, проявляющие кислород-ионную проводимость

2.1. Оксиды со структурой флюорита

2.1.1. Кислород-ионные проводники на основе дотированного 2Ю2

2.1.2. Кислород-ионные проводники на основе допированного СеОг

2.1.3. Соединения со структурой б-В120з

2.2. Соединения со структурой перовскита и производные от нее

2.3. Соединения со структурой браунмиллерита

3+

2.4. Соединения с тетраэдрически-координированными катионами ва

(Ьа8г0а307 и ЬаВа0а04)

Протонная проводимость в твердых телах

2.5. Протонная проводимость в перовскитоподобных оксидах

2.6. Протонная проводимость в соединениях с тетраэдрически координированными катионами Оа3+

2.6.1. Протонная проводимость в ЬаВава04

3. Экспериментальная часть

3.1. Методы исследования

3.1.1. Рентгенофазовый анализ и ретгеноструктурный анализ

3.1.2. Нейтронография

3.1.3. Электронная дифракция

3.1.4. Локальный рентгеноспектральный анализ

3.1.5. Высокотемпературные транспортные измерения

3.1.6. Импедансная спектроскопия и вольтамперометрия

3.1.7. Дилатометрические измерения

3.1.8. Термогравиметрический анализ и масс-спектрометрия

3.2. Исходные вещества и методы приготовления образцов

4. Результаты

4.1. Синтез и исследование соединений в системе Са-2п-0а-0

4.1.1. Кристаллические структуры Са^ПбОаюОзб и Ca14Zn5.5Ga10.5O35.25

4.1.1.1. Кристаллическая структура Са^ПбваюС^

4.1.1.2. Кристаллическая структура Ca14Zn5.5Ga10.5O35.25

4.2. Синтез и исследование соединений в системе 8г0а1_х8сх02.5

4.2.1. Синтез и исследование кристаллической структуры 8г20а8с05 (х = 0.5)

4.2.2. Термическое исследование 8г20а8с05

4.2.3. Исследование 8гОа0.58с0.5^гхО2.5+х/2

4.2.4. Синтез и исследование кристаллической структуры 8г1о0аб8с402579

4.2.5. Синтез и исследование кристаллической структуры 8гОао.758со.2502.5

4.2.6. Изучение взаимодействия 8г0а1_х8сх02.5 (х = 0.25, 0.5) с парами воды

4.3. Изучение транспортных свойств в системе Са-гп-ва-О

4.4. Исследование транспортных свойств в системе 8г6а1.х8сх02.5

4.4.1. Исследование транспортных свойств Згвао^Со^Ог^

4.4.2. Исследование транспортных свойств 8гОа0.58с0.5О2.5

4.4.3. Исследование транспортных свойств 8гОа0.58с0.4752г0.025О2.5+0.025/2109

4.4.4. Исследование транспортных свойств 8г20а8с05 и 8г1о0а68с4025

5. Обсуждение результатов

6. Выводы

7. Список литературы

8. Приложение

Список условных обозначений

Еа - энергия активации

GDC - оксиды Cei.xGdx02-x/2

LSGM - оксиды Lai_xSrxGai.yMgy03_5

RH - относительная влажность

ScSZ - оксиды Zri.xScx02-x/2

YSZ - оксиды Zr1.xYxO2.xz2

апер - параметр элементарной ячейки перовскита

абраун> Ьбраун, сбраун - параметры элементарной ячейки браунмиллерита

р(02) - парциальное давление кислорода в газовой фазе

at - общая электропроводность

оИ0Н, oj - ионная электропроводность

с0, он, оь - электропроводность ионов кислорода, протонов, дырок

tm to - числа переноса протонов, кислорода

КПД - коэффициент полезного действия

КТР - коэффициент термического расширения

КЧ - координационное число

РЗЭ - редкоземельный элемент

ТОТЭ - твердооксидный топливный элемент

ЯМР - ядерно-магнитный резонанс

атм - давление в атмосферах

пр. гр. - пространственная группа

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Кристаллическая структура и высокотемпературная проводимость новых материалов на основе галлий-содержащих сложных оксидов»

1. Введение

Повышение эффективности превращения одного вида энергии в другой является одним из приоритетов развития современной науки и техники. В авангарде данного направления находятся разработки в области топливных элементов. Данные электрохимические устройства позволяют напрямую преобразовывать энергию химической реакции в электрическую, что способствует существенному повышению коэффициента полезного действия этих устройств и снизить затраты топлива. Одними из наиболее перспективных среди них являются твердооксидные топливные элементы (ТОТЭ). В качестве топлива, применяемого в этих устройствах, может использоваться как водород любой степени чистоты, так и природный газ. При этом, в зависимости от условий эксплуатации, в качестве переносчика заряда может выступать как ион кислорода, так и протон. Помимо использования в топливных элементах следует отметить и такую область применения твердых ион-проводящих оксидов как газовые сенсоры и мембранные материалы. Одним из стандартных материалов, используемых в качестве электролита для ТОТЭ, является допированный У диоксид циркония (2г].хУх02.8 - Однако данный

материал обладает рядом существенных недостатков. Главным из них является низкое значение кислород-ионной проводимости, что требует применения высоких температур (до 1000 °С). Таким образом, поиск материалов, обладающих высокой ионной проводимостью при более низких температурах, является одним из приоритетных направлений исследований. Открытие в конце прошлого века высокой ионной проводимости в допированном галлате лантана ((Ьа,8г)(Са,М£)Оз_5 - ЬБвМ) при более низкой температуре, чем в YSZ, и высокотемпературной протонной проводимости в других галлатах (ЬаВа0а04) позволяет рассматривать сложные оксиды галлия в качестве перспективных для поиска новых ион-проводящих соединений. Поэтому, целью данной работы было получение новых ион-проводящих галлий-содержащих сложных оксидов, определение их кристаллических структур, исследование их высокотемпературных свойств.

2. Литературный обзор

В настоящее время существует достаточно обширный класс соединений, обладающих ионной проводимостью, но при этом находящихся в твёрдом состоянии - твердые электролиты. Проводимость в данных веществах обуславливается подвижными ионами: катионами и/или анионами. Однако наиболее значимый интерес представляют материалы, способные быть проводниками ионов кислорода. Этот интерес вызван бурным развитием в последнее время альтернативной энергетики и, в частности, твердооксидных топливных элементов (ТОТЭ). Они представляют собой экологически чистую альтернативу традиционным источникам энергии и характеризуются более высоким коэффициентом полезного действия (КПД) по превращению химической энергии в электрическую. Одна из главных особенностей ТОТЭ - высокая рабочая температура, составляющая от 600 до 1000°С. Это, с одной стороны, является их основным преимуществом перед другими типами топливных элементов, поскольку существенно увеличивает скорости протекания электрохимических процессов и позволяет использовать электродные материалы, не содержащие дорогостоящих платиновых металлов, а также снижает уровень требований к чистоте топлива. В частности, возможно использование в качестве топлива природного газа, который может быть подвергнут конверсии внутри топливного элемента. С другой стороны, использование высоких температур накладывает существенные ограничения на материалы компонентов топливных элементов, таких как коммутационные элементы. По этой причине, поиск новых материалов, обладающих высокой ионной проводимостью при пониженных температурах является важнейшей задачей, стоящей перед исследователями.

Считается, что для того чтобы соединение обладало высокой кислород-ионной проводимостью, необходимо выполнение следующих условий [1]:

1. В кристаллической структуре оксида необходимо наличие большого числа неупорядоченных кислородных вакансий.

2. Низкий энергетический барьер перехода между занятыми и свободными позициями для иона кислорода.

3. «Открытая» структура с большими каналами проводимости (большой размер «окна проводимости»).

4. Малые значения энергии связи металл-кислород.

5. Наличие в структуре катионов с легко изменяющимися координационными числами.

На настоящее время известно большое число соединений, обладающих значимой кислород-ионной проводимостью. Основную часть таких оксидов можно отнести к одному из следующих структурных типов:

1. Соединения со структурой флюорита (например, допированные катионами РЗЭ диоксиды циркония и церия), а также соединения с флюоритоподобной структурой (соединения со структурой пирохлора и фазы со шеелитоподобной структурой).

2. Соединения со структурой перовскита (например, ЬБвМ (Ьа,8г)(Оа,М§)Оз_у) и со структурой, производной от нее: фазы Раддлесдена-Поппера, фазы Ауривиллиуса (допированный В12У055), соединения со структурой браунмиллерита (Ва21п205)

3. Соединения с тетраэдрически-координированными катионами ва3+ (ЬаЗЮазОт и ЬаВа0а04)

Далее в литературном обзоре будут последовательно рассмотрены кислород-проводящие соединения, относящиеся к этим структурным типам.

Оксиды, проявляющие кислород-ионную проводимость

2.1. Оксиды со структурой флюорита

В кристаллической структуре кубического флюорита СаИ2 (Рис. 2.1) катионы Са образуют кубическую плотнейшую упаковку, в которой все тетраэдрические пустоты заняты анионами Р'.

Некоторыми исследователями были выдвинуты ряд условий, которые должны способствовать высокой кислород-ионной

проводимости в оксидах с флюорит 01 юдобн ой структурой:

1. Высокая концентрация переносчиков заряда, т.е. кислородных вакансий.

2. Позиции атомов кислорода должны быть энергетически эквивалентными, либо незначительно различаться.

3. Небольшая энергия связи кати он-кислород.

Наиболее изученными кислород-ионными оксидными системами являются твердые растворы состава М0?-М'0 и МО?-МпО|.5 (М = Ъс, Щ Се, ТЬ; М1 - Са, Шг, Ва; Мп = Ъп).

Наиболее изученными кислород-ионными оксидными системами со структурой флюорита являются допированные катионами щелоземельных металлов или РЗЭ диоксиды циркония, гафния, церия н тория^МОг-М'О и М02-М|10,.5 (М = гг, Щ Се, ТЬ; М1 - Са, % Ва; Мм - 8с,У, Ьп). Кроме того, допированный катионами РЗЭ оксид висмута В1203 со структурой флюорита (8-ВЬОз) также проявляет высокую кислород-ионную проводимость.

8

Рис. 2.1. Кристаллическая структура флюорита СаР2. Большие сферы - атомы Са, маленькие - Р.

2.1.1. Кислород-ионные проводники на основе допированного Хг02

Высокотемпературная модификация ЪгОг {с-Ъх02, пр. гр. Ет-Зт) обладает кубической структурой флюорита и существует в температурном интервале Т ~ 2680 - 2370°С. При охлаждении от 2370°С происходит переход в тетрагональную форму {Х-ХЮ2, пр. гр. Р42/птс), затем в моноклинную (ш-Ъх02, пр. гр. Р2}/с) модификацию при 1170°С. В кристаллических структурах т^Юг и t-Zr02 КЧ катиона а4* меньше 8. Взаимосвязь между кристаллическими структурами различных полиморфных модификаций Ъг02 представлена в виде схемы на Рис. 2.2 [2].

Как указывалось выше, для возникновения высокой кислород-ионной проводимости необходимо наличие в кристаллической структуре энергетически эквивалентных позиций для атомов кислорода. Этому требованию удовлетворяют высокосимметричные модификации \-ZrO2 и с-Ъх02. При гетеровалентном замещении части ХхА+ъ Ъс02 на М2+ или М3+, помимо возникновения кислородных вакансий, происходит также и стабилизация высокотемпературных модификаций.

О кислород • 2г

□ вакансия кислорода

(Ь) т-гг02

(а) 2г02-структура СаР2

(с) о-гю2

(е) стабилизированный ХЮ2

О

I •

ш

о

(а) \-2тог

Рис. 2.2. Схематический вид структуры флюорита и полиморфных модификаций Хг02 [2]

При введении двух- или трехвалентных допирующих катионов, ионный радиус которых близок к ионному радиусу циркония, наблюдается образование фаз с достаточно широкой областью гомогенности состава Ъс\. хМх02-5- Так, для системы ЪсОг - У20з образование фаз с флюоритоподобной структурой наблюдается вплоть до 33 мол.% У20з [3].

При малом содержании легирущих добавок происходит стабилизация тетрагональной модификации. Дальнейшее повышение содержания М в Ъх\. ХМХ02.5 приводит к стабилизации кубической формы. Полное обеспечение устойчивости кубической модификации в 7г1_хМх02_§ происходит при х = 0.12 - 0.13 для М = Са, х = 0.16 - 0.18 для М = У и Бс, х = 0.16 - 0.24 для других оксидов РЗЭ [4]. При дальнейшем увеличении х наблюдается образование неоднофазных образцов.

Процесс образования кислородных вакансий при допировании ЪхОг оксидом иттрия У20з может быть описан следующим уравнением в терминах Крюгера-Винка [5]:

Зависимость проводимости от температуры описывается уравнением (2).

¥20з(2г02) 2У'2г + 300х + У0".

(1)

а = (А/Т)ехр(-Е/кТ)

Г~1 ч

проводимости, к - постоянная Больцмана, Т - абсолютная

температура,

А

предэкспоненциальный множитель [6, 7]. Кислород-ионная проводимость допированных

0. 05

0.10 X

0.15

оксидов циркония и церия зависит

Рис. 2.3. Зависимость проводимости допированного ЪхО^ от содержания Ьп3+ [8].

от концентрации легирующих

компонентов и проходит через максимум. На Рис. 2.3 изображены

кривые зависимости проводимости допированного ЪхОг от содержания легирующего компонента [8].

Распределение кислородных вакансий возле катионов и координационное число иттрия в 2г1.х¥х0 2-х/г (YSZ) было исследовано с помощью твердотельного ЯМР на ядрах 89У [9]. При небольших содержаниях У (до 10 мол.% У203) кислородные вакансии равномерно распределены по по структуре, предпочтительно располагаются вокруг атомов циркония, координационное число иттрия равно 8. При дальнейшем росте содержания иттрия его КЧ уменьшается, что означает начало формирования вокруг него кислородных вакансий.

В случае статистического распределения катионов РЗЭ в кристаллической структуре ZЮ2, для ионов кислорода возможны три наиболее вероятных пути миграции (Рис. 2.4): в плоскости (100) (направление 1-2), в плоскости

(110) (направление 1-3), в плоскости (111) (направление 1-4). Стоит отметить, что при миграции аниона в плоскости (100) его траектория движения пересекает линию,

соединяющую катионы в позициях А и В (Рис. 2.4). Природа катионов в этих позициях определяет

возможные варианты

миграции иона кислорода. При расчетах методом

молекулярной динамики было показано, что движение кислородных вакансий осуществляется с большей вероятностью по направлению, в котором ближайшими катионами являются атомы циркония. Движение между катионами Ъс-Ч является менее вероятным, тогда как для миграции

0,0.0 А

Рис. 2.4. Направления движения атомов кислорода в флюоритной ячейке. Маленькие закрашенные сферы -катионы, большие - анионы. [11]

между двумя катионами иттрия потенциальный барьер оказался намного выше, чем для предыдущих случаев [10]. При допировании диоксида циркония оксидом иттрия имеют место два конкурирующих процесса: 1) возрастает количество кислородных вакансий и, как следствие, возрастает скорость диффузии кислорода; 2) увеличивается количество атомов иттрия, блокирующих кислородный перенос. При анализе возможных траекторий миграции ионов кислорода было установлено, что все они движутся преимущественно вдоль плоскости (100) [И]. В случае послойного упорядочения катионов иттрия и циркония, анионы кислорода движутся преимущественно вдоль циркониевого слоя, диффузия между слоями циркония и иттрия значительно затруднена [12].

Одним из преимуществ керамики на основе стабилизированного 2г0г является минимальный вклад электронной составляющей проводимости в общую проводимость в очень широком интервале парциальных давлений кислорода (р(02) от 100-200 атм. до 10"25 - Ю"20 атм.). Область значений химического потенциала кислорода и температуры, при которых вклад

ионной проводимости в общую составляет 99%, а число ионного переноса равно 1;0 = 0.99, принято называть электролитным доменом. На Рис. 2.5 приведены зависимости электролитных доменов для различных кислород-ионных

проводников [13]. При низких р(Ог) электронная проводимость п-типа в электролитах на основе ТЮг и ЬаваОз ниже, чем в стабилизированном 2г0г.

Са-<1орес1 ЪтОг Ьа0 9 8г0д(5ам М§0 2 О-,^

У-дореё ТЪО,

КЛТДК"1)

Рис. 2.5. Границы электролитных доменов (1;о>0.99), для различных ионных проводников [13]

Максимум ионной проводимости в системах на основе допированного ЪхОг наблюдается тогда, когда количество катиона-допанта близко к минимально необходимому для стабилизации кубической флюоритной фазы [4, 14, 15]. Данная концентрация (также называемая нижним пределом стабилизации) и соответствующая ей проводимость зависят от метода получения материала и его микроструктурных особенностей: распределения легирующего катиона, наличия и локализации примеси, присутствия кинетически-лимитированных фазовых переходов и образование упорядоченных микродоменов. Для наиболее важных систем, интервал концентраций допирующего элемента, позволяющий достичь наибольших величин ионного транспорта, хорошо изучен. Например, самые высокие

величины проводимости для

гг1.хухо2.х/2 и zr1.xScxO2.xy2

наблюдаются при х = 0.08 -0.11 и х = 0.09 - 0.11 соответственно. Дальнейшее допирование приводит к уменьшению ионной

проводимости из-за

ассоциации кислородных вакансий и катионов легирующего компонента в кластеры с низкой подвижностью ионов кислорода. Считается общепринятым, что с увеличением различия между ионными радиусами Ъх и катиона-допанта [16], эти негативные эффекты будут проявляться при более низких концентрациях допирующих добавок. На Рис. 2.6 изображены зависимости кислород-ионной проводимости Zr1.xMxO2.xz2 от ионного радиуса катиона М3+ [8]. По причине того, что ионный радиус ЪхА+ меньше, чем у допирующего катиона М3+, максимальное значение величины кислород-ионной проводимости достигается в случае катиона 8с3+ (г(гг4+)=0.84А,

0.12

1 0Л1 «

в* 0.10

1—1 §

| 0.09

м

о. В

I 0.08

"Г""»......1""Т 1111

"V

_ Содержание

допанта —о— О юоо°С

\

" Ч

\ ч V ч

\ I Пу*

I

| УЬ-

Заключение диссертации по теме «Физическая химия», Чернов, Сергей Владимирович

6. Выводы

1. Впервые получены новые соединения Са^ПбОаюОз5 и Ca14Zn5.5Ga10.5O35.25. Показано, что дополнительные атомы кислорода внедряются в кристаллическую структуру Ca14Zn5.5Ga10.5O35.25 только в составе группировок, состоящих из связанных через общую вершину тетраэдров Zn04. Установлено, что внедрение дополнительного сверхстехиометрического кислорода не приводит к значительному увеличению проводимости.

2. Впервые синтезированы новые сложные оксиды с перовскитоподобной структурой состава 8г0а1.х8сх02.5, х = 0.25, 0.375, 0.5. Показано, что в зависимости от соотношения Оа/8с полученные оксиды кристаллизуются в различных типах структур. Установлено, что соединение 8г2Са8с05 (х = 0.5) кристаллизуется в структурном типе браунмиллерита с послойным упорядочением катионов йа и 8с.

3. Установлено образование кубической перовскитоподобной модификации SrGao.5Sco.5O25 при нагревании 8г2Са8с05. Показано, что эта модификация может быть стабилизирована при частичном гетеровалентном замещении 8с на с образованием твердых растворов состава 8гОа0.58с0.5-хггхО2.5+х/2 (х = 0.015 - 0.05) и при замещении 8с3+ на Оа3+ с образованием 8гОа0.75$с0.25О2.5 (х = 0.25).

4. С использованием метода Монте-Карло по рентгенографическим данным с привлечением результатов электронной дифракции определена кристаллическая структура 8гю0аб8с4025- Установлено, что в этом соединении присутствует неизвестный ранее тип упорядочения В-катионов и кислородных вакансий в структуре перовскита.

5. Методами термогравиметрии, комбинированной с масс-спектроскопией, и рентгеновской дифрактометрии показано образование гидратов 8г0ао.758со.2502.5-хн20, ЗгОао^Со^Ог^хНгО и SrGao.5Sco.5-хггх02.5+х/2'ХН20 при увлажнении исходных оксидов.

6. Методом импедансной спектроскопии изучена высокотемпературная проводимость полученных оксидов. Показано, что основной вклад в проводимость 8гОа0.758с0.25О2.5-хН2О вносит ионная составляющая, включающая ион-кислородную (при Т > 750 К) и протонную проводимости (при Т < 750 К и равную 2.7-10'6 См/см при 673 К). В случае 8гОао.58со.502.5-хН20 и 8гОа0.58с0.4752г0.025О2.5+0.025/2-хН2О, установлено, что основной вклад в общую проводимость при высоких температурах (Т > 973 К) вносит дырочная проводимость, тогда как при Т < 973 К преобладает вклад протонной составляющей проводимости (7.3-10"6-См/см для 8гОао.58со.502.5. при 673 К).

Список литературы диссертационного исследования кандидат химических наук Чернов, Сергей Владимирович, 2012 год

7. Список литературы

1. Thangadurai V., Weppner W. Recent progress in solid oxide and lithium ion conducting electrolytes research // Ionics. 2006. V. 12. P. 81 - 92.

2. Иванов-Шиц A.K., Мурин И.В. Ионика твердого тела // С-пб.: Изд-во. Санкт-Петербургского Университета. 2010. Т.2. с. 117.

3. Scott Н. G. Phase relationships in the zirconia-yttria system // J. Mat. Sci. 1975. V. 10. P. 1527- 1535.

4. Badwal S. P. S. Zirconia-based solid electrolytes: microstructure, stability and ionic conductivity // Solid State Ionics. 1992. V. 52. P. 23 - 32.

5. Kroger F., Wink H.J. Solid State Physics // New York: Academic Press. 1965. V.3. P. 304.

6. Kilner J. A. Fast oxygen transport in acceptor doped oxides // Solid State Ionics. 2000. V.129. P.13-23.

7. Goodenough J. B. Oxide-ion electrolytes // Annu. Rev. Mater. Res. 2003. V. 33. P. 91-128.

8. Arachi Y., Sakai H., Yamamoto O., Takeda Y., Imanishai N. Electrical conductivity of the Zr02-Ln203 (Ln=lanthanides) system // Solid State Ionics. 1999. V.121.P. 133-139.

9. Kawata K., Maekava H., Nemoto Т., Yamamura T. Local structure analysis of YSZ by Y-89 MAS-NMR // Solid State Ionics. 2006. V.177. P. 1687 - 1690.

10. Kushimo A., Yildiz B. Oxygen ion diffusivity in strained yttria stabilized zirconia: where is the fastest strain // J. Mater. Chem. 2010. V. 20. P. 48094819.

11. Kilo M., Argirusis C., Borchardt G., Jackson R. A. Oxygen diffusion in yttria stabilised zirconia - experimental results and molecular dynamics calculation // Phys. Chem. Chem. Phys. 2003. V. 5. P. 2219 - 2224.

12. Tarancon A., Morata A., Peiro F., Dezanneau G. A molecular dynamics study on the oxygen diffusion in doped fluorites: the effect of the dopant distribution // Fuel Cells. 2011. V. 11. P. 26-37.

13. Kharton V. V., Marques F.M.B., Atkinson A. Transport properties of solid oxide electrolyte ceramics: a brief review // Solid State Ionics. 2004. V. 174. P. 135- 149.

14. Etsell T. H., Flengas S.N. Electrical properties of solid oxide electrolyte // Chem. Rev. 1970. V. 70. P. 339 - 376.

15. Kharton V. V., Naumovich E.N., Vecher A.A. Research on the electrochemistry of oxygen ion conductors in the former Soviet Union. I. ZrC>2-based ceramic materials // J. Solid State Electrochem. 1999. V.3. P. 61 -81.

16. Yamamoto O., Arachi Y., Sakai H., Takeda Y., Imanishi N., Mizutani Y., Kawai M., Nakamura Y. Zirconia based oxide ion conductors for solid oxide fuel cells // Ionics. 1998. V.4. P. 403 - 408.

17. Shannon R. D., Prewitt C.T. Effective ionic radii in oxides and fluorides // Acta Crystallogr. Sect. B. 1969. V. 25. P. 925 - 946.

18. Badwal S. P. S., Ciacchi F.T., Milosevic D. Scandia-zirconia electrolytes for intermediate temperature solid oxide fuel cell operation // Solid State Ionics. 2000. V. 136-137, P. 91-99.

19. Mogensen M., Sammes N.M., Tompsett G.A. Physical, chemical and electrochemical properties of pure and doped ceria // Solid State Ionics. 2000. V. 129. P. 63-94.

20. Minervini L., Zacate M. O., Grimes R. W. Defect cluster formation in M2O3-doped Ce02 // Solid State Ionics. 1999. V. 116. P. 339 - 349.

21. Nolan M., Fearon J. E., Watson G. W. Oxygen vacancy formation and migration in ceria // Solid State Ionics. 2006. V. 177. P. 3069 - 3074.

22. Kim D.-J. Lattice Parameters, Ionic Conductivities, and Solubility Limits in Fluorite-Structure M02 Oxide [M = Hf4*, Zr4+, Ce4+, Th4+, U4+] Solid Solutions // J. Am. Ceram. Soc. 1989. V. 72. P. 1415 - 1421.

23. Eguchi K., Setoguchi T., Inoue T., Arai H. Electrical properties of ceria-based oxides and their application to solid oxide fuel cells // Solid State Ionics. 1992. V. 52. P. 165- 172.

24. Huang K., Feng M., Goodenough J. Synthesis and Electrical Properties of Dense Ceo.9Gdo.1O1.95 Ceramics // J. Am. Ceram. Soc. 1998. V. 81. P. 357 -362.

25. Mogensen M., Sammes N. M., Tompsett G. A. Physical, chemical and electrochemical properties of pure and doped ceria // Solid State Ionics. 2000. V. 129. P. 63 - 94.

26. Yeh T.-H., Chou C.-C. Development of ceria-doped zirconia electrolytes with high toughness and ionic conductivity // Solid State Ionics. 2009. V. 180. P. 1529- 1533.

27. Harwig H. A., Weenk J. W. Phase Relations in Bismuthsesquioxide // Z. Anorg Allg. Chem. 1978. V. 444. P. 167- 177.

28. Harwig H. A., Gerards A. G. Electrical properties of the a, |3, y, and 8 phases of bismuth sesquioxide // J. Solid State Chem. 1978. V. 68. P. 265 - 274.

29. Shuk P, Wiemhofer H.-D., Guth U., Gopel W., Greenblatt M., Oxide ion conducting solid electrolytes based on Bi203 // Solid State Ionics. 1996. V. 89. P. 179- 196.

30. Battle P. D., Catlow C. R. A., Drennan J., Murray A. D. The structural properties of the oxygen conducting 5 phase of Bi203 // J. Phys. C. 1983. V. 16. P. L561-L566.

31. Sammes N. M., Tompsett G.A., Nafe H., Aldinger F. Bismuth based oxide electrolytes— structure and ionic conductivity // J. Eur. Ceram.Soc. 1999. V.19. P.1801 - 1826.

32. Takahashi T., Iwahara H., High oxide ion conduction in sintered oxides of the system Bi203-W03 // J. Appl. Electrochem. 1973. V. 3. P. 65 - 72.

33. Takahashi T., Iwahara H., Arao T. High oxide ion conduction in sintered oxides of the system Bi203-Y203 // J. Appl. Electrochem. 1975. V. 5. P. 187 -195.

34. Boyapati S., Wachsman E.D., Jiang N. Effect of oxygen sublattice ordering on interstitial transport mechanism and conductivity activation energies in phase-stabilized cubic bismuth oxides // Solid State Ionics. 2001. V. 140. P. 149 -160.

35. Yaremchenko A. A., Kharton V. V., Naumovich E. N., Tonoyan A. A., Samokhval V. V. Oxygen ionic transport in Bi203-based oxides: II. The Bi203-Zr02-Y203 and Bi203-Nb205-Ho203 solid solutions // J. Solid State Electrochem. 1998. V. 2. P. 308 - 314.

36. Mizutani Y., Tamura M., Kawai M., Yamamoto O. Development of highperformance electrolyte in SOFC // Solid State Ionics. 1994. V. 72. P. 271 -275.

37. Jiang N., Wachsman E.D., Jung S. A higher conductivity Bi203-based electrolyte // Solid State Ionics. 2002. V. 150. P. 347 - 353.

38. Fung K. Z., Chen J., Virkar A.V. Effect of Aliovalent Dopants on the Kinetics of Phase Transformation and Ordering in RE203-Bi203 (RE = Yb, Er, Y, or Dy) Solid Solutions // J. Am. Ceram. Soc. 1993. V. 76. P. 2403 - 2418.

39. Huang K., Feng ML, Goodenough J.B. Bi203-Y203-Ce02 solid solution oxideion electrolyte // Solid State Ionics. 1996. V. 89. P. 17 - 24.

40. Shuk P., Wiemhofer H.-D., Guth U., Gopel W., Greenblatt M. Oxide ion conducting solid electrolytes based on Bi203 // Solid State Ionics. 1996. V. 86. P. 179-196.

41. Takahashi T., Iwahara H. Ionic conduction in perovskite-type oxide solid solution and its application to the solid electrolyte fuel cell // Energy Convers. 1971. V. 11.P. 105-111.

42. Sammells A., Cook R., White J., Osborne J., MacDuff R. Rational selection of advanced solid electrolytes for intermediate temperature fuel cells // Solid State Ionics. 1992. V. 52. P. Ill - 123.

43. Cook R. L., Sammells A. F. On the systematic selection of perovskite solid electrolytes for intermediate temperature fuel cells // Solid State Ionics. 1991. V. 47. P. 311-321.

44. Iwahara H., Yajima T., Ozaki K., Suzuki H. Protonic conduction in calcium, strontium and barium zirconates // Solid State Ionics. 1993. V. 61. P. 65 - 69.

45. Kilner J. A., Brook R. J. A study of oxygen ion conductivity in doped non-stoichiometric oxides // Solid State Ionics. 1982. V. 6. P. 237 - 252.

46. Ishihara T., Matsuda H., Takita Y. Oxide Ion Conductivity in Doped NdA103 Perovskite-Type Oxides // J. Electrochem. Soc. 1994. V. 141. P. 3444 - 3449.

47. Ishihara T. Development of New Fast Oxide Ion Conductor and Application for Intermediate Temperature Solid Oxide Fuel Cells // Bull. Chem. Soc. Jpn. 2006. V. 79. P. 1155- 1166.

48. Liu Z., Zheng Z., Huang X., Lu Z., He T., Dong D., Sui Y., Miao J., Su W. The Pr4+ presence in Mg doped PrGa03 perovskites. // J. Alloys and Compounds. 2004. V. 363. P. 60-62.

49. Lybye D., Poulsen F. W., Mogensen M. Conductivity of A- and B-site doped LaA103, LaGa03, LaSc03 and LaIn03_perovskites // Solid State Ionics. 2000. V. 128. P. 91-103.

50. Ishihara T., Matsuda H., Takita Y. Doped LaGa03 perovskite type oxide as a new oxide ionic conductor // J. Am. Chem. Soc. 1994. V. 116. P. 3801-3803.

51. Mogensen M., Lybye D., Bonanos N., Hendriksen P. V., Poulsen F. W. Factors controlling the oxide ion conductivity of fluorite and perovskite structured oxides // Solid State Ionics. 2004. V. 174. P. 279 - 286.

52. Majewski P., Rozumek M., Aldinger F. Phase diagram studies in the systems La203-Sr0-Mg0-Ga203 at 1350-1400°C in air with emphasis on Sr and Mg substituted LaGa03 // J. Alloys and Compounds. 2001. V. 329. P. 253-258.

53. Huang K., Tichy R. S., Goodenough J. B. Superior Perovskite Oxide-Ion Conductor; Strontium- and Magnesium-Doped LaGa03: I, Phase Relationships and Electrical Properties // J. Am. Ceram. Soc. 1998. V. 81. P. 2565-2575.

54. Oncel C., Ozkaya B., Gulgun M. A. X-ray single phase LSGM at 1350°C // J. Eur. Ceram. Soc. 2007. V. 27. P. 599 - 604.

55. Ishihara T., Furutani H., Honda M., Yamada T., Shibayama T., Akbay T., Sakai N., Yokokawa H., Takita Y. Improved oxide ion conductivity in Lao.8Sro.2Gao.8Mgo.2O3 by doping Co // Chem. Mater. 1999. V. 11. P. 2081 -2088.

56. Ishihara T., Shibayama T., Honda M., Nishiguchi H., Takita Y. Intermediate Temperature Solid Oxide Fuel Cells Using LaGa03 Electrolyte II. Improvement of Oxide Ion Conductivity and Power Density by Doping Fe for Ga Site of LaGa03 // J. Electrochem. Soc. 2000. V. 147. P. 1332 - 1337.

57. D'Hondt H., Abakumov A. M., Hadermann J., Kalyuzhnaya A. S., Rozova M. G., Antipov E. V., Van Tendeloo G. Tetrahedral Chain Order in the Sr2Fe205 Brownmillerite // Chem. Mater. 2008. V. 20. P. 7188 - 7194.

58. Goodenough J. B., Ruiz-Diaz J. E., Zhen Y. S.,Oxide-ion conduction in Ba2In205 and Ba3In2M08 (M=Ce, Hf, or Zr) // Solid State Ionics. 1990. V. 44. P. 21-31.

59. Adler S., Russek S., Reimer J., Fendorf M., Stacy A., Huang Q., Santoro A., Lynn J., Baltisberger J., Werner U. Local structure and oxide-ion motion in defective perovskites // Solid State Ionics. 1994. V. 68. P. 193-211.

60. Molin C. E., Alan N. A., Freeman C. L., Ravindran P., St0len S. Order in the disordered state: local structural entities in the fast ion conductor Ba2In205 // J. Solid State Chem. 2005. V. 178. P. 346 - 355.

61. Berastegui P., Hull S., Garcia-Garcia F.J., Eriksson S.-G. The Crystal Structures, Microstructure and Ionic Conductivity of Ba2In205 and Ba(In^Zr1-x)03-^/2 // J. Solid State Chem. 2002.V. 164. P. 119 - 130.

62. J. Fisher C. A., Islam M. S., Brook R. J. A Computer Simulation Investigation of Brownmillerite-Structured Ba2In205 // J. Solid State Chem. 1997. V. 128. P. 137-141.

63. Yao T., Uchimoto Y., Kinuhata M., Inagaki T., Yoshida H. Crystal structure of Ga-doped Ba2In205 and its oxide ion conductivity // Solid State Ionics. 2000. V. 132. P. 189-198.

64. Jayaraman V., Magrez A., Caldes M., Joubert O., Ganne M., Piffard Y., Brohan L. Characterization of perovskite systems derived from Ba2In2C>5Q Part I: the oxygen-deficient Ba2In2(i-^T^Os+^Qi(0<x<l) compounds // Solid State Ionics. 2004. V. 170. P. 17-24.

65. Kakinuma K., Yamamura H., Haneda H., Atake T. Oxide-ion conductivity of (Bai-^Lax)2In205+^ system based on brownmillerite structure // Solid State Ionics. 2001. V. 140. P. 301-306.

66. Rolle A., Vannier R. N., Gridharan N. V., Abraham F. Structural and electrochemical characterisation of new oxide ion conductors for oxygen generating systems and fuel cells // Solid State Ionics. 2005. V. 176. P. 20952103.

67. Istomin S. Ya., Koutcenko V. A., Antipov E. V., Svensson G., Attfield J. P. New anion-deficient cubic perovskites: Ba2Ini_xCoi+x05+8 (0 < x < 0.8) and Ba2.xLaxCoIn05+§ (0.2 < x < 0.8) // J. Mat. Chem. 2002. V. 12. P. 2352-2355.

68. Kakinuma K., Takahashi N., Yamamura H., Nomura K., Atake T. Electrical conductivity and local distortion of (Bao.5Lao.5)2In205.5 doped with divalent or tetravalent cation in in-site // Solid State Ionics. 2004. V. 168. P. 69-74.

69. Kakinuma K., Yamamura H., Haneda H., Atake T. Oxide-ion conductivity of the perovskite-type solid-solution system, (Bai-x_3,SrxLay)2In205+^ // Solid State Ionics. 2002. V. 154-155. P. 571-576.

70. Yoshinaga M., Fumoto T., Hashimoto T. Electrical conductivity and crystal structure of Ba2In205 at high temperatures under various oxygen partial pressures //J. Electrochem. Soc. 2005. V. 152. P. 1221 - 1225.

71. Rozumek M., Majevski P., Sauter L., Aldinger F. La^Sr^/jasC^-s melilite-type ceramics - preparation, composition, and structure // J. Am. Ceram. Soc. 2004. V. 87. P. 662 - 669.

72. Rozumek M., Majevski P., Schluckwerder H., Adinger F., Künstler K., Tomandl G. Electrical conduction behavior of Lai+^Sri-^Ga307-8 melilite-type ceramics //J. Am. Ceram. Soc. 2004. V. 87. P. 1795 - 1798.

73. Kuang X., Green M.A., Niu H., Zajdel P., Dickinson C., Claridge J.B., Jantsky L., Rossiensky M., Interstitial oxide ion conductivity in the layered tetrahedral network melilite structure // Nature Mat. 2008. V. 7. P. 498 - 504.

74. Tealdi C., Mustarelli P., Islam M. S. Layered LaSrGa307-based oxide-ion conductors: cooperative transport mechanisms and flexible structures // Adv. Funct. Mater. 2010. V. 20. P. 3874 - 3880.

75. Catlow C. R. A., Bell R.G., Gale Computer modeling as a technique in materials chemistry // J. Mater. Chem. 1994. V. 4. P. 781 - 792.

76. Catlow C. R. A. Atomistic mechanisms or ionic transport in fast-ion conductors // J. Chem. Soc. Faraday Trans. 1990. V.86. P. 1167 - 1176.

77. Thomas C. I., Kuang X., Deng Z., Niu H., Claridge J.B., Rossiensky M. Phase stability control of interstitial oxide ion conductivity in the Lai+xSri.xGa307.x/2 melilite family // Chem. Mater. 2010. V. 22. P. 2510 - 2516.

78. Li S., Schönberger F., Slater P. Lai_xBa1+xGa04_x/2: A novel high temperature proton conductor // Chem. Commun. 2003. V. 21. P. 2694 - 2695.

79. Kendrick E., Kendrick J., Knight K. S., Islam M. S., Slater P. S. Cooperative mechanisms of fast-ion conduction in gallium-based oxides with tetrahedral moieties // Nature Mat. 2007. V.6. P. 871 - 875.

80. Takahashi T., Iwahara H. Solid-state ionics: protonic conduction in perovskite type oxide solid solutions. // Rev. Chim. Miner. 1980. V. 17(4). P. 243-253.

81. Iwahara H., Esaka T., Uchida H., Maeda N. Proton conduction in sintered oxides and its application to steam electrolysis for hydrogen production // Solid State Ionics. 1981. V. 3-4. P. 359-363.

82. Iwahara H., Uchida H., Ono K., Ogaki K. Proton conduction in sintered oxides based on BaCe03 // J. Electrochem. Soc. 1988. V. 135. P. 529 - 533.

83. Ishihara T. Perovskite oxide for solid oxide fuel cells // New York: Springer Science + Business Media. 2009. P. 264.

84. Munch W., Kreuer K. D., Seifert G., Maier J. Proton diffusion in perovskites: comparison between BaCe03, BaZr03, SrTi03, and CaTi03 using quantum molecular dynamics // Solid State Ionics. 2000. V. 136 - 137. P. 183 - 189.

85. Malavasi L., Fisher C. A. J., Islam M. S., Oxide-ion and proton conducting electrolyte materials for clean energy applications: structural and mechanistic features // Chem. Soc. Rev. 2010. V. 39. P. 4370 - 4387.

86. Kreuer K. D. Proton diffusion in perovskites: comparison between BaCe03, BaZr03, SrTi03, and CaTi03 using quantum molecular dynamics // Solid State Ionics. 2000. V. 136-137. P. 183-189.

87. Munch W., Kreuer K.D., Adams S., Seifert G., Maier J. The relation between crystal structure and the formation and mobility of protonic charge carriers: a case study of Y-doped BaCe03 and SrCe03 // Phase Transitions. 1999. V. 68. P. 567-586.

88. Kreuer K. D. Proton-conducting oxides // Annu. Rev. Mater. Res. 2003. V. 33. P. 333-359.

89. Karlsson M., Engberg D., Bjorketun M. E., Matic A., Wahnstrom G., Sundell P. G., Berastegui P., Ahmed I., Falus P., Farago B., Borjesson L., Eriksson S. Using neutron spin-echo to investigate proton dynamics in proton-conducting perovskites // Chem. Mater. 2010. V. 22. P. 740 - 742.

90. Nowick A. S., Yang D., Liang K. C. Some factors that determine proton conductivity in nonstoichiometric complex perovskites // Solid State Ionics. 1999. V. 125. P. 303 -311.

91. Matsumoto H., Kawasaki Y., Ito N., Enoki M., Ishihara T. Relation between electrical conductivity and chemical stability of BaCe03-based proton

conductors with different trivalent dopants // Electrochem. Solid-State Lett. 2007. V. 10. P. B77-B80.

92. Fabbri E., D'Epifanio A., Di Bartolomeo E., Licoccia S., Traversa E. Tailoring the chemical stability of Ba(Ce0.8~^Zrx)Yo.203-j protonic conductors for Intermediate Temperature Solid Oxide Fuel Cells (IT-SOFCs) // Solid State Ionics. 2008. V. 179. P. 558-564.

93. Ma G., Zhang F., Zhu J., Meng G. Proton conduction in Lao.9Sr0.2Gao.8Mgo.203-8 // Chem. Mater. 2006. V. 18. P. 6006 - 6011.

94. Fujii H., Catayama Y., Shimura T., Iwahara H. Protonic conduction in perovskite-type oxide ceramics based on LnSc03 (Ln=La, Nd, Sm or Gd) at high temperature // J. Electroceram. 1998. V. 2:2. P. 119 - 125.

95. Lybye D., Bonanos N. Proton and oxide ion conductivity of doped LaSc03 // Solid State Ionics. 1999. V. 125. P. 339 - 344.

96. Kato H., Yugami H. Electrical conductivity of Nd(-^Ca^Sc i-^Mg/^ perovskite-type oxides // J. Electroceram. 2007. V. 18. P. 219 - 224.

97. Nomura K., Takeuchi T., Tanase S., Kageyama H., Tanimoto K., Miyazaki Y. Proton conduction in (Lao.9Sro.i)Mm03-,5 (Mm=Sc, In, and Lu) perovskites // Solid State Ionics. 2002. V. 154-155. P. 647 - 652.

98. Stroeva A., Gorelov V., Balakireva V. Conductivity of Lai^Sr^Sci-yMgyOs-« (x = y = 0.01-0.20) in reducing atmosphere // Rus. J. Electrochem. 2010. V. 46. No. 7. P. 784 - 788.

99. Stroeva A., Balakireva V., Dunyushkina L., Gorelov V. Electroconductivity and nature of ion transfer in Lai-^Sr^Sci^Mg^O^ system (0.01 <x=y< 0.20) in dry and humid air // Rus. J. Electrochem. 2010. V. 46. No 5. P. 552 - 559.

100. Schönberger F., Kendrick E., Islam M. S., Slater P. R. Investigation of proton conduction in Lai-xBai+xGaO^x^ and Lai_xSr2+xGa05-x/2 // Solid State Ionics. 2005. V. 176. P. 2951 -2953.

101. Giannici F., Messana D., Longo A., Mortorana A. Crystal structure and local dynamics in tetrahedral proton-conducting Lai_xBai+xGa04 // J. Phys. Chem. C. 2011. V. 115. P. 298-304.

102. Larson A. C., Von Dreele R. B. "General Structure Analysis System (GSAS)", Los Alamos National Laboratory Report // LAUR. 2000. P. 86-748; B.H. Toby. EXPGUI, a graphical user interface for GSAS // J. Appl. Cryst. 2001. V. 34P. 210-213.

103.Barbanyagre V. D., Timoshenko T.I., Il'inets A.M., Shamshurov V.M. Calcium aluminozincates of Ca(x)Al(y)Zn(k)0(n) composition // Powder Diffract. 1997. V. 12. P. 22 - 26.

104. Grins J., Istomin S.Ya., Svensson G., Attfield J.P., Antipov E.V. The disordered cubic structure of Ca7Co3Ga5Oi8 // J. Solid State Chem. 2005. V. 178. P. 2197-2204.

105. Abakumov A.M., Hadermann J., Kalyuzhnaya A.S., Rozova M.G., Mikheev M.G., Van Tendeloo G., Antipov E.V. Ca6.3Mn3Ga4.4Al1.3Oi8 - A novel complex oxide with 3D tetrahedral framework // J. Solid State Chem. 2005. V. 178. P. 3137-3144.

106.Favre-Nicolin V., Cerny R. FOX, 'free objects for crystallography': a modular approach to ab initio structure determination from powder diffraction // J. Appl. Cryst. 2002. V. 35. P. 734 - 743.

107. Johnson D. ZView: A Software Program for IES Analysis, Version 2.8, Scribner Associates Inc., Southern Pines, NC, 2002.

108. Bilic A., Gale J. D. Proton mobiblity in In-doped CaZr03 perovskite oxide // Chem. Mater., 2007, V.19, p. 2842 - 2851.

109. Ahmed I., Knee C. S., Eriksson S.-G., Ahlberg E., Karlsson M., Matic A., Bôrjessonc L. Proton Conduction in Perovskite Oxide BaZro.5Ybo.503-d prepared by wet chemical synthesis route // J. Electrochem. Soc. 2008. V. 155. P. 97- 102.

110.Kurumada M., Hara H., Munakata F., Iguchi E. Electric conductions in La0.9Sr0.iGaO3.s and Lao.9Sr0.iGao.9Mgo.i03.s // Solid State Ionics. 2005. V. 176. P. 245-251.

111. Lim D.-K., Choi M.-B., Park C.-N., Washman E. D., Song S.-J. Partial conductivities and chemical diffusivities of mixed protonic-electronic conducting CaZr0.9Y0.iO3.5 // J. Electrochem. Soc. 2011. V. 158. P. B337 -B342.

112. Slater P., Sansom J., Tolchard J. Development of apatite-type oxide ion conductors // Chem. Rec. 2004. V. 4. P. 373 - 384.

113. Islam M. S., Tolchard J. R., Slater P. R. An apatite for fast oxide ion conduction // Chem. Comm. 2003. P. 1486 - 1487.

114.Esaka T. Ionic conduction in substituted scheelite-type oxides. // Solid State Ionics. 2000. V. 136-137. P. 1 - 9.

115. Brown I.D. The Chemical Bond in Inorganic Chemistry. The Bond Valence Model. // IUCr Monographs on Crystallography. V. 12. Oxford: Oxford University Press. 2002. P.

116.Poeppelmeier K.R., Leonowicz M.E., Scanlon J.C., Longo J.M., Yelon W.B. Structure determination of CaMn03 and CaMn02.5 by X-ray and neutron methods // J. Solid State Chem. 1982. V. 45. P. 71 -79.

117. Caignaert V., Nguyen N., Hervieu M., Raveau B. Sr2Mn205, an oxygen-defect perovskite with Mn(III) in square pyramidal coordination // Mater. Res. Bull. 1985. V. 20. P. 479-484.

118. Caignaert V. Sr2Mn205 magnetic structure // J. Magn. Magn. Mater. 1997. V. 166. P. 117-123.

119. Mori T., Inoue K., Kamegashira N., Yamaguchi Y., Ohoyama K. Neutron diffraction study of Sr2Mn205 // J. Alloys Compd. 2000. V. 296. P. 92 - 97.

120.Suescun L., Chmaissem O., Mais J., Dabrowski B., Jorgensen J. D. Crystal structures, charge and oxygen-vacancy ordering in oxygen deficient

perovskites SrMnO* (x<2.7) // J. Solid State Chem. 2007. V. 180. P. 1698 -1707.

121.Khasanova N.R., Izumi F., Hiroi Z., Takano M., Huang Q., Santoro A. Redetermination of the structure of La2Cu205 by neutron powder diffraction // Acta Cryst. C. 1996. V. 52. P. 2381 - 2384.

122.Alonso J. A. Martinez-Lope M. J. Preparation and crystal structure of deficient perovskite LaNi02.5, solved from powder neutron data // J. Chem. Soc. Dalton Trans. 1995. P. 2819 - 2824.

123.Alonso J. A., Martinez-Lope M. J., Garcia-Munoz J. L., Fernandez M. T. Crystal structure and magnetism in the defect perovskite LaNi02.5 // Physica B. Y. 234-236. 1997. P. 18-19.

124. Greaves C., Jacobson, A. J., Tofield B. C., Fender B. E. F. A powder neutron diffraction investigation of the nuclear and magnetic structure of Sr2Fe205 // Acta Crystallographica B. 1975. V. 31. P. 641 - 646.

125.Bertaut F., Blum P., Sagnieres A. La structure du ferrite dicalcique et de la brownmillerite // C.R. Acad. Sei. 1957. V. 244. P. 2944 - 2946.

126. Gregory D. H., Weiler M. T. Phases in the System Ba2M2^Cu^04+s, M = In, Se: Structure and Oxygen Stoichiometry // J. Solid State Chem. 1993. V. 107. P. 134- 148.

127. von Schenk R., Mueller-Buschbaum H. Über ein neues Erdalkalimetall-Oxoindat: Sr2In205 HZ. Anorg. Allgem. Chem. 1973. V. 395. P. 280-286.

128.Vaughey J. T., Wiley J. B., Poeppelmeier K. R. Synthesis, structure, and properties of LaSrCuGaOs H Z. Anorg. Allgem. Chem. 1991. V. 598. P. 327 -338.

129. Abakumov A. M., Rozova M. G., Pavlyuk B. P., Lobanov M. V., Antipov E. V., Lebedev O. I., van Tendeloo G., Ignatchik O. L., Ovtchenkov E. A., Koksharov Yu. A., Vasil'ev A.N. Synthesis, Crystal Structure, and Magnetic Properties of a Novel Layered Manganese Oxide Sr2MnGa05+j // J. Solid State Chem. 2001. Y. 160. P. 353-361.

130. Abakumov A. M., Rozova M. G., Pavlyuk B. P., Lobanov M. V., Antipov E. V., Lebedev O. I., van Tendeloo G., Sheptyakov D. V., Balagurov A. M., Bouree, F. Synthesis and Crystal Structure of Novel Layered Manganese Oxide Ca2MnGa05+J//J. Solid State Chem. 2001. V. 158.P. 100-111.

131.Bertaut E. F., Blum P., Sagnieres A. Structure du ferrite bicalcique et de la brownmillerite //Acta Crystallographies 1959. V. 12. P. 149 - 159.

132. Arpe R., von Schenk R., Mueller-Buschbaum H. Über Erdalkalimetalloxogallate. VI. Zur Kenntnis von Ca2FeGa05, ein Beitrag zur Kristallchemie von Ma^Me? 'O5-Verbindungen // Z. Anorg. Allgem. Chemie. 1974. V. 410. P. 97- 103.

133. Lindberg F., Istomin S.Ya., Berastegui P., Svensson G., Kazakov S.M., Antipov E.V. Synthesis and structural studies of Sr2Co2-^Gax05, 0.3 < x < 0.8 //J. Solid State Chem. 2003. V. 173. P. 395 - 406.

134. Istomin S.Ya., Abdyusheva S.V., Svensson G., Antipov E.V. Synthesis, crystal and magnetic structure of a novel brownmillerite-type compound Ca2C01.6Gao.4O5 // J. Solid State Chem. 2004. V. 177. P. 4251 - 4257.

135. Abakumov A. M., Shpanchenko R. V., Lebedev O. I., Van Tendeloo G., Amelinckx S., Antipov E. V. The phase transitions and crystal structures of Ba3RM207.5 complex oxides (R = rare-earth elements, M = Al, Ga) // Acta Cryst. A. 1999. V. 55. P. 828 - 839.

136. Abakumov A.M., King G., Laurinavichute V.K., Rozova M.G., Woodward P.M., Antipov E.V. The crystal structure of a-K3AlF6: elpasolites and double perovskite with broken corner-sharing connectivity of the octahedral framework // Inorg. Chem. 2009. V. 48. P. 9336 - 9344.

137. Ahmed I., Kinyanjui F. G., Rahman S. M. H., Steegstra P., Eriksson S. G., Ahlberg E. Proton Conductivity in Mixed B-Site Doped Perovskite Oxide BaZro.5lno.25Ybo.2503-d // J. Electrochem. Soc. 2010. V. 157. P. B1819 -B1824.

138. Nomura K., Takeuchi T., Kamo S.-I., Kageyama H., Miyazaki Y. Proton conduction in doped LaSc03 perovskites // Solid State Ionics. 2004. V. 175. P. 553 -555.

139.Haugsrud R., Norby T. Proton conduction in rare-earth ortho-niobates and ortho-tantalates // Nature Mater. 2006. V. 5. P. 193 - 196.

140. Corcoran D. J. D., Irvine J. T. S. Investigations into Sr3CaZro.5Ta1.5O8.75, a novel proton conducting perovskite oxide // Solid State Ionics. 2001. V. 145. P. 307-313.

141. Norby T., Wideroe M., Glöckner R., Larring Y. Hydrogen in oxides // Dalton Trans. 2004. V. 19. P. 3012 - 3018.

142. Kosacki I., Tuller H. L. Mixed conductivity in SrCe0.95Yb0.05O3 protonic conductors // Solid State Ionics. 1995. V. 80. P. 223 - 229.

143.Fujii H., Katayama Y., Shimura T., Iwahara H. Protonic Conduction inperovskite-type Oxide Ceramics Based on LnSc03 (Ln=La, Nd, Sm or Gd) at High Temperature // J. of Electroceramics 2:2. 1998. P. 119 - 125.