Переходы кристалл-аморфное состояние при нормальном и высоком давлении в системах с полупроводниковыми фазами

Основные результаты и выводы.

1. Особенности твердофазного перехода закаленных фаз высокого давления (ФВД) в аморфное состояние в системах Zn-Sb, Cd-Sb, Al-Ge были исследованы методами калориметрии, дилатометрии и резистометрии. Были определены кристаллические структуры аморфизующихся фаз (сплавы Al-Ge и Zn-Sb) и составы ФВД, при которых массивный образец ФВД переходит в полностью в аморфное состояние. Для систем Gai. xSbx и (GaSb)!.x-Gex показано, что аморфное состояние, свободное от включений кристаллической фазы, достижимо в интервале концентраций 47.5 < х < 52.5 ат. % Sb и * < 30 ат. % Ge соответственно.

Определены тепловые и объемные эффекты аморфизации и кристаллизации, температурные интервалы устойчивости аморфного состояния. Подобный комплекс измерений при изучении явления твердофазной аморфизации проведен впервые. Показано, что твердофазное превращение, протекающее при нагреве закаленной ФВД, приводит к образованию аморфного сплава без нарушения сплошности массивного образца.

2. Структура полученных аморфных материалов была исследована методами просвечивающей электронной микроскопии (Al-Ge, Zn-Sb) и нейтронографии (Al-Ge, Zn-Sb, Ga-Sb и GaSb-Ge). Проведено моделирование атомных корреляциий методом обратного Монте-Карло. Получены парциальные функции радиального распределения и обсуждается влияние второго компонента на структуру ближнего и среднего порядка. Впервые реализован синтез массивных аморфных сплавов в системах, где классические методы закалки из расплава позволяют получать лишь стабильные и метастабильные кристаллические фазы.

Было показано, что локальная координация аморфных Zn-Sb и GaSb является тетраэдрической и близка к таковой для кристаллических аналогов этих аморфных сплавов, полупроводниковых соединений ZnSb и GaSb.

При образовании аморфных Al-Ge и GaSb-Ge происходит искажение локальной тетраэдрической координации. Это выражается в увеличении координационного числа до 4.5 и 4.25 соответственно. Первый пик функции радиального распределения аморфного Al-Ge имеет правое плечо, а в случае GaSb-Ge этот пик расщеплен на два. Корреляционные длины (характерные размеры упорядоченной области) исследованных материалов попадают в интервал 10−20, характерный для аморфного состояния. Реакции твердофазной аморфизации приводят к образованию МАССИВНЫХ АМОРФНЫХ ПОЛУПРОВОДНИКОВ. Ближний порядок этих аморфных материалов является в основном тетраэдрическим, и он близок к таковому для их кристаллических аналогов, полупроводниковых фаз низкого давления.

3. Исследованы транспортные свойства трех аморфных полупроводников: Zn4iSb59, GaixSbx и Al32Ge68, получаемых методом твердофазной аморфизации. Аморфные сплавы Zn-Sb, Ga? xSbx (47.5×55) и Al32Ge68 демонстрируют активационный тип проводимости и т.э.д.с., характерный для аморфных полупроводников. Причем свойства ам.-Zn-Sb вполне могут быть описаны в рамках классической модели Мотта-Девиса. Для описания свойств aM.-GaSb и ам.-Al-Ge модель Мотта-Дэвиса была скорректирована таким образом, чтобы учесть возможность закрепления уровня Ферми на краю зонного хвоста локализованных состояний.

4. Получены исчерпывающие экспериментальные доказательства существования фазового перехода I рода под давлением между аморфными фазами ат и ат2 состава Zn4iSb59. Экспериментально определено положение линии перехода am~Zam2 при температурах от 17 до 75 °C. Получено экспериментальные свидетельства того, что линия перехода заканчивается в критической точке при температуре около 100 °C. Показано, что увеличение давления до 5−6 ГПа приводит к кристаллизации в метастабильную металлическую фазу у с простой гексагональной структурой.

5. Для аморфного Zn4iSb59 в рамках двухуровневой модели получено выражение свободной энергии Гиббса и определено положение линий полной потери термодинамической устойчивости обеих аморфных фаз. Построенная фазовая Т-Р диаграмма представляет собой первый пример диаграммы с линией равновесия между различными аморфными полупроводниковыми фазами.

6. Для аморфного GaSb-Ge экспериментально построена линия перехода аморфная фаза — кристаллическая фаза высокого давления. Показано, что для исследованных систем аморфные состояния следует рассматривать как метастабильные фазы, и особенности твердофазной аморфизации определяются взаимным расположением линий фазовых равновесий между метастабильными и стабильными фазами, включая и аморфную.

Полученные экспериментальные результаты и модельные расчеты позволили построить Т-Р диаграмму метастабильных равновесий между неупорядоченной полупроводниковой (sup) фазой, кристаллической фазой высокого давления (hpp) и металлической неупорядоченной (тир) фазой (жидкой или аморфной, в зависимости от температуры). Показано, что аморфизация фазы высокого давления при понижении давления термодинамически возможна при условиях, определяемых линией равновесия hpp ~Z sup, а не линией плавления hpp (линия равновесия hpp тир), экстраполированной от высоких температур, как предполагалось ранее, исходя из широко принятой модели «холодного плавления».

7. Взаимное расположение линий метастабильного равновесия и линий равновесия между стабильными фазами для системы GaSb-Ge позволило дать объяснение ряду особенностей процессов твердофазной аморфизации фаз высокого давления непонятных ранее. Становиться понятным, почему ни на одной из стадий процесса аморфизации hpp при атмосферном давлении не образуется металлической аморфной фазы. Этому состоянию до 800 К не соответствует никакой минимум термодинамического потенциала. Затем, неудача попыток достижения аморфного состояния путем скоростной закалки расплава вызвана тем, что металлический расплав становиться нестабильным и превращается в другое состояние при довольно высокой температуре, 800 К, скорость охлаждения при этом снижается из-за выделения тепла, сопровождающего это превращение, что приводит к кристаллизации сплава.

Мы предполагаем, что исследованные особенности фазовых превращений с участием аморфной фазы будут наблюдаться и для других систем, в которых точка плавления фазы низкой плотности падает с давлением, например, Ge, Si, Cd-Sb, Zn-Sb.

8. Наблюдаемое резкое понижение с давлением температуры необратимой кристаллизации полупроводниковой аморфной фазы (превращения с весьма малым объемным эффектом) вызвано падением термической стабильности как фазы sup, так и гомогенного сфалеритоподобного твердого раствора (GaSb)38Ge24, первого продукта кристаллизации. Мы предлагаем рассматривать поведение кривой плавления кристаллической полупроводниковой фазы как ориентир при оценке влияния давления на термическую стабильность соответствующей аморфной фазы.

Вся совокупность полученных экспериментальных данных и результатов модельных расчетов позволяет заключить, что исследованные аморфные материалы представляют собой метастабильные фазы, а не «замороженные» неравновесные промежуточные состояния.

На защиту выносятся следующие основные результаты и положения:

1. Экспериментально исследованы особенности твердофазного перехода закаленных фаз высокого давления в аморфное состояние в 5 системах Zn.

Sb, Cd-Sb, Al-Ge, GabxSbx и (GaSb)^ - Gex. Определены тепловые и объемные эффекты аморфизации и кристаллизации, температурные и концентрационные интервалы устойчивости аморфного состояния. Показано, что реакция твердофазной аморфизации, протекающая при нагреве закаленной фазы высокого давления, приводит к образованию аморфного сплава без нарушения сплошности массивного образца.

2. Методами просвечивающей электронной микроскопии (Al-Ge, Zn-Sb) и нейтронографии (Al-Ge, Zn-Sb5 Ga-Sb и GaSb-Ge) было показано, что реакции твердофазной аморфизации приводят к образованию МАССИВНЫХ АМОРФНЫХ полупроводников, ближний порядок которых является в основном тетраэдрическим, и он близок к таковому для их кристаллических аналогов, полупроводниковых фаз низкого давления.

3. Показано, что транспортные свойства аморфного сплава Zn-Sb могут быть описаны в рамках классической модели Мотта-Девиса. Для описания свойств aM.-GaSb и ам,-Al-Ge модель Мотта-Дэвиса была скорректирована таким образом, чтобы учесть возможность закрепления уровня Ферми на краю зонного хвоста локализованных состояний.

4. Впервые экспериментально продемонстрировано существование фазового перехода I рода под давлением между аморфными фазами С1Т1 и сипг состава Zn41Sb59. Определено положение линии перехода СНП1<�гСНП2 Получены экспериментальные свидетельства того, что линия перехода заканчивается в критической точке.

5. Полученные для аморфного GaSb-Ge экспериментальные результаты и модельные расчеты позволили построить Т-Р диаграмму метастабильных равновесий между неупорядоченной полупроводниковой (^ир) фазой,.

231 кристаллической фазой высокого давления (hpp) и металлической неупорядоченной (мир) фазой. Показано, что аморфизация фазы высокого давления при понижении давления термодинамически возможна при условиях, определяемых линией равновесия hpp^ SUP, а не линией плавления {hpp) (линия равновесия hppтир) з экстраполированной от высоких температур, как предполагалось ранее. Вся совокупность полученных экспериментальных данных и результатов модельных расчетов позволяет заключить, что исследованные аморфные материалы представляют собой метастабильные фазы, а не «замороженные» неравновесные промежуточные состояния.

Завершая настоящую работу, автор считает своим приятным долгом поблагодарить своих постоянных соавторов: Проф. д.ф.-м.н. Е. Г. Понятовского, д.ф.-м.н. В. Е. Антонова, к.ф.-м.н. А. И. Колесникова, к.ф.-м.н. А. И. Колюбакина, к.ф.-м.н. А. Ф. Гурова, к.ф.-м.н. A.C. Аронина и к.ф.-м.н. Г. Е. Абросимову, весь коллектив лаборатории физики высоких давлений ИФТТ РАН.

Работы, вошедшие в диссертацию, были поддержаны Российским фондом фундаментальных исследований (проекты РФФИ 96−02−17 486, 96−218 545,96−15−96 806).

Рентгенографические исследования под высоким давлением были выполнены в рамках исследовательской стипендии фонда им. А. Гумбольдта (Германия) в лаборатории Проф. В. Хольцапфеля (Университет г. Падерборн, Германия). Автор благодарен фонду за финансовую поддержку и признателен сотрудникам лаборатории за возможность использования уникальной аппаратуры высокого давления и техническую поддержку.

Публикации по теме диссертации.

1. Баркалов О. И., Белаш И. Т., Дегтярева В. Ф., Понятовский Е. Г. Кристаллическое и аморфное состояния сплавов Al-Ge после приложения высокого давления // ФТТ. 1987.-Т. 29.-Вып. 7.-С. 1975;1978.

2. Баркалов О. И., Белаш И. Т., Большаков А. И., Понятовский Е. Г. Калориметрическое исследование аморфизации и последующей кристаллизации фазы высокого давления в системе Zn-Sb // ФТТ. 1988. -Т. 30. -Вып. 9.-С. 2724−2727.

3. Баркалов О. И., Белаш И. Т., Гантмахер В. Ф., Понятовский Е. Г., Теплинский В. М. Переход металл-диэлектрик при аморфизации метастабильной фазы в системе Zn-Sb//Письма в ЖЭТФ. 1988.-Т. 48.-Вып. 10.-С. 561−564.

4. Barkalov O.I., Belash I.T. and Gurov A.F. Thermally activated amorphization of the quenched high-pressure phase in the Cd-Sb system // Physica Status Solidi (a). 1989.-V. 115.-P. K19-K22.

5. Barkalov O.I. and Chipenko G.V. Phase equilibria under high pressure in Al-Si, Al-Ge system // Proceedings of XI AIRAPT international conference 12−17 July 1987.-Kiev, 1989.-V.1.-P. 270−274.

6. Ponyatovsky E.G., Belash I.T. and Barkalov O.I. Pressure-induced amorphous phases // J. Non-Crystalline Solids. 1990.-V.117/118.-P. 679−687.

7. Barkalov O.I., Belash I.T. and Ponyatovsky E.G. Amorphization of the quenched high pressure phases in Zn-Sb and Cd-Sb systems // High Pressure Research. 1990.-V.4.-P. 390−392.

8. Баркалов О. И. Аморфизация и динамические свойства метастабильных фаз высокого давления в системах Al-Ge, Zn-Sb и Cd-Sb: Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук.-Черноголовка, 1990.-18с.

9. Belash I.T., Barkalov O.I., Kolesnikov A.I., Ponyatovsky E.G., Prager M. Inelastic neutron scattering in amorphous and crystalline phases of Zn-Sb and Cd-Sb systems produced by thermobaric treatments // Solid State Communications. 1991.-V. 78.-P. 331−334.

10. Ponyatovsky E.G. and Barkalov O.I. Thermobaric quenching-a new method for producing metastable states // Materials Science and Engineering A. 1991. -V. 133.-P. 726−729.

11. Ponyatovsky E.G. and Barkalov O.I. Pressure-induced amorphous phases (a Review)//Materials Science Reports. 1992.-V. 8.-P. 147−191.

12. Antonov V.E., Arakelyan A.E., Barkalov O.I., Gurov A.F., Ponyatovsky E.G., Rashupkin V.l. and Teplinsky V.M. Bulk amorphous Zn-Sb under normal and high pressures: phase transformations and relaxation phenomena // J. Alloys and Compounds. 1993.-V. 194.-P.279−285.

13. Barkalov O.I., Ponyatovsky E.G. and Antonov V.E. Solid state amorphization of the GaSb high pressure phase // J. Non-Crystalline Solids. 1993.-V. 156−158. p. 544−546.

14. Barkalov O. L Metal-semiconductor transition in bulk amorphous Zn-Sb alloy under high pressure // J. Non-Crystalline Solids. 1993.-V. 156−158.-P. 760−762.

15. Antonov V.E., Barkalov O.I. and Kolyubakin A.I. Electric properties of bulk amorphous semiconductor ZiLnSbsQ // J. Non-Crystalline Solids. 1994.-V. 176. -P. 58−62.

16. Barkalov O.I., Kolesnikov A.I., Ponyatovsky E.G., Dahlborg U., Delaplane R. and Wannberg A. Neutron diffraction study of bulk amorphous Zn4iSb59 // J. Non-Crystalline Solids. 1994.-V. 176.-P. 263−270.

17. Aronin A.S., Barkalov O.I. and Ponyatovsky E.G. Transmission electron microscopy of Zn4ISb59 quenched high-pressure phase amorphized by solid-state reaction // J. Non-Crystalline Solids. 1995.-V. 189.-P. 138−140.

18. Antonov V.E., Barkalov O.I. and Ponyatovsky E.G. Crystal-to-amorphous phase transformation of the Ga-Sb high-pressure phase // J. Non-Crystalline Solids. 1995 .-V. 192& 193 .-P. 443−446.

19. Barkalov O.I., Aronin A.S., Abrosimova G.E. and Ponyatovsky E.G. Formation and structural evolution of the bulk amorphous Al32Ge68 alloy on heating // J. Non-Crystalline Solids. 1996.-V. 202.-P. 266−271.

20. Barkalov O.I., Kolesnikov A.I., Antonov V.E., Ponyatovsky, E.G., Dahlborg U., Dahlborg M. and Hannon A. Bulk amorphous Ga-Sb semiconductors prepared by thermobaric treatment: Formation and properties // Physica Status Solidi (b). 1996.-V. 198.-P. 491−496.

21. Antonov V.E., Barkalov O.I., Kolyubakin A.I. and Ponyatovsky E.G. ZnSb and GaSb bulk amorphous semiconductors: Transport properties. Physica Status Solidi (b). 1996.-V. 198.-P. 497−501.

22. Antonov V.E., Barkalov O.I., Ponyatovsky E.G. and Zavolovich S.A. Phase transformations of amorphous GaSb-Ge alloy at high pressures // High Pressure Research. 1997.-V. 15.-P. 201−220.

23. Dahlborg U., Calvo-Dahlborg M., Kolesnikov A.I., Barkalov O.I., Antonov V.E., Ponyatovsky E.G. Bulk amorphous Zn^Sbsg and GaSb studied by neutron diffraction // Materials Science and Engineering A. 1997.-V. 226−228. .p. 448−452.

24. Kolesnikov A.I., Dahlborg U., Calvo-Dahlborg M., Barkalov O.I., Ponyatovsky E.G., Howells W.S. and Harkunov A.I., Neutron diffraction study of bulk amorphous Al32Ge68 alloy//Phys. Rev.B. 1999.-V. 60.-P. 12 681−12 686.

25. Calvo-Dahlborg M., Dahlborg U., Barkalov O.I., Kolesnikov A.I., Ponyatovsky E.G., Hannon A.C. Neutron scattering study of bulk amorphous GaSb // Journal of Non-Crystalline Solids. 1999.-V. 244.-P. 250−259.

26. Баркалов О. И., Федотов В. К., Бескровный А. И., Петров М. Ю. Исследование твердофазной аморфизации фаз высокого давления в системах металл-полупроводник методами нейтронной и рентгеновской дифракции//Поверхность. 1999.-Т. 2.-С. 10−13.

27. Antonov V. Е., Barkalov О. I., Fedotov V. К., Harkunov A.I., Kolyubakin А. I., Ponyatovsky Е. G., Winzenick М. // Reversible phase transition between amorphous phases in the bulk Zn-Sb alloy under high pressures // Phys.Rev.B. 2000.-V.62.-No.5.-P. 3130−3135.

28. Antonov V.E., Barkalov O.I., Calvo-Dahlborg M., Dahlborg U., Fedotov V.F., Harkunov A.I., Hansen Т., Ponyatovsky E.G. and Winzenick M., Phase transformations of the amorphous Zn-Sb alloy under high pressures // High Pressure Research. 2000.-V. 17.-P. 261−272.

29. Kolesnikov A.I., Barkalov O.I., Calvo-Dahlborg M., Dahlborg U., Howells W.S. and Ponyatovsky E.G. Neutron diffraction and reverese Monte Carlo study of bulk amorphous (GaSbbGe24 alloy // Phys.Rev. B. 2000.-V.62.-P. 9372−9377.

30. Kolyubakin A.I., Antonov V.E., Barkalov O.I., Gurov A.F., Harkunov A.I. Transport properties of bulk amorphous semiconductor Al32Ge68 // J. Non-Cryst. Solids. J. Non-Cryst. Solids. 2001.-V.289.-P. 30−36. Ф.

2.6 Заключение.

В системах Zn-Sb, Cd-Sb, Al-Ge определены составы ФВД, при которых массивный образец ФВД переходит в чисто аморфное состояние. Изменение состава на 1 ат.% приводило к тому, что образец помимо основной аморфной фазы содержал кристаллические включения одного из компонентов сплава. Для систем GaixSbx и (GaSb)ix-Gex было показано, что аморфное состояние достижимо в интервале концентраций 47.5< х <52.5 ат. % Sb и х< 30 ат. % Ge соответственно.

Методами дифференциальной сканирующей калориметрии и дилатометрии были определены тепловые и объемные эффекты аморфизации и кристаллизации фаз высокого давления, температурные интервалы устойчивости аморфного состояния. Наибольшей термической и механической стабильностью из исследованных аморфных материалов обладает сплав Ga38Sb38Ge24, он кристаллизуется при температурах выше 300 °C. Аморфный сплав Zn4iSb59 внутри интервала устойчивости аморфного состояния испытывает при нагреве два необратимых превращения, которые сопровождаются общим объемным эффектом 5%.

Судя по форме калориметрических и дилатометрических кривых процесс аморфизации ФВД в системах Ga-Sb, GaSb-Ge и Al-Ge является многостадийным процессом. Однако, для сплавов эквиатомного состава в системе Ga-Sb прямыми нейтронграфическими измерениями и промежуточными закалками было показано, что фаза высокого давления не испытывает фазовых превращений в процессе аморфизации. При аморфизации не было обнаружено также и существенного увеличения ширины рефлексов ФВД, что могло бы свидетельствовать о возникновении механических напряжений и/или деформаций в образце. Мы предполагаем, что обнаруженная многостадийность процесса аморфизации вызвана изменениями ближнего порядка аморфной фазы, происходящими при нагреве. Это предположение, в случае системы Ga-Sb косвенно подтверждается значительными изменениями формы ДСК кривых при изменении состава аморфизующейся фазы высокого давления.

Удельные объемы ФВД в системе Cd-Sb, определенные по дилатометрическим кривым аморфизации и кристаллизации и непосредственно из рентгенографических измерений совпадают в пределах ошибки измерений. Из этого мы заключаем, что твердофазная реакция, протекающая при нагреве закаленной ФВД, приводит к образованию аморфного сплава без нарушения сплошности массивного образца.

Глава 3. Структура массивных аморфных полупроводников.

3.1 Система Zn-Sb.

3.1.1 Просвечивающая электронная микроскопия.

Считается достаточно хорошо установленным, что классические аморфные материалы, получаемые скоростной закалкой расплава или осаждением паров, не имеют дальнего порядка, т. е. неупорядочены на атомном уровне [127]. Новые аморфные материалы, которые образуются из кристаллических фаз при твердофазных превращениях, некоторые авторы относят к микро и нанокристаллическим объектам. Однако, недавние исследования методом электронной микроскопии высокого разрешения показали, что аморфизованный под давлением а-кварц является истинно аморфным материалом [128].

Следует подчеркнуть, что нижний предел характерных размеров частицы твердого тела, для которой можно говорить об отсутствии трансляционного порядка, зависит от используемого структурного метода. Метод дифракции электронов имеет перед дифракцией рентгеновских лучей и нейтронов то преимущество, что оперирует на более тонкой шкале размеров. Поэтому главу, посвященную структурным исследованием, мы хотим начать именно с результатов, полученных методом просвечивающей электронной микроскопии.

Образец закаленной 5-фазы Zn4iSb59 (синтез 5-фазы описан в Главах 1 и 2) нагревали от температуры жидкого азота до комнатной для достижения аморфного состояния. От аморфной таблетки на проволочной пиле отрезали пластинки толщиной 0.3 мм. Чтобы получить фольги для просвечивающей электронной микроскопии пластинки утончали электрохимическим методом в растворе фтористой и уксусной кислот. Образцы аморфного Zn4iSb59 оказались достаточно хрупкими, поэтому их зажимали в держателе образца между двумя медными сеточками. Держатель образца (GATAN) имеет низкотемпературную приставку, что позволяло охлаждать образец в колонне микроскопа ШОЬ-100СХ во время измерений до температуры ~ 220 К.

Светлопольное изображение образца и соответствующая ему картина электронной дифракции представлены на Рис. 44 (а) и ©. Нет никаких признаков присутствия кристаллической фазы в образце. На дифрактограмме присутствуют лишь диффузные галло, характерные для аморфной фазы. Волновые вектора обоих галло соответствуют волновым векторам максимумов на нейтронограммах, полученных от массивного аморфного 2п418Ь59 [129]. Микрофотография и дифрактограмма похожи на те, что наблюдались ранее для металлических стекол, получаемых закалкой из расплава [130]. Мы приходим к выводу, что исследованный образец сплава 2п415Ь59 является аморфным.

Нагрев образца электронным пучком во время измерений приводит к кристаллизации облученной части образца (Рис. 44(Ь)).

Рис. 44. Микрофотографии аморфного сплава гщ^Ьз? (а) и таже область образца после кристаллизации (Ь) — соответствующие картины электронной дифракции © и (с1).

Образование кристаллических зерен ZnSЪ показано на электронограмме, Рис. 44(с1). Кристаллизация образца происходит очень быстро, и за движением фронта кристаллизации невозможно проследить глазом. На Рис. 44(Ь) и 1(с1) показаны структура и дифрактограмма той же области образца, что и на Рис. 44(а) после 1 минуты наблюдения. Кристаллизация аморфной фазы в системе гп-БЬ сопровождается значительным выделением тепла, 6.7 кДж/моль (см. Главу 2). При достаточно низкой теплопроводности полупроводниковой аморфной матрицы такое тепловыделение будет приводить к дополнительному нагреву участка образца, облученного электронным пучком, и кристаллизации окружающей его аморфной матрицы.

3.1.2 Дифракция нейтронов Структурный фактор аморфного 2м418в59.

Образцы фазы высокого давления (8) состава 2114⁵⁹ в форме таблеток диаметром 7 мм и 2 мм высотой были синтезированы из сплава того же состава при Р=1 ГПа и Т=623 К.

Рис. 45. Структурный фактор 5(0 аморфного гщ^Ьэя. Сплошной линией показан экспериментальный спектр, а пунктиром дана подгонка по методу МССИ (см. текст).

— 1.

О 2 4 6 8 10 а, А" 1.

После термобарической закалки таблетки 8-фазы нагревали до комнатной температуры и подвергали рентгеновскому анализу, который подтвердил аморфное состояние каждой таблетки.

На Рис. 45 представлен структурный фактор S (Q) аморфного ZiLnSbsc,. Он был получен из экспериментальной дифракционной картины после введения поправок с помощью пакета программ, разработанного в Студсвике (см. [60]). Как видно из Рис. 45, спектр в дополнение к аморфной компоненте содержит и кристаллическую компоненту. Ее вклад невелик и кривую S (Q) можно обрабатывать. Точная идентификация слабых Брэгговских пиков достаточно сложна, но большинство из них относятся к рефлексам от избыточного Zn .

Цинк и сурьма рассеивают нейтроны в основном когерентным образом (tfcoh = 4.054 b, ginc=0.077 b для Zn и стсоь=3.999 b, ainc = 0.3 b для Sb (b = барн) [59]). Заметим, что acoh являются почти одинаковыми для обоих компонентов, т. е. вносят в S{Q) одинаковый вклад и являются неразличимыми для нейтронов.

Функция радиального распределения аморфного Zn41Sb59 и ближний порядок сплава.

Функция радиального распределения (RDF), g®, аморфного ZrunSbsg была рассчитана с помощью обратного метода (MCGR) (см. [60]). Суть этого метода заключается в следующем, в реальном пространстве генерируется некоторая функция g® (причем ограничения в r-пространстве отсутствуют). Ее изменяют случайным образом методом Монте Карло и ее фурье-образ сравнивают с экспериментальным структурным фактором ?(<2). Процедуру останавливают, когда различие между экспериментальным и расчетным S (Q) не превышает требуемой величины. При этом минимально допустимое расстояние между атомами задается как параметр системы. При переходе от r-пространства к^{-пространству} не возникает проблем с обрывов функции, как это имеет место при прямом переходе от экспериментального^{-пространства} к r-пространству. Поэтому рассчитанная по методу MCGR функция g® равна нулю вплоть до заданного минимально допустимого расстояния между атомами. 2 1.

Р5 О 0.

— 1 О 5.

10 15.

К, А.

Рис. 46. Средняя функция радиального распределения g® аморфного Хп418Ь59, полученная по методу МСвИ (см. текст).

Аппроксимация экспериментального 5(0 спектра по методу МСвЯ дана на Рис. 45 пунктирной линией. Линия аппроксимации совпадает с экспериментальными точками в пределах погрешности измерений за исключением областей, где имеется небольшой вклад от рефлексов кристаллической фазы. Кривая g® дана Рис. 46. На ней имеется четкий первый пик, которому соответствует координационное число 4.7. Эта величина сравнима с координационным числом равновесного кристаллического соединения 2п8Ь.

Для стекол существует эмпирическое правило, согласно которому локальная атомная конфигурация в стекле похожа на атомную конфигурацию по крайней мере одной из кристаллических форм этого материала [131]. В кристаллическом Еп8Ь каждый атом окружен четырьмя атомами, причем один из этих атомов является атомом того же типа, что и центральный, а три других — это атомы другого типа. Расстояния от центрального атома до вершин тетраэдра лежат в интервале между 2.6 и 2.8 А. Кроме того, за пределами тетраэдра имеется атом другого типа на расстоянии около 2.9 А от центрального. Другие межатомные расстояния равны соответственно 3.6, 4.0, 4.2, 4.4−4.6, 5.1 и 5.3 А. Для наглядности на Рис. 47 часть элементарной ячейки соединения ZnSb. Происхождение пиков RDF (Рис. 46) при 2.8, 3.6, 4.2, 4.7 и 5.3 А можно объяснить, предположив, что ближний порядок в аморфном сплаве похож на локальный порядок атомов в кристаллическом ZnSb.

Из сказанного выше мы заключаем, что локальная атомная конфигурация в массивном аморфном сплаве Zn4iSb59 является тетраэдрической, но тетраэдры искажены и проникают один в другой (центральный атом каждого тетраэдра является также вершиной другого, см Рис. 47).

Рис. 47. Локальное атомное расположение атомов в структуре кристаллического ZnSb.

Этот тип ближнего порядка для аморфных веществ ранее не наблюдался. Следует заметить, что функция g{r) (Рис. 46) имеет достаточно сложную 1 7 см. [82]). ® — атомы Zn ® — атомы Sb. структуру в отличие от g® других аморфных полупроводников с локальной тетраэдрической координацией [132]. Более того, разрешение в г-пространстве, доступное в данном эксперименте, ограничено (из-за малого omax=10 A" 1) величиной Аг=27г/ Qmax~0.6 А, и можно ожидать, что при лучшем разрешении будет наблюдаться еще более сложная структура g®. В частности, по аналогии с кристаллическим ZnSb можно ожидать расщепления первого пика RDF.

Моделирование структуры аморфного Zn41Sb59 методом обратного Монте Карло.

Для моделирования атомной структуры аморфного Zn4iSb59 был применен метод обратного Монте Карло (Reverse Monte Carlo, RMC). Подробно этот алгоритм описан в работе Макгреви и Хова [133]. Методика RMC в многом похожа на стандартный Metropolis Monte Carlo анализ, но в отличие от последнего минимизируется не энергия, а различие между экспериментальным и расчетным структурным фактором. В этом методе моделируются положения определенного количества атомов, находящихся в ограниченном пространстве (т.н. «коробке»). Для вычисления парных корреляционных функций g® и структурного фактора используются периодические граничные условия. Случайные перемещения атомов производят до тех пор, пока не будет достигнуто согласие, в пределах погрешности измерения, между расчетным S (Q) и экспериментальными данными. В качестве критерия соответствия расчетного структурного фактора Scai (Q) экспериментальным данным была выбрана величина определяемая по следующему выражению т i=i где суммирование производится по всем т экспериментальным точкам, каждая из которых имеет ошибку a (Q[). Затем случайно выбранный атом смещали случайным образом при соблюдении наложенных ограничений. Максимальная величина смещения составляла 0.05 A. Если новое вычисленное значение было меньше предыдущего, то такое смещение принималось, в противном случае ему приписывалась вероятность ехр[-(^л2ен, — Хыл)^- Затем случайным образом выбирали следующий атом, и процедуру повторяли до тех пор, пока не достигали требуемого согласия между расчетным и экспериментальным структурными факторами.

Как и в методе МСвЯ минимально допустимое расстояние между атомами задается как параметр расчета. Поэтому КМС дает g®, равные нулю при г меньших минимального. Конечная атомная конфигурация сохраняется, полученная трехмерная структура может быть использована для различных физических оценок.

Для 11МС моделирования в качестве исходных использованы две различные атомные конфигурации. В первой атомы располагали чисто случайно, а во второй они находились в позициях кристаллической решетки соединения 2п8Ь [82], необходимого состава 2114⁵⁹ добились, заменив случайным образом часть атомов цинка на атомы сурьмы. В дальнейшем первую модель мы будем называть «случайной», а вторую «кристаллической». В проведенных расчетах моделировалось положение 3456 атомов, что в случае кристаллической модели соответствовало блоку из 6x6x6 элементарных ячеек. Обе модели позволили добиться одинаково хорошего соответствия с экспериментальными данными и дали то же общее координационное число, что и метод МСОЯ. Парциальные функции радиального распределения gy®, полученные для «случайной» модели почти не отличались друг от друга.

Атомная конфигурация, полученная из «кристаллической» модели обладает высокой степенью химического порядка, показанные на Рис. 48 парциальные функции радиального распределения отличаются друг от друга. Видно, что первый пик ЯВГ расщеплен.

— 1−1-——-1—,-,.

0−0 5.0 10.0 15.0 20.0 Г.

Рис. 48 Парциальные функции радиального распределения g? j®, рассчитанные для аморфного Хп418Ь59 по методу ЫМС для «кристаллической» модели: -, Хп-Хп;

——, гп-вЬ-.БЬ-БЬ.

На Рис. 49 (а) и (Ь) показана проекция на плоскость Ьс плотности распределения атомов в кристаллической структуре соединения и для.

ЫМС расчета по «кристаллической модели соответственно. Атомная конфигурация сохранила в процессе моделирования дальний порядок исходной кристаллической структуры, но стала локально разупорядоченной. Среднеквадратичное смещение атомов равно 0.84 А, или около 30% от межатомного расстояния, и полученная «кристаллическая» структура является аморфной. Для «случайной» модели на проекциях аналогичных показанным на Рис. 49(Ь) для «кристаллической» модели никаких особенностей в распределении атомной плотности не наблюдается.

На Рис. 50 приведены для сравнения экспериментальный ?(0 и рассчитанный для кристаллического кластера с размером 6x6x6 элементарных ячеек. Последний был получен фурье-трансформацией соответствующей g®. Пульсации расчетного структурного фактора связаны с обрывом функции §-(г) для кристаллического кластера. Основные особенности экспериментального спектра и рассчитанного для кристаллического кластера Еп8Ь совпадают по положению. Это говорит о том, что локальное расположение атомов в обеих структурах должно быть похожим. Рис. 50 наглядно показал, что линейный размер кристаллических кластеров, если такие и существуют, должен быть достаточно малым, около двух элементарных ячеек, в противном случае пики расчетного структурного фактора будут гораздо уже экспериментальных. По полуширине первого пика структурного фактора можно рассчитать, используя формулу Шеррера Лх1=2я/Д<2ь корреляционную длину Дхь т. е. характерный размер упорядоченной области. В нашем случае Ах= 11 А, что типично для аморфных материалов.

Следует подчеркнуть, что моделирование по методу ЯМС является чисто математической процедурой. Она позволяет генерировать атомные конфигурации, структурный фактор которых достаточно хорошо аппроксимирует экспериментальную зависимость 8(0). На систему при таком моделировании не накладывается никаких жестких ограничений (в особенности, нет минимизации энергии). Для выбора правильного решения, следовательно, необходимы дополнительные соображения.

Как говорилось выше, для моделирования по методу ЯМС в качестве исходных были использованы две различные атомные конфигурации, первая полностью неупорядоченная и вторая — кристаллическая. Конечная атомная конфигурация во втором случае сохраняла дальний порядок исходного кристалла. Несмотря на такое существенное различие, обе модели могут иметь физический смысл, но соответствовать различным механизмам твердофазной аморфизации.

Можно представить себе такой механизм аморфизации, при котором беспорядок создается путем хаотического смещения атомов вблизи их равновесного положения в кристаллической решетке (вызванного облучением или пластической деформацией). Дальний порядок исходной кристаллической фазы будет при этом нарушен, но не исчезнет полностью. Для такого типа превращений «кристаллическая» модель представляется вполне применимой. гесИоп сИ (0.000, 1.000, 0.000).

Океаюп о" (0.000,1.000, 0.000).

Рис. 49. Проекции атомной плотности для атомов и 8Ь на плоскость Ьс (верхние и нижние рисунки соответственно) элементарной ячейки: (а) кристалл 7п8Ь и (Ь) результат 1ШС моделирования по «кристаллической» модели для образца гп418Ь59. Заселенность показана с помощью шкалы «черный — белый», черным символам соответствует коэффициент заполнения равный 1, а белым символам нулевая заселенность. Атомы Ъп и 8Ь не различаются.

Твердофазные превращения такого типа не должны приводить к существенному изменению ближнего порядка, и объемный эффект таких реакций будет небольшим. Как было показано в [134, 135] при облучении интерметаллических соединений ионами Кг критическая величина роста параметров решетки необходимая, для того, что бы вызвать аморфизацию составила 1−2%. Перед резким переходом в аморфное состояние [136, 137] при гидрировании поликристаллов Si and Zr3Al наблюдался рост параметров о .

Q, А" .

Рис. 50. Структурный фактор аморфного Zn4lSb59, — экспериментальные данные;

——рассчитанный путем фурье-трансформации g® кристаллического кластера размером 6x6x6 элементарных ячеек (см. текст).

В случае твердофазной аморфизации фазы высокого давления гщ^!^ происходит увеличение удельного объема на величину около 20%, что вызвано переходом металлического кристалла в полупроводниковую аморфную фазу. Кроме того, превращение происходит при относительно низкой температуре, 200 К (см. [76]). Превращение этого типа сопровождается изменением типа межатомной связи и ближнего порядка, что приводит к разрушению дальнего порядка исходной металлической фазы высокого давления. Это превращение происходит при температуре достаточно низкой, чтобы была возможна диффузия на большие расстояния, и происходил рост зерен равновесной кристаллической фазы, и приводит к образованию чисто аморфного сплава. Поэтому результаты расчета по «случайной» модели представляются более предпочтительными в случае массивного аморфного сплава 2114⁵⁹.

1. Buckel W., Hilsch R., 1. fluence of low-temperature condensation on the electric resistance and superconductivity of various metals // Z. Physik. 1954.-V. 13 8.-P. 109−120.

2. Buckel W. Electrom diffraction photographs of thin metal layers // Z. Physik. 1954.-V. 138.-P. 136−150.

3. Klement Jr. W., Willens R. H., Duwez P. Non-crystalline structure in solidified gold-silicon alloys//Nature. 1960.-V. 187.-No. 4740.-P. 869−870.

4. Oesterreicher H., Clinton H., Bittner H. Hydrides of lanthanium-nickel compounds//Mater. Res. Bull. 1976.-V. 11.-P. 1241−1247.

5. Diepen van A. M., Buschow K. H. J. Hydrogen in CeFe2 and THFe2 Solid State Commun. 1977.-V. 22.-P. 113−115.

6. Yeh X. L., Samwer and K. Johnson W. L. Formation of an amorphous metallic hydride by reaction of hydrogen with crystalline intermetallic compounds a new method of synthesizing metallic glasses // Appl. Phys. Letters. 1983.-V.42-P. 242−245.

7. Schwarz R. B., Petrich R. R., Saw C. K. The synthesis of amorphous nickeltitanium alloy powders by mechanical alloying // J. Non-Cryst Solids. 1985.-V. 76.-No. 2−3.-P. 281−302.

8. Koch C. C., Cavin O. B., McKamey C, G., Scarborough J. O. Preparation of amorphous nickel-niobium (Ni6oNb40) by mechanical alloying // Appl. Phys. Letters. 1983.-V.43.-P. 1017−1021.

9. Schwarz R. B., Johnson W. L. Formation of an Amorphous Alloy by Solid-State Reaction of the Pure Poly crystalline Metals // Phys. Rev. Letters. 1983.-V. 51.-No. 5.-P. 415−418.

10. Howe L. M., Ramville M. H. A study of irradiation behavior zirconium-aluminium (Zr3Al) // J. Nucl. Mater. 1977.-V. 68. -P. 215−234.

11. Ponyatovsky E.G. and Barkalov O.I. Pressure-induced amorphous phases // Materials Science Reports. 1992.-V. 8.-P. 147−191.

12. Johnson W.L. Thermodynamic and kinetic aspects of the crystal to glass transformations in metallic materials // Progr. Mater. Sci. 1986.-V. 30.-P. 81 134.

13. Samwer K., Amorphization in solid metallic systems // Phys. Reports. 1988. -V. 161.-N. l.-P. 1−41.

14. Weaber A.W., Bakker H. Amorphization by ball milling. A review. // Physica B. 1988.-V. 153.-P. 93−135.

15. McDonald T. R. R., Sard R., Gregory E. Retention of GaSb (II) at low temperatures and one atmosphere pressure // J. Appl. Phys. 1965.-V. 36.-P. 1498−1499.

16. Миколайчук А. Г., Дутчак Я. И. Строение тонких пленок GaSb в аморфном состоянии//Кристаллография. 1964.-Т. 9. № 1.-С. 106−108.

17. Brixner L. Н. tc-GMO: Another modification of Gd2(Mo04)3 // Mater. Res. Bull. 1972.-V. 7.-P. 879−882.

18. Belash I. Т., Ponyatovsky E. G. Phase transformations in the Zn-Sb system at pressures up to 90 kbar // High Temp.-High Pressures. 1975.-V. 7.-P. 523−526.

19. Mishima O., Calvert L. D., Whalley E. «Melting ice» I at 77 К and 10 kbar a new method of making amorphous solids //Nature. 1984.-V. 310.-P. 393−395.

20. Ghocrnley J. A., Hochoudel C. J. Amorphous ice: density and reflectivity // Science. 1971.-V. 171.-No. 3966.-P. 62−64.

21. Mishima O., Calvert L. D., Whalley E. An apparently first-order transition between two amorphous phases of ice induced by pressure // Nature. 1985.-V. 314.-P. 76−78.

22. Корсунская И. А., Каменецкая Д. С., Аптекарь И. JI. Применение модели двух уровней к расчету фазовой Т-р диаграммы углерода. // ДАН СССР. 1972.-Т. 204.-№ 4.-С. 910−912.

23. Thiel van М., Ree F. Н. High-pressure liquid-liquid phase change in carbon // Phys. Rev. B. 1993.-V. 48.-No. 6.-P. 3591−3599.

24. Glosli J. N., Ree F. H. Liquid-liquid phase transformation in carbon // Phys. Rev.1.tt. 1999.-V.82.-No. 23.-P. 4659−4662.

25. Аптекарь Л. И. Фазовый переход в некристаллических германии и кремнии // ДАН СССР. 1979.-Т. 249. № 5.-С. 1099−1103.

26. Аптекарь И. Л., Понятовский Е. Г. К тории изоморфного превращения и критического перехода церия // ДАН СССР. 1967.-Т. 173. № 4.-С. 851−854.

27. Аптекарь И. Л., Понятовский Е. Г. К теории изоморфизма церия. I. Равновесная фазоваяр-Т диаграмма // ФММ. 1968.-Т. 25.-В. 5.-С. 777−786.

28. Аптекарь И. Л., Понятовский Е. Г. К теории изоморфизма церия. И. Особенности некоторых физических свойств изоморфных фаз церия // ФММ. 1968.-Т. 25.-В. 6.-С. 1049−1057.

29. Bundy F. P. .//J. Chem. Phys. 1963.-V. 38.-No. З.-Р. 618-.

30. Бражкин В. В., Волошин Р. Н., Попова С. В. Переход полупроводник-металл в расплаве Se при высоком давлении // Письма ЖЭТФ. 1989. -Т. 50.-В. 9.-С. 392−394.

31. Brazhkin V. V., Voloshin R. N., Popova S. V., Umnov A.G. Nonmetal-metal transition in sulphur melt under high pressure // Phys. Lett. A. 1991.-V. 154.-No. 7, 8.-P. 413−415.

32. Brazhkin V. V., Popova S. V., Voloshin R. N. High-pressure transformations in simple melts // High Press. Res. 1997.-V. 15.-P. 267−305.

33. Umnov A.G., Brazhkin V. V., Popova S. V., Voloshin R. N. Presure-temperature diagram of liquid bismuth // J. Phys: Condens. Matter. 1992.-V. 4, 1427−1431.

34. Umnov A.G., Brazhkin V. V. High Temp.-High pressures, 25, 221 (1993).

35. Richet P. Superheating, melting and vitrification through decompression of high-pressure minerals//Nature. 1988.-V. 331.-P. 56−58.

36. Meade C. Hemley R. J., Mao H. K. High pressure X-ray diffraction of Si02 glass // Phys. Rev. Lett. 1992.-V. 69.-No. 9.-P. 1387−1390.

37. Smith K.H., Shero E. Chizmeshya A., Wolf G. H., The equation of state of polyamorphic germania glass: A two-domain description of viscoelastic response. //J. Chem. Phys. 1995.-V. I02.-No. 17.-P. 6851−6857.

38. Richet P., Gillet P. Pressure-induced amorphization of minerals: a review // Eur. J. Mineral. 1997.-V. 9.-P. 907−933.

39. Ruoff A. L., Ting L. Phase transitions in III-V compounds to megabar pressures // Annu. Rev. Mater. Sci. 1995.-V. 25.-P. 249−271.

40. Sharma S. M., Sikka S. K. Pressure induced amorphization of materials // Progr. Mater. Sci. 1996.-V. 40.-P. 1−77.

41. Синтетические сверхтвердые материалы, 3 т. T.l. Синтез сверхтвердых материалов // Под ред. Н. В. Новикова и др. Киев, Наукова думка. 1986. -280с.

42. Pistorlus C.W.F.T. Phase relations and structures of solids at high pressures //Progr.Sol.State Chem. 1976.-V.11.-P.1−151.

43. Циклис Д. С. Техника высоких давлений при высоких и сверхвысоких давлениях. М. Химия. 1976. -432с.

44. Антонов В. Е. Свойства фаз высокого давления в системах металл-водород. // Диссертация на соискание ученой степени доктора физ.-мат. наук. Черноголовка. 1984. 318 с.

45. Decker D.L., Jorgensen J.D., Young R.W. Press calibration at elevated temperatures. // High Temp.-High Pressures. 1975.-V.7.-No. 3.-P.331−340.

46. Ивахненко С. А., Понятовский Е. Г. О полиморфизме сурьмы при высоких давлениях. // ФММ. 1979.-Т.47. № 9.-С.1314−1316.

47. Антонова Т. Е. Белаш И.Т. Квазигидростатическая, ячейка высокого давления с малыми градиентами температуры. // Физ. техн. высоких давлений. 1981. № 5. С.85−88.

48. Ивахненко С. А. Изучение фазовых превращений в некоторых бинарных системах при давлениях до 80 кбар. // Автореферат диссертации на соискание ученой степени канд. физ.-мат. наук. Черноголовка. 1980. -19с.

49. Дегтярева В. Ф., Ивахненко С. А., Понятовский Е. Г. Кристаллическая структура и сверхпроводимость сплавов Pb-Bi после воздействия высокого давления. // ФТТ. 1978.-Т.20. № 2.-С.412−417.

50. Бойко A.A., Дегтярева В. Ф., Рабинькин А. Г. Рентгенографическое исследование метастабильных фаз в сплавах. // Пробл. техн. электродинамики. 1972.-Т.4. № 2.-С.226−227.

51. Баркалов И. М., Гольданский В. И., Рапопорт В. Б. Калориметрическое исследование кинетики радиационной полимеризации. // Докл. АН СССР.1965. Т. 161. № 8. С.1368−1370.

52. Каплан A.M., Кирюхин Д. П., Баркалов И. М., Гольданский В. И. Калориметрическое исследование радиационной полимеризации в твердой фазе. // Химия высоких энергий. 1969,-Т.З. № 5.-С.460−461.

53. Баркалов И. М., Кирюхин Д. П. Исследование полимеризации в твердых и вязких средах калориметрическим методом. // Высокомолек. соединения. 1980.-Т.22. № 4.-С.723−737.

54. Gray A. A simple generalized theory for the dynamic thermal measurements. // Analytical Calorimetry. -1968. Vol. 1.

55. O’Neil M. Measurement of specific heat function by DSC. // Analyt. Chem.1966.-Vol. 38, No. 10.

56. Pohl H., Prager M. Rechnergesteuertes Neutronenspektrometer SV 22 // Specielle Berichte der Kernforschungsauflage Julich. 1982.-No. 2. Oktober. S. 176.

57. Sears V.P. Thermal neutron scattering lengths and. cross sections for condensedmatter research. // Chalk River. Ontario, Canada KOJ 170. June. 1984. AECL-8490.

58. Delaplane R.G., Gronros M., Karlsson L-E., Wannberg A., Dahlborg U., in:

59. Progress Report from The Studsvik Neutron Research Laboratory 1990;91, S-61 182 Nykoping, Sweden, ed. U. Dahlborg, I. Ebbsjo and B. Holmqvist (Uppsala, 1992) p. 16.

60. Howells W.S., A Diffractometer for Liquid and Amorphous Materials at the.

61. SNS, RAL Report RAL-80−017 (1980).

62. Soper K., Howells W.S., Hannon A.C. ATLAS Analysis of Time-of-Flight.

63. Diffraction Data from Liquid and Amorphous Samples, RAL Report RAL-89−046. (1989).

64. Hannon A.C., Howells W.S., Soper A.K. ATLAS: A Suite of Programs for the.

65. Analysis of Time-of-flight Neutron Diffraction Data from Liquid and Amorphous Samples, in: Neutron Scattering Data Analysis 1990, ed. M.W. Johnson, IOP Conf. Series. 1990.-V. 107.-P. 193.

66. Otto J. W. A facility for high-pressure X-ray diffraction at HASYLAB. Nuclear1. struments and Methods in Physics Research A. 1997.-V. 384.-P. 552−557.

67. Mao H.K., Bell P.M., Shaner J.W., Steinberg D.J., Scpecific volume measurements of Cu, Mo, Pd, and Ag and calibration of the ruby R fluorescence pressure gauge from 0.06 to 1 Mbar. J. Appl. Phys. 1978.-V. 49.-No. 6.-P. 3276−3283.

68. Hovestereydt E., Parthe E., Benedeiet U., EUR 10 874 ENDIX — A computer program to simulate energy dispersive X-ray and synchrotron powder diffraction diagrams. Luxemburg: Office for official publications of the European Communities 1987, 52 p.

69. Buras В., Gerward L., Application of X-ray energy-dispersive diffraction for characterization of materials under high pressure. // Prog. Crystal Growth and Charact. 1989.-V. 18,-P. 93−138.

70. Ponyatovskii E. G., Belash I. T. Phase transformations in alloys of cadmium and zinc antimony at high pressures. 2. The Zn-Sb system // High Temperatures-High Pressures. 1977.-V. 9. N 6.-P. 645−650.

71. Белаш И. Т., Дегтярева В. Ф., Понятовский Е. Г., Ращупкин В. И. Новые промежуточные фазы и аморфное состояние в сплавах Cd-Sb и Zn-Sb после воздействия высоких давлений // ФТТ, 1987, т. 29, №° 6, с. 1788−1793.

72. Белаш И. Т., Понятовский Е. Г. Свойства фаз высокого давления в системах металл-водород//УФН. 1982.-Т. 137.-№ 4.-С. 663−705.

73. Хансен М., Андерко К. Структура двойных сплавов. М.: Металлургия. 1962, с. 1483.

74. Баркалов О. И., Белаш И. Т., Большаков А. И., Понятовский Е. Г. Калориметрическое исследование аморфизации и последующей кристаллизации фазы высокого давления в системе Zn-Sb // ФТТ. 1988.-Т. 30. -Вып. 9.-С. 2724−2727.

75. Barkalov O.I., Belash I.Т. and Ponyatovsky E.G. Amorphization of the quenched high pressure phases in Zn-Sb and Cd-Sb systems // High Pressure Research. 1990.-V.4.-P. 390−392.

76. Баркалов О. И., Белаш И. Т., Гантмахер В. Ф., Понятовский Е. Г., Теплинский В. М. Переход металл-диэлектрик при аморфизации метастабильной фазы в сиситеме Zn-Sb//Письма в ЖЭТФ. 1988.-Т. 48,-Вып. 10.-С. 561−564.

77. Kirkpatrick S. Percolation and Conduction // Rev. Mod. Phys. 1973.-V. 45.-N. 4.-P. 574−588.

78. Abeles В., Sheng P., Coutts M.D., Arie Y. Structural and electrical properties of granularmetal films//Adv. Phys. 1975.-V. 24.-No. 3.-P. 407−461.

79. Chui Т., Deutscher G., Liwienfebl P., McLean W.L. Conduction in granular aluminum near the metal-insulator transition // Phys. Rev. B. 1981.-V. 23.-N. 11.-P. 6172−6175.

80. Deutscher G., Palevski ARosenbaum R. In: Localization, interaction and transport phenomena, Eds. Bergmann G., Bruynseraede K. Springer Series in Solid-State Sciences, 61. Spinger, 1985, p. 108.

81. Морозов Ю. Г., Науменко И. Г., Петинов В. И. Токовое состояние в ансамбле малых сверхпроводящих частиц // ФНТ. 1976.-Т.2.-В. 8.-С. 987 996.

82. Almin К.Е. The crystal structure of CdSb and ZnSb // Acta Chem. Scandinavica. 1948.-V. 2.-P. 400−407.

83. Келоглу Ю. П., Федорко А. С. Рентгеноструктурный анализ сплавов системы ZnSb CdSb // ЖСХ. 1964.-Т. 5.-№ 2.-С. 236−241.

84. Belash I.T., Ponyatovskii E.G. Phase diagram of CdSb semiconductive compound to 80 kbar // High Temp. -High Pressures. 1974.-V. 6.-P. 241−244.

85. Aptekar I.L., Belash I.T., Ponyatovskii E.G., Phase transformations in alloys of cadmium and zinc antimony at high pressures. 1. The Cd-Sb system // High Temperatures-High Pressures. 1977.-V. 9.-N 6.-P. 641−644.

86. Barkalov O.I., Belash I.T., Gurov A.F. Thermally activated amorphization of the quenched high-pressure phase in the Cd-Sb system // Physica Status Solidi (a). 1989.-V. 115.-P. K19-K22.

87. Pearson W.B. Handbook of Lattice Spacings and Structures of Metals and Alloys.- Oxford: Pergamon Press, 1964. 1044p.

88. Phillips W.A. Thermal expansion of glasses // Amorphous Solids Low Temperature Properties. Topics in current physics. Vol. 24. Berlin: Springer,. 1981. -167p.-P. 53−64.

89. Ackerman R., May D., Potter R.C., Anderson A.C. Glassy behavior of crystalline solids at low temperatures. // Phys. Rev. B. 1981.-V.23.-No.8.-P. 3886−3893.

90. De Joreo J.J., Kanaak W., Meissner M., Pohl R.O. Low temperature properties of crystalline (KBr),.x (KCN)x: A model glass. // Phys.Rev. B. 1986.-V.34.-No. 12. P.8828−8842,.

91. Оскотский B.C. Об измерении функции распределения фононов с помощью когерентного рассеяния медленных нейтронов на поликристаллах в телесный угол. // ФТТ. 1967.-Т.9.-№ 2.-С.550−558.

92. Buchenau U. ILL Workshop on Dynamics of Disordered Materials. Grenoble, Sept. 26−28, 1988.

93. Sheweiss B.P., Renker В., Schneider В., Reichardt W. in: Superconductivity of dand /-band metals. NY-L., 1976. -426p.

94. Suck J.-B., Rudin H. in: Glassy Metals (eds. H. Beck, H.J.Guntherodt). Berlin, Springer. 1983.-317p.

95. Winterling G. Very low frequency raman scattering in vitreous silica. // Phys.Rev. B. 1975. V.12. No.6. P.2432−2440.

96. Nemanich R.J. Low-frequency inelastic light scattering from chalcogenide glasses and alloys. //Phys.Rev. B. 1977.-V. 16,-No. 4.-P.1655−1674.

97. Карпов В. Г. Паршин Д.А. Плотность состояний системы ангармонических осцилляторов в стеклах. // Письма в ЖЭТФ. 1963.-Т.38. № 11.-С.536−544.

98. Карпов В. Г., Клингер М. М., Игнатьев Ф. Н. Теория низкотемпературных аномалий тепловых свойств аморфных структур. // ЖЭТФ. 1983. Т.84. № 2. С.760−775.

99. Plakida N.M., Stamenkovic S., Vujicic G.M. The model description of neutron scattering by quasilocal vibrations and phonons in glasses. // Phys.stat.sol.(b). 1987.-V.144.-N0.2.-P. 537−542.

100. Maleev S.Y. Inelastic scattering of neutrons from two levels systems in glasses. //J.Phys. C. 1986.-V.19.-No.1 l.-P.1657−1664.

101. Barkalov O.I., Ponyatovsky E.G., Antonov V.E. Solid state amorphization of the GaSb high pressure phase // J. Non-Crystalline Solids. 1993.-V. 156−158.-P. 544−546.

102. Дегтярева В. Ф., Белаш И. Т., Понятовский Е. Г., Ращупкин В. И. Переход в аморфное состояние кристаллической фазы высокого давления GaSb // ФТТ. 1990.-Т. 32-№ 5.-С. 1429−1432.

103. Antonov V.E., Barkalov O.I., Ponyatovsky E.G. Crystal-to-amorphous phase transformation of the Ga-Sb high-pressure phase // J. Non-Crystalline Solids.1995.-V. 192&193.-P. 443−446.

104. Aleksandrova M.M., Blank V.D., Golobkov A.E., Konyaev Yu. S., Zerr A.Yu., Estrin E.I. Amorphization of gallium antimonide under the conditions of shear transformation under high pressure // Phys. Stat. Sol (A). 1988.-V. 104.-P. K29-K32.

105. Barkalov O.I., Kolesnikov A.I., Antonov V.E., Ponyatovsky, E.G., Dahlborg U., Dahlborg M., Hannon A. Bulk amorphous Ga-Sb semiconductors prepared by thermobaric treatment: Formation and properties // Physica Status Solidi (B).1996.-V. 198.-P. 491−496.

106. Гантмахер В. Ф., Зверев B.H., Теплинский B.M., Цыдынжапов Г. Э., Баркалов О. И. Аномальный сверхпроводящий отклик и безактивационноетунислирование в высокорезистивных метастабильпых состояниях GaSb // ЖЭТФ. 1993.-Т.104.-Вып. 3. -С. 3217−3231.

107. Тонков ЕЛО. Фазовые превращения соединений при высоком давлении. М.: Металлургия, 1988. 250 с.

108. М. В. Panish. The pseudobinary system Ge-GaAs, J. Electrochem. Soc- 113, 626(1966).

109. Antonov V.E., Barkalov O.I., Ponyatovsky E.G., Zavolovich S.A. Phase transformations of amorphous GaSb-Ge alloy at high pressures // High Pressure Research. 1997.-V. 15.-P. 201−220.

110. Olijnik H., Sikka S. K., Holzapfel W. B. Structural phase transitions in Si and Ge under pressures up to 50 GPa // Phys. Lett. 1984.-V. 103A.-P. 137−140.

111. Brazhkin V. V., Lyapin A. G., Popova S. V. Kalyaeva N. V. Preparation of a new class of semiconductors: bulk amorphous tetrahedral solid solutions Ge,.x (GaSb)x, //J. Mater. Sci., 1995.-V. 30.-P. 443−446.

112. Бражкин В. В., Демишев С. В., Косичкин Ю. В., Лунц Д. Г., Ляпин А. Г. Попова С. В., Случанко Н. Е., Фролов С. В. Аномалии структурных и электрофизических характеристик аморфного полупроводника a-GaSb:Ge //ЖЭТФ. 1993.-Т. 104.-№ 3(9).-С. 3126−3149.

113. Koster U. Metastabile Phasen in extrem schnell erstarrten AluminiumGermanium-Legierungen // Z. Metallkd. 1972. -Bd. 63. H. 8.-S. 472−479.

114. Kaufman M.J., Praser H.L. Characterization of metastable crystalline phases in the Al-Ge alloy system // Acta Metall. 1985.-V. 33. N 2.-P. 191−203.

115. Ojha S.N. Undercooling and metastable phase formation in Al-Ge alloys // Z. Metallkd. 1991.-V.82. No. l.-P. 41.-47.

116. Laoui Т., Kaufman M.J. Nonequilibrium behavior in the Al-Ge alloy system: Insights into the metastable phase diagram // Metal. Trans. A. 1991.-V. 22 A.-No. 9.-P. 2141−2152.

117. Deutscher G., Lereah Y. Phase separation by coupled singlecrystal growth and polycrystalline fingering in Al-Ge: Experiment // Phys. Rev. Lett. 1988.-V. 60. N 15.-P. 1510−1513.

118. Inoue A., Bizen Y., Kimura H.M., Masumoto Т., Sakamoto M. Compositional range, thermal stability, hardness and electrical resistivity of amorphous alloys in Al-Si (or Ge) transition metal systems // J. Mater. Sci. 1988.-V. 23.-P. 3640−3647.

119. Баркалов О. И. Аморфизация и динамические свойства метастабильных фаз высокого давления в системах Al-Ge, Zn-Sb и Cd-Sb: Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук.-Черноголовка, 1990.-18с.

120. Barkalov O.I., Chipenko G.V. Phase equilibria under high pressure in Al-Si, AlGe system // Proceedings of XI AIRAPT international conference 12−17 July 1987.-Kiev, 1989.-V.1.-P. 270−274.

121. Баркалов О. И. Аморфизация и динамические свойства метастабильных фаз высокого давления в системах Al-Ge, Zn-Sb и Cd-Sb. диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук.-Черноголовка, 1990. 156 с.

122. Barkalov O.I., Teplinsky V.M. and Gurov A.F. Solid state amorphization of quenched high pressure phase in Al-Ge system // High Pressure Research. 1992.-V. 9.-P. 173−175.

123. Ramachandrarao P., Scott M.G., Chadwick G.A. Constitution of rapidly solidisided Aluminium-Germanium alloys // Philos.Mag. 1972.-V. 25. -P. 961−982.

124. Cargill III G.S. Structure of metallic glasses // Solid State Physics / ed. H. Ehrenrich, F. Seitz and D. Turnbull.-New York: Academic Press, 1975. V. 30. -P. 227−320.

125. Winters R.R., Garg A., Hammack W.S. High-resolution transmission electron microscopy of pressure-amorphized alpha-quartz // Phys. Rev. Lett. 1992.-V. 69.-N. 26.-P. 3751−3753.

126. Barkalov O.I., Kolesnikov A.I., Ponyatovsky E.G., Dahlborg U., Delaplane R., Wannberg A. Neutron diffraction study of bulk amorphous Zn4iSbs9 // J. Non-Crystalline Solids. 1994.-V. 176.-P. 263−270.

127. Fukamachi M., Hoshimoto K., Yoshida H. Structure of amorphous Pd6oNi2oSi2o alloy // Scripta Metall. 1979.-V. 13.-No. 9.-P. 807−811.

128. Wagner C.N.J. Diffraction analysis of metallic, semiconductor and inorganic glasses // J. Non-Cryst. Solids. 1980.-V. 42.-No. 1−3.-P. 3−22.

129. Shevchik N.J., Paul W. The structure of tetrahedrally coordinated amorphous semiconductors//J. Non-Cryst. Solids. 1973/1974.-V. 13-P. 1−12.

130. McGreevy R.L., Howe M.A. RMC: Modeling disordered structures // Annu. Rev. Mater. Sei. 1992.-V. 22.-P. 217−242.

131. Rehn L.E., Okamoto P.R., Pearson J., Bhadra R. Grimsditch M. Solid-State Amorphization of Zr3Al: Evidence of an Elastic Instability and First-Order Phase Transformation // Phys. Rev. Lett. 1987.-V. 59.-N. 26.-P. 2987−2990.

132. Grimsditch M., Gray K.E., Bhadra R., Kampwirth R.T., Rehn L.E. Brillouin scattering study of lattice-stiffness changes due to ion irradiation: Dramatic softening in Nb3Ir// Phys. Rev. B. 1987.-V. 35.-N. 2.-P. 883−885.

133. Meng W.J., Faber J. Jr., Okamoto P.R., Rehn L.E., Kestel B.J., Hittennan R.L. Neutron diffraction and transmission electron microscopy study of hydrogeninduced phase transformations in Zr3Al // J. Appl. Phys. 1990.-V. 67.-N. 3.-P. 1312−1319.

134. Veprek S., Iqbal Z., Sarrot F.-A. A thermodynamic criterion of the crystalline-to-amorphous transition in silicon // Philos. Mag. B. 1982.-V.45.-No. l.-P. 137 145.

135. V.F.Sears. «Thermal-neutron scattering lengths and cross sections for condensed-matter research». Chalk River, Ontario, Canada KO J 1JO, June, 1984, AECL-8490.

136. W.I.F.David, M.W.Johnson, K.J.Knowles, C.M.Moreton-Smith, G.D.Crosbie, E.P.Campbelll, S.P.Graham and J.S.Lyall (1986) Rutherford Appleton Laboratory RAL-86−102.

137. Etherington G., Wright A.C., Wenzel J.T., Dore J.C., Clarke J.H., Sinclair R.N. A neutron diffraction study of the structure of evaporated amorphous germanium//J. Non-Cryst. Solids. 1982.-V. 48.-P. 265−289.

138. Ponyatovskii E.G., Degtyareva V.F. Specific features of T-C-P diagrams for binary systems of B-elements//High Pres. Research. 1989.-V. l.-P. 163−184.

139. Svab E., Kroo N., Ishmaev S.N., Sadikov I.P., Chernyshov A.A. High resolution neutron diffraction study on FesiB19 metallic glass // Sol. State Commun. 1982.-V. 44.-No. 8. -P. 1151−1155.

140. Kugler S., Pusztai L., Rosta L., Chieux P., Bellissent R. Structure of evaporated pure amorphous silicon: Neutron-diffraction and reverse Monte Carlo investigations //Phys. Rev. B. 1993.-V. 48.-N. 10.-P. 7685−7688.

141. Gilkes K.W.R., Gaskell P.H., Robertson J. Comparison of neutron-scattering data for tetrahedral amorphous carbon with structural models // Phys. Rev. B. 1995.-V. 51.-N. 18.-P. 12 303−12 312.

142. Gereben O., Pusztai L. Structure of amorphous semiconductors: Reverse Monte Carlo studies on a-C, a-Si, and a-Ge // Phys. Rev. B. 1994.-V. 50.-N. 19.-P. 14 136−14 143.

143. Soper A.K., Howells W.S., Hannon A.C. ATLAS Analysis of time-of-flight diffraction data from liquid and amorphous samples (Rutherford-Appleton Laboratory, UK, 1989).

144. Sears V.F.//Neutron News. 1992.-V. 3.-P. 29-.

145. Ashcroft N.W., Langreth D.C. Structure of Binary Liquid Mixtures. II. Resistivity of Alloys and the Ion-Ion Interaction // Phys. Rev. 1967.-V. 159.-N. 3.-P. 500−510.

146. Calvo-Dahlborg M., Dahlborg U., Barkalov O.I., Kolesnikov A.I., Ponyatovsky E.G. Small-angle neutron scattering study of amorphous GaSb // Journal of Non-Crystalline Solids. 2002. in press.

147. Calvo-Dahlborg M., Dahlborg U., Barkalov O.I., Kolesnikov A.I., Ponyatovsky E.G., Hannon A.C. Neutron scattering study of bulk amorphous GaSb // Journal of Non-Crystalline Solids. 1999.-V. 244.-P. 250−259.

148. McGreevy R.L., Pustai L. .//Mol. Simul. 1988.-V. l.-P. 359-.

149. Keen D.A., McGreevy R.L. Structural modeling of glasses ising reverse Monte Carlo simulation //Nature (London). 1990.-V. 344.-P. 423−425.

150. Hoppe U., Walter G., Barz A., Stachel D., Hannon A.C. The P-O lengths in vitreous P2O5 probed by neutron diffraction with high real-space resolution // J. Phys.: Condens. Matter. 1998.-V. lO.-No. 2.-P. 261−270.

151. Sapelkin A.V., Bayliss S.C., Lyapin A.G., Brazhkin V.V., Dent A.J. Structure of bulk amorphous GaSb: A temperature-dependent EXAFS study // Phys. Rev. B. 1997.-V. 56.-N. 18.-P. 11 531−11 535.

152. Weir S.T., Vohra Y.K., Ruoff L.A. Phase transitions in GaSb to 110 GPa (1.1 Mbar) // Phys. Rev. B. 1987.-V. 36.-N. 8.-P. 4543−4546.

153. San Miguel A., Polian A., Itie J.P. Structural investigation of the zincblend-/?tin transition for GaSb by in situ X-ray absorption spectroscopy // High Press. Res. 1992.-V. lO.-No. 1−2.-P. 416−419.

154. McMahon M.I., Nelmes R.J., Wright N.G., Allen D.R. Structure of GaSb to 35 GPa//Phys. Rev. B. 1994.-V. 50.-N. 17.-P. 13 047−13 050.

155. Баркалов О. И., Белаш И. Т., Дегтярева В. Ф., Понятовский Е. Г. Кристаллическое и аморфное состояния сплавов Al-Ge после приложения высокого давления // ФТТ. 1987.-Т. 29.-Вып. 7.-С. 1975;1978.

156. Yvon P.J., Schwarz R.B., Schiferi D., Johnson W.L. Covalent and liquid-like phases in Al-Ge alloys // Philos. Mag. Lett. 1995.-V. 72.-N 3-P. 167−174.

157. Walters J.K., Newport R.J. Reverse Monte Carlo modeling of amorphous germanium // Phys. Rev. B. 1996.-V. 53.-N. 5.-P. 2405−2410.

158. Walters J.K., Gilkes K.W.R., Wicks J.D., Newport R.J. Progress in modeling the chemical bonding in tetrahedral amorphous carbon // Phys. Rev. В. 1998.-V/ 58.-N. 13.-P. 8267−8276.

159. O’Malley В., Snook I., McCulloch D. Reverse Monte Carlo analysis of the structure of glassy carbon using electron-microscopy data // Phys. Rev. B. 1998.-V. 57.-N. 22.-P. 14 148−14 157.

160. McGreevy R.L. RMC progress, problems and prospects //Nucl. Instrum. and Methods A. 1995.-V. 354.-No. l.-P. 1−16.

161. Petkov V., Yunchov G. .//J. Phys.: Condens. Matter. 1994.-V. 6.-P. 10 885-.

162. Degtyareva V.F., Porsch F., E.G. Ponyatovskii E.G., Holzapfel W.B. Structural investigations of the amorphous alloy Al3oGe7o under high pressure // Phys. Rev. B. 1996.-V. 53.-N. 13.-P. 8337−8339.

163. Barkalov O.I., Schiwek A., Holzapfel W.B., in HASYLAB annual report 1998, edited by W. Laasch, G. Materlik, J.R. Schneider, H. Schulte-Schrepping (Hamburg, 1998), Part I, p. 689.

164. Мотт H., Дэвис Э. Электронные процессы в некристаллических веществах: 2е изд. в 2 т. Пер. с англ. -М. Мир, 1982.-658 с.

165. Демишев С. В., Косичкин Ю. В., Лунц Д. Г., Ляпин А. Г., Случанко Н. Е., Шарамберян М. С. Переход металл-изолятор в аморфном атимониде галлия. //ЖЭТФ. 1991.-Т. 100.-В. 2(8).-С. 707−724.

166. Бражкин В. В., Демишев С. В., Косичкин Ю. В., Лунц Д. Г., Ляпин А. Г., Попова С. В., Случанко Н. Е., Фролов С. В. Аномалии структурных иэлектрофизических характеристик аморфного полупроводника a-GaSb:Ge. //ЖЭТФ. 1993.-Т. 104.-В. 3(9).-С. 3126−3149.

167. Antonov V.E., Barkalov O.I., Kolyubakin A.I. Electric properties of bulk amorphous semiconductor ZrLuSbsg // J. Non-Crystalline Solids. 1994.-V. 176.-P. 58−62.

168. Фельц А. Аморфные и стеклообразные неорганические твердые тела: Пер. с нем. -М. Мир, 1986. 558 с.

169. Нагельс П. Электронные явления переноса в аморфных полупроводниках // Аморфные полупроводники: ред. М. Бродски: Пер. с англ. М. Мир, 1982.419 с.-С. 146−200.

170. Komiyo Н., Masutomo К., Fan H.Y. Optical and Electrical Properties and Energy Band Structure of ZnSb // Phys. Rev. 1964.-V. 133.-N. 6A.-P. A1679-A1684.

171. Fritzsche H. A general expression for the thermoelectric power // Solid State Commun. 1971.-V. 9.-No. 21.-P. 1813−1815.

172. Moliton A., Ratier B. .//Ann. Phys. (Paris). 1991.-V. 16.-P. 305-.

173. Antonov V.E., Barkalov O.I., Kolyubakin A.I., Ponyatovsky E.G. ZnSb and GaSb bulk amorphous semiconductors: Transport properties. Physica Status Solidi (B). 1996.-V. 198.-P. 497−501.

174. Kolyubakin A.I., Antonov V.E., Barkalov O.I., Gurov A.F., Harkunov A.I. Transport properties of bulk amorphous semiconductor Al32Ge68 // J. Non-Cryst. Solids. 2001.-V. 289.-P. 30−36.

175. Barkalov O.I. Metal-semiconductor transition in bulk amorphous Zn-Sb alloy under high pressure//J. Non-Ciystalline Solids. 1993.-V. 156−158.-P. 760−762.

176. Берман И. В., Брандт Н. Б. Переход диэлектрик-металл и сверхпроводимость в разупорядоченных веществах. Обзор. // ФНТ. 1990. -Т. 16. № 10.-С. 1227−1255.

177. Ponyatovsky E.G., Belash I.Т. and Barkalov O.I. Pressure-induced amorphous phases//J. Non-Crystalline Solids. 1990.-V.117/118.-P. 679−687.

178. Дегтярева В. Ф., Бдикин И. К., Хасанов С. С. Кристаллическое и аморфное состояния в сплавах Zn-Sb и Cd-Sb при высоком давлении // ФТТ. 1997.-Т. 39. № 9.-С. 1509−1512.

179. Понятовский Е. Г., Синицын В. В., Позднякова Т. А. Вторая критическая точка и низкотемпературные аномалии физических свойств воды // Письма ЖЭТФ. 1994.-Т. 60.-В. 5.-С. 352−356.

180. Ponyatovsky. Е. G., Pozdnyakova Т. A. The Т-Р phase diagrams of amorphous GaSb, InSb and InAs // J. Non-Cryst. Solids. 1995.-V. 188.-P. 153−160.

181. Koester L., Rauch H., Seymann E. Atomic Data and Nuclear Data Tables. 1991. -V. 49.-P. 65-.

182. Shimomura O., Minomura S., Sakai N., Asaumi K., Tamura K., Fukushima J. Endo H. Pressure-induced semiconductor-metal transitions in amorphous Si and Ge. //Phil. Mag. 1974.-V. 29.-No. 3.-P. 547−558.

183. Tamura K., Mushiage M., Endo H. Semiconductor-metal transition and structural modification in amorphous Se-Te mixtures under high pressure // in: Solid State Physics under Pressure, ed. S. Minomura. -Tokyo: KTK Scientific Publishers,-1985.-P. 291-?.

184. Asaumi K., Shimomura O., Minomura S. Pressure-induced structural transforamtions in amorphous InSb // J. Phys. Soc. Japan. 1976/-V. 41.-No. 5.-P. 1630−1635.

185. Antonov V.E., Barkalov O.I., Ponyatovsky E.G., Zavolovich S.A. Phase transformations of amorphous GaSb-Ge alloy at high pressures // High Pressure Research. 1997.-V. 15.-P. 201−220.

186. Brazhkin V. V., Lyapin A. G., Popova S. V. Kalyaeva N. V. Preparation of a new class of semiconductors: bulk amorphous tetrahedral solid solutions Ge!.x (GaSb)x, // J. Mater. Sci., 1995.-V. 30.-P. 443−446.

187. Дегтярева В. Ф., Понятовский Е. Г. Фазы высокого давления в сплавах 5-элементов-новый тип электронных фаз. // ФТТ. 1982.-Т. 24.№ 9.-С. 26 722 681.

188. В. К. Chakraverty. On the excess entropy of fusion of semiconducting and semimetallic elements // J. Phys. Chem. Solids. 1969.-V. 30.-No. 2.-P. 454−457.

189. Регель A. P., Глазов В. M. Структурные дефекты в расплавах полупроводников//ФТП. 1983.-Т. 17. № 10.-С. 1729−1747.

190. Понятовский Е. Г. Псевдокритическая точка на кривой плавления метастабильной фазы // Письма ЖЭТФ. 1997.-Т. 66. -В. 4.-С. 260−262.

191. Vaidya S. N. Theory of melting. I. Energy balance principle // Phys. Stat. Sol. (a). 1984.-V. 86. 565−571.

192. Vaidya S. N. Theory of melting. II. Relaxation model // Phys. Stat. Sol. (a). 1985.-V. 87. 181−186.

193. Vaidya S. N. Theory of melting. III. Nature of the molten glasses // Phys. Stat. Sol. (a). 1985.-V. 91. 37−43.