N - Republika WWW
N - Republika WWW
N - Republika WWW
You also want an ePaper? Increase the reach of your titles
YUMPU automatically turns print PDFs into web optimized ePapers that Google loves.
Notatki do wykładu :<br />
Opracowała: Agata Rachwał<br />
Konsultacje: prof. dr hab. Janusz Wolny<br />
Spis treści :<br />
Wykład I - Wiązania chemiczne<br />
1. Wiązania kowalencyjne ................................................................................... 2<br />
2. Wiązania jonowe ............................................................................................. 4<br />
3. Wiązania metaliczne........................................................................................ 6<br />
4. Wiązania wodorowe ........................................................................................ 6<br />
5. Wiązania van der Waalsa ................................................................................ 6<br />
Wykład II<br />
1. Struktura kryształu ......................................................................................... 7<br />
2. Sieć Bravais’go .............................................................................................. 7<br />
3. Makroskopowe elementy symetrii ................................................................ 8<br />
4. Prymitywna komórka elementarna ............................................................... 10<br />
5. Komórka elementarna Wignera-Seitza ......................................................... 11<br />
Wykład III<br />
1. Sieci dwuwymiarowe .................................................................................... 12<br />
2. Sieci trójwymiarowe ..................................................................................... 12<br />
3. Wskaźniki Millera ........................................................................................ 12<br />
4. Pas płaszczyzn .............................................................................................. 13<br />
5. Sieć odwrotna ................................................................................................ 14<br />
6. Projekcja stereograficzna .............................................................................. 16<br />
Wykład IV<br />
1. Typy struktur A ............................................................................................. 17<br />
2. Struktury związków A-B................................................................................ 20<br />
3. Struktury związków AB .............................................................................. 21<br />
2<br />
4. Struktury związków bardziej złożonych........................................................ 21<br />
Wykład V<br />
Dyfrakcja na kryształach................................................................................ 22<br />
Wykład VI<br />
1. Rozproszenie promieni rentgenowskich ....................................................... 23<br />
2. Geometryczny czynnik strukturalny............................................................... 24<br />
3. Ogólne reguły wygaszeń................................................................................. 24<br />
4. Specjalne reguły wygaszeń............................................................................. 26<br />
5. Funkcja Pattersona.......................................................................................... 26<br />
6. Rozproszenie promieni rentgenowskich przez dowolne skupisko atomów... 27<br />
7. Doświadczalne metody dyfrakcyjne.............................................................. 27<br />
Wykład VII<br />
1. Porównanie zastosowania promieni X i neutronów........................................ 28<br />
2. Widmo rentgenowskie.................................................................................... 28<br />
3. Czynnik Debye’a-Wallera............................................................................... 29<br />
4. Defekty w kryształach..................................................................................... 30<br />
5. Termodynamika defektów punktowych.......................................................... 33<br />
- 1 -
Podręczniki:<br />
1. Z. Bojarski, M.Gigla, K. Stróż, M. Surowiec : „Krystalografia. Podręcznik<br />
wspomagany komputerowo” WN-PWN 1996.<br />
2. Jan Przedmojski, „Rentgenowskie metody badawcze w inżynierii materiałowej”,<br />
WN-T 1990.<br />
3. H. Ibach, H. Luth, „Fizyka ciała stałego” WN-PWN 1996.<br />
4. Z. Bojarski, E. Łągiewka : „Rentgenowska analiza strukturalna”,<br />
Skrypt UŚ nr 510, 1995.<br />
5. N.W. Ashczoft, N.D. Muezin, „Fizyka ciała stałego”, PWN 1986.<br />
6. C. Kittel, „Wstęp do fizyki ciała stałego”.<br />
7. P. Lugez, „Rentgenografia strukturalna monokryształów”, 1989.<br />
I. Wiązania chemiczne :<br />
1. Wiązania kowalencyjne.<br />
Przykład: cząsteczka H +<br />
2<br />
+<br />
R<br />
+<br />
A<br />
B<br />
Hamiltonian:<br />
H<br />
h ke ke ke<br />
=− ∇ − − +<br />
R<br />
2 2 2<br />
2<br />
2m rA rB<br />
2<br />
Pierwsze przybliżenie: Ψ jest liniową kombinacją stanów dwu rozdzielonych atomów .<br />
ψ = ψ + ψ funkcja przybliżona (próbna)<br />
CA A<br />
CB<br />
B<br />
Uwaga! Energia rzeczywista (E) jest zawsze mniejsza lub równa od energii otrzymanej dla<br />
funkcji próbnej (E’).<br />
Oznaczenia:<br />
* 3<br />
∫ψ<br />
Hψdr<br />
E ' = ∫<br />
* 3<br />
ψψdr<br />
s= ∫ ψ * ψ dr 3<br />
A B<br />
całka przekrywania<br />
* 3<br />
H =∫ψ<br />
Hψ<br />
d r<br />
AA A A<br />
H =∫ ψ Hψ<br />
d r<br />
* 3<br />
AB A B<br />
CH + CH + 2CCH<br />
E ' =<br />
2 2<br />
A AA B BB A B AB<br />
2 2<br />
CA + CB + 2CACBs<br />
- 2 -
Minimalizujemy E’ względem<br />
C<br />
A<br />
i<br />
CB<br />
∂E′<br />
∂<br />
C A<br />
= 0<br />
∂E′<br />
i = 0<br />
∂<br />
C B<br />
co prowadzi do :<br />
( ') ( ' )<br />
( ' ) ( '<br />
⎧⎪<br />
C H − E + C H − E s = 0<br />
− + − = 0<br />
A AA B AB<br />
⎨<br />
⎪⎩ CA HAB E s CB HBB<br />
E )<br />
Rozwiązanie :<br />
( H −E' )( H −E' ) −( H −E'<br />
s) 2<br />
AA BB AB<br />
=0<br />
HAA<br />
± HAB<br />
E '<br />
±<br />
=<br />
1±<br />
s<br />
Jeżeli :<br />
s=0 – jądra są nieskończenie daleko od siebie<br />
s=1 – jądra się nakładają<br />
Orbital wiążący : ψ<br />
+<br />
= ψ<br />
A<br />
+ ψB<br />
- zwiększenie gęstości ładunku elektrycznego<br />
pomiędzy jądrami<br />
Orbital antywiążący : ψ<br />
−<br />
= ψ<br />
A<br />
− ψ<br />
B<br />
- zmniejszenie gęstości ładunku elektrycznego<br />
pomiędzy jądrami<br />
Rys 1.<br />
ψ<br />
Stan wiążący<br />
Stan antywiążący<br />
Rys 2.<br />
H<br />
AA<br />
antywiążący<br />
H<br />
BB<br />
wiążący<br />
- 3 -
Wiązanie kowalencyjne związane jest z nagromadzeniem ładunku pomiędzy<br />
atomami tworzącymi cząsteczkę.<br />
Im większa całka przekrywania tym większa energia wiązania. Prowadzi to do<br />
hybrydyzacji orbitali (np.: sp, sp 2 , sp 3 ).<br />
Przykład: węgiel : 1s 2 2s 2 2p 2<br />
W strukturach krystalicznych jeden z elektronów 2s przechodzi do stanu 2p i następuje<br />
hybrydyzacja sp 3 (konfiguracja tetraedryczna – diament).<br />
Zamiast sp 3 węgiel może tworzyć płaskie wiązanie sp 2 (struktura heksagonalna w warstwach<br />
grafitu) z dodatkowym orbitalem 2p z prostopadłym do płaszczyzny wiązania. Orbital p z<br />
prowadzi do słabszego wiązania typu π.<br />
Pierwiastki grupy IV ( C, Si, Ge, α-Sn) – całkowite nasycenie wiązania kowalencyjnego –<br />
powstają konfiguracje tetraedryczne.<br />
Pierwiastki z grupy V – P, As, Sb – konfiguracja o symetrii trójkątnej; tworzą płaskie<br />
struktury warstwowe.<br />
Pierwiastki VI grupy – Te, Se – tworzą struktury łańcuchowe o symetrii z osią dwukrotną.<br />
Dla układów różnych pierwiastków, np. BN: B(2s 2 2p 1 ), N (2s 2 2p 3 ), 8 wspólnych elektronów<br />
(3 od boru i 5 od azotu) tworzy wiązanie o symetrii tetraedrycznej (struktura blendy<br />
cynkowej), jednak ze względu na różne pierwiastki, wiązanie ma częściowo także charakter<br />
jonowy.<br />
Kryształy czysto kowalencyjne:<br />
C (diament) : 7,30 eV na atom⎫<br />
⎪<br />
Si (krzem) : 4,64 eV na atom⎬<br />
energia wiązania<br />
Ge (german): 3,87 eV na atom⎪<br />
⎭<br />
2. Wiązania jonowe<br />
Oznaczenia:<br />
I-energia jonizacji (trzeba dostarczyć, aby usunąć elektron z neutralnego atomu),<br />
A-powinowactwo elektronowe (uzyskiwana energia gdy dodatkowy elektron zostaje związany<br />
przez neutralny atom)<br />
Przykład: NaCl<br />
I Na =5,14 eV, A Cl =3,71 eV<br />
I Na −A Cl = (5,14-3,71) eV = 1,43 eV<br />
Zysk energii związany z oddziaływaniem jonów wynosi 4,51eV (dla odległości<br />
będącej sumą promieni jonowych).<br />
Ostatecznie całkowity zysk energii na utworzenie cząsteczki NaCl jest: 4,51-1,43=3,08 eV<br />
Energia potencjalna oddziaływania pomiędzy dwoma jonami wynosi:<br />
B<br />
r<br />
n<br />
ij<br />
2<br />
ke B<br />
φ<br />
ij<br />
=± +<br />
r r<br />
ij<br />
n<br />
ij<br />
- opisuje oddziaływanie między dwoma chmurami elektronowymi<br />
(jest to człon heurystyczny, zawierający dwa wolne parametry n i B) n=6 ÷ 10<br />
- 4 -
Rys 3.<br />
E<br />
r0<br />
r<br />
Energie w punkcie i-tego jonu : φi<br />
= ∑ φi<br />
j<br />
r<br />
ij<br />
≡ rp<br />
ij<br />
i≠<br />
j<br />
r- odległość pomiędzy najbliższymi sąsiadami<br />
p - zależna od typu struktury<br />
ij<br />
Całkowita energia potencjalna:<br />
⎛<br />
2<br />
ke ± 1 B 1 ⎞<br />
φ = Nφi = N<br />
− +<br />
⎜ ∑ n∑<br />
n<br />
r i≠<br />
j pij<br />
r i≠<br />
j p ⎟<br />
⎝<br />
ij ⎠<br />
stała Madelunga A M =<br />
∑<br />
± 1<br />
p<br />
i≠<br />
j ij<br />
Dla struktury NaCl A M =1,748<br />
Dla struktury CsCl A M =1,763<br />
Typowe energie wiązania dla kryształów jonowych:<br />
NaCl :<br />
NaI :<br />
KBr :<br />
7,95 eV na parę jonów<br />
7,10 eV na parę jonów<br />
6,92 eV na parę jonów<br />
W kryształach jonowych elektrony są silnie związane (~ 10eV) i ciała są<br />
nieprzewodzące. Defekty i temperatura prowadzą do przewodnictwa jonowego.<br />
Na ogół występuje mieszanina wiązań jonowych i kowalencyjnych. Miarą jonowości<br />
wiązania jest elektroujemność (Pauling). Millikan zdefiniował elektroujemność pierwiastka<br />
jako: x=0,184 (I+A)<br />
Atom o większej elektroujemności staje się anionem. Różnica w elektroujemności<br />
dwóch atomów jest miarą jonowości wiązania.<br />
Dla wiązania jonowego (NaCl) elektrony są skoncentrowane wokół atomów, natomiast dla<br />
wiązania kowalencyjnego (Si) następuje akumulacja elektronów między atomami.<br />
- 5 -
3. Wiązania metaliczne.<br />
Funkcje falowe elektronów walencyjnych są bardzo rozległe w porównaniu z<br />
odległościami między atomami. Np. dla niklu funkcja 4s ma istotną amplitudę nawet w<br />
połowie odległości do trzecich najbliższych sąsiadów i dlatego wielu sąsiadów uczestniczy w<br />
wiązaniu.<br />
Wiązanie ma pewne podobieństwo do wiązania kowalencyjnego. Ze względu na<br />
„rozmazanie” elektronów walencyjnych po całym krysztale, wiązanie nie ma wyróżnionego<br />
kierunku, jak w kryształach kowalencyjnych o strukturze krystalicznej metali w głównej<br />
mierze decyduje wypełnienie przestrzeni.<br />
W metalach przejściowych elektrony „d” tworzą rodzaj kowalencyjnej ramy i dają główny<br />
wkład do energii wiązania.<br />
4. Wiązania wodorowe<br />
Gdy wodór bierze udział w wiązaniu z silnie elektroujemnym atomem, np. tlenem, jego<br />
pojedynczy elektron jest prawie w pełni przeniesiony na ten drugi atom. Tak powstały proton<br />
może przyciągać drugi ujemnie naładowany atom. W ten sposób atom wodoru jest podwójnie<br />
skoordynowany w wiązaniu wodorowym. Energia wiązania jest rzędu 0,1 eV na wiązanie.<br />
Wiązania wodorowe są odpowiedzialne za połączenie dwóch łańcuchów w podwójną helisę<br />
cząsteczki DNA (grają podstawową rolę w mechanizmach genetycznej reprodukcji).<br />
Woda: każdy atom tlenu w wodzie jest otoczony czterema dalszymi atomami tlenu w<br />
konfiguracji tetraedrycznej (wiązanie poprzez atomy wodoru).<br />
Wiązanie wodorowe występujące w fazie ciekłej odpowiedzialne jest za anomalną<br />
rozszerzalność wody (od 0 do 4 stopni Celsjusza).<br />
5. Wiązanie van der Waalsa<br />
• występuje zawsze, ale jest znaczące tylko w przypadku, gdy inne typy wiązań nie są<br />
możliwe,<br />
• źródłem wiązania są fluktuacje ładunku w atomach związane z ruchem zerowym,<br />
p1<br />
• fluktuacja ładunku wytwarza pole elektryczne E ~ , co z kolei indukuje moment<br />
3<br />
r<br />
α p1<br />
dipolowy p2 ~<br />
3<br />
r<br />
Energia oddziaływania ~ Ep z , co daje potencjał oddziaływania van der Waalsa zmieniający<br />
1<br />
się jak .<br />
6<br />
r<br />
- 6 -
II STRUKTURA KRYSZTAŁU<br />
1. Ogólny podział:<br />
- struktury krystaliczne: kryształy i kwazikryształy<br />
uporządkowanie dalekiego zasięgu,<br />
- struktury amorficzne: szkła, ceramika, żele, polimery, gwałtownie oziębiane stopy metali<br />
uporządkowanie bliskiego zasięgu.<br />
Idealny kryształ – regularne powtarzanie się w przestrzeni identycznych elementów<br />
strukturalnych w kształcie równoległościanów.<br />
Miedź, złoto – jednostką strukturalną jest pojedynczy atom.<br />
Związki nieorganiczne – jednostka strukturalna osiąga do około 100 atomów, ale są też takie<br />
związki międzymetaliczne, np.: NaCd 2 , dla których jednostka strukturalna zawiera 1192<br />
atomy.<br />
Białka ~ 10 5 atomów na jednostkę strukturalną.<br />
2. Sieć Bravais’go<br />
Dwie równoważne definicje:<br />
1 Sieć Bravais’go jest dyskretnym nieskończonym zbiorem punktów przestrzeni takim, że<br />
przy obserwacji układu z dowolnego punktu wzajemne rozmieszczenie punktów układu i<br />
jego orientacja są zawsze dokładnie takie same.<br />
2 Zbiór wszystkich tych punktów przestrzeni, których wektory wodzące mają postać :<br />
ur r r r<br />
R= n a+ n b+<br />
n c<br />
1 2 3<br />
rrr<br />
abc , , - wektory prymitywne sieci<br />
n , n , n - liczby całkowite<br />
1 2 3<br />
Uwaga ! „Komórka plastra miodu”- węzły tej sieci nie tworzą sieci Bravais’go<br />
Rys 4.<br />
Punkty A i B nie są równoważne.<br />
- 7 -
Aby uzyskać sieć Bravais’go trzeba dołożyć centrowanie:<br />
Rys 5.<br />
Krystalografia jest nauką o symetrii i o prawach symetrii występujących w kryształach.<br />
3. Makroskopowe elementy symetrii<br />
-przekształcenia względem punktu (grupy punktowe)<br />
1) Osie symetrii (osie obrotu) : 1,2,3,4,6-cio krotne<br />
Dowód:<br />
2π<br />
ϕ<br />
n<br />
=<br />
n<br />
W płaszczyźnie prostopadłej do osi obrotu wybieramy najkrótszą translacje sieciową t uur<br />
m<br />
Rys 6.<br />
'<br />
t m<br />
t m<br />
uur uur<br />
ct = t<br />
n m<br />
'<br />
m<br />
c<br />
n<br />
- obrót o kąt ϕ<br />
uur uur<br />
'<br />
t , t - translacje sieciowe,<br />
m<br />
m<br />
m<br />
uur uur<br />
t − t - musi też być translacją sieciową<br />
'<br />
m<br />
uur uur uru<br />
t −t ≥ t , bo t uur<br />
jest najkrótszą translacją w płaszczyźnie obrotu<br />
'<br />
m m m<br />
m<br />
uur uur uur ϕ uru<br />
t − t = 2 t sin ≥ t 2<br />
'<br />
m m m m<br />
- 8 -
Co z n=5 ?<br />
uu r<br />
t '<br />
m<br />
uur<br />
''<br />
tm<br />
ϕ 2π<br />
2sin ≥ 1 ; ϕ =<br />
2<br />
n<br />
uur<br />
= cntm<br />
uur<br />
= c t<br />
π 1 π<br />
sin ≥ = sin ⇒n<br />
≤ 6<br />
n 2 6<br />
'<br />
n m<br />
uur uur uru<br />
''<br />
tm + tm ≥ tm<br />
uur<br />
2 t cosϕ<br />
≥<br />
m<br />
uru<br />
t<br />
m<br />
Rys 7.<br />
"<br />
t m<br />
Rys 8.<br />
2cosϕ<br />
≥1<br />
2π<br />
1<br />
cos ≥<br />
n 2<br />
t m<br />
o o 1<br />
Jeżeli n=5 => ϕ = 72 i cos 72 <<br />
2 (sprzeczność)<br />
2) Środek symetrii (inwersja)<br />
3) Płaszczyzna symetrii (zwierciadlana)- połączenie osi 2-krotnej i środka symetrii.<br />
4) Osie inwersyjne : 1, 2, 3, 4, 6<br />
5 osi właściwych + 5 osi inwersyjnych i 22 oryginalnych, dozwolonych kombinacji<br />
osi symetrii daje 32 grupy punktowe (są to klasy symetrii lub klasy krystalograficzne).<br />
- 9 -
Mikroskopowe (strukturalne) elementy symetrii.<br />
- połączenie przekształceń względem punktu z translacjami<br />
r r r<br />
- translacje sieciowe τ = na<br />
1<br />
+ nb<br />
2<br />
+ nc<br />
3<br />
rrr<br />
abc , , - podstawowe wektory translacji<br />
ur r r<br />
'<br />
r = r+<br />
τ<br />
ur<br />
'<br />
Zbiór punktów r dla wszystkich n , n , n definiuje sieć krystaliczną.<br />
1 2 3<br />
1). Osie śrubowe :<br />
2<br />
1<br />
3,3<br />
1 2<br />
4,4,4<br />
1 2 3<br />
6,6,6,6,6<br />
1 2 3 4 5<br />
Rys 9.<br />
2 1<br />
2). Płaszczyzny ślizgowe (poślizgu)<br />
rrr<br />
- płaszczyzny ślizgowe osiowe – wektor ślizgu wynosi ½ jednego z wektorów abc , ,<br />
- płaszczyzny ślizgowe diagonalne – wektor ślizgu jest równy sumie dwóch wektorów<br />
a b c<br />
z następującej trójki: , ,<br />
2 2 2<br />
- płaszczyzny ślizgowe diamentowe – wektor ślizgu jest równy sumie dwóch wektorów<br />
a b c<br />
z następującej trójki: , ,<br />
4 4 4<br />
Liczba kombinacji elementów symetrii jest skończona i daje:<br />
• 32 grupy punktowe (kombinacje tylko makroskopowych elementów symetrii).<br />
• 230 grup przestrzennych ( dodanie mikroskopowych elementów symetrii).<br />
Wykazali to : Artur Schoenflies i Jewgraf Fiodorow.<br />
4. Prymitywna komórka elementarna<br />
- dowolna wyróżniona objętość w przestrzeni, która po translacji o wszystkie wektory danej<br />
sieci Bravais’go; bez luk i bez obszarów nakrywania się wypełnia całkowicie przestrzeń .<br />
Wybór takiej komórki nie jest jednoznaczny, np.:<br />
Rys 10. Rys 11.<br />
- 10 -
Komórka elementarna – objętość, która wypełnia przestrzeń po dokonaniu wszystkich<br />
translacji z pewnego podzbioru wektorów sieci Bravais’go.<br />
Komórka elementarna jest wielokrotnie większa niż komórka prymitywna (zawiera kilka<br />
węzłów sieci)<br />
Rys 12.<br />
komórka elementarna<br />
(dwa razy większa,<br />
bo zawiera dwa węzły)<br />
komórka<br />
prymitywna<br />
Komórkę elementarną często wybieramy w taki sposób, żeby zilustrować elementy symetrii.<br />
5. Komórka elementarna Wignera-Seitza<br />
- komórka prymitywna o pełnej symetrii sieci Bravais’go. Dla danego punktu sieci jest to<br />
zbiór tych wszystkich punktów przestrzeni, których odległość od tego punktu jest nie<br />
mniejsza od odległości od innych punktów sieci.<br />
Rys 13.<br />
Najbliżsi<br />
sąsiedzi<br />
Komórka Wagnera-Seitza sieci BCC. Jest to zarazem pierwsza strefa Brillouina sieci FCC.<br />
- 11 -
III.<br />
1. Sieci dwuwymiarowe<br />
Istnieje 5 rodzajów sieci dwuwymiarowych – 5 sieci Bravais’go w przestrzeni<br />
dwuwymiarowej:<br />
o<br />
a. Ukośnokątna ( równoległobok ) a≠b, ϕ ≠90<br />
b. Kwadratowa ( kwadrat ) a= b, ϕ = 90<br />
o<br />
c. Heksagonalna ( romb 60 )<br />
a = b, ϕ = 120<br />
d. Prostokątna prosta ( prostokąt ) a≠ b, ϕ = 90<br />
e. Prostokątna centrowana ( prostokąt ) a≠ b, ϕ = 90<br />
2. Sieci trójwymiarowe :<br />
- 14 sieci Bravais’go podzielonych na 7 układów krystalograficznych<br />
1. Trójskośny a ≠b≠ c,<br />
α ≠ β ≠ γ , P<br />
o<br />
2. Jednoskośny a ≠b≠ c,<br />
α = γ = 90 ≠ β,<br />
o<br />
o<br />
o<br />
o<br />
P+C<br />
o<br />
3. Rombowy a ≠b≠ c, α = β = γ = 90 ,<br />
P+C+I+F<br />
o<br />
4. Tetragonalny a = b≠ c, α = β = γ = 90 ,<br />
P+I<br />
o<br />
5. Regularny a = b= c, α = β = γ = 90 ,<br />
P+I+F<br />
6. Romboedryczny a = b= c,<br />
o o<br />
α = β = γ < 120 ≠90 , P<br />
(trygonalny)<br />
7. Heksagonalny a = b≠ c,<br />
o<br />
o<br />
α = β = 90 , γ = 120 , P<br />
Typ komórki:<br />
P – prymitywna, prosta,<br />
C – centrowana u podstawy,<br />
I – centrowana przestrzennie,<br />
F –centrowana powierzchniowo,<br />
Czasami układ trygonalny jest włączony w układ heksagonalny.<br />
3. Wskaźniki Millera :<br />
uvw , ,<br />
- proste sieciowe [ ]<br />
uur r r<br />
W = ua + vb + wc r<br />
- jest to wektor kierunkowy prostej [ uvw , , ]<br />
Rys 14.<br />
[ 0,0,1]<br />
[ 1,1,1]<br />
[ 1, 0, 0]<br />
[ 1,1, 0]<br />
b<br />
[ 0,1,0]<br />
- 12 -
- płaszczyzny sieciowe (h, k, l)<br />
Wskaźniki (h, k, l) są to liczby wskazujące na ile części dana ściana (najbliższa<br />
początkowi układu ) dzieli podstawowe periody a, b, c, na osiach układu współrzędnych.<br />
Rys 15.<br />
1 - pierwsza płaszczyzna (h k l)<br />
2 - druga płaszczyzna (h k l)<br />
Rys 16.<br />
3<br />
(1,0,0)<br />
2<br />
1<br />
2<br />
1<br />
(1,0,0)<br />
Początek układu (tzn. każdy węzeł sieci) należy do wszystkich płaszczyzn.<br />
Rodziną płaszczyzn sieciowych nazywamy zbiór równoległych i równoodległych płaszczyzn<br />
sieciowych, które razem wzięte zawierają wszystkie punkty trójwymiarowej sieci Bravais’go.<br />
Symbole czterowskaźnikowe dla układu heksagonalnego (h k i l) , gdzie i = -(h+k)<br />
4. Pas płaszczyzn :<br />
Zbiór płaszczyzn kryształu równoległych od jednego kierunku nazywamy pasem, kierunek<br />
ten zaś osią pasa.<br />
Normalne do płaszczyzn należących do jednego pasa, poprowadzone ze środka kryształu, leżą<br />
w płaszczyźnie nazywanej płaszczyzną pasową ( ⊥ do osi pasa).<br />
- 13 -
Twierdzenie 1.<br />
uvw , , jest osią pasa dla płaszczyzn (h, k, l) spełniających warunek:<br />
Kierunek [ ]<br />
hu + kv + lw =0 - równanie pasowe<br />
Dowód :<br />
uur r r r<br />
Wektor W = u a+ vb+<br />
wc leży w płaszczyźnie, więc wyraża się poprzez kombinację liniową<br />
dwóch innych (niewspółliniowych) wektorów leżących w tej płaszczyźnie.<br />
uur r r r<br />
W = ua+ vb+<br />
wc<br />
⎧ α1<br />
⎪u<br />
=<br />
h<br />
⎪<br />
⎫<br />
⎪<br />
⎪<br />
r r r r<br />
⎛a b⎞ ⎛c b ⎞⎟⎠<br />
⎜ − ⎟+ ⎜ −<br />
⎝h k ⎠ ⎝ l k<br />
= α1 α2<br />
⎧uh<br />
= α<br />
1<br />
⎪ α1 α2⎪ ⎪ ⎪<br />
⎨v=− − ⎬⇒ ⎨vk<br />
=−α1−α<br />
2 ⎬⎪ ⇒ :<br />
⎪ k k ⎪ ⎪ wl = α<br />
α<br />
2<br />
⎪ 2 ⎪ ⎩<br />
⎪w<br />
=<br />
l<br />
⎪<br />
⎩<br />
⎭<br />
⎫<br />
⎭<br />
∑ uh + vk + wl = 0<br />
Uwaga !<br />
Przedyskutować wyrażenie na iloczyn skalarny w układach skośnokątnych.<br />
Rys 17.<br />
r<br />
u ⋅t<br />
r = u<br />
⊥ || ⊥ ||<br />
1<br />
t1<br />
+ u2<br />
t2<br />
+<br />
...<br />
u 2<br />
u ⊥<br />
2<br />
u r<br />
5. Sieć odwrotna<br />
u 1<br />
u ⊥<br />
1<br />
ur urur<br />
- jest to sieć Bravais’go zbudowana na wektorach A, BC , , takich, że:<br />
2 b r<br />
A ≡ π × c<br />
r<br />
ur<br />
V<br />
r r r<br />
V = a b×<br />
c<br />
( )<br />
Własności :<br />
; 2 c r<br />
B ≡ π × a<br />
r<br />
ur<br />
V<br />
ur r<br />
ur r<br />
Aa ⋅ = 2π<br />
Ba ⋅ = 0<br />
ur r<br />
ur r<br />
Ab ⋅ = 0<br />
Bb ⋅ = 2π<br />
ur r<br />
ur r<br />
Ac ⋅ = 0<br />
Bc ⋅ = 0<br />
Wektor sieci odwrotnej :<br />
; 2 a r<br />
C ≡ π × b<br />
r<br />
ur<br />
V<br />
ur r<br />
C⋅ a=<br />
0<br />
ur r<br />
Cb ⋅ = 0<br />
ur r<br />
C⋅ c=<br />
2π<br />
ur ur ur ur<br />
Ghkl<br />
= hA+ kB+<br />
l C<br />
- 14 -
Pierwsza strefa Brillouina – komórka Wignera-Seitza dla sieci odwrotnej.<br />
Rys. Pierwsza strefa Brillouina sieci FCC (w przestrzeni odwrotnej). Jest to zarazem komórka<br />
Wagnera-Seitza sieci BCC (w przestrzeni prostej).<br />
Twierdzenie 2. ur<br />
Wektor Ghkl<br />
⊥ ( h, k, l )<br />
Dowód :<br />
r r<br />
ur ur ur ur ur ⎛b<br />
a⎞<br />
⋅ = ( + + ) − ⎟=<br />
0<br />
⎝ ⎠<br />
r r<br />
ur ur ur ur ur ⎛c<br />
b⎞<br />
⋅ = ( + + ) − ⎟=<br />
0<br />
⎝ ⎠<br />
G w1<br />
hA kB lC ⎜ k h<br />
G w2<br />
hA kB lC ⎜ l k<br />
Rys 18.<br />
a<br />
h<br />
c<br />
l<br />
w 1<br />
w 1<br />
b<br />
k<br />
Twierdzenie 3.<br />
Odległość d<br />
hkl<br />
między płaszczyznami (h, k, l) sieci krystalicznej jest równa<br />
2π<br />
dhkl<br />
= ur<br />
Ghkl<br />
Dowód:<br />
∧<br />
=<br />
G<br />
ur<br />
G<br />
ur<br />
G<br />
hkl<br />
Rys 19.<br />
d hkl<br />
G<br />
d<br />
hkl<br />
r ur<br />
a G 2π<br />
= ⋅ ur = ur<br />
h Ghkl<br />
Ghkl<br />
a<br />
h<br />
- 15 -
Dzięki powyższym twierdzeniom możemy przeprowadzić konstrukcję geometryczną sieci<br />
odwrotnej.<br />
Dla układów prostokątnych:<br />
A= 2 π 2π 2π<br />
; B= ; C=<br />
a b c<br />
ur 2<br />
Ghkl<br />
= 2π<br />
+ +<br />
2 2<br />
h k l<br />
2 2 2<br />
a b c<br />
czyli:<br />
d hkl<br />
=<br />
1<br />
h k l<br />
+ +<br />
a b c<br />
2 2 2<br />
2 2 2<br />
Tak więc:<br />
- układ regularny (a=b=c): dhkl<br />
=<br />
a<br />
2 2 2<br />
h + k + l<br />
- układ tetragonalny (a=b):<br />
2 2 2<br />
1 h + k l<br />
= +<br />
2 2<br />
d a c 2<br />
- układ rombowy:<br />
hkl<br />
2<br />
h<br />
2<br />
k<br />
2<br />
l<br />
1<br />
= + +<br />
d a b c<br />
2 2 2<br />
hkl<br />
2<br />
6. Projekcja stereograficzna:<br />
Rys 20.<br />
Biegun<br />
ściany<br />
Punkt oczny<br />
górny<br />
Ściana (hkl)<br />
Rzut<br />
stereograficzny<br />
ściany<br />
Płaszczyzna<br />
projekcji<br />
Punkt oczny dolny<br />
Kryształ otoczony kulą – sferą rzutów i ze środka kuli prowadzimy proste<br />
kryształu, aż do przebicia powierzchni kuli.<br />
⊥<br />
do ścian<br />
Łączymy punkt oczny dolny z dowolnym biegunem ściany w półsferze górnej – punkt<br />
przebicia prostej z płaszczyzną projekcji daje rzut stereograficzny bieguna ściany.<br />
Rzuty z punktu ocznego dolnego oznaczają się np. kółkami, a rzuty z punktu ocznego<br />
górnego krzyżykami.<br />
- 16 -
Rzut stereograficzny jest wiernokątny – rysunek na płaszczyźnie zachowuje stałość<br />
kątów między ścianami.<br />
Rys 21. Schemat siatki Wulfa- siatka południków i równoleżników.<br />
Rzutem osi krystalograficznej jest punkt. Płaszczyzna projekcji przecina sferę<br />
projekcji wzdłuż kola wielkiego, nazywanego „kołem parowym”.<br />
Rzut stereograficzny jest szczególnie użyteczny przy zapisie wyników pomiarów<br />
wykonanych goniometrem optycznym (pomiary kątów ϕ i ϑ )<br />
Kąt ϕ odmierza się na kole projekcji, a kąt ϑ od środka projekcji po średnicy siatki.<br />
IV.<br />
1. Typy struktur :<br />
Liczba koordynacyjna (LK) – to liczba jednakowych atomów lub jonów równoległych od<br />
atomu, czy jonu przyjętego za centralny.<br />
Pierwsza strefa koordynacyjna – atomy, które otaczają w najbliżej odległości atom centralny.<br />
Zwarta warstwa heksagonalna.<br />
Rys 22.<br />
A<br />
A<br />
C<br />
A<br />
B<br />
A<br />
B<br />
A<br />
C<br />
B<br />
C<br />
A<br />
A<br />
Najgęstsze upakowanie sztywnych kul w płaszczyźnie posiada struktura heksagonalna<br />
(LK=6)<br />
- 17 -
Struktura ta posiada dwa rodzaje luk: B i C<br />
Dodając kolejne warstwy heksagonalne tworzymy struktury warstwowe np.: ABAB,<br />
ABCABC, itd. Są to tzw. odmiany politypowe.<br />
Sekwencja typu ABC ABC prowadzi do komórki elementarnej regularnej powierzchniowo<br />
centrowanej (FCC) o stałej sieci:<br />
2R=<br />
a<br />
0<br />
2<br />
2<br />
Rys.23<br />
LK=12<br />
Współczynnik upakowania wynosi 74%<br />
a o<br />
Sekwencja typu ABAB daje strukturę heksagonalną najgęstszego upakowania (HCP).<br />
Komórkę elementarną stanowi 1/3 słupa heksagonalnego o stosunku:<br />
c 2<br />
2 1,633<br />
a = 3<br />
=<br />
Sieć HCP nie jest siecią Bravais’go. Komórka elementarna zawiera dwa atomy.<br />
LK=12 ,<br />
współczynnik upakowania =74%<br />
Uwaga!<br />
Płaszczyzny o najgęstszym upakowaniu mogą ślizgać się jedna po drugiej, powoduje to, że<br />
metale są dość miękkie.<br />
LUKI<br />
W zwartych przestrzennych ułożeniach kul występują wyłącznie dwa rodzaje luk:<br />
- tetraedryczne (czworościenne) i oktaedryczne (ośmiościenne). Na jedną kulę przypada jedna<br />
luka oktaedryczna i dwie luki tetraedryczne.<br />
Promienie luk wynoszą odpowiednio:<br />
r = 0,225R<br />
tetr<br />
rokt<br />
= 0, 414R<br />
W luki te mogą wchodzić atomy o odpowiednio małych rozmiarach.<br />
- 18 -
BCC – sieć kubiczna przestrzennie centrowana. Rys 24.<br />
LK=8,<br />
Stopień wypełnienia = 68%<br />
3<br />
R=<br />
a0<br />
4<br />
W płaszczyźnie (110) ułożenie kul jest zbliżone do<br />
heksagonalnego (4 kule stykają się z kulą centralną, 2 zaś<br />
kule są w nieco tylko większej odległości. Występują<br />
również tylko luki tetraedryczne i oktaedryczne. Tetraedr<br />
koordynacyjny luk jest nieco zniekształcony. Na jedną kulę<br />
przypada 6 luk tetraedrycznych.<br />
r<br />
r<br />
tetr<br />
okt<br />
= 0,291R<br />
= 0,154R<br />
Polimorfizm ( wśród pierwiastków również alotropia) – występowanie pierwiastków lub<br />
związków chemicznych w więcej niż jednym typie struktury (odmiany polimorficzne lub<br />
alotropowe).<br />
Politypia jest szczególnym przypadkiem polimorfizmu (identyczne warstwy są różnie ułożone<br />
np.: grafit α :ABAB, β : ABCABC...<br />
Rys 25.<br />
Struktura A1 – typ miedzi – FCC<br />
- plastyczność metali (płaszczyzny poślizgu)<br />
- krystalizują : Ne, Al., Ar, Ca, γ -Fe, Ni, Cu, Kr (krypton),<br />
Pd, Ag, Xe, Pt, Au, Pb.<br />
4 atomy na komórkę elementarną kubiczną :<br />
0,0,0; ½,½,0 ; ½,0,½ ; 0,½,½<br />
- LK=12,<br />
- upakowanie=74%<br />
Struktura A2 – typu wolframu – BCC<br />
- strukturę wolframu ma wiele pierwiastków metali: Na, K, V, α -Cr, δ -Mn, α -Fe, Zr, Nb,<br />
Mo, Ta, α -W.<br />
-2 atomy na komórkę elementarną : 0,0,0; ½,½,½<br />
- LK=8,<br />
- upakowanie=68%<br />
Struktura A3 – typu magnezu – heksagonalna HCP<br />
- Przykłady : H, He, Be, Mg, Ti, Co, Zn, Cd<br />
2 1 1<br />
-2 atomy na komórkę elementarną: 0,0,0;<br />
3, 3,<br />
2<br />
-LK=12,<br />
-upakowanie=74%<br />
c<br />
1,633<br />
a = - 19 -
Struktura A4 – typ diamentu- dwie sieci FCC przesunięte o ¼,¼,¼<br />
- 8 atomów na komórkę elementarną : 0,0,0 ; ½,½,0; ½,0,½; 0,½,½<br />
1 1 1<br />
4, 4, 4; 3 3 1<br />
4, 4, 4; 3 4, 1 4, 3 4; 1 3 3 4 , 4 , 4<br />
- LK= 4,<br />
- stopień wypełnienia =34%<br />
- wielościanem koordynacyjnym jest tetraedr,<br />
- inaczej; A4 jest strukturą A1, w której połowa luk tetraedrycznych jest zajęta przez atomy<br />
węgla (luki muszą być znacznie powiększone)<br />
- przykłady: diament, krzem, german, cyna szara.<br />
Ze wzrostem liczby atomowej zmienia się charakter wiązania z kowalencyjnego na<br />
metaliczne (diament jest izolatorem, a krzem, german i cyna szara- są półprzewodnikami)<br />
Struktura A9 – typ grafitu – układ heksagonalny<br />
- 4 atomy : 0,0,0 ; 0,0, 1 ; 2 1<br />
1 2 1<br />
2 3, 3,z ;<br />
3, 3, 2<br />
+ z<br />
1<br />
gdzie z ≈ C 60 0<br />
- jest bardzo mały<br />
- LK= 3,<br />
- struktura warstwowa ABAB,<br />
- stopień wypełnienia = 16,9%<br />
- hybrydyzacja sp 2 - w warstwie. Wiązania w warstwie są dużo silniejsze niż między<br />
warstwami.<br />
- czasami sekwencja warstw jest ABC ABC<br />
- strukturę typu A9 ma jedynie grafit.<br />
Fullereny – trzecia (po diamencie i graficie) odmiana polimorficzna węgla.<br />
- odkryte w 1985r. (Harold Kroto, Dawid Walton)<br />
- cząsteczka C 60<br />
,<br />
- ikozaedr o ściętych narożach (12 pięciokątów i 20 sześciokątów)<br />
- nazwa pochodzi od nazwiska architekta (Fuller), który konstruował kopuły geodezyjne<br />
o podobnych kształtach – kształt piłki nożnej,<br />
- można je wytworzyć poprzez wybicie atomów węgla z prętów grafitowych za pomocą<br />
impulsów laserowych, a następnie ich gwałtowne schłodzenie,<br />
- obserwowane są cząsteczki od C28<br />
do C960<br />
,<br />
- fulleren jest miękką substancją krystaliczną o żółtawym zabarwieniu. Poddany<br />
prasowaniu zmniejsza swoją objętość o 70%, stając się twardy jak diament,<br />
- cząsteczkę fullerenu można modyfikować podstawiając atomy węgla oraz wprowadzając<br />
atomy innych pierwiastków do wnętrza cząsteczki.<br />
- cząsteczki fullerenów tworzą sieć FCC lub też zwartą strukturę heksagonalną.<br />
Rys 26. Fulleren.<br />
- 20 -
2. Struktury związków A-B<br />
Struktura B1 – typu chlorku sodu, NaCl Rys 27.<br />
- Komórka elementarna regularna zawiera 4 kationy (w sieci<br />
FCC) i 4 aniony (w sieci FCC przesuniętej o ½, ½, ½)<br />
- Strukturę B1 można rozpatrywać jako regularny zwarty układ<br />
anionów, w którym wszystkie luki oktaedryczne są zajęte przez<br />
kationy.<br />
- Przykłady : RbCl, BaS, RbBr, NaF, KCl, CaO, AgCl, AgBr,<br />
PbS, VO, LiF, NaCl, FeO, MgS, NiO, MgO.<br />
- LK Na =6 , LK Cl =6<br />
Struktura B2 - chlorku cezu, CsCl Rys 28.<br />
−<br />
- struktura regularna : Cl :0,0,0 ; Cs<br />
+ : ½, ½, ½<br />
- drugi jon centruje komórkę kubiczną w środku<br />
- LK<br />
Cl<br />
=8 , LK<br />
Cs<br />
=8<br />
- Przykłady : CsCl, CsBr, NH<br />
4<br />
Cl, CsI, TlCl, TlBr, TlI, LiAg,<br />
LiGa, LaMg, LaZn, CuZn, AgZn, CuPb.<br />
Struktura B3 – typu sfalerytu – blendy cynkowej ZnS<br />
- podobna do struktury diamentu, ale dwie podsieci FCC<br />
zbudowane są z rożnych atomów.<br />
Rys 29.<br />
4 atomy S : 0,0,0 ; ½,½,0 ; ½,0,½ ; 0,½,½<br />
4 atomy Zn :<br />
1 1 1<br />
4, 4, 4 ; 3 4, 3 4, 1 4 ; 3 4, 1 4, 3 4 ;<br />
1 3 3 4 , 4 , 4<br />
LK Zn = LK S = 4,<br />
- w stosunku do A4 (diamentu) struktura B3 nie ma środka<br />
symetrii,<br />
- wzdłuż kierunku [1,1,1] struktura jest zbudowana z dwóch<br />
rodzajów warstw heksagonalnych; jedne z nich obsadzają<br />
atomy siarki, drugie- atomy cynku.<br />
Sekwencje warstw jak w A1:<br />
Aa Bb Cc Aa Bb Cc ...<br />
A,B,C – warstwy atomów siarki<br />
a,b,c – warstwy atomów cynku<br />
- Przykłady : BeS, ZnS, CdS, HgS, MnS, AlP, GaP, ZnSe, CdSe, AlAs, GaAs, ZnFe, AlSb.<br />
- 21 -
Struktura B4 – typu wurcytu, ZnS<br />
- układ heksagonalny<br />
- wurcyt i sfaleryt są polimorficznymi odmianami ZnS,<br />
-warstwy heksagonalne: Aa Bb Aa Bb ...<br />
- LK Zn = LK S = 4<br />
- Przykłady : ZnS, ZnFe, ZnO, CdSe.<br />
Rys 30. Struktura wurcytu<br />
3. Struktury związków AB 2<br />
Struktura C1 – typu fluorytu – CaF 2<br />
- układ regularny<br />
4 jony wapnia – FCC<br />
8 jonów fluoru – 2*FCC przesunięte ( 1 4, 1 4, 1 4) i ( 3 , 3 , 3 )<br />
4 4 4<br />
Struktura C2 – typu pirytu – FeS 2<br />
- układ regularny<br />
- podobna do NaCl: Na zastępuje atom żelaza<br />
Cl zastępuje środki ciężkości cząsteczek S 2<br />
Struktura C4 – typu rutylu – TiO 2<br />
- układ tetragonalny<br />
4. Struktury związków bardziej złożonych<br />
Struktura E2 1 - typ perowskitu – CaTiO 2<br />
- układ regularny<br />
- komórka elementarna: 1 jon wapnia, 1 jon tytanu, 3 jony tlenu.<br />
- 3 jony tlenu + 1 jon wapnia tworzą razem sieć FCC<br />
Struktura H1 1 - typu spinelu, AB 2 O 4<br />
- układ regularny<br />
- 32 jony O, 16 jonów B i 8 jonów A<br />
Struktura GO 1 - typ kalcytu – CaCO 3<br />
- układ romboedryczny,<br />
- komórka elementarna zawiera 2 jony Ca 2+ i dwa kompleksy CO 2 −<br />
3<br />
- 22 -
V. DYFRAKCJA NA KRYSZTAŁACH<br />
Warunek Bragga: Rys 31. Rys 32.<br />
nλ<br />
= 2dsinθ<br />
2π<br />
d =<br />
G<br />
hkl<br />
2π<br />
nλ<br />
= 2 sinθ<br />
G<br />
nG<br />
nG<br />
hkl<br />
hkl<br />
hkl<br />
2π<br />
= 2 sinθ<br />
= 2k⋅sinθ<br />
λ<br />
=∆k<br />
θ<br />
d<br />
2θ<br />
θ<br />
θ<br />
k<br />
∆k<br />
'<br />
k<br />
ur<br />
⎧⎪<br />
Ghkl<br />
⊥ ( h, k, l)<br />
⎨ ⇒<br />
⎪⎩ ∆ k ⊥ ( h, k, l)<br />
ur r<br />
nG ⋅ =∆k<br />
r hkl<br />
Warunek Lauego<br />
Równania Lauego :<br />
r r ur r<br />
⎧∆k⋅ a= n⋅Ghkl<br />
⋅ a= 2π<br />
⋅ nh=<br />
2π<br />
g<br />
⎪ r r<br />
⎨ ∆ k ⋅ b = 2π<br />
r<br />
⎪ r r<br />
⎪⎩ ∆ k ⋅ c = 2π<br />
s<br />
g, r, s – liczby całkowite<br />
r r ur r rr<br />
'<br />
2π<br />
∆k ⋅ a = k a − ka = ka ⋅cosα −ka ⋅ cos α0 = ka(cosα − cos α0) = a(cosα<br />
−cos α0)<br />
λ<br />
Jeżeli n=1 ;<br />
2 π<br />
a(cosα − cos α0) = 2 π h<br />
λ<br />
⎧a(cosα − cos α0)<br />
= hλ⎫<br />
⎪<br />
⎪<br />
⎨b(cos β − cos β0)<br />
= kλ⎬ => najczęściej spotykana postać równań Lauego<br />
⎪<br />
c(cosγ − cos γ0)<br />
= lλ<br />
⎪<br />
⎩<br />
⎭<br />
Konstrukcja Ewalda<br />
Rys 33.<br />
Fala monochromatyczna<br />
θ<br />
'<br />
k<br />
2θ<br />
k<br />
G<br />
- 23 -
VI.<br />
1. Rozpraszanie promieni rentgenowskich przez elektron – J.J. Thomson.<br />
2<br />
2<br />
2<br />
⎛<br />
0e<br />
⎞ +<br />
e<br />
= I0<br />
⎜ ⎟<br />
I<br />
µ 1 cos 2θ<br />
⎝4π<br />
mr ⎠ 2<br />
(Bojarski)<br />
lub:<br />
2<br />
2<br />
2<br />
⎛ e ⎞ 11+<br />
cos 2θ<br />
Ie<br />
= I0 ⎜ 2 ⎟ 2<br />
⎝mc<br />
⎠ r 2<br />
(Przedmojski)<br />
2<br />
e<br />
2<br />
mc<br />
- czynnik Thomsona w układzie<br />
2<br />
1+<br />
cos 2θ<br />
- czynnik polaryzacyjny Thomsona<br />
2<br />
Przeliczenie :<br />
1 1<br />
k = ≡1⇒ ε<br />
0<br />
=<br />
4πε<br />
4π<br />
0<br />
1 1 4π<br />
εµ = ⇒ µ = =<br />
0 0 2 0 2 2<br />
c ε0c c<br />
µ e<br />
4π<br />
1 e<br />
⇒ = 7,9⋅10<br />
2 2<br />
0<br />
2<br />
m c m<br />
−26<br />
cm<br />
−<br />
( ⋅ )<br />
2<br />
2<br />
2 ⎡ −7 19<br />
4 10 1,6 10<br />
0e<br />
π<br />
⎤<br />
⎛ µ ⎞<br />
⎜ ⎟ = ⎢<br />
⎥ = 7,9⋅10<br />
−31<br />
⎝4πm<br />
⎠ ⎢ 4π<br />
9,1⋅10<br />
⎥<br />
⎣<br />
⎦<br />
2<br />
m<br />
−30 2<br />
Rozpraszanie na atomach : Rys 34.<br />
i⋅∆k⋅r<br />
f = ρ()<br />
r ⋅e dV<br />
at<br />
∫<br />
uur r<br />
ρ () r - sferycznie symetryczne<br />
2<br />
dV r drd(cos θ ) d<br />
= ϕ - we współrzędnych sferycznych<br />
∫<br />
cos 2<br />
() i ⋅∆k⋅r⋅<br />
θ<br />
fat<br />
= r ⋅e r drd(cos ) d<br />
∫<br />
1<br />
∫<br />
−1<br />
dϕ<br />
= 2π<br />
ρ θ ϕ<br />
i∆krcosθ<br />
1 i∆kr −i∆kr<br />
sin( ∆kr)<br />
e d(cos θ ) = ⎡e − e ⎤ = 2<br />
i∆kr<br />
⎣ ⎦ ∆kr<br />
- 24 -
Czyli :<br />
sin( ∆kr)<br />
2<br />
fat<br />
= 4 π∫<br />
ρ( r)<br />
⋅ r dr<br />
∆kr<br />
ale :<br />
4 s<br />
∆ k = 2ksinθ ⇒∆k⋅ r = π rsinθ = 4πr inθ<br />
λ<br />
λ<br />
sinθ<br />
sin(4 π r )<br />
2<br />
fat<br />
= 4 π ( r)<br />
λ<br />
∫ ρ ⋅<br />
r dr<br />
sinθ<br />
4π<br />
r<br />
λ<br />
Atomowe czynniki rozpraszania są więc funkcjami wyrażenia sinθ<br />
λ<br />
2<br />
Dla ∆k<br />
→ 0 ( θ →0)<br />
⇒ fat<br />
= ∫ ρ()4<br />
r ⋅ πr dr = Z - liczba atomowa<br />
2. Geometryczny czynnik strukturalny<br />
Amplituda fali rozproszonej<br />
N<br />
i uur ur<br />
kri<br />
i<br />
n=<br />
1<br />
l j<br />
∑ ∑∑<br />
uur uur<br />
i krij<br />
j<br />
A= fe = f e ∆<br />
N<br />
∑ - suma po wszystkich atomach<br />
n= 1<br />
f<br />
i<br />
- atomowe czynniki rozpraszania<br />
∑ - suma po komórkach elementarnych<br />
l<br />
∑ - suma po atomach w komórce elementarnej<br />
j<br />
ur ur uur<br />
r = Tl<br />
+ u<br />
ij<br />
j<br />
T ur l - wektor translacji sieciowej<br />
u r j - położenie atomu w komórce elementarnej<br />
uur r r<br />
uj ≡ xja+ yjb+<br />
zj<br />
ur ur ur ur c r<br />
Ghkl<br />
≡ hA+ kB+<br />
lC<br />
Dla pików braggowskich :<br />
uur ur<br />
∆ k = G<br />
hkl<br />
uur r ur ur uur ur ur ur uur ur ur ur r r r<br />
∆ ⋅ = ⋅ + = + = + + + + = + +<br />
( l j) l j ( )( j j j ) 2π<br />
( j j j )<br />
k rlj Ghkl T u GhklT Ghkl<br />
u hA kB lC x a y b z c x h y k z l<br />
przy czym:<br />
∑<br />
j<br />
G<br />
r ⋅T<br />
r = 2πm<br />
oraz: e 2πm<br />
= 1<br />
uuruur<br />
hkl<br />
l<br />
∑<br />
j<br />
( )<br />
iGµ<br />
j<br />
A = L fij ⋅ e = L f<br />
j<br />
exp ⎡2π<br />
i xjh+ yjk+<br />
zjl<br />
⎤<br />
⎣<br />
⎦<br />
L – liczba komórek elementarnych<br />
geometryczny czynnik strukturalny: F f exp [ 2πi( x h + y k z l)<br />
]<br />
≡ ∑<br />
hkl j<br />
j j<br />
+<br />
j<br />
I ∝<br />
F hkl<br />
2<br />
j<br />
- 25 -
3. Ogólne reguły wygaszeń<br />
1) Komórka typu P (prymitywna) zawierająca jeden atom w pozycji 0,0,0<br />
( )<br />
Fhkl<br />
≡ f0exp ⎡⎣2 πi 0h+ 0k+<br />
0l<br />
⎤⎦ = f0<br />
- wszystkie piki dyfrakcyjne mają taki sam czynnik strukturalny,<br />
Cl −<br />
- dwa atomy w pozycjach: 0,0,0 (Cs + ) ½, ½, ½ ( )<br />
( + + )<br />
cos ⎡π<br />
( )<br />
2πi0<br />
πih k l<br />
Fhkl = f + e + f − e = f + + f − h+ k+<br />
l ⎤<br />
Cs Cl Cs Cl ⎣ ⎦<br />
- dla h+k+l=2n => Fhkl = f + + f −<br />
Cs Cl<br />
- dla h+k+l=2n+1 => Fhkl = f + − f −<br />
Cs Cl<br />
np.:CsCl<br />
2) Komórka typu I<br />
- pozycje : 0,0,0 ; ½, ½, ½<br />
i2π<br />
0 iπ<br />
( h+ k+<br />
l)<br />
F 1 cos<br />
hkl<br />
= f ⎡<br />
0<br />
e + e ⎤ = f0 ⎡⎣<br />
+ ( h+ k+<br />
l)<br />
π ⎤<br />
⎣<br />
⎦<br />
⎦<br />
- dla h+k+l=2n => Fhkl<br />
= 2 f0<br />
- dla h+k+l=2n+1 => F = 0 (wygaszenie)<br />
hkl<br />
3) Komórka typu F (np.:Cu)<br />
- pozycje : 0,0,0 ; ½, ½ , 0 ; ½ ,0, ½ ; 0, ½ , ½<br />
Fhkl<br />
= f0 ⎡⎣1 + cos( h+ k) π + cos( h+ l) π + cos( k+<br />
l)<br />
π⎤⎦<br />
- dla h, k, l wszystkich parzystych lub wszystkich nieparzystych => Fhkl<br />
= 4 f0<br />
- dla h, k, l mieszanych => F<br />
hkl<br />
= 0<br />
4) Komórka typu C – centrowana u podstawy<br />
- pozycje : 0,0,0 ; ½, ½ , 0<br />
F 1 cos( )<br />
hkl<br />
= f0 ⎡⎣<br />
+ h+<br />
k π ⎤⎦<br />
- dla h+k=2n => Fhkl<br />
= 2 f0<br />
- dla h+k=2n+1 => F<br />
hkl<br />
= 0<br />
- 26 -
Przykład – Sieć kubiczna :<br />
d<br />
hkl<br />
=<br />
a<br />
h + k + l<br />
2 2 2<br />
2 2 Krotność<br />
h k l h + k + l<br />
2<br />
F<br />
hkl<br />
refleksu SCC BCC FCC<br />
1 0 0 1 6 f<br />
0<br />
0 0<br />
1 1 0 2 12 f<br />
0<br />
2 f 0<br />
0<br />
1 1 1 3 8 f<br />
0<br />
0 4 f 0<br />
2 0 0 4 6 f<br />
0<br />
2 f 0<br />
4 f 0<br />
2 1 0 5 24 f<br />
0<br />
0 0<br />
2 1 1 6 24 f<br />
0<br />
2 f 0<br />
0<br />
2 2 0 7 12 f<br />
0<br />
2 f 0<br />
4 f 0<br />
2 2 1 8 24 f<br />
0<br />
0 0<br />
3 0 0 9 6 f<br />
0<br />
0 0<br />
3 1 0 10 24 f<br />
0<br />
2 f 0<br />
0<br />
3 1 1 11 24 f<br />
0<br />
0 4 f 0<br />
2 2 2 12 8 f<br />
0<br />
2 f 0<br />
4 f 0<br />
3 2 0 13 24 f<br />
0<br />
0 0<br />
3 2 1 14 48 f<br />
0<br />
2 f 0<br />
0<br />
4. Specjalne reguły wygaszeń :<br />
- związane z płaszczyznami poślizgu i osiami śrubowymi<br />
1) np. niech osie śrubowe || do osi z , wtedy :<br />
- osie 21,42,63<br />
- pojawia się dodatkowa płaszczyzna w pozycji ½ c, co daje refleksy o<br />
wskaźnikach : (0,0,2) ; (0,0,4) ; (0,0,6)<br />
1<br />
- osie 31,3 2,62,64- dodatkowa płaszczyzna w pozycji<br />
3<br />
c, co daje refleksy (0,0,3); (0,0,6) ...<br />
1<br />
- osie 4,4<br />
1 3<br />
- płaszczyzna w pozycji<br />
4<br />
c, pojawia się dopiero refleks (0,0,4); (0,0,8) ...<br />
- osie 6,6<br />
1 5- występują refleksy: (0,0,6), ….<br />
- osie śrubowe prowadzą do tzw. wygaszeń seryjnych (różne rzędy refleksów od tej samej<br />
rodziny płaszczyzn prostopadłych do osi śrubowych).<br />
2) np. płaszczyzna ślizgowa || (100) o składowej translacji ½ b<br />
- powstają dodatkowe płaszczyzny, dzielące jednostki osiowe b na dwie części.<br />
- refleksy wygaszone : (010), (030), (050)<br />
- pierwszy refleks ma wskaźniki (020)<br />
- są to tzw. wygaszenia pasowe (dotyczą refleksów pochodzących od płaszczyzn należących<br />
do jednego pasa, którego oś jest prostopadła do płaszczyzny ślizgowej)<br />
- 27 -
Prawo Friedla – grupy dyfrakcyjne Lauego (klasy Lauego)<br />
- jeśli padające promieniowanie nie jest pochłaniane przez materiał, to:<br />
*<br />
F = F<br />
I<br />
hkl<br />
hkl<br />
= I<br />
hkl<br />
hkl<br />
- widmo dyfrakcyjne wykaże środek symetrii bez względu na to, czy monokryształ ma, czy<br />
nie ma środka symetrii,<br />
- grup punktowych ze środkiem symetrii jest 11 i noszą nazwę klas Lauego.<br />
5. Funkcja Pattersona :<br />
r 2<br />
i kr i kr ' i kr' '<br />
I ( k) ρ( r) e dr ( r) e dr ( r )<br />
∆<br />
uur r r r<br />
∆ ∫ = ∫ρ − ∆ uur r r ur<br />
∫ρ<br />
e ∆<br />
uur ur ur<br />
dr = ...<br />
ur ur r<br />
r<br />
'<br />
→ r<br />
'<br />
+ r<br />
uur ur ur<br />
r r '<br />
r ur r<br />
i∆kr<br />
'<br />
'<br />
...= ∫e dr ∫ρ( r) ρ( r + r)<br />
d<br />
144424443<br />
ur<br />
'<br />
( )<br />
Pr<br />
ur r ur r r<br />
P r r r r dr<br />
'<br />
'<br />
( ) = ρ( ) ρ( + )<br />
∫<br />
– funkcja Pattersona<br />
- funkcja autokorelacji czynnika rozpraszania<br />
6. Rozproszenie promieni rentgenowskich przez dowolne skupisko atomów.<br />
Uwaga !: zastępujemy ∆k → k<br />
⎡<br />
⎤<br />
ikrj<br />
−ikr<br />
2<br />
ik( rl−r j) −ik l<br />
( rl−r<br />
j)<br />
I( k) = ∑ f<br />
je ⋅ ∑ fle = { f<br />
j<br />
= fl = f}<br />
= ∑ f<br />
j<br />
+ ∑∑ fl f<br />
jcos<br />
⎢e + e ⎥ =<br />
j l j l≠<br />
j j ⎢<br />
1442443<br />
⎥<br />
2cos( kr<br />
⎣<br />
lj ) ⎦<br />
⎡<br />
= ⎢ +<br />
⎣<br />
∑∑<br />
( lj )<br />
2<br />
f N 2 cos kr<br />
l≠<br />
j j<br />
⎤<br />
⎥<br />
⎦<br />
Dla całkowicie przypadkowego (chaotycznego) rozkładu atomów średnia wartość cos(kr)=0<br />
( )<br />
Jeżeli jednak istnieje w zbiorze atomów pewna korelacja ( lj )<br />
można napisać:<br />
⎡<br />
4π<br />
sinkr<br />
V<br />
∫ ⎣ ⎦⎤<br />
kr<br />
( ) = ⎢ − ( −1) ⎡1−<br />
( )<br />
2 2<br />
I k f N N N w r r dr<br />
⎢⎣<br />
Zakładamy : N>>1 i<br />
ρ<br />
0<br />
V<br />
( r)<br />
0<br />
N<br />
ρ0<br />
=<br />
V<br />
0<br />
( )<br />
Nw r<br />
=<br />
V<br />
0<br />
⎤<br />
⎥<br />
⎥⎦<br />
wr to wyrażenie na natężenie<br />
- 28 -
Możemy zapisać:<br />
( )<br />
I k<br />
Nf<br />
0<br />
2<br />
∞<br />
∫<br />
= 1−4π ⎡⎣ρ0<br />
−ρ<br />
0<br />
( )<br />
2<br />
r r dr<br />
( )<br />
sin kr<br />
kr<br />
( )<br />
∞<br />
sin kr I k<br />
4π∫<br />
⎡⎣ρ − ρ( r)<br />
⎤⎦r dr = 1−<br />
kr Nf<br />
⎤⎦<br />
2<br />
0 2<br />
⎡I k ⎤<br />
r r − = ∫ − ⎥⋅kr⋅sin( kr)<br />
dk<br />
⎣ ⎦<br />
∞<br />
2<br />
2<br />
4π ⎣⎡ρ( ) ρ0 ⎦⎤<br />
⎢ 1<br />
2<br />
π Nf<br />
0<br />
7. Doświadczalne metody dyfrakcyjne<br />
1). Metoda Lauego :<br />
- monokryształ zamocowany na goniometrze<br />
- promieniowanie o ciągłym widmie (zmienne λ i θ )<br />
- służy głównie do orientacji monokryształów<br />
2). Metoda obracanego kryształu.<br />
- widmo monochromatyczne,<br />
- stosuje się do określania struktury dowolnej próbki monokrystalicznej,<br />
- współczesną odmianą tej metody jest tzw. dyfraktometr czterokołowy, którego<br />
podstawą jest tzw. goniostat Eulera składający się z czterech kół umożliwiających<br />
dowolne zorientowanie kryształu.<br />
3). Metoda proszkowa (Debye’a-Scherera)<br />
- promieniowanie monochromatyczne<br />
- promieniowanie ugięte rozchodzi się wzdłuż tworzących stożków koncentrycznych z<br />
wiązką pierwotną.<br />
- dyfraktometry proszkowe (rentgenowski, neutronowy).<br />
VII<br />
1. Porównanie zastosowania promieni X i neutronów.<br />
a). Czynniki atomowe.<br />
- dla neutronów fat<br />
= const (nie zależą od kąta)<br />
- promienie X – rozpraszanie na elektronach, f<br />
at<br />
zależy od sinθ i maleje z kątem<br />
λ<br />
rozpraszania,<br />
- dla neutronów – różne dla różnych izotopów (możliwość podstawienia izotopowego)<br />
- dla prom. X: rośnie wraz z Z – kłopoty z odróżnieniem atomów o zbliżonym Z,<br />
- dla neutronów przyjmuje zarówno wartości dodatnie jak i ujemne (możliwość eliminowania<br />
rozpraszania braggowskiego)<br />
- neutrony posiadają moment magnetyczny i przy ich pomocy możemy wyznaczać struktury<br />
magnetyczne,<br />
- rozpraszanie magnetyczne może być zmierzone przy pomocy analizy polaryzacyjnej i<br />
zastosowaniu bardzo silnych wiązek promieniowania X – tzw. promieniowania<br />
synchrotronowego.<br />
- 29 -
). Absorpcja<br />
- promieniowanie X jest silnie pochłaniane,<br />
- neutrony penetrują całą próbkę,<br />
- najsilniej pochłaniane są elektrony<br />
c). Energia<br />
- promienie X λ = 1Ǻ , E = 12,4 keV<br />
-neutrony λ = 1Ǻ, E = 0,08 eV<br />
Powyższe porównanie świadczy na korzyść neutronów w przypadku ich zastosowania do<br />
badania dynamiki sieci krystalicznej (wyznaczania relacji dyspersji), gdyż energia drgań<br />
termicznych też jest rzędu meV.<br />
2. Widmo rentgenowskie<br />
Stosunek natężeń dla serii K:<br />
I : I : I 1: :<br />
≈<br />
kα kα kβ 1 2<br />
1 1<br />
2 4<br />
Rys.35 Molibden<br />
- filtry wykonuje się z odpowiedniej grubości folii z<br />
Z = Z − 1 o jeden<br />
materiału o liczbie porządkowej ( )<br />
mniejszej od anody.<br />
Monochromatyzacje przez odbicie braggowskie.<br />
Promieniowanie synchrotronowe<br />
Neutrony – TAS, TOF<br />
abs<br />
3. Zależność temperaturowa linii odbicia – czynnik Debye’a-Wallera<br />
- atomy drgają wokół położeń równowagi:<br />
ur r<br />
r() t = r0<br />
+∆r()<br />
t<br />
r r<br />
∆∆ r k =∆∆ k r<br />
1<br />
||<br />
r r<br />
i r k<br />
A = A e ∆∆<br />
∆ r||<br />
= u<br />
Oznaczenie :<br />
∆ k = k<br />
2<br />
}<br />
0<br />
⎛<br />
⎞<br />
2 2<br />
2 ⎜<br />
iku<br />
ik u k u ⎟<br />
2 2 k<br />
I ⎡ e ⎤ 1 ... 1 k u e −<br />
⎣ ⎦<br />
= ⎜ + − ⎟ ≈ − ≈<br />
1! 2<br />
⎜<br />
⎟<br />
⎝<br />
⎠<br />
2<br />
2 1 2<br />
u = ( ∆ r||<br />
) = ( ∆ r)<br />
- bo trzy prostopadłe kierunki<br />
3<br />
2 1<br />
2<br />
2<br />
2<br />
2<br />
uur uur uur<br />
∆ r = ∆ r||<br />
+ ∆ r⊥<br />
+ ∆r⊥<br />
( ) ( ) ( ) ( )<br />
1<br />
3<br />
2 2<br />
1 2<br />
( ∆ r||<br />
) = ( ∆ r⊥) = ( ∆ r⊥<br />
) = ( ∆r)<br />
2 2<br />
- 30 -<br />
2 2<br />
u
Ostatecznie :<br />
1<br />
I = I1exp<br />
⎡<br />
⎢− ( ∆r) ( ∆ k)<br />
⎤ = I1e −<br />
⎣ 3<br />
⎥<br />
⎦<br />
( )<br />
2 2 2wT<br />
Dla oscylatora harmonicznego :<br />
1 3<br />
α ( ∆ r)<br />
= kBT<br />
2 2<br />
2 α<br />
2<br />
ω = ⇒ α = mω<br />
m<br />
2<br />
⎡ kT<br />
β ( ∆k)<br />
⎤<br />
I = I exp ⎢−<br />
⎥<br />
l<br />
2<br />
⎢ mω<br />
⎣ ⎥ ⎦<br />
2<br />
ω - wyliczamy z temperatury Debye’a.<br />
Czynnik Debye’a-Wallera może też być wyrażony w postaci:<br />
( )<br />
wT<br />
gdzie<br />
⎡ θ<br />
2 φ<br />
⎛ D ⎞ ⎤<br />
2<br />
6k<br />
⎢ ⎜ T ⎟<br />
1⎥sin θ<br />
=<br />
⎝ ⎠<br />
⎢ +<br />
2<br />
mk θ<br />
⎥<br />
βθ<br />
D 4<br />
λ<br />
⎢⎣<br />
T ⎥⎦<br />
θ D<br />
T<br />
φ ⎛ ⎜ ⎝<br />
⎠<br />
⎞ ⎟ - jest funkcją Debye’a<br />
W obliczeniach nie uwzględniono anizotropii.<br />
Wpływ wielkości krystalitów na szerokość (linii widmowej) piku dyfrakcyjnego<br />
a) -przypadek jednowymiarowy:<br />
Rys 36.<br />
D<br />
θ min<br />
- 31 -
2<br />
⎛sinα<br />
⎞<br />
= I0<br />
⎜ ⎟<br />
I<br />
⎝ α ⎠<br />
π Dsinθ<br />
α =<br />
λ<br />
λ<br />
sin ( θmin<br />
) =<br />
D<br />
b) - dla kierunku na wprost θ<br />
min<br />
=<br />
c) – dla kąta θ :<br />
λ<br />
∆ ( sin ( θ ))<br />
=<br />
D<br />
λ<br />
∆ θcosθ<br />
=<br />
D<br />
λ<br />
∆ θ =<br />
D cosθ<br />
λ<br />
D<br />
Ogólnie :<br />
Kλ<br />
∆ θ = K- stała bliska jedności<br />
D cosθ<br />
D- średni wymiar krystalitów<br />
Im większe krystality tym węższe piki.<br />
4. Defekty w kryształach<br />
Rodzaje defektów:<br />
1). Defekty punktowe:<br />
- wakans – brak atomu w pozycji przewidzianej strukturą idealną<br />
- atom międzywęzłowy.<br />
Defekt Schottky’ego – brak w strukturze kationu i anionu (wakans kationowy jest sprzężony z<br />
wakansem anionowym występującym w innym miejscu sieci)<br />
Defekt Frenkla – brak kationu lub anionu, który został przesunięty w pozycję międzywęzłową<br />
- determinuje przewodnictwo elektryczne kryształów jonowych; mają wpływ na zabarwienie<br />
(centra barwne)<br />
2). Defekty liniowe – dyslokacja.<br />
- dyslokacje krawędziowe: wbicie dodatkowej półpłaszczyzny krystalicznej powyżej lub<br />
poniżej płaszczyzny poślizgu,<br />
- dyslokacje śrubowe- atomy najbliższej linii dyslokacji układają się na uzwojeniach śruby,<br />
- dyslokacje mieszane – maja cechy zarówno dyslokacji śrubowej, jak i krawędziowej.<br />
Uwaga !<br />
Dyslokacje uzyskuje się po przesunięciu atomów (poślizgu) pewnej części kryształu.<br />
Defekt liniowy jest tworzony przez granicę między obszarem, który uległ poślizgowi<br />
i obszarem bez poślizgu.<br />
- 32 -
Wektor Burgersa - b r<br />
W krysztale idealnym wybieramy krzywą zamkniętą przechodzącą przez pewien ciąg<br />
węzłów sieci.<br />
W krysztale z dyslokacją obchodzimy defekt „z daleka” za pomocą tego samego ciągu<br />
przemieszczeń o wektory sieci Bravais’go. Wektor łączący początkowy punkt drogi<br />
kontrolnej z jej punktem końcowym nazywany jest wektorem Burgersa dyslokacji.<br />
Wektor Burgersa nie zależy od sposobu wyboru drogi kontrolnej wokół dyslokacji.<br />
Zapisu reakcji między dyslokacjami dokonuję się za pomocą ich wektorów Burgersa<br />
r uur ur<br />
b = b + b - rozszczepienie dyslokacji<br />
1 2<br />
3<br />
Energia dyslokacji jest proporcjonalna do kwadratu wektora Burgersa : E ∼ b 2<br />
Reakcja między dyslokacjami będzie zachodziła jeżeli prowadzi do obniżenia energii, czyli:<br />
2 2<br />
b > b + b<br />
1 2<br />
2<br />
3<br />
Pętla dyslokacji – linia dyslokacji nie może kończyć się wewnątrz monokryształu, musi<br />
tworzyć w jego wnętrzu zamkniętą pętlę lub przebijać jego powierzchnię.<br />
Przemieszczenie dyslokacji krawędziowej może nastąpić pod wpływem poślizgu.<br />
Innym sposobem ruchu dyslokacji jest wspinanie dyslokacji krawędziowej.<br />
- ruch odbywa się w kierunku prostopadłym do płaszczyzny poślizgu<br />
- wakansy osiadają w końcowym szeregu nadmiarowej płaszczyzny krystalicznej<br />
- możliwe też jest dobudowanie atomu do krawędzi płaszczyzny nadmiarowej – następuje<br />
zstępowanie dyslokacji. Powstające w tym procesie wakanse dyfundują w głąb sieci.<br />
Dyslokacje mają duży wpływ na wytrzymałość mechaniczną<br />
- poślizg w doskonałej sieci krystalicznej wymaga dużo większych naprężeń niż w sieci<br />
z dyslokacjami. Np.: monokryształ α-Fe ma granicę plastyczności ∼20 MPa; teoretyczna<br />
wartość dla doskonałego kryształu wynosi 8000 MPa<br />
Dla dobrych próbek krystalicznych w miarę poprawiania struktury (np. za pomocą wyżerania)<br />
ich zdolność wytrzymywania naprężeń maleje i to nawet o kilka rzędów wielkości.<br />
Zwiększanie wytrzymałości kryształu.<br />
1). Otrzymanie rzeczywiście idealnej próbki (wolnej od wszelkich dyslokacji)<br />
2). utrudnienia ruchu dyslokacji (np.: defekty punktowe; przecinanie się dyslokacji).<br />
Utwardzenie pod wpływem odkształceń – pręt wykonany z miękkiego metalu po<br />
wielokrotnych zginaniach przestaje się w końcu zginać i ulega złamaniu (liczba dyslokacji<br />
rośnie aż w końcu ich ruch staje się niemożliwy).<br />
3). Defekty płaszczyznowe (powierzchniowe)<br />
a). granice wąsko-kątowe<br />
- wąsko-kątowa granica nachylenia<br />
- wąsko-kątowa granica skręcenia<br />
o<br />
b). granice szeroko-kątowe (powyżej 8-10 )<br />
- model bezpostaciowego lepiszcza (warstwa Beilbego)<br />
- model sieci przejściowej<br />
- 33 -
c). granice bliźniacze<br />
- bliźniaki wzrostu (bliźniaki pierwotne)<br />
- powstają w procesie krystalizacji<br />
- np.: powstaje błąd w sekwencji warstw : ABC ABC BAC BAC<br />
- bliźniaki wtórne :<br />
- bliźniaki przemiany (tworzą się podczas przejścia wysokotemperaturowej<br />
odmiany polimorficznej w odmianę niskotemperaturową, np. kwarc)<br />
- bliźniaki odkształceń – powstają pod wpływem ścinania.<br />
Bliźniaki noszą nazwy bliźniaków:<br />
- odbicia<br />
- obrotu<br />
- inwersji<br />
- błędy ułożenia (np. wąski obszar A3 wtrącony w sieć A1)<br />
ABC ABC | ABAB | ABC ABC<br />
A1 | A3 | A1<br />
d). Granice antyfrazowe<br />
- powstają domeny anty-fazowe<br />
normalnie: atomy A zajmują pozycje α<br />
atomy B zajmują pozycje β<br />
w części następuje zamiana: atomy A zajmują pozycje β<br />
atomy B zajmują pozycje α<br />
- 34 -
5. Termodynamika defektów punktowych<br />
j<br />
n = N ⋅ e −βε<br />
j<br />
j<br />
n<br />
j<br />
- liczba defektów j-tego typu<br />
N<br />
j<br />
- całkowita liczba węzłów sieci, w których mogą się pojawić defekty typu j.<br />
Zasada zachowania ładunku ( q j<br />
)<br />
∑<br />
nq<br />
j j<br />
= 0<br />
Z zasady mnożników Lagrange’a minimalizujemy funkcję G+ λ∑ njqj<br />
; wtedy:<br />
− ( j + q j)<br />
n = N e β ε λ<br />
j<br />
j<br />
Gdy przeważa jeden typ defektu to:<br />
( )<br />
n N e β ε +<br />
= − + λe<br />
- następuje zmiana znaku ładunku<br />
+ +<br />
( − )<br />
−<br />
n N e β ε −<br />
=<br />
λe<br />
−<br />
−<br />
oraz n+ = n−<br />
n ⋅ n = N N e<br />
β( ε ε )<br />
− + + −<br />
+ − + −<br />
( + ε )<br />
⎛ β ε<br />
n+ = n− = N+ N−<br />
exp⎜−<br />
⎝ 2<br />
+ −<br />
⎞<br />
⎟<br />
⎠<br />
Warunek neutralności prowadzi do zmniejszenia koncentracji najczęściej spotykanego typu<br />
defektów z równoczesnym wzrostem koncentracji najczęściej spotykanych defektów<br />
przeciwnego znaku.<br />
- 35 -