Физика бессвинцовых пьезоактивных и родственных материалов. Анализ современного состояния и перспективы развития (LFPM-2014) (Том 2)

Министерство образования и науки Российской Федерации 
Федеральное государственное автономное образовательное 
учреждение высшего образования 
«Южный федеральный университет» 
Южный научный центр РАН 
Научно исследовательский институт физики Южного федерального университета 
Молодежный физико-технический научно-инновационный центр ЮФУ–ЮНЦ РАН, 
Совместный студенческий научно-исследовательский институт физического 
материаловедения ЮНЦ РАН – НИИ физики ЮФУ 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Физика бессвинцовых пьезоактивных  
и родственных материалов.  
Анализ современного состояния и перспективы 
развития 
 
(LFPM-2014) 
 
Труды Третьего Международного междисциплинарного  
молодежного симпозиума 
 
 
 
 
Том 2 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Ростов-на-Дону – Туапсе, 2–6 сентября 2014 года 
 

УДК. 621.315.612 
ББК 32 
    Ф 48 
 
 
Редакционная коллегия: 
Резниченко Л.А., д. ф.-м. н., профессор, зав. отделом интеллектуальных 
материалов и нанотехнологий НИИ физики Южного федерального университета,    
г. Ростов-на-Дону. 
Вербенко И.А., к. ф.-м. н., зам. директора по НИР НИИ физики Южного 
федерального университета, г. Ростов-на-Дону. 
Павелко А.А., к. ф.-м. н., директор молодежного физико-технического научноинновационного центра ЮФУ–ЮНЦ РАН, зав. лабораторией диэлектрических         
и пьезоэлектрических измерений НИИ физики Южного федерального университета, 
г. Ростов-на-Дону. 
Павленко А.В., к. ф.-м. н., директор совместного студенческого НИИ физического 
материаловедения НИИ физики ЮФУ – ЮНЦ РАН. 
 
 
 Труды Третьего Международного междисциплинарного молодежного симпозиума 
«Физика 
бессвинцовых 
пьезоактивных 
и 
родственных 
материалов 
(Анализ 
современного состояния и перспективы развития)». Proceedings of the international 
symposium «Physics of Lead-Free Piezoactive and Relative Materials  (Analysis of Current 
State and Prospects of Development)» (LFPM-2014). Ростов-на-Дону – Туапсе,               
2–6 сентября 2014 г. в 2 т. – Ростов-на-Дону: Издательство Южного федерального 
университета, 2014.  
ISBN  978-5-9275-1317-8 
Т. 2, 2014.  – 374 с. 
ISBN 978-5-9275-1319-2 
 
В сборнике представлены труды Третьего Международного междисциплинарного 
молодежного симпозиума «Физика бессвинцовых пьезоактивных и родственных 
материалов (Анализ современного состояния и перспективы развития)», посвященного 
проблемам разработки, создания, исследования и перспективам практического 
применения бессвинцовых пьезоактивных и родственных материалов, проходившего в 
г. Туапсе 2-6 сентября 2014 г. 
Сборник предназначен для научных работников, преподавателей, аспирантов, 
студентов и прочих интересующихся современной наукой людей. 
 
Материалы публикуются в авторской редакции.  
 
Подготовка и проведение симпозиума LFPM-2014, а также выпуск сборника 
трудов симпозиума осуществлены при финансовой поддержке Российского фонда 
фундаментальных исследований (грант РФФИ № 14-02-06815), Министерства 
образования и науки РФ (в рамках реализации ФЦП, Соглашение № 14.575.21.0007; в 
рамках реализации базовой и проектной частей гос. задания, темы № 213.01-11/201421, 213.01-2014/012-ВГ и 3.1246.2014/К). 
 
 
ISBN  978-5-9275-1317-8                                                                                      УДК 621.315.612 
 ISBN  978-5-9275-1319-2 (Т. 2)                                                                                 ББК 32 
 
© Южный федеральный университет, 2014 

Ф 48 

МЕХАНИЗМ, КИНЕТИКА УПЛОТНЕНИЯ И РОСТ ЗЕРЕН ПОРОШКОВЫХ 
ОБРАЗЦОВ В ПРОЦЕССЕ СПЕКАНИЯ. ПУТИ УЛУЧШЕНИЯ ТЕХНОЛОГИЧНОСТИ  
НИОБАТНОЙ БЕССВИНЦОВОЙ СЕГНЕТОПЬЕЗОКЕРАМИКИ. 
 
Х.А. Садыков, И.А. Вербенко, С.В. Титов,  В.А. Алешин, Л.А. Резниченко 
НИИ физики ЮФУ 
Россия, г. Ростов-на-Дону, просп. Стачки, 194. 
e-mail: hizir-2010@mail.ru 
 
На основе изучения кинетики уплотнения, роста зерен порошковых образцов в 
процессе горячего прессования установлены причины сужения интервала оптимальных 
температур спекания и указаны возможные пути улучшения технологичности  ниобатной 
керамики. 
 

MECHANISMS, KINETICS SEALS AND GRAIN GROWTH OF THE POWDER SAMPLE 
DURING SINTERING. THE WAYS OF IMPROVING TECHNOLOGY OF NIOBATE 
PIEZO-FERROELECTRIC LEAD-FREE CERAMICS. 
 
H.A. Sudykov, I.A. Verbenko, S.V. Titov, V.A. Alyoshin, L.A. Reznichenko 
Research Institute of Physics, South Federal University, Rostov-on-Don, Russia 
e-mail: hizir-2010@mail.ru 
 
On the basis of studying the kinetics of densification, grain growth powder samples during 
hot pressing causes narrowing of the range of optimum sintering temperatures were identified 
and possible ways to improve the processability of niobate ceramics were given. 
 
В литературе [1] в качестве одной из причин нетехнологичности ниобатной  
бессвинцовой сегнетопьезокерамики (на основе твердых растворов (ТР) ниобата натрия) 
отмечается ее узкий температурный интервал спекания (ΔТСП≈10 град). В связи с этим подбор 
оптимальных ТСП в случае ниобатов является значительно более критичным по сравнению с 
титанатными и цирконатными 
керамиками. 
С 
целью 
выявления возможных причин 
сужения 
диапазона 
оптимальных 
температур 
получения ниобатов изучена 
кинетика 
уплотнения 
порошков при спекании их 
методом горячего прессования 
(ГП). 
В 
качестве 
объекта 
исследования 
выбран 
модифицированный 
ТР 
системы (Na,Li)NbO3 состава 
Na0.86625Li0.12375Sr0.01Nb0.998O3. 

 
Формованные 
заготовки 
обрабатывались 
в 
неизотермических 
условиях 
(нагревание образца вместе с 
печью) 
с 
последующей 
выдержкой при определенной 
температуре. Этой методике 
отдано 
предпочтение 
перед 
изотермическим 
спеканием 
(внесение образца в горячую 
печь) в связи с возможностью анализа изучаемого процесса в условиях, близких к 

Рис. 1- Зависимости относительной плотности образцов ТР 
состава Na0.86625Li0.12375Sr0.01Nb0.998O3 от длительности 
выдержки, τ, при разных Р и ТСП (значения у кривых, в 0С). 
 

3

производственным. Используемые температуры спекания, давления (Р) и длительности 
выдержек (τ)варьировались в интервалах (1000 ÷1200)0С, (50÷200) кг/см2, (0–120) мин, 
соответственно.  
 
Нижнее 
значение 
температуры 
(10000С) 
установлено 
после 
предварительных 
экспериментов, показавших, что при меньших температурах образцы с относительно высокими 
значениями плотности, обеспечивающими их целостность в процессе ГП, не удается получить. 
Верхний предел (12000С) температурного диапазона лимитирован образованием на образцах 
двух видов трещин – радиально – концентрических, возникающих в результате интенсивного 
неравномерного роста зерен (в условиях температур, превышающих оптимальные  ТСП), и 
поверхностно – периферических, приводящих к десквамации («чешуйчатому» скалыванию 
образцов). Максимальная величина давления Р =  200 кг/см2 ограничена, с одной стороны, 
прочностью прессового инструмента  (в основном, стальных или керамических матриц), с 
другой, – ухудшением диэлектрических и пьезоэлектрических характеристик керамик, 
получаемых при этих условиях [2]. Минимальное значение Р (50 кг/см2 )принято с таким 
расчетом, чтобы оно значительно превышало величину капиллярных сил [3]. Увеличение 
длительности выдержки более 120 мин. не целесообразно из–за резкого укрупнения зерен и 
связанного с этим разупрочнения образцов.  
 
Полученные данные по изменению относительной плотности образцов (ρотн= ρизм/ ρрент, 
где 
ρизм 
и 
ρрент, 
соответственно, 
измеренная 
и 
рентгеновская плотности) 
в зависимости от времени 
выдержки 
при 
фиксированных  Р и ТСП 
свидетельствуют (рис.1) о 
ее быстром возрастании 
ρотн. в начальный период 
(τ<20 мин), особенно при 
высоких 
температурах 
(ТСП >11000С), затем (при 
τ>20 
мин) 
уплотнение 
резко 
замедляется. 
С 
повышением температуры 
при одинаковой выдержке 
скорость уплотнения и 
плотность образцов при 
ГП 
закономерно 
увеличиваются. Это говорит о том, что с повышением температуры ГП возрастает текучесть 
материала и снижается его вязкость (Исключение составляют значения плотности образцов, 
полученных при температуре ТСП =12000С, Р=200 кг/см2 . Уменьшение  ρотн образцов, в этом 
случае по сравнению с ρотн. образцов,  спеченных при более низких температурах, связано с 
появлением микротрещин при перепеке образцов, искусственно повышающим  пористость 
керамики).  
 
Описанный характер уплотнения материала позволяет для последующей обработки 
результатов исследования использовать теорию объемного вязкого течения пористых тел [4] и 
методику, изложенную в [3, 4]. Согласно последним скорость уплотнения материала при ГП 
описывается формулой ξ=dƒ/dτ= – Р(1–ƒ) (1), где ƒ– пористость,  τ – время,  Р– приложенное 
давление, ξ – коэффициент объемной вязкости, связанный с пористостью соотношением: 
ξ=η·(1–ƒ)3/ƒ(2+ƒ)·(3+ƒ)) (2) (здесь η – коэффициент сдвиговой вязкости компактного 
материала). Подстановка выражения 2 в 1 и интегрирование последнего приводит к 
зависимости приведенного значения пористости от давления и времени ГП: 

η
τ

τ
/
)
(
Ф
)
(
Ф
0
ГП
0
ГП
d
P
f
f
∫
=
−
,         где 
)
ln(2
2
9
)
ln(3
3
16
ln
6
1
)
(
Ф
0
ГП
f
f
f
f
+
−
+
+
=
 (3) 

Рис. 2- Зависимости величины 
сдвиговой вязкости, η, от 
времени, τ, при разных Р и ТСП, 
(значения у кривых, в 0С) 

4

берется для начального и текущего значения пористости. Нетрудно заметить, что 

[
]
)
(
/
)
Ф(
τ
η
τ
τ
Р
d
d
=
Δ
 
(4). 
Дифференцируя зависимость 
ΔФ(τ) по времени, можно 
определить 
значения 
вязкости, 
соответствующие 
фиксированному времени ГП. 
Полученные 
описанным 
способом 
зависимости 
сдвиговой 
вязкости 
от 
времени представлены на рис. 
2. Вязкость материала растет 
с 
увеличением 
времени 
выдержки, 
причем 
тем 
заметнее, чем ниже ТСП.  
 
Учитывая 
, 
что 
зависимость 
вязкости 
от 
времени 
ГП 
подчиняется 
параболическому 
закону 
η=η0(1+βτ)2 (5), где β=const, 
получаем 
зависимостьΔФГП=Рτ/βτ (6), которую можно преобразовать к виду 1/ΔФГП=(η0/Рτ)+β  (7)  (где 
η0–эффективная вязкость), устанавливающему  зависимость обратного значения ΔФГП(ƒ) от 
обратного значения времени. Последняя зависимость имеет линейный характер (рис. 3)   
 

 

Известно [4], что 

KT
Т
const

U

0
)
/
(
−
•
=
l
η
 (8), где U–
энергия активации процесса вязкого течения. Используя 
известные зависимости η0= η0(Т), были определены 
величины 
энергии 
активации 
ниобатного 
материала. 
Характерным 
являются 
повышенные 
значения 
U 
(130÷184)ккал/моль) ниобатного материала (при Р=100÷200 
кг/см2, 
Т=1000÷11000С), 
значительно 
превышающие 
значения U для свинецсодержащих сегнетопьезокерамик 
типа ЦТС [5]. 
 
Снижение энергии активации до 76 ккал/моль 
происходит при уменьшении давления ГП до 50 кг/см2. То, 
что величина U не остается постоянной с изменением 
давления, указывает  
на присутствие поперечного скольжения дислокаций  при 
ГП. Невысокое значение энергии активации керамики, 
получаемой 
в 
условиях 
пониженного 
давления, 
соответствует механизму активирова нного скольжения 
дислокаций [3-6]. В этом кроется причина резкого 
возрастания скорости уплотнения при ГП по сравнению с  

Рис. 4- Зависимости 
коэффициента сдвиговой 
вязкости от температуры  ГП 
керамик составов 
Na0.86625Li0.12375Sr0.01Nb0.998O3 (1,3) 
и ЦТС–23 (2,4) (Сплошные 
линии–Р=100 кг/см2, пунктирные 
– Р =50 кг/см2) 
 
 
уплотнением порошка при обычном спекании, в основе которого лежат диффузионные 
процессы течения материала.  
В [7] приводится выражение, согласно которому  η0=δτ/R (9), где δ – поверхностное 
натяжение, 
τ–длительность 
обжига. 
Дифференцируя 
(9), 
получим: 
dR/dT=
(δτdη/dT)η2=(δτdη/dT)η (10),  заменив 
η
δτ /  через R, получим   dR/dT=-δτdη/dT (11),  Или, 
разделяя переменные, dℓnR/dT=–dℓnη/dT (12). 

Рис. 3- Зависимости 
обратного значения ΔФГП от 
обратного значения τ при 
разных Р и ТСП 

5

 
Из уравнения (12) следует, что, чем больше вязкость размягченной массы, тем менее 
интенсивно при одинаковых остальных условиях увеличивается объем пор. Поэтому 
необходимо, чтобы масса обладала некоторой оптимальной вязкостью, не дающей порам  
возможность укрупняться. Анализ 
уравнения (12) показывает, что 
интервал спекания керамики, в 
основном, зависит от скорости 
изменения 
вязкости 
с 
температурой 
dℓnη/dT 
 
(чем 
меньше эта величина, тем шире 
ΔТСП). Полученное нами ранее [8] 
для керамики состава ЦТС–23 
значение 
dℓnη/dT 
(~0,8·10–2) 
значительно 
меньше 
этой 
величины 
для 
исследуемой 
керамики 
(2,6÷3,2·10–2) 
при 
Р=(50÷100) 
кг/см2, 
ТСП=1000÷11300С (рис. 4.). 
 
Заметим, 
что 
величина 
кажущейся 
сдвиговой 
вязкости 
зависит 
от 
скорости 
подъема 
температуры: 
чем 
больше 
скорость, тем меньше вязкость при 
одной и той же температуре [7, 
9.10]. Из сказанного следует, что 
ΔТСП можно расширить, варьируя 
режим 
обжига 
образцов 
во 
времени. 
 
 
Немаловажным фактором, определяющим верхний возможный предел температур 
спекания материалов , является хрупкость керамик, обусловленная, в частности, наличием 
механических повреждений термического происхождения, возникающих в образцах в процессе  

а) 
б) 
Рис. 5-Зависимости среднего размера зерна от 
длительности выдержки  (а) и температуры (б) ГП 
керамик состава ЦТС–23 (Ag,Li)NbO3 и  
Na0.86625Li0.12375Sr0.01Nb0.998O3 (сверху вниз). 
 
 

а) 
б) 

Рис. 6 - Зависимости величины 

_
Д
n
l
 от 
τ
n
l
 (а) и 

_
Д  от τ0,3(б) керамик состава ЦТС–23, (Ag,Li)NbO3 и 
Na0.86625Li0.12375Sr0.01Nb0.998O3 (сверху вниз) для разных ТСП ( значения у кривых, в 0С) 

6

обжига за счет несвободного расширения материала при ГП и неоднородного распределения 
температуры по образцу; процессов рекристаллизации и роста зерен; полиморфизма и резких 
изменений структуры при фазовых переходах.  
 
Остановимся более подробно на второй из причин, связанной со спецификой ниобатных 
керамик. С этой целью исследуем кинетику структурообразования керамики состава 
Na0.86625Li0.12375Sr0.01Nb0.998O3 и сопоставим ее с характером формирования микроструктуры при 
спекании керамик ЦТС–23 и (Ag,Li)NbO3. 

Для исследования роста зерен было использовано эмпирическое уравнение 

n
k )
(
Д

_
τ
=
 (13) [11
12],     где  

_
Д – средний размер зерна, n–константа, τ–время, k–константа скорости, равная  k0e
U/RT (U– энергия активации роста зерен, определяемая из зависимостей   ℓnk=ƒ(1/T) (14). На рис. 
5 представлены зависимости среднего размера зерна от времени выдержки при фиксированных 

температурах и Р=200 кг/см2.  Построением зависимостей  
)
(
Д
n

_
τ
n
f l
l
=
 

 (рис. 6.) установлено значение показателя  степени в выражении (13): n=0.5 вдали и n=0.3 
вблизи оптимальных ТСП для всех исследуемых составов. Определение констант скорости роста 
зерен в области температур, близких к оптимальным ТСП, производили построением 

зависимостей 
)
(
Д
3,0
_
τ
f
=
. Найденные по формуле (14) значения энергии активации  роста зерен  
для рассматриваемых керамик равны 25,2 ккал/моль (Ag,Li)NbO3, 11,4 кколь/моль 
Na0.86625Li0.12375Sr0.01Nb0.998O3 и 77 ккал/моль ЦТС–23. Значительно меньшие значения энергии 
активации (и большие константы скорости) роста зерен в ниобатных керамиках, особенно в 
составе на основе НН, приводят к интенсификации рекристаллизационных процессов и 
связанных с ними локальных внутренних напряжений, приводящих к растрескиванию 
керамики. На рис. 7 представлены микрофотографии полиэдрических структур керамики 
состава Na0.86625Li0.12375Sr0.01Nb0.998O3, полученной при различных ТСП (Р=200 кг/см2). 
Характерным 
является 
резкое 
укрупнение 
зерен 
при 
температурах, 
превышающих 
оптимальную ТСП (11200С). 
 

а 
б 
в 

г 
д 
е 
Рис. 7-Микроструктуры образцов ТР состава  Na0.86625Li0.12375Sr0.01Nb0.998O3, полученных при 
различных температурах ГП (а–10600С, б–11000С, в–11200С, г–11400С, д–11700С, е–12000С). 

 

7

 
Выводы 
Установлены особенности горячего прессования ниобатных бессвинцовых материалов.  
Выявлены основные причины, затрудняющие получение их этим методом: большая 
скорость изменения сдвиговой вязкости с температурой, повышенные значения констант 
скорости роста зерен и, как следствие, значительные остаточные механические напряжения; – 
суживающие интервал оптимальных температур спекания.  
Отмечено, что, поскольку величина кажущийся сдвиговой вязкости зависит от скорости 
подъема температуры (чем она больше, тем меньше вязкость при одной и той же температуре), 
интервал оптимальных температур спекания можно расширить, варьируя режим обжига 
образцов во времени.   
Указаны возможные пути рациональных условий получения ниобатных бессвинцовых 
материалов с заданной совокупностью оптимальных воспроизводимых параметров.  
Заключение 
 
Полученные 
результаты 
необходимо 
использовать 
при 
отработке 
технологии 
изготовления ниобатных бессвинцовых сегнетопьезоэлектрических керамических материалов. 
 
Список цитируемой литературы 
1. Резниченко, Л.А. Фазовые переходы и физические свойства n-компонентных систем на 
основе ниобата натрия: // Дисс. …канд. физ.-мат. наук.  Ростов-на-Дону. 1980. – 301 с. 
2. Фесенко Е.Г., Бондаренко В.С., Резниченко Л.А., Мирошниченко Е.С., Золотарев Г.А. 
Влияние режимов горячего прессования на свойства ниобатной керамики. // Изв. АН 
СССР, сер. Неорг. Матер. 1977. Т.13. №1. С.186–187. 
3. Ковальченко М.С. //Материалы П Международной конференции по порошковой 
металлургии, 1. Прага. 1966. Т. 1. С. 85. 
4. Ковальченко М.С. Петрыкина Р.Я., Самсонов Г.В. Исследование процесса уплотнения 
ниобиевого порошка при горячем прессовании.// Порошковая металлургия. 1969. №9. 
С. 5-7. 
5. Панич А.Е. Получение и исследование многокомпонентных твердых растворов окислов 
со  структурой типа перовскита.// Автореф. дисс. … канд. физ.–мат. наук. Ростов–на–
Дону. 1980. –25 с.  
6. Харитонов Ф.Я., Поляк А.С. Исследование процесса горячего прессования окиси 
иттрия. // Электронная техника . Сер.6. Материалы. (Неорг. Матер.). 1972. №12. С.5658. 
7. Смирнова Т.М., Костюкова Н.С., Харитонов Ф.Я., Борисова А.Ю. Связь интервала 
спекания керамических, изоляционных материалов с вязкостью при температуре 
обжига.  //Электронная техника. Сер.14. Материалы (Неорг.диэл.). 1967. №1. С.86-88. 
8. Резниченко Л.А., Чепцов Е.И. Горячее прессование ниобатов натрия–лития. // Сб-к 
тез.докл. Межотраслевой конф. «Состояние и перспективы развития методов получения 
и анализа ферритовых, сегнето–, пьезоэлектрических и конденсаторных материалов и 
сырья для них». Донецк. 1975. С. 36-37. 
9. Павлов В.Ф., Черняк Я.Н. //Труды НИИстройкерамики. 1960. №15 
10. Павлов В.Ф. //Стекло и керамика. 1959. №5 
11. Будников П.П., Гинстлинг А.М. Реакции в смесях твердых веществ. М.: Стройиздат. 
1971. –187. с. 
12. Кингери У.Д. Введение в керамику. М. Изд–во литературы по строительству. 1967. Изд–
ие 2-е. 500 с. 
 

 

8

 

 

DIELECTRIC RELAXATION AND MAGNETODIELECTRIC EFFECT IN Bi0.6La0.4MnO3 
CERAMICS IN THE LOW TEMPERATURE RANGE 
 
A.V.Makhiboroda1, A.V.Turik1, A.V.Pavlenko1,2, L.A.Reznichenko1 
1Research Institute of Physics,Southern Federal University  
344090, Rostov-on-Don, Russia. 
2Southern Scientific Center of Russian Academy of Sciences 
 344006, Rostov-on-Don, Russia.  
e-mail: kanemaster@rambler.ru 
 
The researches of dielectric characteristics of Bi0.6La0.4MnO3 ceramics in the ranges of the 
frequencies (103 ÷ 106) Hz and temperatures (20 ÷ 300) K, and magnetodielectric and magnetoresistive effects at Т = 80 К и B = (0 ÷ 0.846) T are carried out. It is established that the abnormal 
behavior of dielectric parameters of a material is observed in the range of temperatures near magnetic 
phase transition. At T = 80 K in the frequency range of (102 ÷ 106) Hz three areas of a dielectric 
relaxation allocated: I – f < 103 Гц, II –103 Гц < f < 105 Гц, III – 105 Гц < f < 106 Гц; the nature of the 
relaxation in the third area is other than in two previous. It is shown that a magnetodielectric effect is 
observed under application of a static magnetic field.  
 
Introduсtion 
A great interest from the scientific and practical points of view represent materials in which 
magnetoelectric (ME), magnetodielectric (MDE) and magneto-resistive (MRE) effects are shown. 
Bismuth manganite (BiMnO3), and solid solutions (SS) on its basis, is one of representatives of this 
class of materials [1, 2]. The review of literature and our preliminary researches showed that one of 
the most interesting and little-studied is the binary system of SS of Bi1-хLaхMnO3 [3-11]. We studied 
the properties of the SS samples of the Bi1-хLaхMnO3 system obtained using the usual ceramic 
technology in the concentration range x = 0.30 ÷ 0.70 with the step Δx = 0.10 [8-11]. We showed 
based on a complex analysis of the phase composition and the results of X-ray structural and 
microstructural investigations that the obtained ceramic samples are single-phase, almost impurityfree, and sufficiently dense. The going beyond the limits of the mentioned composite range leads to 
the appearance of a considerable amount of impurities, a decrease in density, and worsening of the 
microstructure of the samples. The SS with x = 0.30 ÷ 0.60 at room temperature possesses the 
structure close to the cubic one, while the SS with x = 0.70 possesses the tetragonal structure; in this 
case, compositions with x = 0.40 ÷ 0.60 possess the optimal ceramic characteristics [8]. It is shown [9, 
10] that the actual elemental SS composition deviates from that specified by the stoichiometry due to 
the presence of Mn4+ ions in objects along with Mn3+ ions. The MDE most likely caused by 
coexistence of effects of the Maxwell–Wagner polarization and magnetoresistance is found for the 
Bi0,5La0,5MnO3 ceramics at T = 80 K [11]. This study is the continuation and development of our 
previous investigations and is devoted to the establishment of regularities of the formation of the 
dielectric and magnetic characteristics of the Bi0.6La0.4MnO3 ceramics. 
 
 
Objects, methods of preparation and investigation 
 of the samples 
The objects for the investigation were Bi0.6La0.4MnO3 ceramics. They were synthesized by the 
method of solid-phase reactions from oxides Bi2O3, Mn2O3, and La2O3 of high-purity grade by the 
two-stage calcination with intermediate milling at temperatures T1 = 1173 K and T2 = 1273 K and 
equalizing times τ1 = 10 h and τ2 = 2 h. Ceramics was sintered at Tsi = 1293 K for 2 h.  
Complex permittivity ε* = ε' – iε'' (ε' and ε'' are the real and imaginary parts of ε*, respectively) 
in the temperature ((10 ÷ 300) K) and frequency ((102 ÷  106) Hz) ranges was measured using a 
Wayne-Kerr 6500B precision impedance analyzer. Dielectric hysteresis loops (the dependence of 
polarization P on electric field strength E) were found using the Sawyer–Tower oscilloscope setup at 
T ~ 80 K and the frequency of 50 Hz. Nature of change ε'/ε0 and ε''/ε0  at T = 80 K and in the frequency 
((20 ÷ 2·106) Hz) range in a magnetic field B = (0 ÷ 0.846) T was investigated using of LCR-meter of 
Agilent E4980A at intensity of measuring electric field E = 1 В·мм-1. It allowed calculating the 
following coefficients: 

9

)
0
(
tg
)
0
(
tg
)
(
tg
)
(
MT
,
)
0
(
"
)
0
(
"
)
(
"
)
(
ML
,
)
0
('
)
0
('
)
('
)
(
MD
δ

δ
δ

ε

ε
ε

ε

ε
ε
−
=
−
=
−
=
B
B
B
B
B
B
,    (1) 

 
where ε(B) and ε(0) are the dielectric permittivities measured in an alternating electric field with 
frequency f and field strength E in the presence/absence of the constant magnetic field with strength H 
and induction B, tg δ = ε''/ε'. An Agilent E4339B High Resistance Meter was used to measure 
resistivity ρV at Т = 80 K in magnetic field. 
 
Experimental results and discussion 
Fig. 1 shows frequency dependences ε'/ε0(f) and ε''/ε0(f) of BLM-60 ceramics in the considered 
temperature and frequency ranges (ε0 is the electric constant). 
 

Fig. 1-Temperature dependences of ε'/ε0(T) and ε''/ε0(T) of BLM-60 ceramics in the 
frequency ((103 ÷ 106) Hz) and temperature ((20 ÷ 300) K) ranges. The arrow specified the 
direction of growth of f. 
 
Fig. 2 shows frequency dependences of ε'/ε0(f), ε''/ε0(f), tg δ(f), MD(f), ML(f) and MT(f) of 
BLM-60 ceramics at Т = 80 К and in frequency (f = (102 ÷ 106) Hz) range. It is seen that at B = 0 T 
ε'/ε0 monotonously decreases from 130 to 50 with increase f and at f > 105 Hz ε'/ε0 doesn't change 
almost. It is seen that steps in dependences ε''/ε0(f) and maximum in curves tg δ(f) in the range 
T = (20 ÷ 120) K are formed. The increase of temperature in interval Т = (120 ÷ 300) К was 
accompanied by an increase in ε'/ε0 and ε''/ε0 as well as by an increase in dispersion. This fact is 
associated with an increase in electrical conductivity of studying object. Manifestation of FE 
properties wasn't observed when studying dielectric hysteresis loops in  BLM-60 ceramics at T ~ 80 K. 
It is reasonable to assume that observed anomalies in ε'/ε0(Т) and ε''/ε0(Т) behavior are connected with 
indistinct magnetic PT from paramagnetic to ferromagnetic state [4, 7] in the BLM-60 material at 
these temperatures, as well as in case of BLM-50 ceramics [12]. Increase in f is accompanied at first 
by smooth decrease ε''/ε0 in the range of (102 ÷ 104) Hz, after that by inflection point formation at 
f ~ 4·103 Hz, and at f > 4·103 Hz by the sharp decrease which is slowing down at f = (105 ÷ 106) Hz. In 
tg δ(f) dependences trace similar ε''/ε0(f) regularities, however, at f ~ 4·103 Hz, the maximum is 
formed. The observable testifies that in BLM-60 ceramics at T = 80 K, as well as in BLM-50, at 
curves ε'/ε0(f), ε''/ε0(f), tg δ(f) the dielectric relaxation is shown. Considering difficult nature of studied 
dependences, we assumed that in the considered frequency range we fix superposition of deposits of 
several relaxation processes, each of which has a priority in the frequency range (I – f < 103 Гц, II – 
103 Гц < f < 105 Гц, III – 105 Гц < f < 106 Гц). In favor of it results of research MDE and MRE testify 
also (Figs. 2, 3). 

10