Рентгенография Материалов

Рентгенография Материалов в Энциклопедическом словаре:
Рентгенография Материалов - область материаловедения, основана нарентгеновских методах изучения структур материалов. В рентгенографииматериалов исследуют кристаллическую структуру, фазовый состав и егоизменения, состояние деформированных или подвергнутых другому воздействиюматериалов.

Определение «Рентгенография Материалов» по БСЭ:
Рентгенография материалов - область исследований, занимающаяся решением разнообразных задач материаловедения на основе рентгеновских дифракционных методов. В Р. м. 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.
В Р. м. 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).
Определение числа, размеров и разориентировки кристаллитов. Размеры кристаллитов поликристаллического материала, существенно влияющие на его механические свойства, определяют методами Р. м. 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/acos
ϑ, где α - постоянная величина (параметр аппаратуры), ϑ - брэгговский угол.
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 = λ/βcosϑ, где β - полуширина размытой линии, λ - длина волны использованного излучения.
Средний угол разориентировки блоков ϑ определяют по эффектам двойного вульф-брэгговского рассеяния в малоугловой ооласти (при ε = 2ϑ ≤ 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
(ε) определяет ϑ: I (ε) = Aε⁻¹ехр {-BεІ/ϑІ}, где A и В- постоянные величины.
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
Δϑ. В простейшем случае при нормальных напряжениях σ смещение Δϑ связано с σ выражением: σ = Ectgϑ·Δϑ/μ, где Е - Юнга модуль, μ - 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): Δа/а = β/4tgϑ.
Для разделения эффектов, вызываемых микронапряжениями и блоками мозаики, применяют специальную методику, основанную на гармоническом анализе.
Фазовый анализ. Р. м. 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. Р. м. 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 Р. м. определяют количество n атомов в элементарной ячейке раствора, используя рентгенографические данные о её объёме Q и значении плотности раствора
ρ: n = Qρ/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 Р. м. 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
ρ(r), т. е. усреднённое по объёму Q число атомов N в 1 смі на расстоянии r от центрального атома: ρ(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 Р. м. 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 ν = ƒ(k) (где ν - 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. Р. м. 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.
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.

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. β - полуширина размытой линии.

Рис. 2. Схема двойного вульф-брэгговского рассеяния (II) от блочного поликристалла в область малых углов ε от первичного пучка I.

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.

Рис. 4. Дебаеграмма
(а) аморфного твёрдого тела (или жидкости, расплава) и график (б) изменения распределения ρ(r) атомной плотности Hg с расстоянием r от центра неупорядоченного скопления. Появление нескольких первых размытых максимумов интенсивности I(S) (где 22/220153.tif) вызвано неупорядоченным скопленнием атомов (ионов).

Рентгенография    Рентгенография Материалов    Рентгенодефектоскопия