РЕНТГЕНОГРАФИЯ МАТЕРИАЛОВ

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 к.-л. др. воздействиям) материалов, процессы
упорядочения и явления ближнего порядка в них.

В Р. м. используют дифракцию моно-или полихроматич.
рентгеновского излучения в рентгеновских камерах, получая рентгенограммы
моно- или поликристал-лич. образцов, или регистрируют распределение рассеянного
рентгеновского излучения в рентгеновских дифрактометрах (см. Рентгеновский
структурный анализ).



Определение числа, размеров и раз-ориентировки
кристаллитов. Размеры кристаллитов поликристаллич. материала, существенно
влияющие на его механич. свойства, определяют методами Р. м. Средний объём
V
достаточно
крупных (0,5-5мкм) 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 = 2п/а
cos 0, где а - постоянная
величина (параметр аппаратуры), 0 - брэгговский угол.

Рентгенографич. методы позволяют определять
углы разориентировки и размеры блоков мозаики - областей с правильным строением,
повёрнутых одна относительно другой (разориентирован-ных) на очень малые
углы. Измельчение блоков мозаики сопровождается упрочнением материалов,
характеристики мо-заичности связаны с плотностью дислокаций. О размерах
блоков мозаики 0,05-0,1 мкм судят по размытию (уширению) дебаевских
колец (рис. 1).

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.

Если уширение обусловлено только мо-заичностью,
то усреднённые значения размеров блоков: D = Л/b cos 0, где 3 -
полуширина размытой линии, Л - длина волны использованного излучения. Средний
угол разориентировки блоков 8 определяют по эффектам двойного вульф-брэгтовского
рассеяния в малоугловой области (при е = 2 0 =< 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 к-рого
I(е) определяет б: I(е) = Ae^-1ехр{-Ве²/б²},
где А и В - постоянные величины.

Определение остаточных напряжений. Вследствие
пластич. 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,
межкристал-литной коррозии, а иногда обусловливают анизотропию механич.
и магнитных свойств материала или повышают его усталостную прочность (напр.,
при наличии сжимающих напряжений). Рент-генографич. определение макронапряжений
в простейшем случае сводится к измерению смещения дебаевской линии дельта
0. В простейшем случае при нормальных напряжениях а смещение дельта 0 связано
с а выражением: а = Ectg0*дельта 0/n, где Е - Юнга модуль, n
- Пуассона коэффициент.

Рис. 2. Схема двойного вульф-брэгговского
рассеяния (II) от блочного полнкристалла в область малых углов e от первячного
пучка I.

Микронапряжения, как и измельчение
блоков мозаики, приводят к ушир-ению дебаевских линий. Если уширение обусловлено
только микронапряжениями, то средняя их величина (для кристаллов кубич.
сингонии): дельта а/а = b/4 tg 0. Для разделения эффектов, вызываемых микронапряжениями
и блоками мозаики, применяют спец. методику, основанную на гармоническом
анализе.

Фазовый анализ. Р. м. позволяет производить
качеств, и количеств, фазовый анализ гетерогенных смесей. Каждая фаза данного
вещества даёт на рентгенограмме характерное отражение. В определении составляющих
смесь фаз по их отражениям и состоит качеств, фазовый анализ. Количеств,
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. Темпера-турно-временная зависимость изменения концентрации
фаз даёт возможность изучать кинетику процессов и научно выбирать, напр.,
режимы термообработок, определять энергию активации процесса и т. д. Распад
твёрдых растворов сопровождается изменением их физ. и механич. свойств.
Особенно значительно меняются свойства, когда кристаллич. 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, напр., 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 п
атомов
в элементарной ячейке раствора, используя рентгенографич. данные о её объёме
Q
и
значении плотности раствора р: п = Qp/A*1,66*10^-24,
где А - средневзвешенный атомный вес. Если п окажется равным
числу атомов в элементарной ячейке растворителя nпостроен по типу замещения; если п>n- имеем раствор
внедрения, при п<nраствор вычитания.

Для установления границы растворимости
в твёрдом состоянии в Р. м. анализируют изменения периодов кристаллич.
решётки при повышении концентрации раствора. Концентрация, при к-рой период
решётки (для 2 компонентных растворов) перестаёт меняться при дальнейшем
изменении состава, определяет предельную растворимость для данной темп-ры.
По найденным значениям предельной растворимости для различных темп-р 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,a) позволяет
разобраться в структуре жидкостей и аморфных тел; при этом определяется
функция атомного распределения р (т), т. е. усреднённое по объёму
Q число атомов N в 1 см³ на расстоянии r от центрального
атома: р (г) = (dN/dQ)(рис. 4, б). Диффузный фон несёт
также информацию об электронной структуре сплава.

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 кристаллич. 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 р(r)
атомной плотности Hg с расстоянием r от центра неупорядоченного скопления.
Появление нескольких первых размытых максимумов интенсивности I(S) (где
S=sin 0/Л.) вызвано неупорядоченным скоплением атомов (ионов).

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

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.

Рентгенографическое исследование тепловых
колебаний. Для исследования используют рентгенографич. методику измерения
диффузного рассеяния рентгеновских лучей, вызванного тепловыми колебаниями,
на монокристаллах. Эти измерения позволяют получить дисперсионные кривые
v=f(k) (где v - 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 фононный 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 кристаллич. тел под действием
проникающей радиации (напр., 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., Ревкев и ч 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; У м а н с к и й Я. С., Чириков Н. В.,
Диффузия и образование фаз, М., 1974; W а r r е n В. Е., X-ray diffraction,
N.'Y., 1969; S с h u 1 z e G. R., Metallphysik, В., 1974.

Я. С. Уманский, Н. В, Чириков.