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CARACTERIZACIÓN DE PEROVSKITAS
La1-XSrXNiO3 Y La2-2XSr2XNiO4-δδ OBTENIDOS A PARTIR
DEL MÉTODO DE AUTO-COMBUSTIÓN
GUSTAVO VALDERRAMA, MIREYA RINCÓN DE GOLDWASSER,
EGLEÉ PIETRI, MARÍA JOSEFINA PÉREZ-ZURITA,
MARÍA LUISA CUBEIRO y CARIBAY URBINA DE NAVARRO
a gran mayoría de los
catalizadores usados en
la industria química se
basan en mezclas de óxidos metálicos.
Entre estos óxidos los que poseen estructura tipo perovskita de fórmula
ABO3 (Figura 1) son de especial interés,
ya que presentan una serie de ventajas
en relación a los catalizadores soportados, como amplia variedad de elementos
que se pueden incorporar en la estructura originando AA'BB'O3, combinación de
elementos con diferentes estados de oxidación An+Bm+ (n= 1, 2, 3; m= 5, 4, 3) y
resistencia a altas temperaturas (Peña y
Fierro, 2001).
La sustitución parcial
de A por cationes de menor valencia origina vacancias de oxígenos y estados de
valencia inusuales del catión B para
mantener la neutralidad de las cargas.
Estas vacancias también se generan por
la sustitución de B por cationes de similar tamaño pero de menor valencia. De
esta manera, estos materiales pueden exhibir alta conductividad iónica y electró-
nica debido a las altas concentraciones
de vacancias de oxígenos y a las mezclas de estados de valencias, respectivamente.
Estas propiedades hacen
que los óxidos tipo perovskita presenten
una variedad de usos tecnológicos como:
materiales piezoeléctricos (Rao y Gopalakrishnan, 1997) utilizados como transductores para comunicación (teléfono, radio,
televisión, etc.). Otro grupo presenta altas
resistividades eléctricas que los hacen útiles como materiales dieléctricos o capacitores, usados como sensores de oxígenos
(Shimizu et al., 1985). Existen otros tipos
de materiales termoeléctricos (Norby,
1999) usados como electrodos en celdas
de combustible. Sin embargo, la catálisis
es el campo de aplicación de mayor potencial de los óxidos tipo perovskitas,
usados principalmente en la combustión
catalítica para el control de emisión de
escapes (Voorhoeve et al., 1972).
De igual forma, existen
óxidos con estructuras relacionadas a la
perovskita que han sido estudiadas en
menor extensión, como la estructura tipo
espinela K2NiF4 que consiste de capas
alternas de perovskitas ABO3 y sal AO
(Figura 2). Se obtiene por la combinación de una celda unidad centrada en B
con dos celdas unitarias centradas en A
de la estructura perovskita y la remoción
de una capa de BO3 (Galasso, 1970). Estos óxidos pueden acomodar una variedad de oxígenos intersticiales en la estructura (Jorgensen et al., 1989) produciendo sólidos de estequiometría variable
K2NiF4±δ.
Los sólidos con estructura espinela son prototipos para investigar
la reactividad del oxígeno superficial con
la actividad catalítica. Los sistemas dopados con Sr como La2-xSrxNiO4-δ presentan la propiedad de aceptar electrones en
un amplio rango de composición (Crespin
et al., 1992). En particular, las vacantes
de oxígenos se pueden introducir fácilmente hasta un electrón por fórmula unidad para obtener un material altamente
dopado de electrones, haciéndolo atractivo para la combustión de metano.
PALABRAS CLAVE / Auto-combustión / Caracterización / Especies Intermediarias / Perovskitas /
Recibido: 13/12/2004. Modificado: 02/05/2005. Aceptado: 04/05/2005.
Gustavo Valderrama. Licenciado en Química y Estudiante de Doctorado, Universidad Central de Venezuela (UCV). Profesor, Universidad de Oriente, Núcleo Bolívar, Venezuela. Dirección: Calle San Simón, Unidad
de Estudios Básicos, La Sabanita, Estado Bolívar 8001, Venezuela. e-mail: [email protected]
Mireya Rincón de Goldwasser. Ph.D., Imperial Collage, Londres, RU. Profesora, Centro de
Catálisis, Petróleo y Petroquímica, Escuela de Química, UCV, Venezuela.
Egleé Pietri. Doctora, UCV, Venezuela. Profesora, Centro de Catálisis, Petróleo y
Petroquímica, Escuela de Química, UCV, Venezuela.
María Josefina Pérez-Zurita. Ph.D., Brunel University, Londres, RU. Profesora, Centro de
Catálisis, Petróleo y Petroquímica, Escuela de Química, UCV, Venezuela.
María Luisa Cubeiro. Doctora, UCV, Venezuela. Profesora, Centro de Catálisis, Petróleo y
Petroquímica, Escuela de Química, UCV, Venezuela.
Caribay Urbina de Navarrov Doctora en Ciencias, UCV, Venezuela. Profesora, Centro de
Microscopía Electrónica, Facultad de Ciencias, UCV. Venezuela.
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explosión (21-37) y freezedrying (22-39), y además observó que la textura porosa depende del método utilizado.
A fin de comprender el
rol de la superficie del catalizador y establecer una base
de conocimientos para los estudios catalíticos posteriores,
se sintetizaron óxidos tipo
perovskita La1-xSrxNiO3 empleando el método de autocombustión, conocido como
Proceso Nitrato Glicina (GNP;
Pechini, 1967), y caracterizados mediante difracción de rayos X, reducción y oxidación
a temperatura programada,
área superficial, y microscopía
electrónica de barrido.
Figura 1. Estructura cúbica ideal de la perovskita
ABO3. A: ión Alcalino, alcalinotérreo o tierra rara de
configuración dodecaédrica; B: metal de transición de
configuración octaédrica; O: átomos de oxígeno.
Fig. 2. Estructura espinela K2NiO4
Normalmente los óxidos
tipo perovskita no se encuentran disponibles comercialmente y deben ser sintetizados en el laboratorio. El método cerámico
es el más usado; involucra reacciones sólido-sólido y requiere de altas temperaturas
para la preparación de perovskitas con una
morfología
especial,
tales
como
monocristales o laminares. Es un método
muy sencillo aunque los sólidos sintetizados presentan pobre homogeneidad y áreas
superficiales pequeñas. Por otra parte, los
sólidos sintetizados con métodos que involucran reacciones líquido-sólido presentan
mayor homogeneidad ya que los materiales de partida se mezclan formando una
solución (Courty y Marcilly, 1976) con
áreas superficiales superiores a las de los
obtenidos por el método cerámico.
Wachowski (1986) comparó las áreas superficiales (m2·g-1) de una serie de perovskitas preparadas por diferentes métodos:
cerámico (<2,4), co-precipitación (4,5-11),
JUN 2005, VOL. 30 Nº 6
Síntesis de Óxidos Tipo
Perovskita
Los sólidos fueron preparados por el método de autocombustión (Figura 3), que
consiste en añadir glicina a las sales
de los nitratos metálicos bajo una relación molar NO 3-/NH 2= 1. Se utilizaron
las sales La(NO3)3·6H2O de Ventron,
Ni(NO3)2·6H2O de Prolabo y Sr(NO3)2 de
Riedel-de Haën
El beaker que contiene
estas sales es calentado muy suavemente
sobre una plancha (~50ºC) y con agitación
constante, hasta lograr la disolución de los
sólidos en su misma agua ocluida, y luego
se evapora lentamente el agua (~100ºC)
hasta obtener un gel. Por último, se aumenta la temperatura de la plancha al
máximo, dando lugar a una reacción
exotérmica (auto-combustión del gel) que
permite la formación de un polvo precursor. Para eliminar las posibles especies de
carbón remanentes se calcinan los sólidos
entre 700 y 900ºC por 6h bajo atmósfera
de aire. El sólido soportado se prepara por
el método de humedad incipiente, donde
la solución del metal se añade al soporte
La2O3; luego se evapora el solvente y se
deja secar por una noche en la estufa, seguido de calcinación a 700ºC por 2h.
Caracterización
Difracción de rayos X ex situ
Con la finalidad de obtener información acerca de la estructura
cristalina de los sólidos sintetizados, se
realizaron las mediciones de difracción
de rayos X (DRX) ex situ para determinar las fases de partida y sus cambios al
someter el sólido a un ciclo redox a
900ºC. Los patrones de difracción se ob-
Figura 3. Proceso Nitrato Glicina para la
Síntesis de Óxidos Tipo Perovskitas
tuvieron en un difractómetro Siemens
D5000, utilizando la base de datos PDF2
Data Base 97 y el software EVA MFC
Aplication versión 3,00. Las muestras se
prepararon a través del método de la cámara de polvo, que consiste en triturar finamente el sólido (50-100mg) y colocarlo
en un porta muestra para ser irradiado
con la línea Kα del Cu= 1,5418Å. Para
garantizar un tamaño homogéneo y abundante de granos se pulverizaron las muestras; este procedimiento promueve la formación de todos los planos de simetría,
que se exponen a los rayos X aumentando la sensibilidad de cada señal, ya que
se mejora la relación señal/ruido.
DRX in situ
Con la finalidad de monitorear los cambios de fase a medida
que el sólido se reduce, se llevó a cabo
un análisis de DRX in situ, a temperatura
programada y bajo atmósfera de hidrógeno. Los patrones de difracción se obtuvieron cada 50ºC en un difractómetro
Siemens D5005. La pulverización de la
muestra se llevó a cabo con metanol; luego se colocan unas gotas de esta mezcla
sobre el porta muestra que consiste en
una placa de platino, obteniéndose sobre
ésta, al secarse el metanol, una distribución homogénea del sólido, el cual se
irradia con la línea Kα del Cu.
333
Área superficial
La técnica para determinar el área superficial se basa
en la ecuación de BrunauerEmmet-Teller (BET), que consiste en determinar la cantidad
de N2 necesario para formar
una monocapa de moléculas de
gas sobre la muestra a la temperatura del nitrógeno líquido
(-196ºC). Previamente se someten los sólidos (0,1-0,2g) a una
degasificación a 350ºC durante
2h, para eliminar la humedad,
utilizando un equipo Micro- Figura 4. Rampa de calentamiento para la RTP y OTP
meritics Flow Sorb II 2300.
Reducción a temperatura
programada (RTP)
Antes de la reducción se
coloca la muestra sintetizada (~50mg)
dentro de un reactor de cuarzo y se somete a una desgasificación a 600ºC por 2h
bajo atmósfera de argón. Una vez enfriado
el reactor hasta temperatura ambiente, se
somete a un aumento de temperatura programada hasta 900ºC a una velocidad de
calentamiento de 4º/min (Figura 4), mientras cada 2min se pasan pulsos de gas reductor (12µmol de H2) arrastrado por un
flujo de Ar de 20ml/min. Una vez alcanzada la temperatura deseada, se retira el
reactor del horno y se somete a una corriente de aire externa para llevarlo de
nuevo a temperatura ambiente.
Oxidación a temperatura programada
(OTP)
El sólido en forma reducida se somete al mismo incremento de
temperatura (Figura 4), mientras se pasan
pulsos de gas oxidante (12µmol de O2)
arrastrado por un flujo de He de 20ml/min.
Los procesos redox son medidos continuamente siguiendo el cambio en la composición de la mezcla reactiva después que
pasa sobre el lecho. La disminución de la
concentración de H2 o de O2 en el gas
efluente con respecto a la concentración
inicial indica el progreso de la reacción.
Microscopía electrónica de barrido
El microscopio electrónico de barrido (MEB) permite observar la
topografía de una muestra, utilizando los
electrones secundarios producidos por la interacción inelástica de un haz de electrones
de alta energía con la muestra. Su gran
profundidad de campo hace que pueda observarse en foco los componentes de la
muestra contenida en dicha distancia. A través de esta técnica se estudió la morfología
334
(porosidad y forma de la muestra) y análisis químico (distribución de elementos que
componen la muestra; EDX). Tomando en
cuenta los resultados de MEB acoplado con
un analizador de rayos X característicos, se
pueden seguir los cambios morfológicos y
elementales que sufre la muestra producto
de un tratamiento físico-químico o después
de una reacción.
Las muestras se prepararon mediante el espolvoreado de los sólidos sintetizados sobre un porta muestra,
recubriéndolas con Au ó C para los análisis morfológicos y elementales respectivamente. Se utilizó una microsonda EPMA,
con 20kV de aceleración y densidad de
corriente de 3,1×10-9amp.
Resultados y Discusión
Los resultados de áreas
superficiales y análisis elementales están
resumidos en la Tabla I. Los valores de
áreas están en el orden de 3-20m2·g-1, sien-
do el sólido de estequiometría
La0,8Mg0,2NiO3 sin calcinar el
que posee mayor área. Las
áreas disminuyen al aumentar
la temperatura de calcinación
debido a la sinterización que
sufre el sólido al ser expuesto
a altas temperaturas (Keshavaraja y Ramaswamy, 1994).
Los análisis elementales EDX
(Tabla I) indican una buena
concordancia entre los valores
nominales y los preparados,
excepto para x= 0,4, determinando que los sólidos son de
composición homogénea, lo
que ratifica las ventajas del
método de auto-combustión.
Se observa que el aumento del contenido de Sr no produce
cambios significativos en el área (Tabla
I); sin embargo, incrementa el porcentaje
de reducción (Tabla II) debido a las vacancias de oxígenos formadas por la sustitución parcial de La3+ por Sr2+ facilitando la difusión de los oxígenos desde el
interior del sólido hasta la superficie,
donde son removidos por el gas reductor
(Tejuca et al., 1989).
En la Tabla II se resumen los análisis de difracción de rayos X
antes y después de un ciclo redox. Se observa que a bajas temperaturas de calcinación se favorece la formación de óxidos tipo perovskita, mientras que a altas
temperaturas se obtienen óxidos tipo espinelas, ya que la formación de la estructura espinela K2NiF4 está más favorecida
termodinámicamente a altas temperaturas
(Rabenau y Eckerlin, 1958).
De acuerdo a los patrones de difracción de los sólidos sinteti-
TABLA I
ÁREA SUPERFICIAL (AS) Y ANÁLISIS ELEMENTAL (EDX)
DE LOS SÓLIDOS SINTETIZADOS
Grado de Sustitución
de Sr (x)
Tcalcinación
(ºC)
AS
(m2·g-1)
700
800
900
700
800
900
8,3
4,8
3,4
8,5
4,8
2,9
0,2
900
3,2
0,3
900
3,3
0,4
900
3,1
Ni(5%)/La2O3
700
22,0
La0,8Mg0,2NiO3
-
19,5
0
0,1
EDX
Metal/Ni
La/Ni= 1,0
La/Ni= 1,0
Sr/Ni= 0,1
La/Ni= 0,9
Sr/Ni= 0,2
La/Ni= 0,8
Sr/Ni= 0,3
La/Ni= 0,7
Sr/Ni= 0,3
La/Ni= 0,8
Mg/Ni= 0,2
JUN 2005, VOL. 30 Nº 6
zados se observa que la muestra LaNiO3
presenta una fase simple de óxido tipo
perovskita, mientras que al introducir Sr
se favorece la formación de NiO, La22xSr 2xNiO4-δ y SrCO3, excepto para x=
0,4 cuyo valor no se ajusta a la fórmula
La2-2xSr2xNiO4-δ debido a que su composición es similar al sólido con x= 0,3
(Tabla I).
Asumiendo que los estados de oxidación de La, Sr y O son
3+, 2+ y 2- respectivamente, entonces el
balance de carga muestra que el estado
de oxidación formal del Ni disminuye
desde 3+ (x= 0) hasta 2,6+ (x= 0,4). Estos resultados revelan que el Sr promueve un efecto dopante de electrones, el
cual facilita la reducción del sólido
(Medarde y Rodríguez-Carvajal, 1997).
Los estados reales de oxidación pueden
corresponder a una mezcla de configuraciones de Ni3+ (3d7) y Ni2+ (3d8), siendo
probable que ocurra el siguiente esquema de control de valencia:
(1)
(2)
La Ec. 1 describe la
formación de estructura tipo perovskita
para un grado de sustitución x= 0,1,
donde se pueden crear estados de oxidación inusuales como Ni4+, mientras que
la Ec. 2 indica la formación de óxidos
tipo espinela para x≥0,2. A medida que
aumenta el contenido de Sr se reducen
los iones trivalentes de Ni a un estado
de valencia menor o hasta divalente, debido a la formación de vacancias de oxígenos de la red. Estos resultados están
en acuerdo con los reportados por
Nitadori et al. (1988). La reducción de
las perovskitas ocurre a través de la reacción (Shannon, 1976)
(3)
Los patrones de DRX
del sólido con x= 0 sometido a un ciclo
redox a 900ºC (Tabla II) muestran que
las fases obtenidas al final del ciclo no
corresponden a la estructura perovskita
inicial sino a una estructura espinela, por
lo que estos procesos redox no son reversibles (Batiot-Dupeyrat et al., 2003). El
proceso de re-oxidación de los sólidos
promovidos con Sr conduce de nuevo a
la formación de la estructura tipo espinela pero de diferente estequiometría
La1,71Sr0,19NiO3,9, ya que su formación esta
favorecida a altas temperaturas (Rabenau
y Eckerlin, 1958). En consecuencia se
propone la siguiente reacción de re-oxidación de estos sólidos:
(4)
Con respecto al sólido
sustituido parcialmente con Mg en la posición A de LaBO3, se observa que no se
forma un precursor con estructura
perovskita sino un sólido bajo la forma
TABLA II
CARACTERIZACIÓN POR DRX Y RTP DE LOS SÓLIDOS SINTETIZADOS
x (Sr)
0
0,1
0,2
0,3
0,4
La2NiO4
Ni/La2O3
x (Mg)=0,2
Tcalcinación
(ºC)
DRX
fase inicial
700
800
LaNiO3
900
700
800
La0,9Sr0,1NiO3, NiO, LaSrNiO4
900
700
La0,9Sr0,1NiO3, La1,52Sr0,38NiO3,86,
800
NiO
900
La1,52Sr0,38NiO3,86, NiO
700
La0,9Sr0,1NiO3, LaSrNiO4, NiO,
800
SrCO3
900
La1,4Sr0,6NiO4, NiO
700 La0,9Sr0,1NiO3, La1,34Sr0,58NiO3,89, NiO,
800
SrCO3
900
La1,52Sr0,58NiO3,86, NiO
800
La2NiO4
700
La3Ni2O7, La2O3
La2O3 , Ni
JUN 2005, VOL. 30 Nº 6
%Red
80,1
84,0
85,4
80,7
86,7
85,8
DRX
Después de Redox
Figura 5. Efecto de la temperatura de calcinación sobre LaNiO3.
La2NiO4 , NiO
La1,71Sr0,19NiO3,9 , NiO
La1,71Sr0,19NiO3,9 , NiO
86,3
La1,71Sr0,19NiO3,9 , NiO
89,3
La1,71Sr0,19NiO3,9 , NiO
90,7
93,0
La2NiO4
85,3 La2NiO4, La2O3, La(OH)3
-
reducida (Ni0, La2O3), debido a que i) el
radio iónico del Mg2+ (0,72Å) es muy pequeño comparado con el valor requerido
(0,90Å) para ocupar un sitio A de la
perovskita, y ii) las configuraciones de A
y B están restringidas por los requerimientos energéticos, los cuales adquieren
formas muy estables dodecaédrica y octaédrica, respectivamente. En el caso de
Mg2+ éste prefiere ocupar un sitio B octaédrico por la restricción (0,51Å) exigida
en esta posición (Voorhoeve, 1977).
Por otra parte, al sustituir cationes trivalentes por divalentes debería formarse especies de B4+ y/o vacancias de oxígenos para compensar las deficiencias de cargas (Finlandés, 2000), pero
esto no se cumple con el Mg. Por estas
335
Figura 6. Efecto del grado de sustitución (x) en la morfología.
razones generalmente no se forman perovskitas con Mg en la posición A. Las razones por las cuales no se pueden detectar fases de Mg durante el análisis de
DRX, son posiblemente por la pequeña
cantidad de Mg que tiene el sólido y por
la formación de partículas muy pequeñas
(≤10Å) de MgO, que están por debajo del
nivel de detección de los rayos X
(Giacovazzo, 1995).
Los análisis morfológicos llevados a cabo sobre LaNiO3 revelan
que la macroporosidad disminuye al aumentar la temperatura de calcinación debido al fenómeno de sinterización (Figura
5). Mientras que el incremento del contenido de Sr aumenta la macroporosidad y
produce un cambio en la forma (Figura
6) de esponja (x= 0) a forma de corales
(x= 0,4), probablemente debido a la formación de fases tipo espinelas. En este
sentido, es posible utilizar las diferentes
formas obtenidas como una técnica de caracterización de estos sólidos y de esta
manera correlacionar la forma de esponjas con la estructura perovskita y la forma de corales con la estructura espinela.
Figura 7. Efecto del grado de sustitución (x) durante la RTP.
336
Durante la reducción
de estos sólidos (Figura 7) se observan
varios picos que pueden corresponder a
especies intermediarias de Ni (Martínez et al., 2001). Estas fases se deducen a partir del análisis de DRX in
situ bajo atmósfera reductora (Figura
8), los que revelan que LaNiO 3 se
transforma en La 2Ni 2O 5 a 400°C, reteniendo la estructura perovskita y revelando cierta movilidad de oxígenos de
la red. Estos resultados concuerdan
Figura 8. Patrones de DRX in situ en función de la temperatura de
reducción de LaNiO3.
JUN 2005, VOL. 30 Nº 6
Figura 10. DRX inicial del sólido sustituido parcialmente con Mg
(x= 0,2) sin calcinar.
Figura 9. Patrones de DRX in situ en función de la temperatura de
reducción sobre el sólido con un grado de sustitución x= 0,4.
con los de Crespin et al., (1983), quienes proponen la reducción de 1e - por
molécula a bajas temperaturas. A
600ºC se detectan las fases Ni 0, NiO y
La 2O 3 coincidiendo con los resultados
de Nakamura et al., (1979). Por último, a 700ºC se obtiene el sólido completamente reducido a Ni 0 y La 2O 3
(Valderrama et al., 2004). Estas temperaturas coinciden con los picos de reducción de LaNiO 3 (Figura 7), lo que
permite generalizar el comportamiento
observado durante la reducción in situ
para los demás sólidos con estructura
tipo perovskita.
Por otra parte, los patrones de DRX in situ, obtenidos bajo
condiciones de reducción sobre el sólido con un grado de sustitución x= 0,4
y calcinado a 900ºC, constituido por
La 1,52Sr 0,38NiO 3,86 y NiO (Tabla II), indican que el óxido mixto NiO se reduce hasta Ni 0 a 500°C (Figura 9). A
esta temperatura comienza la reducción
de la fase La1,52 Sr 0,38NiO 3,86 sin llegar a
la destrucción completa de la estructura tipo espinela, evidenciando la presencia de oxígenos lábiles de la red.
Por último se obtiene la reducción total hasta Ni 0, La 2O 3 y SrO a 700ºC.
Como las temperaturas coinciden con
los picos observados durante la reducción ex situ y dado que los sólidos con
estructuras tipo espinelas (x≥0,2) presentan igual comportamiento durante la
reducción ex situ (Figura 7), es posible
inferir que tendrán igual comportamiento durante los análisis de DRX in
situ bajo atmósfera reductora.
En la Tabla II también
se observa que la reducción se favorece a medida que aumenta la macropo-
JUN 2005, VOL. 30 Nº 6
rosidad (Figura 6) como consecuencia
del aumento del grado de sustitución
(x). Esta propiedad, junto con el conocimiento de las especies que se forman a una determinada temperatura de
reducción, pueden ser correlacionadas
con la actividad que pudieran presentar los sólidos durante una reacción
catalítica. Con respecto al sólido de
estequiometría La 0,8Mg 0,2NiO 3, se observa que antes de la calcinación, el
Ni se encuentra en forma reducida según el patrón de difracción (Figura
10), razón por la cual no se somete al
proceso de reducción.
Conclusiones
El método de autocombustión es apropiado para la síntesis de fases tipo perovskita La 1x Sr x NiO 3 para un grado de sustitución
x≤0,1, y una mezcla de fases NiO y
tipo espinelas La 2-2xSr 2xNiO 4-δ para
x≥0,2, excepto para el sólido con Mg 2+
que prefiere ocupar un sitio B octaédrico de una estructura perovskita.
Este sólido es de especial interés en el
área de catálisis ya que se obtiene el
Ni bajo la forma de Ni 0, siendo la fase
activa de muchas reacciones químicas.
La morfología de los
sólidos puede ser utilizada como una
herramienta de caracterización, ya que
depende del tipo de fases cristalinas
existentes en el sólido.
La sustitución parcial
de La +3 por Sr +2 genera mayor porosidad e incrementa la reducción del sólido, debido al aumento de vacancias de
oxígenos que facilita la difusión de éstos desde la red hacia la superficie.
Además, se forma una mezcla de estados de oxidación Ni 2+/Ni 3+ donde el número de oxidación promedio del Ni
disminuye desde 3+ (x= 0) hasta 2,6+
(x= 0,4), indicando que el Sr promueve
la acumulación de electrones sobre la
muestra favoreciendo su reducción.
AGRADECIMIENTOS
Los autores agradecen
al FONACIT por su soporte financiero
a través de los Proyectos Agenda Petróleo (97-003739) y PICS (PI
2003000024), al Proyecto del Laboratorio Nacional de Microscopía y
Microanálisis (Lab-2001001442) y a la
Comisión de Investigación de la Universidad de Oriente (Proyecto CI-20101-1102/02).
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