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 n_о, то раствор построен по типу замещения; если п>n_о - имеем раствор внедрения, при п<n_о - раствор 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)_r (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 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 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.