Основы взаимодействия заряженных частиц с диэлектрическими материалами (стр. 8 )

Главный, на наш взгляд, результат данной работы состоит в том, что “нерегулярные” распределения не были при анализе методом ВИМС обнаружены.

Результаты исследований, проведенных в [ , ], также указывают на существенную разницу экспериментальных и расчетных данных по траекторным параметрам ионов, имплантированных в полимеры.

В работе [ ] анализировались возможные причины формирования так называемых “нерегулярных” профилей распределения ионов в органических материалах. Экспериментально (методом ВИМС), установлено, что при имплантации ионов бора и азота с энергиями, при которых должны формироваться “нерегулярные” распределения, существенных отличий от баллистических распределений нет. Возможные причины формирования профилей распределения, имеющих какие-либо аномалии, могут быть связаны со следующими обстоятельствами.

1. Все обнаруженные аномалии поведения профилей распределения внедренных частиц расположены в приповерхностной области. Некоторые аномалии такого рода отмечались для внедренных атомов бора [ ] и азота [ ]. Приведенные профили (рис.2.6) были получены методом ВИМС, который дает неверный состав мишени в приповерхностной области (5-10 нм) до тех пор, пока не установится стационарный режим распыления.

2.“Нерегулярные” профили распределения внедренных примесей обнаружены в основном для ионов щелочноземельных металлов [ ], галогенов [ ] или благородных газов [ ], которые априорно должны иметь некоторые аномалии. Что касается последних, то говорить об их распределении в полимерах нужно с очень большой осторожностью. Многочисленные РОР-анализы распределения имплантированных в фоторезист ФП-383 ионов Ar+ [ ] показали, что атомы аргона выходят из пленки после облучения и через несколько недель следов внедренных частиц не наблюдалось. В [ ] показано, что при ионном облучении примесь брома в ФП-383 из объема двигается к поверхности. Ионы щелочноземельных металлов, лития, в частности, являются быстрыми диффузантами в кремнии. Поэтому, наиболее вероятной причиной “нерегулярных” распределений являются радиационно-стимулированные диффузионные процессы в полимерах.

3. Возможны некоторые особенности распределения имплантированных частиц в зависимости от того, как они были внедрены в мишень: в виде моноатомного иона (В+), или многокомпонентной молекулу (ВF2+, BF3+ и др.). В последнем случае, может играть роль даже ориентация молекул относительно нормали к мишени [ ].

Подводя итог сказанному, можно сделать несколько основных выводов.

1.В настоящее время метод МК является основным методом расчета параметров пространственного распределения ускоренных ионов, внедренных в многослойные, многокомпонентные системы. В целом наблюдается удовлетворительное согласие расчетных и экспериментальных значений проецированных пробегов для большинства ионов в широком диапазоне энергий. Продольный страгглинг зависит от дозы облучения. Программы типа SRIM(TRIM) для моделирования имплантации диэлектриков следует усовершенствовать.

2.Понятие “нерегулярных” распределений должно быть тщательно проанализировано и до тех пор, пока такие распределения не будут получены методом ВИМС, их существование не может считаться доказанным.

1.4. Аморфизация и кристаллизация изоляторов

Стимулированная ионным облучением аморфизация изоляторов представляет значительный интерес как с фундаментальной, так и с технологической точки зрения. Однако до сих пор точная природа процессов аморфизации таких материалов недостаточно определена. Для объяснения различных аспектов процесса аморфизации развито большое число моделей [97–108]. В общем, аморфизация в изоляторах происходит по гомогенному или гетерогенному механизму, затрудняется с ростом температуры и имеет место только при температурах, ниже критической, Tc.

Легко аморфизуемые неметаллические твердые тела (табл. 4.9.1) типично представляют собой сложные по составу ионные соединения или твердые тела с ковалентной связью, для которых применяется ряд критериев аморфизуемости, таких как: структурный тип [109], степень ионности связи [110], температура плавления [111], гомологическая температура кристаллизации [112], структурная и химическая комплексность материала [113]. Хотя каждый из этих критериев имел ограниченный успех при объяснении значительного числа структурно различающихся не моноатомных материалов, ни один из них не может предсказать поведение материалов одинакового структурного типа.

Таблица 1.9

Аморфизуемые твердые тела и аморфизующие излучения

Твердые тела	Излучения
Компактные твердые тела
Cu	нет
CuTi	электроны
NaCl	не (радиолиз)
MgO	тяжелые ионы (трудно)
CuTiO3	тяжелые ионы (высокие флюенсы)
Al2O3	тяжелые ионы (высокие флюенсы)
Молекулярные твердые тела
(-CH2-)n	электроны (радиолиз)
C14H10	электроны (радиолиз)
Ячеистые твердые тела
SiO2	электроны (радиолиз)
NaAlSi3O8	электроны (радиолиз)
Si	легкие ионы (низкие флюенсы)
SiC	легкие ионы (низкие флюенсы)
Si3N4	ионы (средние флюенсы)
ZnSiO2	ионы (средние флюенсы)

Важной проблемой является выяснение механизмов аморфизации, для которых, как и в случае полупроводников, развито две основных модели: накопления критической плотности точечных дефектов [114] или достижения критической плотности упруго-выделенной энергии в индивидуальном каскаде [115], а также перекрытие каскадов. Для разупорядочений, вызванных ионным облучением, в качестве меры легкости аморфизуемости часто используют критическую энергию, выделенную на один атом мишени (табл. 4.9.2.). С увеличением степени ионности межатомных связей в изоляторе, критическая энергия, выделенная на 1 атом, необходимая для аморфизации, также возрастает (рис. 4.9.1).

Таблица 1.10. Плотность энергии для аморфизации

при ионной имплантации.

Известно, что некоторые изоляторы будут аморфизоваться уже за счет единичных атомных смещений. Так кварц, многие сетчатые силикаты [116] (табл. 4.9.1) чувствительны к радиолизу, когда генерируются отдельные атомные смещения и их накопление приводит к эффектам глобальной аморфизации, вместо формирования протяженных дефектов.

Температура при ионном облучении является важным параметром, так как она определяет диффузионную подвижность смещенных атомов и возможность восстановления структуры или формирования новой структурной единицы. Некоторые материалы, такие как оксиды алюминия (сапфир и корунд) и магния, аморфизуются только при низких температурах и высоких флюенсах ионов (табл. 1.14).

Рис. 1.14. Соотношение между плотностью энергии,

необходимой для аморфизации при ионном облучении (Ткомн.),

и степенью ионности связей [106].

В этом случае необходимо учитывать роль внедренных атомов, которые изменяют координационную химию атомов и достижимые структуры твердого тела и могут облегчать процесс аморфизации. Гомогенный механизм аморфизации реализуется за счет накопления точечных или специфических дефектов, как это имеет место в случае кварца [117] или коэсита [118]. Как и в полупроводниках при прогрессирующем накоплении дефектов, аморфизация может происходить спонтанно при достижении критической концентрации дефектов (рис. 1.15). Гомогенный механизм аморфизации характерен также и SiC [119–122], даже при облучении тяжелыми ионами.

Аморфизация по гетерогенному типу характерна ионному облучению большинства керамик и в общем ассоциируется с несколькими возможными механизмами за счет:

а) формирования аморфной области на месте развития индивидуального каскада (как в Ca2(La, Nd)8 (SiO4)6O2 [123]);

б) при локальном накоплении высокой концентрации дефектов из-за перекрытия каскадов атомных столкновений (как в ZrSiO4 [124]);

в) за счет процессов нуклеации и роста аморфных кластеров, рассматривавшихся для Si [125], а также кварца и SiC [126–127];

г) комбинации таких процессов, как прямое образование аморфных зон, наряду с процессом перекрытия каскадов [99, 100], или образование индивидуальных аморфных зон со стимуляцией аморфизации на межфазной границе кристалл/аморфный материал [102], как это предлагалось для Si [102, 128], Si1–xGex

Рис. 1.15. Аморфная фракция как функция нормированного флюенса при аморфизации за счет:

1 — накопления дефектов; 2 — формирование аморфной области (в каскаде); 3 — двукратного перекрытия каскада; 4 — комплексного влияния процессов прямого образования аморфных областей и формирования дефектов.

Поведение процесса аморфиза-ции для нескольких практически важных керамик приведено на рис. 1.15 и описывает прямое образование аморфных зон для

CaNd8(SiO4)6O2, перекрытие

каскадов или стимулированные дефектами процессы для SiC и ZrSiO4 и механизм накопления дефектов для SrTiO3. Сигмоидальное поведение, которое обнаруживается для случая SiC, ZrSiO4 и SrTiO3, обычно наблюдается для керамик при низких температурах и соответствует процессам: перекрытия каскадных областей, зарождения и роста и комбинации: прямое образование аморфной области − дефектная стимуляция. Инкубационный период, наблюдаемый для этих процессов при низких флюенсах, обусловлен необходимостью создания локализованных нарушений или аморфных

Рис.1.16. Аморфная фракция как функция флюенса для представленных керамик [129].

зародышей, так что каскадная суперпозиция или стимулированный интерфейсом рост аморфных зародышей становятся наиболее вероятными. При высоких дозах экспоненциальное приближение к полностью аморфному состоянию обусловлено уменьшением вероятности каскадного влияния на

остающиеся кристаллические области или межфазную границу.

Алмаз является высокоэнергетической полиморфной модификацией углерода, в которой атомы связаны ковалентными Sp3 связями. При высоких температурах, когда генерируется достаточно большое количество точечных дефектов за счет тепловых возбуждений (Т ³ 1800°С), происходит переход в более низкоэнергетичное состояние — графитизация, когда атомы обладают Sp2-связями. Облучение алмаза ионами вызывает формирование дефектов структуры, которые могут снижать температурный порог графитизации. Когда плотность созданных облучением дефектов достаточно высока, чтобы обеспечить аморфизацию, слой, поврежденный имплантацией, трансформируется в графитную модификацию при отжиге. Это говорит о невозможности эпитаксиальной рекристаллизации в сильно нарушенном алмазе, в отличие от случая кремния. Из-за того, что процесс графитизации может уже инициироваться до реальной аморфизации, видимо, более адекватно обозначать этот критический флюенс ионов как пороговый для “графитизации”, вместо порогового для “аморфизации” [130–132].

Следовательно, в общем случае необходимо различать два уровня радиационных нарушений в алмазе. Первый, ниже порога графитизации, характеризуется последовательным восстановлением структуры алмаза при термообработках. Второй уровень нарушений соответствует тому, что при отжигах увеличивается число Sp2‑связанных углеродных атомов, т. е. постепенной “графитизации”. Пороговая плотность дефектов, разграничивающих оба указанных процесса, составляет около 1´2022 вакансий/см3 (при выборе Еd = 52 эв) [130, 132].

Авторы [131] предполагают, что пики смещений и тепловые пики при ионном облучении в алмазе не образуются. Учитывая, что алмаз является экстремально радиационно стойким материалом, в большинстве работ по моделированию радиационных процессов в нем полагается, что радиационные дефекты, накопляемые в процессе ионной имплантации в каскадах столкновений представляют собой, в основном, индивидуальные вакансии и междоузельные атомы. При определенных температурах необходимо учитывать миграцию точечных дефектов за счет диффузии их, а также аннигиляцию и уход их из имплантированной области на стоки.

1.4.1. Модели аморфизации изоляторов при ионном облучении

Для описания аморфизации за счет накопления дефектов до критической концентрации, процесс накопления радиационных дефектов можно моделировать, используя теорию скоростей [133], как это описано в работах [134, 136].

Модели гетерогенной аморфизации базируются на дифференциальных уравнениях, описывающих изменение доли аморфной фазы fa как функцию времени облучения или флюенса. Простейшая модель, не учитывающая процесс частичного восстановления решетки одновременно с повреждением ее, годится только для низких температур. Скорость аморфизации запишется как:

, (1.91)

где Pai — терм создания аморфной фазы для некоторого i- процесса, gi( fa) — вероятность того, что этот процесс имеет место для данного значения fa.

В случае непосредственного (прямого) создания аморфных областей ионным пучком Pa представляет собой произведение сечения аморфизации sа на плотность ионного тока j. Функция вероятности gi( fa) = 1 – fa:

, (1.92)

где D = jt — флюенс ионов. Зависимость fa от D для прямой аморфизации иллюстрируется на рис. 4.9.3 в случае кристаллов Са2Nd8(SiO4)6O2.

Общее выражение для fa в рамках модели перекрытия каскадов получено Гиббонсом [97]. В этой модели fa зависит от числа перекрытий каскадов, требуемого для создания критической концентрации дефектов в локальной области, необходимой для ее аморфизации. Чаще всего модель двойного перекрытия обеспечивает прекрасную подгонку к экспериментальным данным для ряда материалов, характеризующихся сигмаидальной зависимостью fa от флюенса. В этом случает fa описывается выражением [97]:

, (1.93)

где st — полное сечение нарушения. Зависимость fa от дозы для аморфизации посредством двойного перекрытия каскадов приведена на рис. 4.9.2. и соответствует наблюдаемому поведению для системы ZrSiO4 на рис. 4.9.3. Приближение теории скоростей Педраза [135, 136] для описания аморфизации, обусловленной критической концентрацией комплексов дефектов, дает такое же общее уравнение, как и модель перекрытия каскадов Гиббонса [97], в котором st D заменяется на множитель noCt, где Ct — концентрация комплексов дефектов в области, содержащей no атомов. В простейшем случае, когда не происходит отжига дефектов, noCt — эквивалентно sс D, где sс — сечение генерации комплексов дефектов.

Ряд исследователей [99, 100] рассмотрели обобщенную модель, включающую прямое образование аморфных областей и процесс однократного перекрытия каскадов. В простейшем виде эта модель описывается выражением:

, (1.94)

где st — общее сечение повреждения для обоих процессов: прямой аморфизации и разупорядочения [124].

В комбинированной модели [102] включается прямая аморфизация sa j отдельными ионами и процессы аморфизации, стимулированные межфазной границей Ps, в которых учитывается рост аморфного материала на межфазной границе кристалл/аморфный слой (с/а), стимулированный дефектами, каскадами или имплантированными ионами. Вероятность gi( fa) для этого процесса на с/а интерфейсе запишется как fa(1 – fa), а общее выражение в рамках этой комбинированной модели примет вид:

. (1.95)

Модель численно апробировалась к экспериментальным данным для Si [102, 137], Si1–xGex [128] и SiC [121]. Решение уравнения (1.95) запишется как:

, (1.96)

где ss — эффективное сечение для стимулированной аморфизации.

В рамках модели зародышеобразования и роста предполагалось [125–127], что зародышеобразование по Аврами [138] и рост аморфного кластера могут описать общую аморфизацию. В этом случае fa как функция времени (т. е. D/j) запишется выражением:

, (1.97)

где R — скорость нуклеации аморфных кластеров за счет ионного облучения, G — скорость роста, m — параметр порядка реакции. Если R = sa j и G = ss j, тогда эта модель будет концептуально подобной предыдущей комбинированной модели. Эта модель, с параметром m порядка 3–4, обеспечивает достаточно хорошую подгонку к данным для Si [125], кварца [126, 127] и SiC [126, 127].

1.4.2. Кинетика процесса аморфизации.

В разделе 4.9.1 рассмотрены идеализированные случаи, когда температурные эффекты в процессах дефектообразования не учитываются. В более реалистичном приближении необходимо принимать во внимание роль как процессов генерации дефектов, так и восстановления структуры, за счет аннигиляции и рекомбинации дефектов, эпитаксиальную рекристаллизацию на границе кристалл/аморфный слой, а также зародышеобразование и рост кристаллитов в объеме аморфной фазы при полицентровой рекристаллизации.

При одновременной рекристаллизации скорость аморфизации запишется выражением:

, (1.98)

где Kj(T) — скорость восстановления решетки при температуре T для определенного j-го процесса и hj( fa) — вероятность для процесса восстановления при заданном значении fa. Процесс восстановления может быть термо - или радиационно-стимулированным процессом. Следовательно, функция вероятности может иметь различное формульное представление. Если процесс восстановления активен в объеме кристаллической матрицы, тогда hj( fa) = (1 – fa). Для процесса восстановления на с/а-интерфейсе, hj( fa) пропорционально площади межфазной границы; и можно предположить, оно равно fa(1 – fa). В нескольких моделях [100, 107] ошибочно полагалось, что hj( fa) = fa для эпитаксиальной рекристаллизации, когда наиболее высокая вероятность для эпитаксиальной кристаллизации ( fa – 1) имеет место, когда не остается с/a-интерфейса. В случае процессов восстановления в объеме аморфной области hj( fa) = fa.

Константа скорости K(T) в уравнении (1.98) является суммой констант скорости, зависящих от Т, для процессов радиационного ассистирования и термического отжига:

, (1.99)

где virr и vth — частоты эффективных попыток для занятия регулярного положения в решетке, а Eirr и Eth — энергии активации для радиационно-ассистируемых и термических процессов восстановления, соответственно.

Эффективная частота попыток vth часто предполагается равной дебаевской частоте vо, которая приблизительно составляет 1013 с–1. Тем не менее, vth учитывает локальную координацию атомов z и среднее число скачков hj для восстановления (т. е., например, замена узлового положения междоузельным атомом) [139]. Таким образом, vth, величина которой находится в пределах от 109 до 1014 с–1, приблизительно выражается как:

. (1.100)

В общем случае, vth более строго определяется только экспериментально. Типичные измеренные значения vth составляют [129]: »109 с–1 для Cu; »1010 с–1 для UO2 и »1014 с–1 как для аморфного Са2Nd8(SiO4)6O2 так и для стекловидного кремнезема. Как отмечал Картер [101], virr прямо пропорционально плотности ионного потока j и определяется как: , где sr — сечение восстановления, связанное с радиационно-стимулированной кристаллизацией или рекомбинацией дефектов (sr = st – sa). Скорость радиационно-ассистируемого восстановления всегда будет про­пор­ци­о­нальной j и, так как virr <<vth, процессы радиационно-ассистируемого восстановления могут быть практически атермическими с низкой активационной энергией.

При высоких температурах член термического восстановления в (4.9.9) будет доминирующим, и скорость восстановления будет независимой от j. Следствием этого будет независимость аморфизации от плотности ионного потока в температурном диапазоне, где процессы термического восстановления решетки являются доминирующими.

Для случая прямой аморфизации Kj(T) ассоциируется с эпитаксиальной рекристаллизацией на с/a-интерфейсе или зародышеобразованием и ростом кристаллитов в объеме аморфной фазы. В общем случае имеет место то, что такая рекристаллизация происходит одновременно с аморфизацией в керамике. Тогда решение для fa запишется как:

, (1.101)

где Ke(T) — скорость эпитаксиальной рекристаллизации.

Рекомбинация дефектов и аннигиляция их в нарушенных кристаллических областях и эпитаксиальная рекристаллизация на с/a-интерфейсе являются первичными процессами восстановления в модели перекрытия каскадов. В случае однократного перекрытия каскадов необходимо учитывать процессы прямой аморфизации и однократного перекрытия, предполагая se = 0. Процессы двухкратного перекрытия каскадов требуют решения пяти связанных дифференциальных уравнений. Альтернативным подходом для случая двухкратного перекрытия каскадов является термическое рассмотрение Педраза [135, 136] для температурной зависимости аморфизации, обусловленной критической концентрацией комплекса дефектов. Если критическая концентрация для аморфизации соответствует трем дефектным комплексам на no атомов (подобно перекрытию трех каскадов в модели двухкратного перекрытия), тогда доля аморфной фракции определяется из выражения [135, 136]:

, (1.102)

подобно выражению (4.9.3) за исключением того, что Сt теперь зависит от температуры и определяется теорией скоростей. Если sс — сечение создания комплексов дефектов и Кс(Т) — скорость отжига комплексов дефектов не зависят от концентрации их, тогда

, (1.103)

что дает решение, которое подобно решению, ранее предложенному для модели двухкратного перекрытия [140]. Однако, если скорость отжига зависит от концентрации комплексов дефектов, тогда

. (1.104)

Если основными процессами восстановления являются рекомбинация и аннигиляция, то уравнения (1.102)–(1.103) представляют собой выражения возможных моделей для кинетики аморфизации, обусловленной критической концентрацией комплексов дефектов или двухкратным перекрытием каскадов. Теоретический подход Педраза [136] для описания температурной зависимости полной аморфизации как за счет прямой аморфизации, так и накопления комплексов дефектов, может быть использован для расчета кинетики аморфизации в рамках комбинированной модели прямая аморфизация/перекрытие каскадов.

В случае комбинированной модели, включающей вклад прямой аморфизации и стимулированной дефектами на с/а-интерфейсе, важными параметрами являются скорость эпитаксиальной кристаллизации Кс(Т) и скорости рекомбинации/аннигиляции дефектов Кd(Т). Если процесс восстановления происходит в основном вблизи с/а-интерфейсов, тогда hj( fa) = fa(1 – fa). В альтернативном случае доминирования процесса рекомбинации дефектов, происходящих преимущественно в объеме остаточной критической фазы, hj( fa) = 1 – fa. На основе обоих положений, решение относительно кинетики процесса аморфизации запишется выражением:

. (1.105)

Для случая удаления дефектов через с/а-интерфейсы, частота эффективных попыток vd = ss j. Выражение (1.105) является наиболее общим описанием аморфизации и приводится к (4.9.12) при повышенных температурах или когда ss = 0. Подгонка результатов расчета по этой модели к экспериментам для SiC [141] иллюстрируется на рис. 4.9.4 и дает следующие модельные параметры: ss /sa » 12, энергия активации — 0,23 ± 0,6 эВ. Энергия активации процесса согласуется с энергией активации, указанной для термического устранения дефектов в этом температурном диапазоне [142].

В оригинальной модели Аврами [138] нуклеация и рост включений − управляемые миграцией процессы, эффективность которых растет с температурой. В случае аморфизации процессы устранения дефектов приводят к уменьшению как скорости зародышеобразования, так и роста кластеров с ростом температуры. Следовательно, будем иметь:

. (1.106)

где R0 = sa j и G0 = ss j — скорости зародышеобразования и роста аморфных кластеров при Т = 0, соответственно. Если применить эту модель к данным для SiC на рис. 1.17, то в результате подгонки данных получим энергию активации 0,17 эВ, что несколько меньше, чем получена в рамках предыдущей модели.

Рис.1.17. Результаты подгонки комбинированной прямой аморфизации, стимулированной дефектами аморфизации (4.9.16) к экспериментальным данным [141] для 6H-SiC, облученного ионами Ar+ c Е = 360 кэВ (энергия активации 0,23 ± 0,6 эВ).

1.4.3. Соотношение доза − температура аморфизации.

Наличие аморфной фазы регистрируется различными методами. Однако наиболее эффективными в экспериментах по ионному облучению являются — просвечивающая электронная микроскопия и обратное резерфордовское рассеяние ионов. В литературе имеется несколько выражений, определяющих дозу аморфизации при различных температурах кристаллов [98, 99, 104, 108], которые могут быть представлены уравнением [143]:

, (1.107)

где D0 — флюенс ионов, необходимый для достижения аморфного состояния при 0° К, Еа — энергия активации, С — константа, зависящая от плотности ионного тока и сечения нарушенной области (C = ln(v/sj)) [104, 105], а m и n — параметры определенной модели. Выражение (4.9.18) часто адекватно описывает экспериментальные данные по аморфизации как керамических материалов, так и полупроводников. Активационные энергии Еа, полученные из таких подгонок, в большинстве случаев малы, что может отражать почти атермическую природу радиационно-ассистируемых процессов. Следует отметить, что реальные кинетические процессы, контролирующие аморфизацию, более сложны, чем описываемые одной активационной энергией, учитываемой в указанных выше моделях.

На основе формулы (1.105) для вкладов прямой и стимулированной дефектами аморфизации, в условиях реалистичного рассмотрения эпитаксиальной рекристаллизации получим выражение для дозы аморфизации:

, (1.108)

где A = [ j(sa + ss)]–1.

Рис.1.18. Результаты подгонки (1.108) к данным для Ca2La8(SiO4)6O2 [104, 123].

Полагая ss = 0, переходим к выражению, используемому для прямой аморфизации. Путем подгонки данных уравнения (4.9.19) к результатам, приведенным на рис. 4.9.4 для SiC, можем определить значения параметров sa

и ss. Учитывая только один радиационно-ассистируемый процесс и предположив ss = 0, результаты подгонки уравнения (4.9.19) к данным для Ca2La8(SiO4)6O2, облученным ионами Kr+ и Xe+ c E = 1,5 МэВ, приведены на рис. 1.18.

Энергия активации, вычисленная из этой подгонки, составляет около 0,3 эВ, что соответствует процессу активации при 300 К.

4.9.4. Критическая температура аморфизации и процессы кристаллизации

Полная аморфизация не имеет место, если скорость генерации нарушений Pa g( fa) меньше или равна скорости восстановления их K(T)hj( fa). Критическая температура Tc, выше которой полная аморфизация не происходит, определяется из условия Pa g( fa) = K(T)hj( fa). Поскольку fa ® 1 в большинстве экспериментов по определению Tc, общее условие примет вид: Pa = КТ при Т = Тс.