Моделирование деградации кермета Ni-Zr0.82Y0.18O0.91 и композитного эффекта в ионной проводимости композитов La2Mo2O9-La2Mo3O12

Во введении обоснована актуальность выбранной темы; сформулированы
цель и задачи исследования; приведены основные положения, выносимые на защиту; указаны научная новизна, теоретическая и практическая значимость результатов; дана оценка достоверности полученных результатов; приведена информация об апробации, личном вкладе автора и структуре диссертационной работы.
В первой главе сделан обзор литературных данных по оксидным материалам на основе молибдатов лантана; проведено сопоставление их проводимости с известными кислород-ионными проводниками; рассмотрены возможность и перспективность их применения в качестве электролита в твердооксидных топливных элементах; рассмотрена микроструктура композитных Ni-YSZ материалов; приведены сведения об их микроструктуре и деградации свойств;
участием «Топливные элементы и
энергоустановки на их основе», Суздаль, 2017;
рассмотрены данные о связи между микроструктурой и электрохимическими свойствами.
Во второй главе приведены сведения об используемых образцах и методах их исследования; приведены описания разработанных методик исследования микроструктуры электрохимических материалов.
Третья глава состоит из двух разделов. Раздел 3.1 посвящен изучению природы деградационных явлений в керметах Ni-YSZ на основе экспериментальных данных по мониторингу их электросопротивления в смеси H2−H2O в течение длительного времени в атмосфере водорода в условиях Т = 700, 750 и 800 °C, 3, 45 и 80 об. % H2O, анализа и моделирования микроструктуры образцов-свидетелей. Все измерения выполнены для двух параллелей. Для примера на Рис.1а. показано изменение относительного сопротивления в условиях 700 °С при 3 об. % H2O. В четырех экспериментальных условиях наблюдалась значительная деградация электросопротивления. Образцы, которые выдерживались в условиях с объемным содержанием H2O 80 об. % и температурах 700 и 750 °С, не показали значительной деградации.
700°C, 3 об. % H2O 750°C, 45 об. % H2O 800°C, 3 об. % H2O 800°C, 80 об. % H2O
700 °C, 3 об. % H2O
параллель 1 параллель 2
1.30 1.25 1.20 1.15 1.10 1.05 1.00
1.30 1.25 1.20 1.15 1.10 1.05 1.00
0 500 1000 1500 2000 2500 3000
время выдержки, час
0 500 1000 1500 2000 2500 3000
время выдержки, час
аб Рис. 1. Относительное сопротивление керметов Ni-YSZ в зависимости от времени выдержки:
экспериментальные данные (а); аппроксимированные зависимости. Температура и содержание H2O в атмосфере H2 указаны на рисунках. R0 — сопротивление образца в начальный момент
Временные зависимости деградации электросопротивления керметов Ni-YSZ в увлажненном водороде хорошо описываются экспоненциальной функцией затухания с двумя слагаемыми, Рис. 1б. Это указывает на существование, по крайней мере, двух основных механизмов деградации.
Сложная зависимость деградации проводимости кермета от условий
эксперимента приводит к необходимости изучить более детально изменения в 11
R/R0
R/R0

микроструктуре. Для примера показана эволюция микроструктуры кермета Ni-YSZ, выдержанного в условиях 800 °С и 80 об. % H2O. Пористость керметов заметно увеличивается уже после 300 часов. Частицы фазы Ni укрупняются наиболее заметно с 1000 часов. По разработанным методикам произведены обработка микрофотографий образцов-свидетелей (Рис. 2а) и количественное описание параметров микроструктуры (доли фаз, пористости, функций распределения размеров частиц и пор, среднего размера частиц). Обоснована применимость предложенного метода контрастирования фаз Ni и YSZ на изображении РЭМ в режиме вторичных электронов, поскольку содержание Ni, рассчитанное из анализа изображений совпадает со значениями, измеренными независимым методом рентгеновской флуоресцентной спектроскопии (Рис. 2б).
1000 2000
97% H2 + 80% H2O: сверху исходные фотографии; снизу результат сегментации. Светлые пиксели — YSZ; серые — Ni; темные — поры (а); зависимость доли Ni от времени выдержки по данным анализа изображений и рентгено-флуоресцентного спектрального анализа (б)
а
Рис. 2. РЭМ керметов Ni-YSZ после 300, 1000 и 3000 часов выдержки при 800 °C в атмосфере
б
50 мкм
Зависимость пористости керметов от времени выдержки имеет сложный вид, что указывает на многостадийный характер протекания деградации (Рис. 3а). Уменьшение содержания Ni (Рис. 3б) однозначно указывает на протекание процесса улетучивания Ni за счет испарения, возгонки или переконденсации через летучие соединения NiOOH, Ni(OH)2. При заметной деградации, наиболее активно испарение Ni происходит в течение первых 1000 часов деградации. Мы полагаем, что этот факт связан с наличием мелких частиц Ni, наиболее легко переходящих в летучие соединения. После 1000 часов процесс испарения Ni замедляется.
55 54 53 52 51 50 49 48 47 46
РФС
анализ изображений
0
время выдержки, час
3000
доля Ni, вес. %

0.45 700°C, 80% H2O 700°C, 3% H2O
750°C, 45% H2O 0.40 750°C, 80% H2O
0.44 0.42 0.40 0.38 0.36
0.35 0.30 0.25
800°C, 3% H2O 800°C, 80% H2O
шкала ошибки
0 500 1000 1500 2000 2500 3000 время выдержки, час
шкала ошибки
аб Рис. 3. Изменение пористости кермета Ni-YSZ со временем экспозиции (а). Изменение
объемной доли Ni в зависимости от времени (б). Температура и объемное содержание H2O в атмосфере H2 указаны на рисунках
Анализ изменения размеров частиц выполнен с помощью построения
функций распределения. Отсутствие статистически значимых отличий в
функциях распределения размеров частиц для фазы YSZ (Рис. 4а) керметов с
разными временами выдержки указывает на то, что деградация микроструктуры и
свойств керметов Ni-YSZ определяется эволюцией фазы Ni (Рис. 4б).
1.0 0.8 0.6 0.4 0.2
0.00
референтный образец 300 часов
1000 часов
30000 часов
2 3
1.0 0.8 0.6 0.4 0.2
Т = 700°C, 3% H2O время выдержки, часы
референтный 300
1000
3000
700 °С, 3% H2O 750 °С, 45% H2O 800 °С, 3% H2O
700 °С, 80% H2O 750 °С, 80% H2O 800 °С, 80% H2O
0 500 1000 1500 2000 2500 3000
время выдержки, час
функция распределения пористость
функция распределения
доля Ni
0.00 1 2 3 4 5 6 7
размер частиц, мкм б Рис. 4. Эволюция непрерывного распределения размеров частиц во время длительных
испытаний: YSZ (a) и Ni (б) Температура и объемное содержание H2O в H2 указаны на рисунках
Увеличение доли крупных частиц Ni указывает на протекание процесса огрубления микроструктуры фазы Ni за счет поверхностной диффузии, переконденсации или диффузионного распределения фазы, которые определяют скорость деградации преимущественно на временах после 1000 часов выдержки
размер частиц, мкм
а
(Рис. 5). Два процесса (улетучивание и огрубление Ni) в зависимости от условий эксперимента, времени выдержки и, как мы полагаем, начальной микроструктуры могут иметь разную интенсивность и по-разному влиять на электропроводность керметов: приводить как к формированию более широких путей протекания электрического тока, так и к их утонению и разрыву.
2.8 7.0
700 °С, 3% H2O 700 °С, 80% H2O 750 °С, 45% H2O 750 °С, 80% H2O 800 °С, 3% H2O 800 °С, 80% H2O
700 °С, 3% H2O 700 °С, 80% H2O 750 °С, 45% H2O 750 °С, 80% H2O 800 °С, 3% H2O 800 °С, 80% H2O
2.6 2.4 2.2 2.0 1.8 1.6
6.5 6.0 5.5 5.0 4.5 4.0 3.5 3.0
2.50 500 1000 1500 2000 2500 3000 время экспозиции, час б
0 500 1000 1500 2000 2500 3000 время экспозиции, час а
Рис. 5. Характерные размеры частиц в микроструктуре Ni-YSZ подложек в зависимости от времени экспозиции: а) средний размер частиц, б) размер наиболее крупных частиц
Рис. 6. Обработанные микрофотографии (первая строка), сечения трехмерных моделей (вторая строка) и изометрия моделей микроструктуры никелевой фазы кермета Ni-YSZ до и после 300, 1000, 3000 часов выдержки в условиях Т=800 °С и 80 об. % H2O. Размер стороны — 20 мкм.
средний размер частиц, мкм
размер крупных частиц, мкм

Рис. 7. Трехмерная модель фазы никеля. Области пор и YSZ скрыты, зеленый – связанный кластер, серый изолированные частицы
Для дальнейшего изучения деградации микроструктуры были построены трехмерные модели микроструктуры (Рис. 6) с помощью разработанной методики. Для описания связности микроструктуры фазы никеля использован объемный параметр связности — доля связанного кластера частиц никеля в общем объеме модели. Под понятием «связанный кластер» принимается частица сложной формы, соединяющая противоположные стороны модели (Рис. 7).
Трехмерные модели микроструктуры образцов-свидетелей позволили вычислить значения трехмерных параметров микроструктуры: доли связанного кластера и доли несвязанных частиц Ni (Рис. 8). Оба процесса, ответственных за деградацию, улетучивание и огрубление Ni, оказывают противоположное влияние на долю связанного кластера и долю несвязанных частиц в зависимости от условий и времени выдержки.
700 °C, 3 об.% H2O 750 °C, 45 об.% H2O 800 °C, 3 об.% H2O
700 °C, 80 об.% H2O 750 °C, 80 об.% H2O 800 °C, 80 об.% H2O
700 °C, 3 об.% H2O 750 °C, 45 об.% H2O 800 °C, 3 об.% H2O
700 °C, 80 об.% H2O 750 °C, 80 об.% H2O 800 °C, 80 об.% H2O
0.35 0.30 0.25 0.20
0.14 0.12 0.10 0.08 0.06 0.04 0.02
0 500 1000 1500 2000 2500 3000 время выдержки, час а
0 500 1000 1500 2000 2500 3000 время выдержки, час б
Рис. 8. Объемные доли связанного кластера (а) и изолированных частиц (б) фазы Ni в трехмерных моделях микроструктуры, соответствующих образцам подвергнутым испытаниям с разным временем экспозиции
Решение задачи электропроводности для трехмерных моделей образцов- свидетелей при помощи метода конечных элементов показало, что расчетное
доля связанного кластера
доля изолированных частиц

относительное сопротивление повторяет зависимости экспериментально измеренного относительного сопротивления керметов Ni-YSZ (Рис. 9а). Впервые на основе зависимостей от времени относительного сопротивления Ni-YSZ керметов в водородсодержащих атмосферах во всех исследованных условиях (Т = 700, 750 и 800 °C, PH2O = 3, 45 и 80 об. %) получена прямая взаимосвязь между относительным сопротивлением керметов Ni-YSZ и связностью фазы Ni (Рис. 9б).
1.2 4.0
1.0 3.5
0.8 3.0
0.6 2.5
0.4 2.0
0.2 1.5
0.0 1.0 0 500 1000 1500 2000 2500 3000
0.25 0.30 0.35
700 °C, 3 об. % H2O
параллель 1 параллель 2 модель
700 °C, 3 об. % H2O 700 °C, 80 об. % H2O 750 °C, 45 об. % H2O 750 °C, 80 об. % H2O 800 °C, 3 об. % H2O 800 °C, 80 об. % H2O
доля связаного кластера б Рис. 9. Эффективное относительное сопротивление керметов Ni-YSZ: сравнение
время выдержки, час а
экспериментального и расчетного (а); в зависимости от доли связанного кластера (б)
Сравнение экспериментальных и расчетных значений относительных сопротивлений показало хорошее согласие и указывает на перспективность применения этих методов расчета для разработки прогностических методов для моделирования деградации керметов Ni-YSZ.
Раздел 3.2 посвящен выявлению природы композитного эффекта в керамических материалах La2Mo2O9-La2Mo3O12 с кислород-ионной проводимостью.
Для оксидов La2Mo2O9 и La2Mo3O12 методом изотопного обмена с уравновешиванием изотопного состава газовой фазы получены зависимости от времени доли изотопа кислорода 18O в газовой фазе. На Рис. 10 представлены значения скорости межфазного обмена кислорода, коэффициентов диффузии кислорода, скорости диссоциативной адсорбции и инкорпорирования кислорода для индивидуальных оксидов в условиях T = 800–950 °C и PO2 = 10−2 ат. Скорость
относительное сопротивление
относительное сопротивление

межфазного обмена кислорода для La2Mo2O9 больше, чем для La2Mo3O12, что связано с отличием в кинетике обмена кислорода газовой фазы с поверхностью: в La2Mo2O9 скоростьопределяющей стадией является инкорпорирование кислорода, а в La2Mo3O12 процессы диссоциативной абсорбции и инкорпорирования кислорода являются конкурирующими.
Скорость инкорпорирования кислорода для оксида La2Mo3O12 выше таковой для оксида La2Mo2O9. В случае коэффициентов диффузии кислорода (Рис. 10в), напротив, значения для La2Mo2O9 выше, чем для оксида La2Mo3O12. Этот результат можно объяснить наличием приповерхностного слоя, в котором скорость диффузии кислорода отличается от объема оксидов.
В таблице 1 приведены результаты исследования поверхности индивидуальных оксидов методом РФЭС. Выявлено, что элементный состав приповерхностного слоя оксидов La2Mo2O9 и La2Mo3O12 отличается в условиях, приближенных к условиям эксперимента по изотопному обмену кислорода. В оксиде La2Mo2O9 поверхность терминирована La-О, в оксиде La2Mo3O12 — терминирована Mo-O. Терминированность указывает на химический состав внешнего слоя, непосредственно контактирующего с газовой фазой, который ответственен за отличия в скоростьопределяющей стадии обмена с кислородом газовой фазой.
Таблица 1 Химический состав приповерхностного слоя оксидов La2Mo2O9 и La2Mo3O12 в различных
условиях, полученные методом РФЭС La2Mo2O9
La2Mo3O12 600 °C, UHV
30 °C, UHV 18.7 14.1 67.2 2/1.5
600 °C, UHV 17.1 15.7 67.2 2/1.83
600 °C, O2 13.1 22.0 64.8 2/3.36
30 °C, UHV 16.5 19.1 64.4 2/2.3
600 °C, O2
La
Mo
O
La/Mo
Степень окисления Состав приповерхн. слоя
Mo4+ La-сегрегированный
17.1 13.1 18.4 22.1 64.4 64.7 2/2.15 2/3.37
Mo4+ и Mo5+ Mo-сегрегированный
17

(a) 16.0 15.5 15.0 14.5 14.0 13.5
T, °C
950 900 850
(б)16.0 15.5 15.0 14.5 14.0 13.5
0.95 0.80
T, °C
900 850
1.68 эВ
1.25 эВ
1.44 эВ
La2Mo3O12
rH ra ri
1.66 эВ
1.23 эВ
1.78 эeВV
La2Mo2O9
rH ra ri
0.80 0.85
1000/T, K-1
0.90
0.85 1000/Т, К-1
0.90
950 900 -9
-10
-11
-12
0.80 0.85
800
аб
Т, °C
Рис. 10. Температурные зависимости межфазного кислородного обмена, скорости диссоциативной абсорбции и инкорпорирования кислорода для La2Mo2O9 (а) и La2Mo3O12 (б); температурные зависимости коэффициентов диффузии кислорода для оксидов при PO2 = 10−2 ат (в). Рядом с зависимостями приведены значения эффективной энергии активации обмена, диссоциативной абсорбции инкорпорирования и диффузии кислорода, соответственно.
в
1.72±0.10 эВ 1.94±0.33 эВ
La2Mo2O9 La2Mo3O12
1000/Т, К-1
0.90
0.95
Установлено, что скорость инкорпорирования кислорода в оксидах La2Mo2O9 La2Mo3O12 пропорциональна величине коэффициента диффузии в приповерхностном слое и не связана с коэффициентом диффузии в объеме оксидов. По оценкам толщина приповерхностного слоя составляет 13–20 нм. Из Рис. 11а следует, что добавление слабо проводящей фазы La2Mo3O12 в композит (100 − x) La2Mo2O9 + x La2Mo3O12 приводит к увеличению скорости межфазного обмена. Можно предположить, что существенный вклад в процесс кислородного обмена вносит обмен на границах между зёрнами в композите. Для подтверждения этой гипотезы была рассчитана удельная поверхность двухфазной границы между зернами. На Рис. 11б показано, что количество равноценного обменоспособного кислорода связано с площадью контакта между зернами всех
типов для композитов разного состава.
и
log(D, см2 с-1) log(rH, ra, ri, атом см-2 с-1)
log(rH, ra, ri, атом см-2 с-1)

18
16 0.03
15 14
130 20 40 60 80 100
x, моль % а
0.02 0.01 0.00
Рис. 11. Концентрационные зависимости скорости межфазного обмена кислорода при
T = 850 °C и PO2 = 10−2 ат (а) удельная площадь поверхности границ между всеми зёрнами в композите (100 − x) La2Mo2O9 + x La2Mo3O12 (синий) и количество равноценного обменоспособного кислорода в композите (красный) (б)
Для композитов (100 − x) La2Mo2O9 + x La2Mo3O12 обнаружено наличие двух релаксационных процессов с отличающимися на два порядка коэффициентами диффузии (D1 и D2), которые мы связываем с диффузией по границам между зернами и в объеме фазы La2Mo2O9 (Рис. 12а). В результате исследования кинетики обмена кислорода газовой фазы с композитами нами обнаружено два композитных эффекта: 1) на зависимости скорости межфазного обмена кислорода, связанный с высокой скоростью обмена на границах между зернами (Рис. 11а); 2) коэффициента диффузии кислорода (D1) и кислород-ионной проводимости, который связан с подвижностью кислорода в межфазном слое между зернами фаз La2Mo2O9 и La2Mo3O12 в композите (100 − x) La2Mo2O9 + x La2Mo3O12 (Рис. 12б). Значения кислород-ионной проводимости из пересчета коэффициента диффузии, и значения общей проводимости, определенные методом импедансной спектроскопии, проходят через максимум при 15% мол. Таким образом, показано, что проводимость материалов в основном обусловлена переносом ионов кислорода по границам между зернами La2Mo2O9 и La2Mo3O12.
0.05 0.04
19.8 19.6 19.4 19.2
0 5 10 15 20 25 30
x, моль % б
log(rH, атом см-2с-1)
удельная площадь поверхности границ между всеми зернами, см2 см-3
log( N)

850°C 780°C 632°C
831°C 733°C 535°C
D индивидуальные оксиды D1 и D2 композиты
-6
-8 -10 -12
-1 -2 -3 -4 -5 -6
0 10 20 30 90 100
x, моль % а
10
20 30 90 х, моль. %
б
Рис. 12. Концентрационные зависимости для композита (100 − x) La2Mo2O9 + x La2Mo3O12: (а) коэффициента диффузии кислорода при T = 850 °C и PO2 = 10−2 ат; (б) объемной проводимости
на воздухе, где закрытые круги соответствуют значениям кислород-ионной проводимости, рассчитанным при помощи уравнения Нернста-Эйнштейна, используя коэффициент диффузии кислорода
Методами рентгеновской дифракции и дифракции обратно рассеянных электронов (ДОРЭ) мы подтвердили отсутствие стабилизации -формы ниже температуры суперионного фазового перехода оксида La2Mo2O9 в композите (100 − x) La2Mo2O9 + x La2Mo3O12.
абв
гд
Рис. 13. Изображения ДОРЭ фазового картирования для композита
(100 − x) La2Mo2O9 + x La2Mo3O12 при x = 15% (а) и линии Кикучи для La2Mo2O9 (б), La2Mo3O12 (в), La2MoO6 (г), La5Mo3O16 (д). Зеленый цвет — La2Mo2O9, фиолетовый — La2Mo3O12, желтый цвет La2MoO6 либо La5Mo3O16
log(D, см2 с-1)
log(, См см-1)

Методом ДОРЭ впервые выявлены области между зернами фаз La2Mo2O9 и La2Mo3O12 с отличной от них дифракционной картиной (Рис. 13), что однозначно указывает на наличие дополнительной фазы в межфазном слое. Желтые пиксели на картировании ДОРЭ могут быть описаны двумя кристаллографическими решетками: La2MoO6 и La5Mo3O16. Локальный фазовый анализ не может дать однозначного заключения о структуре межфазного слоя. Также нельзя сделать этот выбор на основании элементного анализа, так как соотношения La/Mo в этих соединениях близки: 2:1 и 5:3 соответственно.
-0,8 -1,2 -1,6 -2,0 -2,4 -2,8
проводимость межфазного слоя:
1Ч10-5 См см-1 1Ч10-4 См см-1 1Ч10-3 См см-1 эксперимент
1Ч10-2 См см-1 1Ч10-1 См см-1 1 См см-1
а
Рис.14. a) трехмерные модели композитов (100 − x) La2Mo2O9 + x La2Mo3O12 (x = 5, 10, 15,
30 моль. %) размера 50 × 50 × 50 мкм3. Белый цвет — La2Mo2O9, серый — La2Mo3O12, черный — поры; б) зависимость эффективной проводимости модели композита от доли La2Mo3O12 и сравнение с экспериментальными данными при 730 °C
С помощью методов трехмерного моделирования (Рис. 14а) и конечных элементов проведена оценка электрической проводимости межфазного слоя между зернами фаз La2Mo2O9 и La2Mo3O12, значение которой составило 7.5·10−2 См·см−1 при 730 °C, обусловливающего композитный эффект в проводимости (Рис. 14б). Квадратами на Рис. 14б указаны значения общей проводимости композита, измеренные методом импедансной спектроскопии. Структура, элементный состав и электропроводность межфазного слоя позволили установить, что в межфазном слое между зернами La2Mo2O9 и La2Mo3O12 композита формируется фаза La5Mo3O16.
0 10 20 30
x, моль % б
log(эфф, См см-1)

Заключение
По результатам диссертационной работы сделаны следующие выводы:
1. Разработаны и опробованы методики определения параметров микроструктуры композитных материалов на основе цифрового анализа изображений микрофотографий РЭМ и трехмерного моделирования микроструктуры электрохимических материалов.
2. На основе экспериментальных данных по электропроводности и количественного описания параметров микроструктуры керметов Ni-YSZ (содержание никеля, пористости, распределения размеров частиц, среднего размера частиц), выдержанных в течение 300, 1000 и 3000 часов в атмосфере H2+H2O, обнаружена прямая взаимосвязь между экспериментально измеренным относительным электрическим сопротивлением керметов Ni-YSZ и связностью фазы Ni для исследованных условий (Т = 700, 750, 800 °C, PH2O = 3, 45, 80 об. %). 3. Результаты исследования деградации Ni-YSZ керметов показали: 1) временные зависимости относительного сопротивления обрабатываются функцией убывающей экспоненты с двумя слагаемыми; 2) микроструктура фазы YSZ не меняется; 3) с ростом времени выдержки содержания никеля уменьшается и происходит укрупнение частиц Ni. Обнаруженные закономерности позволили выявить два процесса в данных условиях обусловливающие природу деградационных явлений в керметах Ni-YSZ: испарение и огрубление фазы Ni. До 1000 часов скоростьопределяющим процессом является улетучивание Ni, после 1000 — огрубление микроструктуры.
4. Решение задачи электропроводности в трехмерных моделях образцов- свидетелей показало, что расчетное относительное электрическое сопротивление повторяет зависимости экспериментально измеренного относительного сопротивления керметов Ni-YSZ.
5. Выявлено, что в индивидуальных оксидах La2Mo2O9 и La2Mo3O12 отличие в механизме обмена кислорода обусловлено различием в дефектной структуре внешнего слоя: в оксиде La2Mo2O9 поверхность терминирована La-О, в оксиде La2Mo3O12 — терминирована Mo-O.
6. Обнаружен композитный эффект в зависимости скорости межфазного обмена кислорода, который связан с высокой скоростью обмена кислорода газовой фазы на границе между зернами в композите (100 − x) La2Mo2O9 + x La2Mo3O12.
7. Показано наличие не менее двух маршрутов диффузии кислорода в композитах (100 − x) La2Mo2O9 + x La2Mo3O12: в объеме и по межфазным границам при T = 800–950 °C и PO2=10−2 ат.
8. Выявлено, что композитный эффект в зависимости кислородной проводимости от содержания фазы La2Mo3O12 связан с диффузией кислорода по границам между зернами La2Mo2O9 и La2Mo3O12.
9. С помощью методов трехмерного моделирования и конечных элементов проведена оценка электрической проводимости межфазного слоя между зернами La2Mo2O9 и La2Mo3O12, обусловливающего композитный эффект.
10. Подтверждено отсутствие стабилизации -формы оксида La2Mo2O9 при температуре ниже суперионного фазового перехода в композите и определена дополнительная высокопроводящая фаза La5Mo3O16 в межфазном слое между La2Mo2O9 и La2Mo3O12, обусловливающая композитный эффект.