Рентгенография материалов

Определение "Рентгенография материалов" в Большой Советской Энциклопедии

Дебаеграмма аморфного твёрдого тела и график изменения распределения атомной плотности

Рентгенография материалов, область исследований, занимающаяся решением разнообразных задач материаловедения на основе рентгеновских дифракционных методов. В Рентгенография материалов исследуют как равновесные, так и неравновесные состояния материалов; изучают их кристаллическую структуру, фазовый состав и его изменения, строят фазовые диаграммы, исследуют состояние деформированных (или подвергнутых каким-либо другим воздействиям) материалов, процессы упорядочения и явления ближнего порядка в них.

Дебаеграмма сплава Fe - Al

В Рентгенография материалов используют дифракцию моно- или полихроматического рентгеновского излучения в рентгеновских камерах, получая рентгенограммы моно- или поликристаллических образцов, или регистрируют распределение рассеянного рентгеновского излучения в рентгеновских дифрактометрах (см. Рентгеновский структурный анализ).

Диффузное рассеяние монокристалла Ni - Be

  Определение числа, размеров и разориентировки кристаллитов. Размеры кристаллитов поликристаллического материала, существенно влияющие на его механические свойства, определяют методами Рентгенография материалов Средний объём V достаточно крупных (~ 0,5-5 мкм) кристаллитов находят по их числу N в исследуемом образце: V = Q/N, где Q - объём образца. Число N кристаллитов, участвующих в отражении рентгеновских лучей, определяется числом п точечных рефлексов, составляющих дебаевское кольцо рентгенограммы (см. Дебая - Шеррера метод): N = 2n/acosJ, где a - постоянная величина (параметр аппаратуры), J - брэгговский угол.

Профили линий дебаеграммы

Рентгенографические методы позволяют определять углы разориентировки и размеры блоков мозаики - областей с правильным строением, повёрнутых одна относительно другой (разориентированных) на очень малые углы. Измельчение блоков мозаики сопровождается упрочнением материалов, характеристики мозаичности связаны с плотностью дислокаций. О размерах блоков мозаики ~ 0,05-0,1 мкм судят по размытию (уширению) дебаевских колец (рис. 1). Если уширение обусловлено только мозаичностью, то усреднённые значения размеров блоков: D = l/bcosJ, где b - полуширина размытой линии, l - длина волны использованного излучения. Средний угол разориентировки блоков J определяют по эффектам двойного вульф-брэгговского рассеяния в малоугловой ооласти (при e = 2J £ 0,5°), когда первично отражённый луч отражается ещё раз от подходящим образом ориентированного блока в направлении исходного пучка (рис. 2). В окрестности первичного луча появляется дополнительное диффузное рассеяние, интенсивность которого I (e) определяет J: I (e) = Аe^-1ехр {-Be²/J²}, где А и В- постоянные величины.

Схема двойного вульф-брэгговского рассеяния

Определение остаточных напряжений. Вследствие пластических деформаций, фазовых превращений, облучения частицами высоких энергий, неравномерного нагрева и охлаждения и т.д. в материалах могут возникать остаточные напряжения. Макронапряжения приводят к короблению) растрескиванию, межкристаллитной коррозии, а иногда обусловливают анизотропию механических и магнитных свойств материала или повышают его усталостную прочность (например, при наличии сжимающих напряжений). Рентгенографическое определение макронапряжений в простейшем случае сводится к измерению смещения дебаевской линии DJ. В простейшем случае при нормальных напряжениях s смещение DJ связано с s выражением: s = EctgJ×DJ/m, где Е - Юнга модуль, m - Пуассона коэффициент.

  Микронапряжения, как и измельчение блоков мозаики, приводят к уширению дебаевских линий. Если уширение обусловлено только микронапряжениями, то средняя их величина (для кристаллов кубической сингонии): Dа/а = b/4tgJ. Для разделения эффектов, вызываемых микронапряжениями и блоками мозаики, применяют специальную методику, основанную на гармоническом анализе.

  Фазовый анализ. Рентгенография материалов позволяет производить качественный и количественный фазовый анализ гетерогенных смесей. Каждая фаза данного вещества даёт на рентгенограмме характерное отражение. В определении составляющих смесь фаз по их отражениям и состоит качественный фазовый анализ. Количественный фазовый анализ проводят на рентгеновском дифрактометре: сопоставляя интенсивности отражений фазы и эталона, находящихся в смеси, можно определить концентрацию данной фазы в поликристалле.

Фазовые превращения. Рентгенография материалов применяют для исследования изменений в пересыщенном твёрдом растворе, обусловленных его распадом (старением) и, следовательно, возникновением новых фаз и (или) исчезновением старых. Температурно-временная зависимость изменения концентрации фаз даёт возможность изучать кинетику процессов и научно выбирать, например, режимы термообработок, определять энергию активации процесса и т.д. Распад твёрдых растворов сопровождается изменением их физических и механических свойств. Особенно значительно меняются свойства, когда кристаллическая решётка вновь образующейся фазы совпадает с исходной решёткой твёрдого раствора и между ними нет чёткой границы раздела; в таком случае говорят, что распад протекает когерентно - образуются, например, зоны Гинье - Престона (рис. 3). Если возникает чёткая граница раздела, то говорят о некогерентных выделениях фаз. Рентгенограммы твёрдых растворов при когерентном и некогерентном распадах существенно отличаются, что позволяет получать важные данные о ходе кристаллоструктурных процессов.

Определение типа твёрдого раствора и границы растворимости. Для установления типа твёрдого раствора в Рентгенография материалов определяют количество n атомов в элементарной ячейке раствора, используя рентгенографические данные о её объёме Q и значении плотности раствора r: n = Qr/A×1,66×10^-24, где A - средневзвешенный атомный вес. Если n окажется равным числу атомов в элементарной ячейке растворителя n_o, то раствор построен по типу замещения; если n > no - имеем раствор внедрения, при n < no - раствор вычитания.

Для установления границы растворимости в твёрдом состоянии в Рентгенография материалов анализируют изменения периодов кристаллической решётки при повышении концентрации раствора. Концентрация, при которой период решётки (для 2 компонентных растворов) перестаёт меняться при дальнейшем изменении состава, определяет предельную растворимость для данной температуры. По найденным значениям предельной растворимости для различных температур строят границу растворимости.

Рентгенографическое исследование расплавленных и аморфных веществ. Аморфные вещества и расплавы дают диффузное рассеяние рентгеновских лучей (см. рис. 6 в ст. Рентгеновский структурный анализ), но на рентгенограммах всё же можно выделить немногочисленные и очень размытые интерференционные максимумы. Анализ дифракционных картин (рис. 4, а) позволяет разобраться в структуре жидкостей и аморфных тел; при этом определяется функция атомного распределения r(r), т. е. усреднённое по объёму Q число атомов N  в 1 см³ на расстоянии r от центрального атома: r(r) = (dN/dQ) _r (рис. 4, б). Диффузный фон несёт также информацию об электронной структуре сплава.

Исследование ближнего и дальнего порядка. В твёрдых растворах атомы компонентов распределены, как правило, не хаотично, а с некоторой корреляцией (см. Дальний порядок и ближний порядок). Когда корреляция существует только в ближайших координационных сферах, возникает или ближнее упорядочение (например, в сплавах Fe - Si и Fe - Al), либо ближнее расслоение (Cr - Mo и Si - Ge). Рентгенографически это можно обнаружить по появлению дополнительного диффузного фона. С помощью Рентгенография материалов установлено, что при понижении температуры в твёрдых растворах с ближним расслоением обычно происходит распад на 2 твёрдых раствора (например, Al - Zn), а в растворах с ближним упорядочением при этом возникает дальний порядок (например, в Fe₃Al). В последнем случае корреляция между упорядоченными атомами наблюдается в объёме всего образца, что сопровождается появлением на рентгенограмме слабых дополнительных сверхструктурных линий (рис. 5), по интенсивности которых можно судить о степени развития дальнего порядка.

Рентгенографическое исследование тепловых колебаний. Для исследования используют рентгенографическую методику измерения диффузного рассеяния рентгеновских лучей, вызванного тепловыми колебаниями, на монокристаллах. Эти измерения позволяют получить дисперсионные кривые n = f (k) (где n - частота, a k - волновой вектор упругих волн в кристалле) по различным направлениям в кристалле. Знание дисперсионных кривых даёт возможность определить упругие константы кристалла, вычислить константы межатомного взаимодействия и рассчитать фононны и спектр кристалла.
Об изучении рентгеновскими методами распределения дефектов в достаточно крупных и почти совершенных монокристаллах см. в ст. Рентгеновская топография.

  Исследование радиационных повреждений. Рентгенография материалов позволяет установить изменения структуры кристаллических тел под действием проникающей радиации (например, изменение периодов решётки, возникновение диффузных максимумов и т.д.), а также исследовать структуру радиоактивных веществ.

Лит.: Уманский Я. С., Рентгенография металлов и полупроводников, М., 1969: его же, Рентгенография металлов, М., 1967; Иверонова В. И., Ревкевич Г. П., Теория рассеяния рентгеновских лучей, М., 1972; Хачатурян А. Г., Теория фазовых превращений и структура твердых растворов, М., 1974; Кривоглаз М. А., Применение рассеяния рентгеновских лучей и тепловых нейтронов для исследования несовершенств в кристаллах, К., 1974; Конобеевский С. Т., Действие облучения на материалы, М., 1967: Кривоглаз М. А., Теория рассеяния рентгеновских лучей и тепловых нейтронов реальными кристаллами, М., 1967; Уманский Я. С., Чириков Н. В., Диффузия и образование фаз, М., 1974; Warren В. Е., X-ray diffraction, N. Y., 1969; Schuize G. R., Metallphysik, B., 1974.
  Я. С. Умайский, Н. В. Чириков.

Ni - Be. Дополнительное диффузное рассеяние вокруг отражений твёрдого раствора вызвано распадом пересыщенного твёрдого раствора с образованием мелкодисперсной новой фазы, имеющей ту же кристаллическую решётку, что и раствор, но отличающуюся по составу и удельному объёму (разные периоды решётки). Для каждого отражения приведены индексы интерференции, отличающиеся от миллеровских индексов порядком отражения." href="/a_pictures/18/10/295312041.jpg">Ni - Be. Дополнительное диффузное рассеяние вокруг отражений твёрдого раствора вызвано распадом пересыщенного твёрдого раствора с образованием мелкодисперсной новой фазы, имеющей ту же кристаллическую решётку, что и раствор, но отличающуюся по составу и удельному объёму (разные периоды решётки). Для каждого отражения приведены индексы интерференции, отличающиеся от миллеровских индексов порядком отражения."http://nickel.atomistry.com/">Ni - Be. Дополнительное диффузное рассеяние вокруг отражений твёрдого раствора вызвано распадом пересыщенного твёрдого раствора с образованием мелкодисперсной новой фазы, имеющей ту же кристаллическую решётку, что и раствор, но отличающуюся по составу и удельному объёму (разные периоды решётки). Для каждого отражения приведены индексы интерференции, отличающиеся от миллеровских индексов порядком отражения." src="a_pictures/18/10/th_295312041.jpg">
Рис. 3. Диффузное рассеяние состаренного монокристалла Ni - Be. Дополнительное диффузное рассеяние вокруг отражений твёрдого раствора вызвано распадом пересыщенного твёрдого раствора с образованием мелкодисперсной новой фазы, имеющей ту же кристаллическую решётку, что и раствор, но отличающуюся по составу и удельному объёму (разные периоды решётки). Для каждого отражения приведены индексы интерференции, отличающиеся от миллеровских индексов порядком отражения.

II) от блочного поликристалла в область малых углов e от первичного пучка I." href="/a_pictures/18/10/208949697.jpg">II) от блочного поликристалла в область малых углов e от первичного пучка I." src="a_pictures/18/10/th_208949697.jpg">
Рис. 2. Схема двойного вульф-брэгговского рассеяния (II) от блочного поликристалла в область малых углов e от первичного пучка I.


Рис. 1. Профили линий дебаеграммы: а - узкие (неуширенные) сплошные отражения от кристаллитов размерами ~ 0,5 мкм; б - уширенные отражения от блоков мозаики размерами 0,1-0,2 мкм. b - полуширина размытой линии.

Hg с расстоянием r от центра неупорядоченного скопления. Появление нескольких первых размытых максимумов интенсивности I(S) (где ) вызвано неупорядоченным скопленнием атомов (ионов)." href="/a_pictures/18/10/235779483.jpg">Hg с расстоянием r от центра неупорядоченного скопления. Появление нескольких первых размытых максимумов интенсивности I(S) (где ) вызвано неупорядоченным скопленнием атомов (ионов)."http://atomistry.com/">атомной плотности Hg с расстоянием r от центра неупорядоченного скопления. Появление нескольких первых размытых максимумов интенсивности I(S) (где ) вызвано неупорядоченным скопленнием атомов (ионов)." src="a_pictures/18/10/th_235779483.jpg">
Рис. 4. Дебаеграмма (а) аморфного твёрдого тела (или жидкости, расплава) и график (б) изменения распределения r(r) атомной плотности Hg с расстоянием r от центра неупорядоченного скопления. Появление нескольких первых размытых максимумов интенсивности I(S) (где ) вызвано неупорядоченным скопленнием атомов (ионов).

Fe - Al. При упорядоченном расположении атомов разного сорта, кроме обычных отражений 110, 200, 211. 220, 310, присущих твёрдому раствору с объёмноцентрированной кубической решёткой, появляются более слабые дополнительные сверхструктурные отражения 100, 111, 210, 300, 221. Нарушение порядка приводит к ослаблению интенсивности сверхструктурных линий." href="/a_pictures/18/10/257488529.jpg">Fe - Al. При упорядоченном расположении атомов разного сорта, кроме обычных отражений 110, 200, 211. 220, 310, присущих твёрдому раствору с объёмноцентрированной кубической решёткой, появляются более слабые дополнительные сверхструктурные отражения 100, 111, 210, 300, 221. Нарушение порядка приводит к ослаблению интенсивности сверхструктурных линий."http://iron.atomistry.com/">Fe - Al. При упорядоченном расположении атомов разного сорта, кроме обычных отражений 110, 200, 211. 220, 310, присущих твёрдому раствору с объёмноцентрированной кубической решёткой, появляются более слабые дополнительные сверхструктурные отражения 100, 111, 210, 300, 221. Нарушение порядка приводит к ослаблению интенсивности сверхструктурных линий." src="a_pictures/18/10/th_257488529.jpg">
Рис. 5. Дебаеграмма сплава Fe - Al. При упорядоченном расположении атомов разного сорта, кроме обычных отражений 110, 200, 211. 220, 310, присущих твёрдому раствору с объёмноцентрированной кубической решёткой, появляются более слабые дополнительные сверхструктурные отражения 100, 111, 210, 300, 221. Нарушение порядка приводит к ослаблению интенсивности сверхструктурных линий.