НИР 2. Принадлежности дифрактометр "дрон3М", эталонный и деформированный образцы металлов (облученные мощным ионным пучком). Введени е
 Скачать 99.63 Kb.
|
Å) и без нарушений кристаллического строения. Определив площади под дифракционными кривыми интенсивности и их высоты и поделив площади на соответствующие высоты, получают экспериментальные общие уширения линий рабочего образца В и эталона b. Уширения выражают в долях градусов 2q и в радианах. Затем, если требуется, вводится поправка на немонохроматичность излучения для ширины линий рабочего образца и эталона, и находится значение истинного физического уширения. Далее, по формуле (6) нужно проанализировать, чем обусловлено уширение линий (дисперсностью или микроискажениями) и либо по формуле Шеррера-Селякова находят размер ОКР в определенном направлении [hkl], либо из уравнения (7) или (8) находят размер ОКР и величину микроискажений.Цель работы: ознакомиться с методами рентгенографического определения внутренних напряжений в металлах; определить области когерентного рассеяния и микронапряжения в металлах, подвергнутых пластической деформации при облучении мощным ионным пучком. Принадлежности:дифрактометр "ДРОН-3М", эталонный и деформированный образцы металлов (облученные мощным ионным пучком). В В Е Д Е Н И Е При приложении к металлическому образцу напряжения, превосходящего предел упругости, металл пластически деформируется. Это приводит к повышению предела упругости, изменяются и другие физические и физико-химические свойства металла. С увеличением степени пластической деформации повышается внутренняя энергия металла, искажается его кристаллическая структура, меняются свойства: металл упрочняется, понижается сопротивление коррозии, увеличивается скорость диффузии и фазовых превращений, понижается плотность, появляется анизотропия свойств, связанная с предпочтительной ориентацией кристаллитов (текстурой). Типы внутренних напряжений В основе классификации внутренних напряжений лежит отличие в объемах, в которых эти напряжения уравновешиваются /1-3/. 1. Под зональными (остаточными) напряжениями (макронапряжениями или напряжениями I-рода) понимают упругие искажения, уравновешивающиеся в объеме всего изделия или в его значительной части. При наличии макронапряжений удаление какой-либо части детали приводит к нарушению равновесия между остальными ее частями, что вызывает деформирование (коробление и растрескивание) изделия. Разрушение происходит большей частью под действием растягивающих напряжений. Сжимающие напряжения (их можно создавать специальными технологическими процессами) снижают чувствительность материала к концентраторам напряжений и повышают усталостную прочность материала. 2. Под микронапряжениями (II-рода) понимают напряжения, которые уравновешиваются в объеме отдельных кристаллитов или частей кристаллитов (мозаичных блоков). Они могут быть как неориентированными, так и ориентированными (в направлении усилия, произведшего пластическую деформацию). 3. Под статическими искажениями решетки (III-рода) понимают напряжения, которые уравновешиваются в пределах небольших групп атомов. В деформированных металлах статические искажения уравновешиваются в группах атомов, лежащих у границ зерен, плоскостей скольжения и т. д. Такие искажения могут быть связаны с дислокациями. Смещения атомов из идеальных положений (узлов решетки) могут также возникать в кристаллах твердого раствора из-за различия размеров атомов и химического взаимодействия между одноименными и разноименными атомами, образующими твердый раствор. При наличии микронапряжений и статических искажений удаление части тела не приводит к их перераспределению. Напряжения разных типов приводит к различным изменениям рентгенограмм и дифрактограмм, что позволяет изучать внутренние напряжения рентгенографическими методами. Макронапряжения вызывают сдвиг интерференционных линий, который становится особенно заметным под большими брэгговскими углами. Микронапряжения и измельчение блоков мозаики (области когерентного рассеяния) приводят к уширению линий. Наибольшее изменение ширины интерференционных линий наблюдают при больших брэгговских углах. Ориентированные микронапряжения могут также вызывать смещение линий. При наличии статических искажений, связанных со смещением атомов из идеальных положений, уменьшается интенсивность интерференционных линий и возрастает диффузный фон. Эффект уменьшения интенсивности особенно заметен для линий с большими индексами. Определение зональных напряжений (макронапряжений) Макронапряжения возникают при неоднородном нагреве или охлаждении (например, при сварке, огневой резке), в процессе холодной прокатки или правки готовых изделий, в результате структурных превращений, при химической и механической обработке поверхности (точении, шлифовке, полировке), а также при нанесении электролитических покрытий. Контроль макронапряжений имеет важное значение в практике, так как позволяет значительно повышать надежность изделий в эксплуатации. Основой рентгеноструктурного метода определения зональных ис кажений является то, что все атомные плоскости во всех кристаллитах поликристалла, одинаково ориентированные по отношению к действу ющим упругим силам, однородно меняют свои межплоскостные рассто яния (для них  =const ).Напряжения на поверхности образца (рис. 1) можно разложить на главные (s1, s2 и s3), которые являются нормальными и тангенциаль ными (к поверхности образца).  Рис. 1. Угловые соотношения между главными напряжениями s1; s2; s3, измеряемым напряжением sj и координатными осями х, у, z Нормальная составляющая напряже ния s3 нa поверхности равна нулю. Строго говоря, s3=0 только при плосконапряженном состоянии, но в большинстве случаев величиной s3 можно пренебречь. Упругая деформация в поверхностных слоях образца в направлении, перпендикулярном поверхности образца, будет  , (1)где Е - модуль упругости (модуль Юнга); m — коэффициент Пуассона. Если напряжения s1 и s2 - растягивающие, то e будет деформацией сжатия и наоборот. Чтобы определить e, необходимо найти величину изменения межплоскостных расстояний d в атомных плоскостях, параллельных поверхно сти образца, поскольку e = .В этом случае  или  (2)Определение может быть произведено съемкой рентгено грамм с поверхности ненапряженного и напряженного образцов. При этом должны быть соблюдены следующие условия:1. Излучение и отражающие плоскости должны быть подобраны так, чтобы угол отражения был максимально близок к 83-85° (прак тически он равен 75-85°). Рекомендуемые излучения для разных металлов и сплавов даны в таблицах приложения /2/. 2. Линии рентгенограммы должны быть острыми и четкими. Для этого следует пользоваться малыми диафрагмами и хорошо подготав ливать поверхность образцов. Ошибка в нахождении d = ± 0,0001 кХ может привести при съемке стальных образцов к ошибке в определении s1 + s2 = 1,7 кг/мм2. Более сложной является задача определения величины напряже ния, действующего на поверхности в данном конкретном направлении (напряжение sj, см. рис. 1). Экспериментально задача анализа макронапряжений сводится к точному определению межплоскостных расстояний. Существует ряд методик определения напряжений I - рода при съемке дебаеграмм и рентгенограмм, суть некоторых приведена ниже: 1. При определении суммы главных напряжений используют соотношение: s1+s2=-E/m [( d^- d0)/d0], где d0- межплоскостное расстояние для ненапряженного материала, d^- среднее межплоскостное расстояние для напряженного материала в направлении, перпендикулярном к поверхности образца. 2. Измерение составляющей напряжения в заданном направлении методом двух съемок проводят по соотношению: sj = [ (dy - d^)/d^] E/(1+m), где d^- измеряется по рентгенограмме, снятой при направлении луча перпендикулярно к поверхности образца, а dy - при направлении луча под углом y к нормали. 3. Для увеличения точности измерения напряжений I-рода применяют метод пяти наклонных съемок с y=0; ±30 и ± 450. Расчет проводится путем экстраполяции по соотношению: cosec q = {[s(1+m) sin2y] E sinqz}+ 1/sinqz, где qz - определяется для перпендикулярной съемки, q - для наклонной. 4. Раздельное определение главных напряжений проводится путем съемки трех рентгенограмм: одной с напряженного образца под постоянным углом y к нормали и двух с ненапряженного при наклонах плоскости образца j и j+ 900. Расчет проводится по формулам: s1= К+L, s2 =К-L, где К = 1/2 [(dy+ dy¢ - 2d0)/d0][ E/(1+m)sin2y-2n]; L = (dy-dy¢ ) /d0 [ E/ (1+m) sin2y]; dy - межплоскостное расстояние для углов съемки y к нормали и наклона образца j, dy¢ - соответственно для y и j+900. 5. При неизвестных величинах и направлениях главных напряжений в поверхностном слое проводит съемку под углами j, j+600 и j-600. Расчет напряжений проводят по соотношениям: s1=1/3[M+N], s2 = 1/3[M-N], tg2j =Ö3[sj-60-sj+60]/(3sj - M), где М=sj+sj+60 +sj-60s; N = Ö(3sj-M)2+3[sj-60-sj+60]2. Определение микронапряжений (II - рода) и размеров областей когерентного рассеяния Микронапряжения могут возникать: 1. При пластической деформации поликристаллического образца из-за упругой и пластической анизотропии кристаллов; 2. При неоднородном нагреве или охлаждении тела - появляющиеся при этом растягивающие и сжимающие напряжения могут привести к пластическим сдвигам, в результате которых возникают остаточные микронапряжения; величина микронапряжений будет больше в многофазном образце, если фазы имеют различные коэффициенты теплового расширения; 3. В процессе распада пересыщенного твердого раствора (старения) (на границах областей выделившейся фазы и матрицы создаются микронапряжения, связанные с сопряжением решеток). 4. При локальных структурных или химических превращениях (изменение удельного объема какого-то слоя по отношению к основной массе также приводит к появлению микронапряжений). Микронапряжения кристаллитов приводят к уширению интерференционных линий на рентгенограммах, которое можно характеризовать величиной Dd/d, где Dd - максимальное отклонение межплоскостного расстояния для данной интерференционной линии от среднего значения d. Так как Dd/d = - ctg qDq, то эффект размытия линий, обусловленный микроискажениями, растет с увеличением угла q. Поэтому обычно применяется метод обратной съемки. При использовании дифрактометра регистрируют интерференционные линии с максимальным углом q. Область когерентного рассеяния (ОКР) – это минимальный размер частицы вещества, имеющей правильное кристаллическое строение, на которой рентгеновские лучи рассеиваются когерентно, то есть с постоянной разностью фаз. Частицы и области когерентного рассеяния размером меньшим 1×10-5 см ¸1,5×10-5 см вызывают эффект размытия линий на рентгенограмме. Рентгенографические методы определения дисперсности (размеров ОКР) также основаны на анализе ширины дифракционных линий /3-6/. Известно /1, 3/, что ширина максимумов интерференционной функции Лауэ в обратном пространстве (то есть ширина пиков на дифрактограмме) обратно пропорциональна количеству рассеивающих центров (атомов, плоскостей) вдоль данного направления. Ширина дифракционного максимума определяется на половине его высоты, или интегральная ширина «В» определяется по формуле:  ,где h(x) - кривая распределения интенсивности в области углов от q0-Dq до q0+Dq, q0 - положение максимума, Imax - максимальная высота пика при q0. Нужно иметь в виду, что ширина каждой экспериментальной линии В состоит из двух частей: инструментальной ширины b (ширина линии эталона), зависящей от геометрии съёмки, расходимости пучка, размера фокуса трубки и т. д., и физического уширения b, определяемого факторами несовершенства структуры (дисперсностью, микроискажениями, дефектами упаковки и т. д.). Эти величины не просто арифметически складываются, а каждый элемент инструментальной линии испытывает физическое уширение, что можно выразить уравнением типа свертки: h(y)= òf(y-x)g(x)dx, где: h(y) - результирующая интенсивность в точке у, f(y-x)- кривая распределения физического уширения инструментальной линии (линии эталона), g(x)- интенсивность инструментальной линии в точке х, где х -текущая координата (рис. 2). В качестве эталона выбирают хорошо окристаллизованное высокосимметричное вещество, заведомо не имеющее каких-либо искажений и дефектов структуры, или исследуемое вещество, отожженное при температуре рекристаллизации и снятия напряжений  Рис. 2. Схема формирования уширенной дифракционной линии. В зависимости от вида функций, описывающих эти кривые, будет по-разному выражаться и связь между ширинами линий В, b и b, из которых первые две величины определяются экспериментально. А физическое уширение определяют из формул, связывающих эти три величины, и b зависит от способа описания профилей дифракционных линий на экспериментальной и инструментальной кривой интенсивности. При экспрессном определении физического уширения пользуются аппроксимирующими функциями, которые хорошо себя зарекомендовали во многих работах, такими как функции Гаусса, Коши, Лорентца и др., которые часто используют для описания профилей различных спектральных линий. Так, если экспериментальная кривая h(х) и эталонная f(x) описываются соответственно функциями Коши f(x) =  ; g(x)=  , то в этом случае физическое уширение будет равно b=В-b.Если f(x)=  , g(y)=  , то в этом случае физическоеуширение  .Если экспериментальная и эталонная кривые описываются кривыми Гаусса f(x) =  , g(y) =  , то b2 = В2 - b2.Пригодность той или иной аппроксимирующей функции можно проверить, если построить график I(х) в координатах, спрямляющих аппроксимирующие функции. Например, функция Гаусса у=  изобразится прямой в координатах lny=f(x2) и т. д. Но более точным способом является подбор аппроксимирующих функций по соответствующим программам. Например, для описания профиля дифракционных линий может быть выбрана функция Пирсона, профильные параметры которой подбираются уточнением методом наименьших квадратов до наилучшего соответствия с экспериментальной кривой, что оценивается фактором расходимости R. Функция Пирсона замечательна тем, что она включает в себя, как частные случаи, эмпирически найденные функции для описания профилей дифракционных линий по Коши, Гауссу или Лорентцу. Методом, не требующим произвольного выбора аппроксимирующих функций и основанном на анализе формы экспериментально измеренных линий, является метод гармонического анализа /1,3/, который достаточно трудоемок и не может быть отнесен к простым.Следует учитывать также, что обычно используемое для исследований Кa излучение не является строго монохроматичным, а состоит из двух компонент Кa1 и Кa2. Поэтому ширина линии на рентгенограмме В является результирующей шириной линий Ka1 и Кa2. Для проведения исследований тонкой кристаллической структуры необходимо ввести поправку на дублетное строение Кa - линии. Для этого следует рассчитать междублетное расстояние по формуле d=(l2-l1)/l1 ×tgq и воспользоваться поправочным графиком (рис. 3), где В' - экспериментальная ширина линии, а В - исправленная на немонохроматичность.  Рис. 3. График поправок на a1 - a2 дублет: I - для аппроксимации функцией  ; II - 1/(1+aх2)2; III - 1/(1+aх2).Найденное таким образом физическое уширение b может быть использовано для определения размеров ОКР в направлении, перпендикулярном отражающей плоскости с индексами hkl: Dhkl =nl/b×cosq (3), где: D-размер ОКР в ангстремах, l - длина волны излучения, q - угол рассеяния, b - физическое уширение линии на дифрактограмме в радианах (в шкале 2q), n- коэффициент, зависящий от формы частицы и близкий к 1. Эта формула была выведена в 1918г. Шеррером и независимо в 1923 г. Селяковым и называется формулой Шеррера-Селякова /3/. Практически определить размеры ОКР по этой формуле можно в пределах от -для средней величины ОКР по формуле Dhkl=  . (5)Зная истинные физические уширения b1 и b2 двух порядков отражения от одной и той же системы плоскостей (hkl), можно провести качественную оценку доли влияния факторов размера частиц и микронапряжений. Если уширение вызвано только микроискажениями, то из формулы (4) следует, что:  ,т. е. уширение пропорционально tgq. Если в образце нет искажений и всё уширение вызвано только мелким размером частиц, то тогда из формулы (5) следует, что:  ,т. e. уширение обратно пропорционально cos q. Если же уширение вызвано обоими этими факторами, то отношение истинных физических уширений находится между отношением косинусов и тангенсов  . (6)В этом случае для разделения эффектов дисперсности и микроискажений нужно воспользоваться двумя порядками отражения от одной системы плоскостей и воспользоваться различной зависимостью дисперсности и микроискажений от sinq/l. Например, если считать, что уширение за счет дисперсности и за счет микроискажений описывается функцией Коши, то можно построить зависимость для разных порядков отражения в виде: bcosq =l/D + 4(Dd/d)×sinq (7). Это есть уравнение прямой, где отрезок, отсекаемый по оси ординат, даст величину l/D, откуда находим размер ОКР, а из наклона прямой определяем Dd/d. Если обе функции имеют вид  , то можно построить аналогичную зависимость для двух порядков отражения в виде:(bcosq )2= (l /D )2+ (4 sinq)2 (8).Таким образом, если для исследуемого объекта аппроксимирующие функции известны, то истинное физическое уширение определяют следующим образом. Снимают рентгенограмму для исследуемого объекта и эталона в одинаковых условиях. В качестве эталона для нахождения инструментального уширения используют образец, с заведомо крупными ОКР ( |
