Нанослоистые композитные материалы на основе халькогенидного стекла и иодида серебра тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 02.00.21, кандидат наук Кочемировская Светлана Валерьевна

• Кочемировская Светлана Валерьевна
• кандидат наук
• 2017

Оглавление диссертации кандидат наук Кочемировская Светлана Валерьевна

Введение

1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР

1.1. Разработка твердых электролитов, основные результаты

1.2. Межфазные взаимодействия в ТЭ. Гомофазные и гетерофазные поликристаллы

1.3. Твердый электролит Agi, его свойства и способы повышения проводимости композитных материалов на его основе

1.4. Лазерная абляция, как один из перспективных методов получения композитных твердых электролитов

2. ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ

2.1. Методы синтеза исследуемых образцов

2.2. Методы исследования структуры и свойств получаемых образцов

3. ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

3.1. Постановка задачи исследования

3.2. Оптимизация состава стеклообразного компонента композитного материала

3.3. Исследование тонких пленок стеклообразной системы GeSe2-Sb2Se3-AgI, полученных методом лазерной абляции

3.4. Исследование структуры тонких пленок Agi, полученных методом лазерной абляции

3.5. Исследование свойств нанослоистых композитных материалов (GeSe2-Sb2Se3-AgI) - АgI

3.6 Влияние толщины слоев Agi на температуру фазового перехода

3.7. Квантовохимические расчеты тонких слоев Agi

4. ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

Список литературы

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Нанослоистые композитные материалы на основе халькогенидного стекла и иодида серебра»

Введение

Разработка новых типов твердофазных ионных проводников является одной из самых актуальных научных задач, направленных на создание материалов для инфраструктуры солнечной генерации электроэнергии, химических и электрохимических сенсоров для жидких и газообразных сред, микроэлектроники.

Для успешного решения практических задач требуется создать материалы, обладающие ионным переносом заряда и, одновременно, имеющие высокие значения параметров электропроводности, сопоставимые с электропроводностью жидких сред.

Особый научный и практический интерес представляют, так называемые, суперионные проводники (СИП) [1], в которых сочетаются большая величина ионной проводимости в твердом состоянии, выше 10-3 Ом-1см-1 , и низкие значения энергии активации ионного переноса Еа<0.4 эВ.

Основной научно-технической проблемой данной области знаний является возможность создания СИП, сохраняющих свои уникальные электрические свойства при нормальных условиях, т.е. не требующих дополнительных расходов энергии для поддержания рабочей области температур. Здесь, одним из самых перспективных направлений разработки новых твердых электролитов, является создание композитных материалов. Для таких материалов огромное значение имеют межфазные взаимодействия, которые обеспечивают, иногда, аномально высокую подвижность ионов -переносчиков заряда и придают композитному материалу электрические свойства, сопоставимые с материалами, обладающими ионным переносом в жидких средах. Эти свойства композитных материалов и определяют для ионики твердого тела актуальность изучения процессов, происходящих на границе раздела твердых фаз.

Дальнейшее продвижение в этой области исследований требует разработки дополнительных теоретических представлений, объясняющих природу такого переноса. Создание соответствующей теории и практики может обеспечить существенное продвижение в деле создания высокоэффективных тонкоплёночных аккумуляторов, новых поколений топливных элементов, а также высокочувствительных электрохимических сенсоров для аналитической химии.

Задачей настоящего исследования является разработка нового метода синтеза тонкопленочных многослойных высокопроводящих ионных материалов и создание с его помощью класса проводников, способных достигать параметров суперионного переноса уже при температурах, близких к 20 оС. Одним из наиболее перспективных материалов для такой цели является иодид серебра, а также системы на его основе.

1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР 1.1. Разработка твердых электролитов, основные результаты

Твердые кристаллические, аморфные или композитные вещества, обладающие электропроводностью, сопоставимою по величине с полупроводниковыми, в которых перенос заряда полностью или частично осуществляется ионами называются твердыми электролитами.

Классические представления о миграции ионов в твердотельной кристаллической матрице связаны с возможностью формирования дефектов кристаллической решетки по Шоттки и Френкелю [2]. Существует большое количество моделей и теорий, которые объясняют причину того, что ионизированный атом под действием электрического поля покидает позицию в пространственной кристаллической или аморфной структуре и начинает мигрировать, участвуя в переносе заряда.

Очевидно, что для реализации такого процесса необходим ряд термодинамических условий, суть которых, в общем случае, сводится к понижению свободной энергии выхода атома в силу особенностей пространственного строения среды и специфики областей распределения зарядов в координационной сфере такого атома.

Все твердые электролиты, в соответствии с величиной электропроводности и структурно-химическими особенностями строения могут быть разделены на две большие группы:

1. Те, в которых ионная проводимость вызвана чисто структурным разупорядочением, т.е. те, у которой основной причиной ионного переноса является дисбаланс между количеством ионов и количеством узлов в кристаллической решетке, которые они могли бы занимать. Это позволяет иону при перемещении из одного узла в другой «выбирать» переход с наименьшей величиной потенциального барьера [1]. К кристаллам такого типа относятся Agi, Ag4RbI5, Ag2S, LiI и т.д. В настоящее время обнаружено

большое количество таких кристаллов, их поиск, тем не менее интенсивно ведется дальше.

2. Вещества, ионная проводимость которых обеспечивается высокой концентрацией гетеровалентных примесных ионов. Например, твердый раствор ЬаБ3 в СаЕ2. Ионы La3+ встраиваются в подрешетку Са2+. Для компенсации избыточного катионного заряда происходит разупорядочение подрешентики анионов F". Если удается создать сильно нестехиометрический гетеровалентный твердый раствор, то в нем будет наблюдаться высокая ионная проводимость по ионам F-.

Таким образом, регулярная или нерегулярная структурная разупорядоченность твёрдого материала является необходимым условием появления в нем ионной проводимости.

Первостепенную роль при возникновении СИП играют кооперативные эффекты. Возможность перехода фазы в суперионное состояние обусловлена разупорядочением одной из подрешеток таким образом, что число доступных позиций в кристаллической решетке становится больше числа самих ионов. Показано, что такая возможность появляется, если переход ионов в междоузлия выгоден не только по энтропийным соображениям, но и вследствие «коллективного» взаимодействия (притяжения) между ионами, которое связано с косвенным взаимодействием дефектов решетки через поле упругих деформаций кристалла [3]. В свете этого, наиболее резонными выглядят представления о механизмах суперионной проводимости, основанные на моделях коллективного взаимодействия. Такие, например, как движение «кулоновской жидкости» подвижных ионов через кристаллический остов [47] или представления о прыжках ионов в электрическом поле кристаллической решетки, создаваемом электронными облаками атомов в ее узлах [8].

Современным, активно развивающимся методом создания

структурной разупорядоченности кристалла с повышением, на порядки,

6

ионнной составляющей проводимости, являются всевозможные виды аморфизации как монолитных образцов, так и пленок на их основе. Потенциальным преимуществом аморфных материалов перед кристаллическими является изотропность основных свойств пространственной решетки атомов, отсутствие препятствий ионному переносу в виде фазовых границ, двух- и трехмерных дефектов кристаллической решетки, а также возможность в широких пределах варьировать состав матрицы без значительных структурных трансформаций

[9].

Иллюстрацией этого является тот факт, что большое количество твердых электролитов создано на основе стеклообразных материалов с добавлением электроактивных примесей. Стеклообразные материалы можно считать условно сильно разупорядоченными кристаллами, степень разупорядочения которых такова, что в нем отсутствует дальний порядок, а присутствует только первая координационная сфера центрального атома. Стекла с ионной проводимостью состоят из соединения - стеклообразователя (например, БЮ2, В203, А1203 и др.) и модификатора (в т.ч. №20, К20, Л§20 и т.п.). Стеклообразователь формирует сетку стекла, а катионы модификатора располагаются в пространстве между мостиковыми и не мостиковыми атомами кислорода, слабо связаны с разупорядоченной сеткой и способны мигрировать под действием электрического поля [1].

Из числа стеклообразных твердых электролитов особый интерес представляют халькогенидные стекла. Иодид серебра в составе халькогенидных стекол формирует большие области стеклообразования, общая проводимость которых определяется, главным образом, ионным вкладом по А§+ [10,11].

Различные модели проводимости аморфных материалов исходят из

того, что либо все катионы [12], либо только те, которые связаны с

немостиковым кислородом [13,14] участвуют в ионной проводимости

7

материала. Температурная зависимость проводимости стекол описывается видоизмененным уравнением Аррениуса

оТ1/2=ооехр[-Еа /к (Т-То)] (1)

Где Т0 и Еа - характеристические параметры. Первый - соответствует температурному пределу, вблизи которого происходит резкое увеличение соотношения ионной\электронной составляющей проводимости. Второй -характеризует энергию активации процесса. Энергетический параметр, коррелирующий с работой выхода иона в пространственную неупорядоченную решетку.

Уравнение (1) применимо к большому кругу и кристаллических материалов со структурным разупорядочением, поскольку для многих их них существует некоторая «критическая» температура, выше которой ионная составляющая проводимости меняется скачкообразно, увеличиваясь на порядки. Это, в первую очередь, характерно для суперионных проводников (СИП). Как уже говорилось выше, задача понижения температуры такого перехода является ключевой в области исследований твердых электролитов.

Тем не менее, существует еще более эффективный, чем аморфизация, способ разупорядочения кристаллических матриц, в результате которого существенно снижается Еа необходимая для осуществления ионного переноса. В работе [15] исследовались термические и электрические свойства электролитов в суперионной системе AgI-Ag2O-MoO3 и было показано, что способ синтеза существенно влияет на структурные особенности и электрические свойства пленок. Синтезированные методом расплава и закалки гомогенные аморфные пленки демонстрировали значительно более низкие значения ионной проводимости и более высокую температуру р/у^а перехода, чем образцы синтезированные механохимически. Этот метод синтеза позволяет создавать композитные материалы, в которых наноструктурированные фрагменты проводящей фазы

образуют каналы проводимости по ионам. Снижение Еа происходит вследствие того, что

1. Нанослои или наночастицы кристаллической фазы ионного электролита зафиксированы в виде сильно деформированных кристаллических решеток под влиянием эпитаксиальных и межмолекулярных взаимодействий на границах раздела фаз.

2. Объемное соотношение граничных (на границах раздела фаз) и объемных атомов ионного проводника таково, что электронная объемная составляющая не вносит существенного вклада в общую проводимость системы.

3. Возникающие на границе раздела фаз двойные электрические слой способствуют ионному переносу заряда, понижая Еа [1].

Однако, ни в одном из перечисленных методов не удавалось достичь того результата, при котором ионная проводимость твердого тела была бы сравнима или превышала проводимость расплава или раствора того же вещества. За исключением соединения Agi.

Аномально высокая ионная проводимость высокотемпературной (температура фазового перехода - 147 оС) а-модификации Agi была обнаружена еще в 1914 г. Тубандом и Лорентцем. При указанной температуре электропроводность ионных кристаллов Agi возрастает в 105 раз до 1.3 ом-1см-1, а в точке плавления 558 0С уменьшается примерно на 12%. При этом энергия активации ионного переноса составляет величину около 0.05-0.1 эВ, а электронная составляющая проводимости имеет величину на 7 порядков ниже ионной [1].

По степени структурно-химической неупорядоченности, применительно к возможности осуществления супер-ионного переноса в твердотельных матрицах известные материалы можно выстроить в следующую последовательность по степени возрастания ионной проводимости: кристаллы - ионные кристаллы - аморфные и стеклообразные материалы - композитные материалы - материалы на основе а-AgI.

Расширение этого ряда связано с возможностью использования механизмов межфазного взаимодействия при создании СИП.

1.2. Межфазные взаимодействия в ТЭ. Гомофазные и гетерофазные поликристаллы

При любых способах получения наноструктур AgI на диэлектрических основах: будь то осаждение из газовой фазы, импульсное лазерное осаждение PLD, вакуумное испарение или прессование разными способами, повышенная ионная проводимость, дающая основной вклад в общую проводимость системы, всегда возникает на границе раздела «Agi -диэлектрическая подложка», т.е. на граничной области соприкосновения двух фаз. Объемная составляющая, по сути, играет роль «паразитного» сигнала, и, скорее блокирует ионный перенос, чем способствует ему [16].

При описании ионного переноса в композитных материалах исследователи особую роль отводят рассмотрению специфики межфазного взаимодействия и возникающих в этой зоне аномалий ионного переноса. Одной из главных особенностей такого переноса является его анизотропия. Т.е вдоль межфазных границ ионная проводимость, как правило, намного выше, чем в поперечном направлении. В первую очередь это, разумеется, связано с тем, что зона контакта двух фаз является максимально разупорядоченной областью. Причем природа разупорядоченности может быть различной. Это может быть связано с низкой энергией образования и миграции дефектов кристаллической решетки. Вследствие этого возникает «эффект поверхностной диффузии» [17], или с взаимодействием примесных атомов с точечными дефектами, приводящим к изменению области пространственного заряда на границе двух фаз [18], рисунок 1 [1].

Рисунок 1-1. Схематическое изображение зоны межфазного контакта. а - исходное состояние, б - межфазная граница при контакте.

Вообще, роли пространственного заряда на границе раздела фаз во многих работах придается весьма важное значение. Именно в ней могут концентрироваться носители заряда, особенно, при относительно низких температурах, что и может привести к желаемому эффекту суперионного переноса. Пространственный заряд меняет поверхностные потенциалы на границе двух фаз. Он, в свою очередь, может зависеть от множества иных эффектов: адсорбции примесей, протяженных двухмерных дефектов (типа дислокации), механических напряжений. Последние, как показано в [5,7] могут оказывать существенное влияние на усиление ионного переноса.

И, наконец, наиболее важным для целей настоящей работы, является возможность образования тонкого слоя аморфной фазы с особыми свойствами [8]. Наиболее хорошо исследованы композиты с границей раздела фаз типа «проводник-изолятор или проводник-полупроводник», проводимость которых может быть описана с применением обычной перколяционной теории [19].

В простейшем случае проводимость композита описывается логарифмическим законом смешения [20]:

Ообщ = (1 - 0®с + ^ (2)

Где аобщ - общая проводимость композита, ас - проводимость

фазы ионного проводника, оа — проводимость изолятора или

полупроводника, /- мольная доля изолирующей (полупроводниковой) матрицы.

___I_,_1

0.0 0.5 1.0

х

Рисунок 1-2. Пример концентрационной зависимости проводимости системы «ионный проводник - изолятор» [1].

Эффект аномального увеличения ионной проводимости может наблюдаться при смешении двух ионных проводников с одинаковым носителем, например, в системах Л§С1-Л§1, Л§Бг-Л§1 Причина такого эффекта заключается в том, что общий подвижный ион, при переходе в область с более низким химическим потенциалом, тем самым увеличивает число вакансий в области пространственного заряда одной фазы и увеличивает число междоузельных катионов в другой фазе. Т.е. возникает

аналогия с контактной разностью потенциалов двух электронных проводников. В контактной области обеих фаз наблюдается резкий рост ионного переноса [1].

Существенно возрастает проводимость фазы Agi при нанесении ее на диэлектрическую подложку монокристалла триглицинсульфата (TGS) и стеклообразного SiO2 в виде тонкой пленки [21].

Причиной тому - межфазное взаимодействие на границе раздела «диэлектрик-ионный проводник». Ранее, в различных работах был показан такой же эффект при использовании в качестве диэлектрических подложек Al2O3, TiO2, и BaTiO3. Температурная зависимость проводимости тонких пленок Agi претерпевает скачок при температуре фазового перехода при 4200К, т.е. фазовый контакт не препятствует полиморфному фазовому переходу, но проводимость тонких пленок в интервале толщин 0.01-10 и более изменяется с температурой значительно быстрее, чем у более толстых. При этом даже самые толстые пленки проводят на 1 - 1,5 порядка лучше, чем образцы объемного Р-AgI. Та же зависимость для a- Agi выражена гораздо слабее. Объяснение такому эффекту авторы ищут путем применения математического аппарата эмпирической теории Дебая, связывающей активную и реактивную составляющую частотной зависимости проводимости с временами релаксационных процессов, в данном случае ионных «прыжков». Такой подход представляется излишне формализованным и представляющим интерес более для теоретиков, поскольку не дает идей по дальнейшему понижению области температур существования суперионного состояния, что является целью большинства научных исследований в этой области.

Пределы минимизации размеров и степень разупорядоченности слоев Agi при межфазном взаимодействии достаточно широки. Авторы [22] утверждают существование аморфного Agi на поверхности оксида

алюминия, где Agi частицы размером менее 6 нм должны быть полностью аморфными в местах контакта с глиноземом.

Способы создания материалов с усиленным вкладом межфазных взаимодействий разнообразны и не ограничиваются нанесением тонких пленок. Так в [23] исследовался новый вид нанокомпозита, в котором высокоупорядоченные AgI нанопроволоки встроены в мембрану анодного оксида алюминия, изготовленного методом низкотемпературного ступенчатого электрохимического осаждения. Синтез

наноструктурированных «нитей», внедренных в пористую матрицу Al2O3, привел к значительному усилению гистерезиса полиморфных трансформаций а-Р переходов AgI. Так, при нагреве, переход в- а методами рентгеновской дифракции и дифференциальной калориметрии зафиксирован при значительно более высоких температурах - в районе 1680С вместо 1470С. А обратная трансформация а-в, наоборот, достигнута при значительно более низких температурах - около 800С. При этом, при комнатной температуре, как утверждают авторы, достигнута величина проводимости аморфоподобных наноструктур AgI в матрице Al2O3 равная 10-2 S cm-1 .

Аналогичный результат получен при стабилизации фазы а- AgI в

пористой матрице кремния [24]. В температурном интервале от 300 до 500K

исследовано поведение удельной проводимости композитов на основе

иодида серебра, внедренного в пористые натриевоборосиликатные стекла со

средним диаметром пор 7 ± 1nm и в искусственные опалы с порами

диаметром 40-100nm. Показано, что при уменьшении характерного

диаметра пор род фазового перехода не изменяется, температура перехода в

суперионное состояние AgI в пористом стекле и в опале при нагреве близка к

температуре перехода Tc в массивном материале (~ 420K). При охлаждении

Tc существенно понижается, а сам переход размывается. При уменьшении

диаметра пор область, где наблюдается температурный гистерезис перехода,

увеличивается [25]. Как видно из приведенных исследований, динамика

фазовых превращений AgI при гетерогенном контакте слабо зависит от

14

природы контактирующей фазы, а определяется, главным образом, физическими и геометрическими характеристиками контакта.

Другой, по утверждению авторов, еще более эффективный способ усиления межфазных взаимодействий, путем стабилизации альфа-фазы, предложен в [26]. Он заключался в стабилизации наночастиц AgI размером11-13 нм пленкой поли-Ы-винил-2-пирролидона (PVP). Так же, как и в предыдущем случае, авторы наблюдали еще более значительный температурный гистерезис a-ß-y переходов AgI, нижний предел которого оказался понижен до 300С. Ниже 30 0С показано сосуществование смеси ß и у фаз в объемном соотношении 64,1 % :35,9 % . Это соотношение, при нагреве, сохранялось вплоть до 1380С, между 138 и 165 0С происходила постепенная трансформация ß-y смеси в a - AgI. И далее a - AgI доминировало вплоть до 1900С. При комнатной температуре 24 0С проводимость полиморфной смеси достигала наивысших, как уверяют авторы, из достигнутых для каких-либо ионных проводников, значений близких к 1,5 *10-2 S cm-1 (рисунок 1-3).

Рисунок 1-3. а) Гистерезис температурной зависимости содержания а - AgI фракции по данным РФА b) То же по результатам ДТА.

Эффект межфазного взаимодействия отчетливо проявился на результатах рентгеновского исследования прессованных композитов, состоящих из нанопорошков AgI и TiO2. Изучалась зависимость величины ионной проводимости от давления, пористости композитов и содержания ЛgI. Все полученные зависимости имели немонотонный характер и проходили через концентрационный максимум по ЛgI. Такой вид зависимости возникает вследствие того, то, что ионная проводимость значительно ниже у композитов с низким содержанием ионного проводника и, точно так же, в объемных микрокристаллах его фазы. Композиты же с высокой поверхностной составляющей границы раздела фаз AgI- ТЮ2 обладают значительно более высоким ионным вкладом из-за разупорядочения, которое возникает на этих границах в тонких слоях и порах вследствие эпитаксиальных процессов [27].

Экстремальный характер влияния давления, применяемого при синтезе композита, даже при постоянной концентрации твердого ионного электролита, давно известный и универсальный эффект, обнаруженный на ионных проводниках, содержащих ЛgI. На рисунок 1-4 приведены зависимости свойств ЛgI-содержащих ТЭЛ от давления [1].

Рисунок 1-4. Зависимости проводимости от давления прессовани. а -образцы RbAg4l5 1 - электроды из сплава Вуда (при 30 оС), 2 - электроды из амальгамы серебра (при 25 оС); б,в - электроды из сплава Вуда 1 - Ag4l4WO4 (при 27оС), 2 - Aglз[(CHз)4N]2ll5 (при 30оС).

Природа такой зависимости кроется в том, что в последовательной трансформации композитов «поликристаллический порошок- поликристалл-стеклообразный монолит», плотный беспористый поликристалл обладает максимальной протяженностью межзеренных границ. Повышение пористости, равно как и гомогенизация, понижают вклад этого важного фактора в общее структурное разупорядочение, необходимое для активизации ионного переноса. Аналогичные зависимости продемонстрированы в [27] для систем Х Agi - (1-X)TiO2 (рисунок 1-5)

Рисунок 1-5. Зависимость плотности, пористости и проводимости композитов ХAgI - (1-X)TiO2 от давления.

Из результатов приведенных выше работ однозначно вытекает, что наиболее перспективным способом получения разупорядоченных высокопроводящих слоев AgI является создание систем с доминирующим над иными способами разупорядочения межфазным взаимодействием.

1.3. Твердый электролит AgI, его свойства и способы повышения проводимости композитных материалов на его основе

Выше было указано на особую роль AgI в ионике твердого тела. Рассмотрим его свойства подробнее.

AgI легко синтезируется смешением растворов К1 и AgNO3 в дистиллированной воде. Добавление ПАВ к раствору позволяет легко

получать наночастицы, что является дополнительным стимулом к широкому применению материалов на основе Agi.

Помимо уникальных электрических свойств, наночастицы Agi демонстрируют и каталитические способности в реакциях селективного органического синтеза рисунок 1-6 [28].

Рисунок 1-6. Реакция алкилирования хиральных аминов с применением катализатора нано-AgI.

Ионные свойства йодида серебра играют здесь не последнюю роль, поскольку роль катализатора, как правило, сводится к облегчению переноса заряда между реакционными центрами системы.

Модель ионов, рассеянных в промежутках, образованных жесткой подрешеткой противоионов, принятой для альфа-Л§1 может быть использована для описания структурного поведения всех суперионных проводников [29,30].

Рисунок 1-7. Изменение ионной проводимости NaCl, fî-PbF2, Agi в зависимости от температуры.

На рисунке 1-7 приведено графическое сопоставление температурных параметров ионной проводимости для разных, наиболее часто исследуемых ионных проводников. Вертикальные стрелки на рисунке 1-7 соответствуют температурам плавления соответствующих кристаллов. Из рисунка 1-7 видно главное уникальное свойство AgI: суперионный переход происходит задолго до температуры плавления в результате твердофазного полиморфного перехода.

При нормальных условиях, в равновесном состоянии сосуществуют две фазы: AgI: в - со структурой вюртцита и у- со структурой сфалерита, причем у-фаза метастабильна, поэтому электрические свойства определяются, главным образом в - фазой. В точке перехода в - а происходит увеличение проводимости на 5 порядков, причем увеличение связно с ростом ионной составляющей.

Элементарная ячейка кристаллической структуры a-AgI представляет собой кубическую объемоцентрированную структуру группы !т3ш с параметром а=5.062 А при 1800С [1], таблица 1-1.

Таблица 1-1. Основные кристаллографические характеристики полиморфных модификаций AgI.

Модификация Олб. уст, оС Параметры элементарной ячейки AgI Пр.гр.

а, а ь, в У

а >146 5.06 (160оС) - Im3m

В(вюрцит) <146 4.599 (23 оС) - 7.520 P63mc

Г(сфалерит) <146 - - F43m

Особенность кристаллической структуры, обеспечивающая активную ионную миграцию состоит в том, что для двух катионов Ag+ в элементарной ячейке а-модификации AgI имеется 42 возможных позиции, рисунок 1-8 [1]

Рисунок 1-8. Структура элементарной ячейки а- AgI. Белые круги -ионы I', темные - ионы Ag+.

При этом, положения атомов кристаллографически и энергетически неэквивалентны, поэтому ионы серебра занимают их с различной вероятностью (таблица 1-2) [1].

Таблица 1-2. Возможные кристаллографические позиции ионов серебра в элементарной ячейке а- AgI.

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Кочемировская Светлана Валерьевна, 2017 год

Список литературы

1. Иванов-Шиц А.К., Мурин И.В. Ионика твердого тела. Санкт-Петербург : Издательство Санкт-Петербургского университета, 2000.

2. Вест A. Химия твердого тела. Москва : Мир, 1988.

3. Rice M.J., Strassler S., Toombs G.A. Superionic Conductors: Theory of the Phase Transition to the Cation Disordered State. Phys. Rev. Lett. 1974, Vol. 32, 11, pp. 596-599.

4. Aniya M., Okazaki H., Kobayashi M. Liquid-like model for the ultrasonic attenuation in superionic conductors. Solid State Ionics. 1990, Vol. 40/41, 2, pp. 209-212.

5. Aniya M., Kobayashi M., Okazaki H. Theoretical Background of the LiquidLike Model of Superionic Conductors. J. Phys. Soc. Japan. 1990, Vol. 59, 11, pp. 4029-4034.

6. Aniya M., Okazaki H., Kobayashi M. Static dielectric function of superionic conductor a-AgI. Phys. Rev.Lett. 1990, Vol. 65, 12, pp. 1474-1477.

7. Rakitin A., Kobayashi M. Effect of lattice potential on the dynamics of liquidlike ionic transport in solid electrolytes. Phys. Rev. 1994, Vol. 49, N 17, p. 11789.

8. Tomoyose T. Frequency Dependent Ion Hopping Based on Lattice Gas Model. J. Phys. Soc. Japan. 1997, Vol. 66, 8, pp. 2383-2385.

9. Minami T. Development of New Glasses in the Solid State Ionics Field. Bull. Inst. Chem. Res. 1994, Vol. 72, 2, pp. 305-317.

10. Kassem M., Le Coq D., Boidin R., Bychkov E. New chalcogenide glasses in the CdTe—AgI- As Te system. Mater. Res. Bull. 2012, Vol. 47, pp. 193-198.

11. Urena M.A., Piarristeguy A.A., Fontana M., Arcondo B. Ionic conductivity (Ag+) in AgGeSe glasses. Solid State Ionics. 2005, Vol. 176, pp. 505-512.

12. Anderson O.L., Stuart D.A. Properties of Soda Aluminosilicate Glasses IV, Relative Acidities and Some Thermodynamic Properties. J. Amer. Ceram. Soc. 1954, Vol. 37, pp. 573-580.

13. Ravaine D., Souquet J.L. A thermodynamic approach to ionic conductivity in oxide glasses—part 1. Correlation of the ionic conductivity with the chemical potential of alkali oxide in oxide glasses. Phys. Chem. Glasses. Vol. 18, 2, pp. 2731.

14. Souquet J.L., Ravaine D. A thermodynamic approach to ionic conductivity in oxide glasses—part 2. A statistical model for the variations of the chemical potential of the constituents in binary alkali oxide glasses. Phys. Chem. Glasses. 1978, Vol. 19, 5, pp. 115-120.

15. Dalvia A., Awasthib A.M., Bharadwajb S., Shahic K. Crystallization studies on AgI-Ag2O-MoO3 superionic system synthesized by melt quenching and mechanical milling. J. Physics and Chemistry of Solid. 2005 г., Vol. 66, 5, p. 783792.

16. Kuwataa N., Kawamuraa J., Nakamuraa Y., Okudab K.,Tatsumisago M., Minami T.. Ag-109 NMR study of Agl-based glasses containing frozen a-AgI nanocrystals. Solid State Ionics. 2000, Vols. 136-137, pp. 1061-1066.

17. Гуревич Ю.Я., Харкац Ю.И. Суперионная проводимость твердых тел. Итоги науки и техники. Серия Химия твердого тела. 1987 г., Т. 4, стр. 158.

18. Бондарев В.Н., Костенко В.М. Кулоновские эффекты в теории суперионных фазовых переходов. Физика твердого тела. 1983 г., Т. 25, 8, стр. 2449-2455.

19. Поклонский Н.А., Горбачук Н.И. Основы импедансной спектроскопии. Минск : БГУ, 2005.

20. De Kuijper A., Smit B., Schouten J. A.,Michels J. P. J.Fluid-Fluid Phase Separation in a Repulsive a-exp-6 Mixture: A Comparison with the Full a-exp-6 Mixture by Means of Computer Simulations. 8, 1990, Europhys. Lett., Vol. 13, pp. 679-683.

21. Furusawa Sh.. Fabrication and ionic conduction of ionic conducting thin films, Physics of Solid State Ionics, 2006. pp. 272-301.

22. Uvarova N.F., Vaneka P, Savinova M. , Zeleznya V., Studnickaa V., Petzelta J. Percolation effect, thermodynamic properties of Agl and interface phases in AgI-Al2O3 composites. Solid State Ionics. 2000 г., Vol.127, 3-4, pр. 253-267.

23. Liang Ch., Terabe K., Iy N.i, Hasegawa T., Aono M. Anomalous phase transition and ionic conductivity of AgI nanowire grown using porous alumina. Journal of Applied Physics,. 2007, Vol. 102, 12, pp. 124308-1-5.

24. Hanaya M., Osawa I., Watanabe K. XRD and thermal studies of AgI confined in nm-size pores by forming porous silica-AgI composites. Journal of Thermal Analysis and Calorimetry. 2004, Vol. 76, 2, pp. 529-536.

25. Вергентьев Т.Ю., Королева Е.Ю., Курдюков Д.А., Набережнов А.А., Филимонов А.В. Поведение низкочастотной проводимости

нанокомпозитного иодида серебра в области суперионного фазового перехода. Физика твердого тела. 2013 г., Т. 55, 1, стр. 157-162.

26. Makiura R., Yonemura T., Yamada T., et al. Size-controlled stabilization of the superionic phase to room temperature in polymer-coated AgI nanoparticles. Nature Materials. 2009, Vol. 8, pp. 476 - 480.

27. Fujishiro F., Mochizuki S. The interfacial effect on ionic conduction of AgI-anatase TiO2 composites. Solid State Ionics. 2009, Vol. 180, 6-8, pp. 497-500.

28. Safaei-Ghomi1 J., Gaderi-Zefre A., Ali Ghasemzadeh M., Kakavand-Ghalenoei A., Salavati-Niasari M. AgI nanoparticles as heterogeneous catalysts in one-pot alkylation reaction of chiral amines (L-valine methyl ester) in water-alcohol media. Chemija. lietuvos moksl^ akademija, 2012, Vol. 12, 3, pp. 239-243.

29. Hooton I. E., Jacob P. W. M. Ionic conductivity of pure and doped sodium chloride crystals. Can. J. Chem. 1988, Vol. 66, pp. 830-835.

30. Mohandas K.S., Sanil S., Rodriguez P. Construction and Calibration of a Conductance Cell for Electrical Conductivity Measurements of Molten Salts at Elevated Temperatures. Bull. of Electrochemistry. 2000, Vol. 16, 1, pp. 1-4.

31. Nield V.M., Keen D.A., Hayes W., McGreevy R.L. Structure and fast-ion conduction in a-AgI. Solid State Ionics. 1993 г., Vol. 66, 3-4, pр. 247-258.

32. Da Silva E.C.F., Dietl T., Dobrowolski W.D., Gutowsk J.i, Honerlage B., Matsukura F., Meyer B.K. et. al. Semiconductors. [ред.] U. Rossler. Springer, 2011. стр. 45.

33. Hao A., Gao Ch., Li M., He Ch., Huang X, Zou G., Tian Y. Conductivity of AgI under high pressure. Journal of Applied Physics. 2007, Vol. 101, p. 053701.

34. Amrani B., Ahmed R. and El Haj Hassan F., Reshak Ali H. Structural, electronic and optical properties of AgI under pressure. Physics Letters A. 2008, Vol. 372, 14, pp. 2502-2508.

35. Baghmar D., Gaur N.K., Gupta D.C., Singh S. Structural properties of silver iodide and copper iodide. Open Physics. 2008, Vol. 6, 3, pp. 445-449.

36. Palomino-Rojas L.A., Lopez-Fuentes M., Cocoletzi G.H., Murrieta G., de Coss R., Takeuchi N. Density functional study of the structural properties of silver halides: LDA vs GGA calculations. Solid State Sciences. 2008 г., Vol. 10, 9, pр. 1228-1235.

37. G.W., Wagner. Variable temperature 127I MAS NMR of p-AgI. Sensitivity of the 127I MAS linewidth to Ag+ diffusion. Solid State Ionics. 1991 г., Vol. 47, 1-2, opр. 143-147.

38. Berry Ch.R. Structure and Optical Absorption of AgI Microcrystals. Phys. Rev. 1967, Vol. 161, 3, pp. 848-851.

39. Kariper I.A. Pb-Ag/I Thin Film by Co-Precipitation Method. Iran. J. Sci. Technol. Trans. Sci. 2016, Vol. 40, pp. 137-143.

40. Binner J. G. P., Dimitrakis G., Price D. M., Reading M., Vaidhyanathan B. Hysteresis in the a-P - phase transition in AgI. Journal of Thermal Analysis and Calorimetry. 2006 г., Vol. 84, 2, pp. 409-412.

41. Bettini M., Suga S., Hanson R. Exciton reflectance in wurtzite AgI. Solid State Communications. 1974, Vol. 15, 11-12, pp. 1885-1888.

42. Husberg O., Vogelsang H., Von der Osten W. Confined excitons in AgI nanocrystals in crystalline KI matrix. Journal of Luminescence. 2002 г., Vol. 96, pp. 155-162.

43. Mochizuki Sh., Ohta Y. Excitons in AgI. Journal of Luminescence. 2000 г., Vol. 87-89, pp. 299-301.

44. Брандт Н. Б., Кульбачинский В. А. Квазичастицы в физике конденсированного состояния. Москва : ФИЗМАТЛИТ, 2005.

45. Hea H., Yea Zh., Wangb Y. Fine structure on the excitonic emission in AgI nanoparticles embedded in silica glass. Journal of Luminescence. 2007, Vol. 124, 1, pp. 71-74.

46. He H., Wang Y., Chen H. Synthesis and room temperature photoluminescence of AgI nanoparticles embedded in silica sol-gel coating. Solid State Ionics. 2004, Vol. 175, 1-4, pp. 651-654.

47. Tatsumisago M., Okuda R., Itakura N., Minami T. Crystallization of a-AgI from AgI-Ag2O-MxOy (MxOy=B2O3, GeO2, WO3) melts and glasses. Solid State Ionics. 1999, Vol. 121, 1-4, pp. 193-200.

48. Pyun S.-I., Bae J.-S. Effect of plastic deformation on ionic conduction in pure AgI and AgI-Al2O3 composite solid electrolytes. Journal of Power Sources. 1996, Vol. 63, 1, pp. 109-113.

49. Tatsumisago M, . Saito T., Minami T. Fabrication of mesoscopic composites composed of a-AgI and AgI-based superionic glass. Thermochimica Acta. 1996, Vols. 280-281, pp. 333-341.

50. Tatsunago M., ShinkumaA Y., Minami T. Stabilization of superionic a-Agl at room temperature in a glass matrix. Nature. 1991, Vol. 354, pp. 217 - 218.

51. Tatsumisago M., Torata N., Saito T., Minami T. Microstructure of superionic glassy composites with stabilized a-AgI. Journal of Non-Crystalline Solids. 1996 г., Vol.196, стр. 193-198.

52. Saito T., Torata N., Tatsumisago M., Minami T. Ionic conductivities of rapidly quenched AgI-Ag2O-B2O3 glasses containing large amounts of AgI. Solid State Ionics. Vop 86-88, 1, PP. 491-495.

53. Guy C., Umesak N., Kamijo N., Tatsumisago M., Torata N., Minami T., Furusaka M. Small inhomogeneities in AgI—silver borate glasses and their relationship to sample composition. Physica B: Condensed Matter. 1995, Vols. 213-214, pp. 493-495.

54. Torata N., Saito T., Tatsumago M, Minami T. Microstructure of a-AgI-frozen composites in the Agl-Ag2O-B2O3 system after heat treatment. Journal of materials science letters. 1997, Vol. 16, 12, pp. 1012-1016.

55. Bhattacharya A., Ghosh S. Relaxation Dynamics in Superionic Molybdate Glass Nanocomposites Embedded with a-AgI Nanoparticles. J. Phys. Chem. C. Vol. 114, 13, pр. 5745-5750.

56. Kuwata N., Saito T., Tatsumisago M., Tatsumisago J. Cation dynamics of stabilized a-AgI in AgI-Ag 2O-MoO 3 glasses, studied by Ag109 NMR spectroscopy. Journal of Non-Crystalline Solids. 2003, Vol. 324, 1, pp. 79-91.

57. Zhuobin L., Changgui L. Guoshun Q. Laurent C., Shixun D.i, et al.. Formation and properties of chalcogenide glasses based on GeS2-Sb2S3-AgI system. Materials Letters. 2014 г., Vol. 132, pр. 203-205.

58. Grabowski P., Nowinski J.L. , Garbarczyk J.E. , Wasiucionek M. Mechanosynthesized and ultra-fast quenched AgI-Ag2O-B2O3 materials with high AgI contents. Solid State Ionics. 2013 г., Vol. 251, 15, pp. 405-409.

59. Torata N., Saito T.,Tatsumisago M. , Minami T. Microstructure of a -AgI-frozen composites in the AgI-Ag2O-B2O3 system after heat treatment. Journal of Materials Science Letters. 1997 г., Vol. 16, pр. 1012-1016 .

60. Makiura R., Yonemura T., Yamada T., Yamauch M. et.al. Size-controlled stabilization of the superionic phase to room temperature in polymer-coated AgI nanoparticles. Nature Materials. 2009 г., Vol. 8, pр. 476-480.

61. Uvarov N.F., Bokhonov B.B., Politov A.A., Van^ek P., Petzelt J. Interface-Stabilized States of Silver Iodide in AgI-Al2O3. Composites Journal of Materials Synthesis and Processing. 2000 г., Vol. 8, 5-6, pр. 207-332.

62. Liang Ch., Terabe K., Hasegawa T., Aono M., Iyi N. Anomalous phase transition and ionic conductivity of AgI nanowire grown using porous alumina template. Journal of Applied Physics. 2007 г., Vol. 102, p. 124308.

63. Liu L.-F., Lee S.-W., Li J.-B. et.al. Enhanced ionic conductivity of AgI nanowires/AAO composites fabricated by a simple approach. Nanotechnology. 2008, Vol. 19, p. 495706 .

64. Bâuerle, Dieter W. Laser Processing and Chemistry. Berlin : Springer, 2011.

65. Stafe M. Pulsed Laser Ablation of Solids. Berlin : Springer-Verlag, 2014.

66. Zafiropulos V., Laser Ablation in Cleaning of Artworks. б.м. : Published by World Scientific Publishing Co. Pte. Ltd., 2002.

67. Kuech T., [ред.]. Handbook of Crystal Growth Thin Films and Epitaxy: Basic Techniques. б.м. : Elsevier, 2014. Vol. 3.

68. Harilal S.S., Miloshevsky G.V., Diwakar .PK., LaHaye N.L., Hassanein A. Influence of spot size on extreme ultraviolet efficiency of laser-produced Sn plasmas. Journal of Applied Physics. 2009, Vol. 95, p. 221501.

69. Zeng X., Mao .X, Mao S.S., Wen S.B., Greif R., Russo R.E. Laser-induced shockwave propagation from ablation in a cavity. Applied physics letters. 2006 г., Vol. 88, 6, p. 061502.

70. Wei W., Wua J., Li X., Jia Sh., Qi A. Study of nanosecond laser-produced plasmas in atmosphere by spatially resolved optical emission spectroscopy. Journal of Applied Physics 113304. 2013, Vol. 114, p. 113304 .

71. LaHaye N..L, Harilal S.S., Diwakar P.K., Hassanein A. The effect of laser pulse duration on ICP-MS signal. J. Anal. At. Spectrom. 2013 г., Vol. 28, pp. 17811787.

72. Song K. H., Xu X. Explosive phase transformation in excimer laser ablation. Appl. Surf. Sci. 1998, Vols. 127-129, pp. 111-116.

73. Zhang X., Chu S.S., Ho J.R., Grigoropoulos C.P. xcimer laser ablation of thin gold films on a quartz crystal microbalance at various argon background pressures. Appl. Phys. A. 1997, Vol. 64, pp. 545-552.

74. Porneala C., Willis D.A. Observation of nanosecond laser-induced phase explosion in aluminum. Appl. Phys. Lett. 2006, Vol. 89, p. 211121.

75. Yoo J.H., Jeong S.H., Mao X.L., Greif R., Russo R.E. Evidence for phaseexplosion and generation of large particles during high power nanosecond laser ablation of silicon. Ibid. 2000, Vol. 76, pp. 783-785.

76. Yoo J.H., Jeong S.H., Greif R., Russo R.E. Explosive change in crater properties during high power nanosecond laser ablation of silicon. J. Appl. Phys. 2000, Vol. 88, pp. 1638-1649.

77. Tull B.R., Carey J.E., Sheehy M.A., Friend C., Mazur E. Formation of silicon nanoparticles and web-like aggregates by femtosecond laser ablation in a background gas. Appl. Phys. A. 2006 г., Vol. 83, pp. 341-346.

78. Козлов Б.Н., Мамырин Б.А. Козлов Б.Н., Мамырин Б.А. Журн. техн. физики. 1999 г., Т. 69, стр. 81-84.

79. Webb R.L., Dickinson J.T., Exarhos G.J. Characterization of particulates accompanying laser ablation of NaNO3. Appl. Spectrosc. 1997 г., Vol. 51, pp. 707-717.

80. Heitz J., Dickinson J.T. Characterization of particulates accompanying laser ablation of pressed polytetrafluorethylene (PTFE) targets. Appl. Phys. A. 1999 г., Vol. 68, pp. 515-523.

81. Mizuseki H., Jin Y., Kawazoe Y., Wille L.T. Cluster growth processes by direct simulation Monte Carlo method. Ibid. 2001 г., Vol. 73, pp. 731-735.

82. Kuwata M., Luk'yanchuk B., Yabe T. Nanoclusters formation within the vapor plume, produced by ns-laser ablation: effects of the initial density and pressure distributions. Proc. SPIE. 2000, Vol. 4065, pp. 441-451.

83. Callies G., Schittenhelm H., Berger P., Hügel H. Modeling of the expansion of laser evaporated matter in argon, helium and nitrogen and the condensation of clusters. Appl. Surf. Sci. 1998 г., Vol. 127-129, pp. 134-141.

84. Kelly R., Miotello A. Does normal boiling exist due to laser-pulse or ion bombardment? J. Appl. Phys. 2000 г., Vol. 87, pp. 3177-3179.

85. Bulgakova N.M., Bulgakov A.V. Pulsed laser ablation of solids: transition from normal vaporization to phase explosion. Appl. Phys. A. 2001, Vol. 73, pp. 199-208.

86. Bulgakova N.M., Burakov I.M., Meshcheryakov Y.P., Stoian R., Rosenfeld A., Hertel I.V. Theoretical models and qualitative interpretations of fs laser material processing. J. Laser Micro/Nanoeng. 2007 г., Vol. 2, pp. 76-86.

87. Brailovsky A.B., Gaponov S.V., Luchin V.I. Mechanisms of melt droplets and solidparticle ejection from a target surface by pulsed laser action. Appl. Phys. A. 1995 г., Vol. 61, pp. 81-86.

88. Hare D.E., Franken J., Dlott D.D. Coherent Raman measurements of polymer thin-film pressure and temperature during picosecond laser ablation. J. Appl. Phys. 1995, Vol. 77, pp. 5950-5960.

89. Vogel A., Venugopalan V. Mechanisms of pulsed laser ablation of biological tissues. Chem. Rev. 2003 г., Vol. 103, pр. 577-644.

90. Zhigilei L.V., Garrison B.J. Mechanisms of laser ablation from molecular dynamics simulations: dependence on the initial temperature and pulse duration. Appl. Phys. A. 1999 г., Vol. 69, pр. 75-80.

91. Zhigilei L.V., Kodali P.B.S., Garrison B.J. On the threshold behavior in the laser ablation of organic solids. 1997, Vol. 276, pp. 269-273.

92. Orava J., Kohoutek T., Wagner T. Chalcogenide glasses: preparation, properties and applications, Chapter: Deposition techniques for chalcogenide thin films. б.м. : Woodhead Publishing, 2014. стр. 265-309.

93. Nemec P, Frumar M, Jedelsky J, Jelinek M, Lancok J and Gregora I. Thin amorphous chalcogenide films prepared by pulsed laser deposition. J. Non-Cryst. Solids. 2002, Vols. 299-302, pp. 1013-1017.

94. Musgraves J.D., Carlie N. , Hu J. , Petit L., Agarwal A., Kimerling L.C., Richardson K.A. Comparison of the optical, thermal and structural properties of Ge-Sb-S thin films deposited using thermal evaporation and pulsed laser deposition techniques. Acta Materialia. 2011 г., Vol. 59, pр. 5032-5039.

95. Zhou K., Chen J., Chen R., Ke X., Zhang T., Shi X., Chen L. Non-epitaxial pulsed laser deposition of Ag2Se thermoelectric. Ceramics International. 2016, Vol. 42, 10, pp. 12490-12495.

96. Conde Garridoa J.M., Piarristeguyb A. , Urenaa M.A., Fontanaa M. et. al. Compositional dependence of the optical properties on amorphous Agx(Ge0.25Se0.75)100 - x thin films. Journal of Non-Crystalline Solids. 2013 г., Vol. 377, pр. 186-190.

97. Nazabala V., Nemecb P., Jurdycc A.M., Zhanga S., Charpentiera F. et.al. Optical waveguide based on amorphous Er3+-doped Ga-Ge-Sb-S(Se) pulsed laser deposited thin films. Thin Solid Films. 2010, Vol. 518, 17, pp. 4941-4947.

98. Ross U., Lotnyk A., Thelander E., Rauschenbach B. Microstructure evolution in pulsed laser deposited epitaxial Ge-Sb-Te chalcogenide thin films. Journal of Alloys and Compounds. 2016 г., Vol. 676, 15, pр. 582-590.

99. Wang L.N., Hu L.Z., Zhang H.Q., Qiu et. al. Studying the Raman spectra of Ag doped ZnO films grown by PLD. Materials Science in Semiconductor Processing. 2011, Vol. 14, 3-4, pp. 274-277.

100. Борисова З.У. Халъкогенидные полупроводниковые стекла. Ленинград : Издательство ленинградского университета, 1983.

101. Бычков Е.А., Кочемировский В.А. Электрические и термические свойства стекол системы Ge-Sb-Se, содержащих Ag. 1988 г., Т. 14, стр. 418422.

102. Тверьянович Ю.С., Фокина С.В., Пименов В.В., Томаев В.В. Кристализационно устойчивые, ионпроводящие стеклав системе GeSe2-Sb2Se3-AgI. Научное обозрение. Реферативный журнал. 2015 г., Т. 2, стр. 170-171.

103. Sata N., Eberman K., Eberl K., Maier J. Mesoscopic fast ion conduction in nanometre-scale planar heterostructures. Nature. 2000 г., Т. 408, стр. 946-949 .

104. Shi Ya., Bork A. H., Schweiger S., Rupp J. L. M. The effect of mechanical twisting on oxygen ionic transport in solid-state energy conversion membranes. Nature Materials. 2015, Vol. 14, pp. 721-728 .

105. Zhuobin Li., Changgui L., Guoshun Q., Laurent C., Shixun D., Xianghua Zh., Tiefeng X., Qiuhua N. Formation and properties of chalcogenide glasses based on GeS2-Sb2S3-AgI system. Materials Letters. 2014 г., Vol. 132, pр. 203-205.

106. Tver'yanovich Yu. S., Fokina S. V., Tver'yanovich A. S. Chalcogenide Glass for AgI-Based Nanolayered Films. Glass Physics and Chemistry. 2016, Vol. 42, 6, pp. 530-534.

107. Ivanova Z.G., Pamukchiev V.a, Vlcek M. On the structural phase transformations in GexSb40-xSe60 glasses. Journal of Non-Crystalline Solids 580-585. 2001 г., Vol. 293-295, pр. 580-585.

108. Malligavathy M., Ananth Kumar R.T. , Chandasree D., Asokan S. , Pathinettam Padiyan D. Growth and characteristics of amorphous Sb2Se3 thin films of various thicknesses for memory switching applications. Journal of Non-Crystalline Solids. 2015, Vol. 2015, pp. 93-97.

109. Chen Yu, Xua T., Shena X., Wangb R., Zonga S., Dai. Optical and structure properties of amorphous Ge-Sb-Se films for ultrafast all-optical signal processing. Journal of Alloys and Compounds. 2013, Vol. 580, pp. 578-583.

110. Pan R.K., Tao H.Z., Zang H.C., Zhao X.J., Zhang T.J. Annealing effects on the structure and optical properties of GeSe2 and GeSe4 films prepared by PLD. Journal of Alloys and Compounds. 2009 г., Vol.484, 1-2, pр. 645-648.

111. Holomb R., Mitsa V., Akalin E., Akyuz S. , Sichka M. Ab initio and Raman study of medium range ordering in GeSe2 glass. Journal of Non-Crystalline Solids. 2013 г., Vol. 373-374, pр. 51-56.

112. Petkov K., Vassilev G., Todorov R. , Tasseva J., Vassilev V. Optical properties and structure of thin films from the system GeSe2-Sb2Se3-AgI. Journal of Non-Crystalline Solids. 2011 г., Vol.375, 15, pp. 2669-2674.

113. Ko T.Y., Sun K.W. Optical and electrical properties of single Sb2Se3 nanorod. Journal of Luminescence. 2009 г., Vol. 129, 12, pp. 1747-1749.

114. Velmuzhov A.P., Sibirkin A.A., Shiryaev V.S., Churbanov M.F. et.al. Preparation of glasses in the Ge-Sb-Se-I system via volatile iodides. Journal of Non-Crystalline Solids. 2014 г., Vol. 405, pp. 100-103.

115. Tver'yanovich Y.S., Bal'makov M.D., Tomaev V.V. et al. Ion-conducting multilayer films based on alternating nanolayers Ag3SI, AgI and Ag2S, AgI. Glass Physics and Chemistry. 2008 г., Т. 34, 2, CTp. 150-154.

116. Wang Y., Mo J., Cai W., Yao L. Synthesis of nano-AgI arrays and their optical properties. J. Mater. Res. 2001, Vol. 16, 4, pp. 990-992.

117. Lider K.F., Novikov B.I. Absorption, luminescence and photoconductivity of polycrystalline AgI-layers in the region of the absorption edge at low temperatures.

Bulletin of Leningrad University. 1963 г., Т. 10, CTp. 45-51.

118. Акопян И.Х., Бондаpев В.Н., ^омов Д.Н., Куклов А.Б., Новиков Б.В. появление кулоновских флуктуаций в экситонных спек^ах супеpионных кpисталлов типа AgI. Физика твердого тела. 1987 г., Т. 29, 8, dp. 2263-2268.

119. Salamon M.B. Phase transitions in ionic conductors, in "physics of superionic conductors". Topics in Current Physics. 1979 г., Vol. 15, pp. 175-199.

120. Vergent'ev T. Yu., Koroleva E. Yu. , Kurdyukov D. A., Naberezhnov A. A., Filimonov A. V. . Behavior of the low-frequency conductivity of silver iodide nanocomposites in the superionic phase transition region. Physics of the Solid State. 2013, Vol. 55, 1, pp. 175-180.

121. Guo Yu., Lee J.S., Maier J. Preparation and characterization of AgI nanoparticles with controlled size, morphology and crystal structure. Solid State Ionics. 2006, Vol. 177, pp. 2467-2471.

122. International Center of Diffraction Data. [В Ит^нете] http://www.icdd.com/.

123. Senthil Kumar P., Kini N. S., Umarji A. M. , Sunandana C. S. Search for a novel zero thermal expansion material: dilatometry of the AgI-CuI system. Journal of Materials Science. 2006, Vol. 41, 12, pp. 3861-3865.

124. Wang Y., Ye Ch., Wang G.,Zhang L. et al. In situ x-ray diffraction study on AgI nanowire arrays. Appl.Phys. Lett. 2003 г., Vol. 82, pp. 4253.

125. Томает В.В., Тверьянович Ю.С., Бальмаков М.Д., Зверева И.А. Управление фазовым составом иодида серебра путем механоактивации. Физика и химия стекла. 2015 г., Т. 41, 6, стр. 861-869\.

126. Makiura R., T. Yonemura T., T. Yamada T., Yamauchi M. , Ikeda R., Kitagawa H., KatoK., Takata M. Size-controlledstabilizationofthesuperionic phasetoroomtemperatureinpolymer-coated Agi nanoparticles. Nature Materials. 2009, Vol. 8, pp. 476-480.

127. Gunter J. R.m, Keusch P. Thickness dependence of structure in thin films of low-temperature silver selenide. Ultramicroscopy. 1993, Vol. 49, 1-4, pp. 293-307.

128. Xiao C., Xu J., Li K., Feng J., Yang J., Xie Y. Superionic phase transition in silver chalcogenide nanocrystals realizing optimized thermoelectric performance. J Am Chem Soc. 2012 г., Vol. 134, 9, pр. 4287-4293.

129. Wiedemeier, H. and Siemers, P.A. The thermal expansion and high temperature transformation of GeSe. Zeitschrift fuer Anorganische und Allgemeine Chemie. 1975, Vol. 411, pp. 90-96.

130. Smoes S., Mandy F., Vander Auwera-Mahieu A., Drowar J. Determination by the mass spectrometric knudsen cell method of the dissociation energies of the group IB chalcogenides. Bulletin des Sociétés Chimiques Belges. 1972, Vol. 81, 1, pp. 45-56.

131. Data base "Thermodynamic Constants of Substances". [В Интернете] //www.chem. msu.su/cgi-bin/tkv.pl?show=welcome.htm.

132. Mompean F.J., Perrone J., Illemassene M. hemical Thermodynamics of Selenium. s.l. : Elsevier, 2005.

133. Kumar P.S. Kina N.S. Umarja A.M. et.al. Search for a novel zero thermal expansion material. J. MATER. SCI. 2006 г., Vol. 61, 12, pр. 3861 -3865.

134. Guo Y.-G., Lee J .-S., Yong-Sheng Hu, Maier J. Agi Nanoplates in Unusual 7H/9R Structures Highly Ionically Conducting Polytype Heterostructures. J. Electrochem. Soc. 2007 г., Vol. 154, pp. 51-60.

135. Morgan B. J. and Madden P.A., Effects of Lattice Polarity on Interfacial Space Charges and Defect Disorder in Ionically Conducting AgI Heterostructures.

PHYSICAL REVIEW LETTERS. 2011 г., Vol. 107, pр. 206102.

136. Morgan B J and Madden P. A., Absence of a space-charge-derived enhancement of ionic conductivity in ßjy- heterostructured 7H- and 9R-AgI.

Journal of Physics: Condensed Matter. 2012 г., Vol. 24, pр. 275303.

137. Tveryanovich Yu. S., Bandura A. V., Fokina S. V., Borisov E. N., Evarestov R. A. Nanolayered solid electrolyte (GeSe2)30(Sb2Se3)30(AgI)40/AgI: A new

117

hypothesis for the conductivity mechanism in layered AgI. Solid State Ionics. 2016 г., Vol. 294, pр. 82-89.

138. Perdew J. P. and Ernzerhof M.,Rationale for mixing exact exchange with density functional approximations. The Journal of Chemical Physics. 1996 г., Vol. 105, pр. 9982.

139. Hay P. J. and Wadt W. R., Ab initio effective core potentials for molecular calculations. Potentials for K to Au including the outermost core orbitals. The

Journal of Chemical Physics. 1985 г., Vol. 82, pр. 299.

140. CRYSTAL - Basis Sets Library. [В Интернете] 2014 г. http: //www.crystal. unito .it/basis-sets. php.

141. Monkhorst H. J. and Pack J. D., Special points for Brillouin-zone integrations. PHYSICAL REVIEWB. 1976 г., Vol. 13, 12, pр. 5188.

142. Li Y., Zhang L .J., Cui T., Li Y. W., Wang Y., Ma Y. M., Zou G. T. First-principles studies of phonon instabilities in AgI under high pressure. Journal of Physics: Condensed Matter. 2008 г., Vol. 20, 19, pр. 195218.

143. Johnson Q. and Schock R. N., The 4H polytype of silver iodide. Acta Cryst. 1975 г., Vol. 31, pр. 1482-1483.

144. Hull S. and Keen D. A., Pressure-induced phase transitions in AgCl, AgBr, and AgI. Phys. Rev. B . 1999 г., Vol. 59, 2.

145. Moore M. J. and Kasper J.S., Crystal Structure of AgI at 3 kbar. The Journal of Chemical Physics. 1968 г., Vol. 24, р. 2446 .

146. Nunes G. S., Allen P. B., Martins J. L. Pressure-induced phase transitions in silver halides. PHYSICAL REVIEWB. 1998, Vol. 57, 9, p. 5098.

147. Fenga Sh., Xub H., Ling L. et.al. Controllable synthesis of hexagon-shaped P-AgI nanoplates in reactable ionic liquid and their photocatalytic activity. Colloids and Surfaces A: Physicochemical and Engineering Aspects. 2012, Vol. 410, pр. 23-30.

148. Andryushechkin B. V., Zhidomirov G. M., Eltsov K. N., Hladchanka Y. V., Korlyukov A. A. Local structure of the Ag(100) surface reacting with molecular iodine: Experimental and theoretical study. Phys. Rev. B. 2009 г., Vol. 80, pр. 125409.

149. Lee J.-S., Adams S., Maier J. Transport and Phase Characteristics in AgI:Al2O3 Composite Electrolytes: Evidence for a Highly Conducting 7-Layer Polytype. J. Electrochem. Soc. 2000 г., Vol. 147, р. 2407.