Wyk
Wyk
ł
ł
ad 8
ad 8
Dyfraktometria rentgenowska (XRD)
Dyfraktometria rentgenowska (XRD)
1. Obszary zastosowań XRD
2. Promieniowanie X (rentgenowskie)
3. Teorie dyfrakcji
4. Metody doświadczalne dyfraktometrii rentgenowskiej
5. Położenie i natężenie refleksów dyfrakcyjnych
6. Współczesna dyfraktometria polikryształów
7. Informacje jakie można uzyskać metodami XRD
Obszary zastosowa
Obszary zastosowa
ń
ń
XRD
XRD
Krystalografia rentgenowska
• układ krystalograficzny i klasę dyfrakcyjną,
• parametry komórki elementarnej,
• typ sieci Bravais’a i grupę symetrii przestrzennej,
• pozycje atomów w komórce elementarnej.
Rentgenowska analiza fazowa
• identyfikacja faz krystalicznych,
• skład fazowy próbek krystalicznych,
• rozróżnienie faz stałych amorficznych od krystalicznych
Promieniowanie elektromagnetyczne
Promieniowanie elektromagnetyczne
radiowe
mikrofale
IR
UV/VIS
X
γ
do 30cm
300 – 1 mm
1000 – 0.77µm
770 – 10nm 10 – 0.005nm > 0.5nm
Promieniowanie rentgenowskie
od 0.05 do 100 Å
w metodzie XRD
0.2 do 2.5 Å
Lampa rentgenowska
Lampa rentgenowska
Anoda
K
ββββ
[Å]
K
αααα
1
[Å]
K
αααα
2
[Å]
Filtr
K
αααα
śr. [Å]
Mo
0,63225
0,70926
0,71354
Cu
0.71069
Cu
1,39217
0,54051
1,54433
Ni
1.54178
Co
1,62075
1,78892
1,79278
Fe
1.79021
Fe
1,75653
1,93597
1,93991
Cr
1,93597
Anody lamp rentgenowskich i odpowiadające im filtry
Charakterystyka
Charakterystyka
promieniowania X
promieniowania X
Oddzia
Oddzia
ł
ł
ywanie promieni X z materi
ywanie promieni X z materi
ą
ą
•
Absorpcja promieniowania rentgenowskiego
• Fluorescencja rentgenowska
• Rozproszenie promieniowania rentgenowskiego
• Dyfrakcja promieniowania rentgenowskiego
Do
Do
ś
ś
wiadczenie Laue`go
wiadczenie Laue`go
Teoria dyfrakcji Laue
Teoria dyfrakcji Laue
’
’
go
go
Ugięcie promieniowania rentgenowskiego
na prostej sieciowej
AB = t
1
cos
αααα
CD = t
1
cos
αααα
0
gdzie:
t
1
– translacja na prostej sieciowej;
αααα
0
– kąt między wiązką a prostą sieciową;
α
- kąt między wiązką ugiętą a prostą sieciową
AB – CD = t
1
(cos
αααα
- cos
αααα
0
)
AB – CD = t
1
(cos
αααα
- cos
αααα
0
) = n
λλλλ
Dyfrakcja na prostej sieciowej
Dyfrakcja na prostej sieciowej
AB – CD = t
1
(cos
αααα
- cos
αααα
0
) = n
λλλλ
H
λλλλ
= a
0
(cos
αααα
- cos
αααα
0
)
K
λλλλ
= b
0
(cos
ββββ
- cos
ββββ
0
)
L
λλλλ
= c
0
(cos
γγγγ
- cos
γγγγ
0
)
Teoria dyfrakcji Bragg
Teoria dyfrakcji Bragg
ó
ó
w
w
–
–
Wulfa
Wulfa
∆∆∆∆
S = AB + BC = n
λλλλ
AB = d
hkl
sin
θθθθ
BC = d
hkl
sin
θθθθ
gdzie:
d
hkl
–
odległość międzypłaszczyznowa
;
θθθθ
-
kąt odbłysku
;
n
–
liczba całkowita, rząd refleksu (ugięcia);
λλλλ
-
długość fali
;
∆∆∆∆
S
–
różnica dróg optycznych
.
n
λλλλ
=2 d
hkl
sin
θθθθ
równanie Braggów – Wulfa
R
R
ó
ó
wnowa
wnowa
ż
ż
no
no
ść
ść
teorii Lauego i Bragga
teorii Lauego i Bragga
Dla:
αααα
0
= 0
o
;
ββββ
0
= 90
o
oraz
γγγγ
0
= 90
o
równania Laue`go przyjmą postać:
H
λλλλ
= a (cos
αααα
- 1)
K
λλλλ
= a cos
ββββ
L
λλλλ
= a cos
γγγγ
co po podniesieniu do kwadratu i dodaniu daje:
λλλλ
2
(H
2
+K
2
+L
2
) = a
2
(cos
2
αααα
+cos
2
ββββ
+cos
2
γγγγ
)+a
2
(1-2cos
αααα
)
ponieważ:
cos
2
αααα
+ cos
2
ββββ
+ cos
2
γγγγ
= 1
cos
αααα
= cos2
θθθθ
= 1 - 2sin2
θθθθ
więc:
λλλλ
2
(H
2
+ K
2
+ L
2
) = 4a
2
sin
θθθθ
H
2
+ K
2
+ L
2
4 sin
2
θθθθ
=
λλλλ
2
a
2
1 h
2
k
2
l
2
h
2
+ k
2
+ l
2
=
+
+
→
→
→
→
d
2
hkl
a
2
b
2
c
2
a
2
Metody do
Metody do
ś
ś
wiadczalne dyfrakcji
wiadczalne dyfrakcji
rentgenowskiej (XRD)
rentgenowskiej (XRD)
a) ze względu na wykorzystywane promieniowanie rentgenowskie:
polichromatyczne
- metoda Lauego,
monochromatyczne
- metoda obracanego kryształu;
- metoda proszkowa Debey`a-Scherrera-Hulla (DSH)
Monokrystaliczne:
• Metoda Lauego
• Metoda obracanego kryształu
• Dyfraktometr czterokołowy
Polikrystaliczne (proszkowe):
• Deby’a-Scherrer’a-Hull’a
• Dyfraktometr dwukołowy
(np. geometria Bragg’a-Brentano)
b) ze względu na rodzaj badanego materiału:
Obiekt badań:
• monokryształ
• płytka wycięta z monokryształu
•o grubości 0.04-0.5 mm
Metoda Laue`go
Metoda Laue`go
Technika promieni przechodzących (a) lub zwrotnych (b)
Metoda Laue
Metoda Laue
’
’
ego
ego
Laueogram i klasy dyfrakcyjne Laue`go
Laueogram i klasy dyfrakcyjne Laue`go
Układ
krystalograficzny
Klasa dyfrakcyjna
Laue`go
regularny
m
3
m
3m
tetragonalny
4/m
4/mmm
heksagonalny
3,
3m
6/m, 6/mmm
rombowy
mmm
jednosko
ś
ny
2/m
trójsko
ś
ny
1
Metoda obracanego monokryszta
Metoda obracanego monokryszta
ł
ł
u
u
Obiekt badań: monokryształ o wielkości 0.05 – 1mm
Błona filmowa:
a) zwinięta w walec i
równoległa do wiązki
promieni X
b) płaska i prostopadła
do wiązki promieni X
Ugi
Ugi
ę
ę
ci
ci
ę
ę
wi
wi
ą
ą
zki na prostej sieciowej
zki na prostej sieciowej
r
r
ó
ó
wnoleg
wnoleg
ł
ł
ej do osi obrotu
ej do osi obrotu
n
λλλλ
t
[uvw]
=
sin
µµµµ
w
n
tg
µµµµ
=
R
w
n
µµµµ
= arc tg
R
n
λλλλ
t
[uvw]
=
sin [arc tg(w
n
/R)]
Wskaźnikowanie rentgenogramu
warstwicowego
Charakterystyczny układ wskaźników
w warstwicach pierwszego i drugiego rzędu
Dyfraktometr czteroko
Dyfraktometr czteroko
ł
ł
owy
owy
Obiekt badań:
monokryształ
Główne elementy
dyfraktometru:
-źródło
-goniometr o geometrii Eulera
(lub Kappa)
-detektor promieniowania X
-komputer
Pomiar sprowadza się do ustawiania w odpowiedniej lokalizacji kryształu
i licznika w taki sposób , aby można było rejestrować wiązki ugięte dla
wszystkich możliwych płaszczyzn sieciowych.
Czterokołowy dyfraktometr do badań
monokryształów
κ
ω
φ
licznik 2
ω
Metoda proszkowa Debey`a
Metoda proszkowa Debey`a
–
–
Scherrera
Scherrera
-
-
Hulla (DSH)
Hulla (DSH)
Obiekt badań:
-polikrystaliczny proszek o uziarnieniu 0.1-10
µµµµ
m
-polikrystaliczny spiek o podobnym uziarnieniu
Sto
Sto
ż
ż
ki interferencyjne w metodzie DSH
ki interferencyjne w metodzie DSH
Błona filmowa:
a) zwinięta w walec i równoległa do
osi obrotu
b) płaska i prostopadła do wiązki
pierwotnej
n
λλλλ
=2 d
hkl
sin
θθθθ
równanie Braggów – Wulfa
Dyfraktogram
1
0
1
5
2
0
2
5
3
0
3
5
4
0
4
5
5
0
5
5
6
0
2
T
h
e
t
a
(
°
)
3
6
6
4
1
0
0
1
4
4
In
te
n
s
it
y
(
c
o
u
n
ts
)
20
25
30
35
40
45
50
55
60
65
2Theta (°)
0
500
1000
1500
In
te
n
s
it
y
(
c
o
u
n
ts
)
Rentgenogram substancji amorficznej
Rentgenogram substancji krystalicznej
Od czego zależy intensywność refleksów?
Intensywność wiązki padającej,
rozmieszczenie atomów w komórce elementarnej - czynnik strukturalny F
hkl
,
rodzaj atomów w komórce elementarnej – czynnik atomowy f
i
,
temperatura T,
absorpcja A,
czynnik polaryzacyjny PL i Lorentza L,
liczebność płaszczyzn p
(hkl).
)
(
2
0
hkl
hkl
hkl
p
PL
L
T
F
I
I
⋅
⋅
⋅
⋅
⋅
=
Czynnik strukturalny F
hkl
Kryształ = symetria + baza
f
n
– atomowy czynnik rozpraszania n-tego
atomu w komórce elementarnej;
ψ
n
– różnicę faz promieni odbitych od
płaszczyzny sieciowej (hkl)
przechodzącej przez atom o
współrzędnych xyz, względem promieni
odbitych od równoległej do niej
płaszczyzny, przechodzącej przez atom
znajdujący się w pozycji 000.
(
)
n
n
n
n
lz
ky
hx
+
+
=
Ψ
π
2
∑
Ψ
=
n
i
n
hkl
n
e
f
F
(
)
n
n
n
n
lz
ky
hx
i
+
+
=
Ψ
π
2
Kąt przesunięcia fazowego
A
A
A’
A’
B
B
(001)
(001)
(001)
Θ
C’
D’
C’’
D’’
określa różnicę faz promieni odbitych
od płaszczyzny sieciowej (hkl)
przechodzącej przez atom o
współrzędnych xyz, względem
promieni odbitych od równoległej do
niej płaszczyzny, przechodzącej przez
atom znajdujący się w pozycji 000.
Czynnik strukturalny F
hkl
c.d.
Czynnik atomowy f
n
Zdolność danego atomu do rozproszenia
promieni rentgenowskich. Zależy ona od
ilości elektronów w atomie (Z), ich
przestrzennego rozłożenia, kąta ugięcia (Θ)
oraz długości fali padającej (λ).
f
n
Czynnik atomowy:
F
hkl
2
= [
Σ
f
n
cos2
π
(hx
n
+ky
n
+lz
n
)]
2
+[
Σ
f
n
sin2
π
(hx
n
+ ky
n
+lz
n
)]
2
Amplituda struktury |F
hkl
|
2
to zawsze dodatnia liczba rzeczywista
Czynnik struktury F
hkl
dla struktur
posiadających środek symetrii:
,
sin
cos
,
n
n
i
n
i
n
hkl
i
e
e
f
F
n
n
Ψ
+
Ψ
=
=
Ψ
Ψ
∑
(
)
n
n
n
n
lz
ky
hx
+
+
=
Ψ
π
2
Amplituda struktury |F
hkl
|
2
(
)
∑
+
+
=
n
n
n
n
n
hkl
lz
ky
hx
f
F
π
2
cos
Komórka prymitywna (jeden rodzaj atomów):
F
hkl
= f
n
cos 2
π
(h
⋅
0 + k
⋅
0 + l
⋅
0) F
hkl
= f
n
Komórka prymitywna (dwa rodzaje atomów):
F
hkl
= f
n1
cos 2
π
(h
⋅
0 + k
⋅
0 + l
⋅
0) + f
n2
cos 2
π
(h
⋅
½ + k
⋅
½ + l
⋅
½)
F
hkl
= f
n1
+ f
n2
dla h + k + l = 2n
F
hkl
= f
n1
– f
n2
dla h + k + l = 2n + 1
Amplituda struktury a wygaszenia
systematyczne
Komórka przestrzennie centrowana I:
F
hkl
= f
n
cos 2
π
(h
⋅
0 + k
⋅
0 + l
⋅
0) + f
n
cos 2
π
(h
⋅
½ + k
⋅
½ + l
⋅
½)
F
hkl
= 2 f
n
dla h + k + l = 2n
F
hkl
= 0 dla h + k + l = 2n + 1
Komórka płasko centrowana F:
F
hkl
= f
n
cos 2
π
(h
⋅
0 + k
⋅
0 + l
⋅
0) + f
n
cos 2
π
(h
⋅
½ + k
⋅
½ + l
⋅
0)
+ f
n
cos 2
π
(h
⋅
½ + k
⋅
0 + l
⋅
0) + f
n
cos 2
π
(h
⋅
0 + k
⋅
½ + l
⋅
0)
F
hkl
= 4 f
n
dla h + k + l = 2n
F
hkl
= 0 dla hkl mieszanych (np. 223, 230 itp.)
Amplituda struktury w komórkach
typu I i F
Dyfraktometr dwukołowy
Θ
2Θ
Efekt ogniskowania wiązki w
geometrii Bragg’a-Brentano
Θ
Θ
Θ
Θ
ź
ródło
detektor
próbka
Każde urządzenie składa się z podobnych
elementów:
• Źródło promieniowania rentgenowskiego
• Monochromatory lub/i filtry
• Zwierciadła ogniskujące
• Szczeliny i kolimatory
• Detektor
Poszczególne elementy dyfraktometru
Klasyczne – lampa rentgenowska
Synchro
tron
Źródło promieniowania X
Monochromatyzacja – monochromatory
krystaliczne
Jest to kryształ (kwarc, german, ...) silnie
odbijający promieniowanie od jednej rodziny
płaszczyzn. Kryształ ten orientuje się pod kątem
Bragga odpowiednim dla promieniowania Kα
1
λ = 1.540 Å = 2dhklsinθ
Dla kryształu Ge wyciętego równolegle
do płaszczyzn (111).
Ge jest kryształem regularnym o stałej
sieci a=5.66Å, dla promieniowanie
CuKα1 kąt źródło-monochromator
powinien być równy
13.62
o
Monochromator wysokiej rozdzielczości
Zwierciadło ogniskujące
Geometria wiązki padającej i odbitej –
szczeliny i kolimatory
Typowy układ szczelin do formowania wiązki
Podstawą detekcji promieniowania rentgenowskiego czyli
fotonów o energii 5-25 keV wzbudzenie elektronów w
materiale detektora, w konsekwencji może nastapić:
– jonizacja gazu
– generacja par elektron-dziura w półprzewodniku
– fluorescencja
– procesy chemiczne
Detektory - liczniki
Detektory - liczniki
Licznik gazowy (gaz szlachetny-metan)
Licznik scyntylacyjny
Detektor półprzewodnikowy
oparty na złączu p-n
Jakich informacji dostarcza nam dyfraktogram?
Pozycja refleksów
Szerokość połówkowa
Intensywność
Grupa symetrii przestrzennej
Parametry komórki elementarnej
Ilość materiału w substancjach
wielofazowych
Tekstura
Naprężenia wewnętrzne
(jednorodne) - ciśnienie
Naprężenia wewnętrzne
(niejednorodne)
Wielkość krystalitów
Rozmieszczenie jonów w
komórce elementarnej
Identyfikacja substancji krystalicznej
analiza fazowa jakościowa i ilościowa
Analiza fazowa jakościowa
Peak List
77-0435; Mg Al2 O4; Spinel
10-0414; Al2 O3; Aluminum Oxide
Position [°2Theta]
20
30
40
50
60
70
80
C
o
u
n
ts
0
1000
2000
MAO-1450_3.xrdml
W 1919
W. Hull
opublikował artykuł pod tytułem
"A New
Method of Chemical Analysis.„
w którym napisał:
„... every
crystalline substance gives a pattern; the same substance
always gives the same pattern; and in a mixture of substances
each produces its pattern independently of the others."
14-0696 Wavelength = 1.5405
BPO
4
Boron Phosphate
d (Å) Int h k l
3.632 100 1 0 1
Rad.: CuK
α
1
λ
: 1.5405 Filter d-sp: Guinier 114.6
Cut off: Int.: Film I/Icor.: 3.80
Ref: De WolFF. Technisch Physische Dienst. Delft
The Netherlands. ICDD Grant-In-Aid
3.322 4 0 0 2
3.067 4 1 1 0
2.254 30 1 1 2
1.973 2 1 0 3
Sys.: Tetragonal S.G. I
4 (82)
a: 4.338 b: c: 6.645 A: C: 1.5318
α
:
β
:
γ
Z: 2 mp:
Ref: Ibid
Dx: 2.809 Dm: SS/FOM:F
18
=89(.0102 . 20)
1.862 8 2 1 1
1.816 4 2 0 2
1.661 1 0 0 4
1.534 2 2 2 0
1.460 8 2 1 3
1.413 1 3 0 1
1.393 1 2 2 2
1.372 2 3 1 0
PSC: tI12. To replace 1-519. Deleted by 34-0132. Mwt: 105.78
Volume [CD]: 125.05
1.319 4 2 0 4
1.271 1 1 0 5
1.268 2 3 1 2
1.211 2 3 0 3
1.184 2 3 2 1
2002 JCPDS-International Centre for Diffraction Data.
All rights reserved. PCPDFWIN v.2.3
Analiza fazowa jakościowa c.d.
Porównanie zmierzonych pozycji
refleksów oraz ich intensywności z
zestandaryzowanymi pomiarami
zebranymi w bazie JCPDS – ICDD
(Join Committee for Powder
Diffraction Standards –International
Centre For Diffraction Data) – ponad
50,000 kart
10
15
20
25
30
35
40
45
50
55
2Theta (°
)
0
1000
2000
3000
4000
In
te
n
s
it
y
(
c
o
u
n
ts
)
Analiza fazowa ilościowa
Intensywność refleksu od płaszczyzny (hkl) fazy krystalicznej
α
:
(
)
S
hkl
e
hkl
K
K
I
ρ
µ
ρ
α
α
α
α
Χ
=
)
(
)
(
K
e
– stała aparaturowa
K
(hkl)
α
– stała strukturalna
X
α
–
procent wagowy fazy α
ρ
α
–
gęstość fazy α
(µ/ρ)
S
–
współczynnik masowo-absorpcyjny
Analiza fazowa ilościowa c.d.
Metody porównawcze analizy ilościowej:
• Metoda absorpcyjna po przez bezpośrednie porównanie intensywności
refleksów w badanej próbce i w formie wzorcowej
– problem z określeniem współczynnika masowo - absorpcyjnego
• Metoda wzorca wewnętrznego (często stosowana):
•
Metoda pełnego dopasowania – metoda Reitvelda
β
α
β
α
Χ
Χ
=
k
I
I
hkl
hkl
)
(
)
(
Χ
β
α
β
)
(
)
(
hkl
hkl
I
I
α
Χ
k – stała kalibracyjna
Wykonujemy rysunek funkcji vs. , który będzie
zależnością liniową o współczynniku nachylenia równym
k
( wartość
k
znajdujemy w tablicach dla mieszanki 50:50, I/Icor)
Analiza fazowa ilościowa
metoda Rietvelda
20
30
40
50
60
70
Θ
2Theta
80
C
o
u
n
ts
1) CaCO3 22.8(7)%
2) Ca(OH)2 77.2(8) %
0
500
1000
1500
2000
0
100
-
100
200
-
200
∑
−
=
j
c
j
o
j
j
I
I
w
R
)
(
)
(
Metoda najmniejszych
kwadratów dopasowania
krzywej teoretycznej do
zmierzonego dyfraktogramu.
Metoda ta nie wymaga pomiarów wzorcowych ani kalibracyjnych.
Refleksy od faz składowych mogą na siebie nachodzić
Wszystkie parametry faz składowych są liczone niezależnie
Określenie wielkości krystalitów
metoda Scherrer’a
Określenie wielkości krystalitów na podstawie
porównania zmierzonej szerokości linii z szerokością
aparaturową zaproponował Scherrer według wzoru:
obs
vol
B
K
L
Θ
=
cos
2
1
λ
kal
obs
B
B
B
−
=
2
1
vol
vol
L
D
3
4
=
Kształt:
Współczynnik
K:
Sfery
0.89
sze
ś
ciany
0.83 - 0.91
tetraedry
0.73 - 1.03
oktaedry
0.82 - 0.94
29,6
29,8
30,0
30,2
30,4
0
500
1000
1500
2000
2500
in
te
n
sy
w
n
o
ść
,
cp
s
2
Θ
Θ
Θ
Θ
FWHM
1/2 I
max
Modyfikacje metody XRD
GID – Grazing Incidence Diffraction
Analiza struktury i grubości cienkich warstw
GID – Grazing Incidence Diffraction
0
500
1000
Counts
Position [°2Theta]
20
30
40
50
60
70
80
BH2
BH
Reflektometria
Analiza faz przypowierzchniowych w zależności
od głębokości (
depth profiling
)
Bezpośrednia analiza składu chemicznego
XRF – X-ray Fluorescence
SAXS - Small-Angle X-ray Scattering
Small-angle X-ray scattering (SAXS) czyli
elastyczne rozpraszanie promieni rentgenowskich pod
niskimi kątami, umożliwia badania niejednorodności w
zakresie nanometrów. Typowe kąty rozpraszania w
granicach 0.1 – 10
o
dają obraz dyfrakcyjny w którym
zawarte są informacje dotyczące kształtu, wielkości i
odległości makromolekuł o uporządkowaniu blisko
zasięgowym.