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 (См. Рентгеновская камера),получая рентгенограммы моно- или поликристаллических образцов, или регистрируют распределение рассеянного рентгеновского излучения в рентгеновских дифрактометрах (См. Рентгеновский дифрактометр)(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 объёмVдостаточно крупных (Рентгенография материалов 0,5—5мкм) кристаллитов находят по их числуNв исследуемом образце:V=Q/N,гдеQ— объём образца. ЧислоNкристаллитов, участвующих в отражении рентгеновских лучей, определяется числомпточечных рефлексов, составляющих дебаевское кольцо рентгенограммы (см. Дебая - Шеррера метод):N= 2n/acosϑ,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 Рентгенография материалов 0,05—0,1мкмсудят 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 которогоI(ε) определяет ϑ:I(ε)=Аε-1ехр {—Bε2/ϑ2}, гдеАиВ—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 (См. Напряжение). 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, гдеЕ —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 (См. Гармонический анализ).
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 (См. Твёрдые растворы),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 количествоnатомов в элементарной ячейке раствора, используя рентгенографические данные о её объёмеQи значении плотности раствора ρ:n=Qρ/A․1,66․10-24, гдеA —средневзвешенный атомный вес. Еслиnокажется равным числу атомов в элементарной ячейке растворителяno,то раствор построен по типу замещения; еслиn>no —имеем раствор внедрения, приn < 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. 6в 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 объёмуQчисло атомовNв 1см3на расстоянииrот 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 =f(k) (где ν — частота, ak —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 Рентгенография материалов 0,5мкм; б — уширенные отражения от блоков мозаики размерами 0,1—0,2мкм. 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