Podsumowanie i wnioski

Prace niniejsza poswiecono dyfrakcji na polikrysztaach nanometrowych. Skadaja sie na nia trzy gówne czesci: obliczenia numeryczne dyfrakcji proszkowej, rozwazania teoretyczne oraz eksperymentalna weryfikacja wyników otrzymanych w dwu pierwszych czesciach.

Korzystajac z informacji zawartych w czesci teoretycznej pracy wykazano, ze tradycyjne metody analizy proszkowych danych dyfrakcyjnych (Warrena-Averbacha i Scherrera), wywodzace sie z kinematycznej teorii dyfrakcji w jej standardowej postaci, sa bardzo wrazliwe na szerokosc rozkadu wielkosci ziaren. Daja one prawidowy obraz mikrostruktury nanoproszku tylko w szczególnych przypadkach.

Celem pracy byo wyprowadzenie ze wzoru Debye'a takich metod analizy danych rentgenowskich, które pozwoliyby na precyzyjna charakteryzacje mikrostruktury polikrysztaów nanometrowych i stanowiyby funkcjonalny odpowiednik zozonych obliczen numerycznych ab initio. Zostao to zrealizowane na drodze przeksztacen analitycznych wzoru Debye'a (por. rys. 1.1 na str.).

Figure 4.1: Elementy opisu zjawiska dyfrakcji ujete w pracy. Przejscie od praw pierwszych (oddziaywania fotonów z materia) do wielkosci bezposrednio mierzonych w eksperymencie. Czerwonymi, grubymi liniami oznaczono znane segmenty teorii. Zielonymi, cienkimi liniami oznaczono segmenty przedstawione w pracy.

Na rys. 4.1 (str.) przedstawiono diagram wyjasniajacy powiazania istniejacych i nowych elementów kinematycznej teorii dyfrakcji opartych na równaniu Debye'a. Otrzymane równanie Debye'a dla krysztaów pozwolio zinterpretowac dyfraktogram proszkowy jako splot poozen linii dyfrakcyjnych (dyktowanych przez strukture atomowa) oraz profili linii (uzaleznionych od ksztatu krystalitów). Oddzielono wiec strukture atomowa materiau od mikrostruktury ziaren tworzacych proszek (rozgaezienie diagramu z rys. 4.1).

Najwazniejszym wynikiem prac teoretycznych byo podanie wyrazenia na profil linii dyfrakcyjnej proszku z rozkadem wielkosci ziaren. Podano je w formie analitycznej i skada sie ono wyacznie z funkcji elementarnych. Na jego podstawie opracowano, m.in. nowa metode `` FW${\frac{{1}}{{5}}}$/${\frac{{4}}{{5}}}$M''. Jest to nie tylko najprostsza ale - wedug naszej najlepszej wiedzy - jedyna istniejaca metoda bezposredniego wyznaczania penego rozkadu wielkosci ziaren z proszkowych danych dyfrakcyjnych (patrz czesc ``wielkosci mierzalne w eksperymencie dyfrakcyjnym'' diagramu z rys. 4.1).

W ramach pracy opracowano ponadto oryginalne, efektywne metody obliczania ab initio dyfraktogramów proszkowych uwzgledniajacych:

• log-normalny (jedno- lub wielomodowy) rozkad wielkosci ziaren
• ksztat nanokrysztaów
• obecnosc bedów uozenia

Opracowanie wymienionych metod numerycznych i teoretycznych wynikao z potrzeby ilosciowej charakteryzacji mikrostruktury polikrysztaów nanometrowych w czasie badan prowadzonych w CBW PAN nad nanoproszkami SiC, GaN i diamentu. Najwazniejsze spostrzezenia doswiadczalne poczynione w trakcie tych badan to:

• Dla badanych nanokrysztaów SiC i diamentu, sredni rozmiar ziarna podzielony przez dyspersje rozmiarów w proszku ${\frac{{<R>}}{{\sigma }}}$ jest stay dla metody syntezy materiau.
• Zakres zmiennosci ${\frac{{<R>}}{{\sigma }}}$ dla badanych nanoproszków nie wykracza poza wartosci graniczne (0.8÷2), odpowiadajace skrajnym warunkom syntezy: podczas eksplozji (0.8) i w czasie dugotrwaego izotermicznego wygrzewania (2).
• Nanokrysztay SiC i diamentu w trakcie syntezy tworza struktury fraktalne o wymiarowosci D_M = 2 (diament) i D_M $\in$ 1÷2 (SiC).
• W procesie wysokocisnieniowego zageszczania struktury fraktalne nanokrysztaów sa amane w cisnieniu kilku kilobarów.
• Relaksacja naprezen w nanokrysztaach GaN nastepuje w znaczacej czesci poprzez generowanie bedów uozenia. Zaproponowano prosty mechanizm tej przemiany strukturalnej polegajacy na losowym przesuwaniu pojedynczych warstw (0001) krysztau. Wyjasnia on obserwowane in situ efekty dyfrakcyjne.

Na koniec autor pozwoli sobie na nastepujaca refleksje:

Czytajac prace opisujace badania mikrostruktury róznych materiaów polikrystalicznych zawsze zastanawiaa mnie tendencja do uzmienniania w opisie dyfrakcji tylu staych, ile akurat trzeba, zeby dostac zgodnosc danych dyfrakcyjnych i mikroskopowych (te ostatnie traktuje sie jako wyrocznie, bo przeciez na zdjeciu dokadnie widac krysztay). Wynika to oczywiscie ze sabosci opisu zwiazków miedzy mikrostruktura a obserwowanym rozpraszaniem. Jednym z objawów tej sabosci jest brak kryterium pokazujacego jak blisko rzeczywistosci jest tworzony przez autorów model mikrostruktury i w efekcie - ucieczka w analize zdjec. Tymczasem takim kryterium powinna byc (jak zawsze) jakosc odwzorowania przez teorie danych doswiadczalnych. Rzecz w tym, ze jak dotad jedyna teoria dajaca dobre odwzorowanie doswiadczen na polikrysztaach nanometrowych byy obliczenia ab initio, a te mozna prowadzic tylko dla najmniejszych nanokrysztaów. Stad wziea sie pokusa wyekstrahowania fizycznej tresci bedacej przyczyna sukcesu metod ab initio i zapisania jej w niniejszej pracy tak prosto, jak to tylko mozliwe.