авторефераты диссертаций БЕСПЛАТНАЯ БИБЛИОТЕКА РОССИИ

КОНФЕРЕНЦИИ, КНИГИ, ПОСОБИЯ, НАУЧНЫЕ ИЗДАНИЯ

<< ГЛАВНАЯ
АГРОИНЖЕНЕРИЯ
АСТРОНОМИЯ
БЕЗОПАСНОСТЬ
БИОЛОГИЯ
ЗЕМЛЯ
ИНФОРМАТИКА
ИСКУССТВОВЕДЕНИЕ
ИСТОРИЯ
КУЛЬТУРОЛОГИЯ
МАШИНОСТРОЕНИЕ
МЕДИЦИНА
МЕТАЛЛУРГИЯ
МЕХАНИКА
ПЕДАГОГИКА
ПОЛИТИКА
ПРИБОРОСТРОЕНИЕ
ПРОДОВОЛЬСТВИЕ
ПСИХОЛОГИЯ
РАДИОТЕХНИКА
СЕЛЬСКОЕ ХОЗЯЙСТВО
СОЦИОЛОГИЯ
СТРОИТЕЛЬСТВО
ТЕХНИЧЕСКИЕ НАУКИ
ТРАНСПОРТ
ФАРМАЦЕВТИКА
ФИЗИКА
ФИЗИОЛОГИЯ
ФИЛОЛОГИЯ
ФИЛОСОФИЯ
ХИМИЯ
ЭКОНОМИКА
ЭЛЕКТРОТЕХНИКА
ЭНЕРГЕТИКА
ЮРИСПРУДЕНЦИЯ
ЯЗЫКОЗНАНИЕ
РАЗНОЕ
КОНТАКТЫ


Pages:     | 1 |   ...   | 2 | 3 ||

«Министерство образования Республики Беларусь УЧРЕЖДЕНИЕ ОБРАЗОВАНИЯ «ГРОДНЕНСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ УНИВЕРСИТЕТ ИМЕНИ ЯНКИ КУПАЛЫ» ...»

-- [ Страница 4 ] --

поэтому их называют также текстурами волочения. Схемы полюсных фигур ограниченной и нео граниченной текстур приведены на рис. 49 б, в.

Рис. 49. Полюсные фигуры поликристаллических материалов: а) бестекстурного;

б) с ограниченной текстурой;

в) с неограниченной текстурой Для построения полюсных фигур обычно используется метод рен тгеновской дифрактометрии. Счетчик устанавливается в положение, фиксирующее анализируемый рефлекс, при этом определяется угловое положение образца относительно выбранного (например, вертикали) направления. Это определяет одну точку полюсной фигуры. Для пост роения всей полюсной фигуры (hkl ) при помощи дифрактометра не обходимо последовательными поворотами образца вокруг двух каких либо осей вывести плоскости (hkl ) всех кристаллитов поликристалла в отражающее положение (т.е. положение, при котором для этих плос костей выполняется уравнение Вульфа-Брэггов 2d hkl sin hkl = n ).

Одной из осей вращения всегда является ось X (рис. 50), пер пендикулярная поверхности образца, так как поворот вокруг этой оси не приводит к изменению геометрических условий съемки. В зависи мости от выбора второй оси съемка осуществляется либо методом наклона (вращение образца вокруг оси Y ), либо методом поворота (вращение образца вокруг оси Z ).

Для построения полюсной фигуры (hkl ) методом наклона счет чик дифрактометра устанавливается под углом 2 hkl и в течение съем ки остается неподвижным, то есть фиксируются рефлексы от плоско стей {hkl} с одинаковыми d n.

В начальном положении характерная внешняя поверхность об разца, например – плоскость прокатки, проходит через ось гониомет ра и составляет углы hkl с первичным пучком рентгеновских лучей и с дифрагированными рентгеновскими лучами, а характерное внеш нее направление, например – направление прокатки, совпадает с осью гониометра. Если принять, что плоскость проекции параллельна внеш Рис 50. Схема съемки на отражение методом наклона: О – образец;

С – счетчик;

hkl – угол скольжения отражающих плоскостей {hkl} ;

– угол наклона образца;

– угол поворота образца в собственной плоскости;

N 0 – нормаль к отражающим плоскостям {hkl} при = ней поверхности образца, то счетчик регистрирует интенсивность, соответствующую центральной точке полюсной фигуры.

После наклона образца на угол в отражающее положение по падают плоскости (hkl ), составляющие угол с поверхностью об разца. При вращении наклоненного образца в собственной плоскости счетчик дифрактометра регистрирует интенсивности, соответствую щие точкам полюсной фигуры, удаленным от ее вертикального диа метра на углы и расположенным на концентрической окружности, отстоящей от центра проекций на угол (рис. 51). При наклоне об разца геометрические условия съемки изменяются, и необходимо учи тывать это изменение путем соответствующих поправок измеряемой ист изм интенсивности. Если I и I – соответственно истинная и изме ренная интенсивности дифрагированных лучей при наклоне исследу емого образца на угол, то I 0 изм I = К эт () I, (159) ист изм I = I где I 0 и I – интенсивности дифрагированных рентгеновских лучей эталонного бестекстурного образца в начальном положении и после наклона на угол соответственно.

Массивный бестекстурный образец исследуемого материала, как правило, изготовить очень трудно. Поэтому обычно эталонный обра зец готовят либо путем нанесения порошка исследуемого материала, смешанного со связующим веществом, на какую-либо прозрачную для рентгеновских лучей плоскую подложку, либо путем прессования и последующего спекания «таблеток» из порошка исследуемого мате риала.

Рис. 51. Схема заполнения полюсной фигуры гномостереографическими проекциями плоскостей (hkl ) при съемке на отражение методом наклона Измерив интенсивности дифракционной линии и фона эталон ного образца при съемке в аналогичных условиях, можно построить корректировочную кривую:

I л I ф K () = 0л, (160) I I ф () () где I 0л и I – зарегистрированные интенсивности дифракцион л ной линии в начальном положении и при наклоне на угол соответ ()() ственно;

I ф и I ф зарегистрированные интенсивности фона в ис ходном и наклонном на угол положениях исследуемого объекта и эталона.

Тогда истинную интенсивность в любой точке полюсной фигу ры при наклоне образца на угол можно определить по формуле I = К ()( I I ) обр, (161) ист л ф () () ф л где I и I – измеренные интенсивности дифракционной обр обр линии и фона исследуемого образца, соответствующие этому углу наклона.

Чтобы построить полюсную фигуру, необходимо нормированные значения интенсивностей, соответствующих исследованным точкам полюсной фигуры, выразить в каких-либо условных единицах. За та кую единицу обычно принимают интенсивность центральной точки полюсной фигуры бестекстурного образца. Построение полюсной фи гуры состоит тогда в перенесении всех данных измерений интенсив ности на гномостереографическую проекцию и проведении уровней равной интенсивности.

Построенные описанным выше способом полюсные фигуры на зывают прямыми полюсными фигурами. Кристаллографический ана лиз таких полюсных фигур позволяет описать кристаллографическую текстуру «идеальными ориентациями» компонентов текстуры.

Нормалям и кристаллографическим плоскостям можно придать некий «вес», определяющий относительную концентрацию этих нор малей в определенном телесном угле. В этом случае дифракционную картину создают только те кристаллиты, у которых отражающая плос кость параллельна исследуемой поверхности образца или отклонена от нее на небольшие углы в пределах телесного угла d, определяе мого вертикальной и горизонтальной расходимостью первичного пучка рентгеновских лучей. Тогда часть объема образца, которую занимают кристаллиты, имеющие нормаль к отражающим плоскостям, заклю ченную в пределах угла d вблизи нормали к исследуемой поверх d ности образца, будет равна P, где « P » – вес, который следует приписать нормали к отражающим плоскостям на гномостереографи ческой проекции. Поэтому величина P должна удовлетворять усло Pd = 1, где интегрирование проводится по всей полюс вию:

ной фигуре. Так как для бестекстурного образца P = const, то P Pd = 4 d = 1, P = 1. (162) 4 В текстурованном образце нормали к плоскостям, имеющие P 1, преимущественно ориентированы перпендикулярно иссле дуемой поверхности образца.

Если регистрируется достаточно большое число линий на диф рактограмме, величину Phkl для нормалей к каким-либо отражающим плоскостям (hkl ) рассчитывают по формуле:

I hkl I hi kili эт обр Phkl =, (163) I hkl I hi kili эт обр обр в которой I h k l – интегральные интенсивности отражений от разных i ii эт плоскостей (hi k i li ) исследуемого образца;

I hi kili – интегральные ин тенсивности отражений от областей (hi k i li ) эталонного бестекстур ного образца.

Таким образом, для определения величины Phkl следует изме рить интегральные интенсивности отражений и I h k l и вычислить i ii суммарную интенсивность всех отражений дифрактограмм, получен ных для исследуемого и эталонного образцов.

Рассчитанные значения Phkl проставляют около проекций соот ветствующих плоскостей на стандартной гномостереографической проекции. Области, отвечающие определенным интервалам значений Phkl, обводят линиями или отмечают одинаковой штриховкой. Мак симальное значение Phkl указывает на предпочтительную ориента цию нормали к данной плоскости параллельно нормали к исследуе мой поверхности образца.

При исследовании ограниченных текстур (например, текстур про катки) необходимо изучить распределение гномостереографических проекций каких-либо кристаллографических плоскостей по отноше нию к двум характерным направлениям – направлению нормали к плоскости прокатки и направлению прокатки. Для этого стоит пост роить две полюсные фигуры: одну – когда исследуемая поверхность образца параллельна плоскости прокатки, и другую – когда она пер пендикулярна направлению прокатки. При исследовании текстур во лочения достаточно построения одной полюсной фигуры посредством получения рентгенограмм образца, исследуемая поверхность которо го перпендикулярна направлению волочения.

На рентгеновских дифрактометрах общего назначения (ДРОН) для съемки текстурдиаграмм методом наклона используется текстур ная приставка ГП-2. Эта приставка устанавливается на гониометр так, что ее вертикальная ось совпадает с осью гониометра. Высота облуча емой поверхности исследуемого образца ограничивается сменными горизонтальными щелями, устанавливаемыми непосредственно пе ред образцом. Углы наклона образца изменяются дискретно (обычно через 5о) вращением червячной передачи при помощи торцевого клю ча. Углы наклона устанавливаются по шкале секторного лимба и могут изменяться от 0 до 70о. Изменение азимутального угла поворота осуществляется непрерывным вращением образца в собственной плоскости;

отсчет углов производится по круговому лимбу. Диф ракционные кривые, получаемые при движущейся диаграммной лен те для каждого угла наклона при изменении угла поворота от до 360о (рис. 52), называют текстурдиаграммами.

Рис. 52. Схема текстурдиаграммы, полученной при съемке на отражение методом наклона В качестве примера рассмотрим определение текстуры для по ликристалла с ГЦК ячейкой. Как обычно, при рентгендифрактомет рических исследованиях, необходимо очистить анализируемую повер хность от окисной пленки и других загрязнений. Затем на поверхность наносится карандашом линия предполагаемой оси текстуры. Напри мер, если анализируется металлическая лента, полученная прокаткой, то линия совпадает с осью ленты. Образец устанавливается в при ставку к гониометру дифрактометра для исследования текстур. При этом карандашная линия должна совпадать с нулевым делением дер жателя образца в текстур-приставке. Затем определяется угол диф ракции = 2 (111). После этого измеряются интенсивности рефлекса 111 при углах поворота образца с интервалом =10о. Рентгенограм ма снимается в области углов ±, где 5о. Все дифрактограммы должны быть получены при одинаковых режимах работы дифракто метра.

Для построения полюсной фигуры по полученным рентгеновским дифрактограммам необходимо на окружности диаметром 20 см (такое поле обычно берут для построения текстурдиаграммы), вычерченной на кальке, проводят два взаимно перпендикулярных диаметра. При няв, что вертикальный диаметр параллелен направлению прокатки, горизонтальный диаметр – поперечному направлению, а плоскость чертежа (плоскость проекций) – плоскости прокатки, надо нанести на гномостереографическую проекцию значения пронормированных ин тенсивностей при соответствующих угловых координатах и.

После соединения плавными линиями точек, отвечающих одинако вым уровням интенсивности, на кальке получается прямая полюсная фигура для соответствующей кристаллографической плоскости (на пример, (111)) или направления (например [111]).

При кристаллографическом анализе полученной полюсной фи гуры необходимо, последовательно накладывая ее на разные стандар тные гномостереографические проекции и вращая вокруг центра, до биться совпадения текстурных максимумов на полюсной фигуре с гномостереографическими проекциями плоскостей формы (hkl ), для которых построена полюсная фигура. Если такое совпадение найде но, то индексы центральной точки стандартной гномостереографи ческой проекции указывают, какие кристаллографические плоскости или направления в исследуемом образце параллельны плоскости про катки.

Для определения степени текстурированности материалов в виде проволоки диаметром не более 0,5-0,6 мм необходимо выполнить сле дующие операции: нарезать примерно 100 проволочек длиною 7- мм;

вмонтировать плотный пучок из этих проволочек в пластмассо вую оправку в виде шайбы высотой 6 мм и зафиксировать проволоч ки посредством нанесения на одну из поверхностей оправки капли эпоксидного клея (рис.53).

Рис. 53. Схема составного образца для исследования текстуры проволоки Выступающие над противоположной поверхностью оправки концы проволочек удаляются наждачной бумагой, чередуя механи ческую обработку с химическим травлением в смеси 2:1 соляной кислоты с перекисью водорода. Оправка с обработанным образцом устанавливается в держатель приставки к гониометру так, что обра ботанная поверхность совпадает с отражающей плоскостью. Наряду с дифрактограммой текстурированных образцов необходимо полу чить рентгенограмму от нетекстурированного образца из того же материала. Результаты расчетов заносятся в таблицу, форма которой имеет вид (таблица 22).

Интенсивность рефлексов определяется либо высотой пика на дифрактограмме I M (максимальная интенсивность), либо произведе нием I M на полуширину линии (интегральная интенсивность). Ин тенсивности рефлексов исследуемого образца и нетекстурированно го эталона должны быть получены и измерены в одинаковых условиях (или пронормированы).

Определение степени текстурированности исследуемого образца определяется путем расчета веса Phkl всех плоскостей, давших линии на дифрактограмме. Результаты заносятся в столбец 8 таблице 22.

Кристаллографические плоскости (hkl ), для которых P наиболь шее, преимущественно параллельны исследуемой поверхности;

сле довательно, нормали к этим плоскостям располагаются преимуще ственно параллельно оси проволоки. В кристаллах с кубическими решетками кристаллографические индексы плоскости и нормали к ней совпадают.

На дифрактограммах материалов с некубическими кристалли ческими решетками при использовании коротковолнового рентгено Таблица Расчет дифрактограмм и определение степени текстурированности Номера Эталонный образец Исследуемый образец i линий P hi k i l i эт эт I hi ki li I hi kili I h k l обр обр Ihk l i ii i ii п/п … вского излучения можно получить большое число линий. В таких слу чаях по данным таблицы следует строить на кальке с помощью стан дартных стереографических проекций полюсные фигуры, придавая нормалям к плоскостям (hkl ) их вес Phkl и условно обозначая облас ти определенного веса.

16.5. Рентгеновские исследования тонкой структуры На физико-химические свойства веществ оказывают влияние очень многие факторы, параметры которых можно распределить по трем группам.

1. Параметры структуры. Имеется в виду идеальная структурная модель, ее пространственная и точечная группы, сингония, парамет ры ячейки, координаты атомов, кристаллохимическая формула.

2. Дефекты, которые рассматриваются как любые отклонения от идеальной структурной модели, как в размерах ячейки, так и в коор динатах атома и в вариациях кристаллохимической формулы и в це лом по кристаллу, и в его отдельных участках.

3. Внешние воздействия, обусловленные механическими дефор мациями, воздействиями различных полей и излучений, средой и т. п.

Большое влияние на свойства кристаллов оказывает их блочность, когда в кристалле возникает своеобразная зернистость. Каждое зерно со ответствует структуре кристалла, но сами они имеют некоторую разори ентацию (около нескольких угловых минут) относительно друг друга. Эти блоки мозаики называются областями когерентного рассеяния. На раз мер и ориентацию этих областей влияют деформации как упругие, так и пластические. Под областями когерентного рассеяния часто понимают участки вещества с решеточным расположением атомов, а сами эти уча стки могут находиться в аморфной матрице того же состава. Такие струк туры могут наблюдаться в полимерных веществах и стеклах. Структуры со слабо разориентированными блоками лежат в интервале между моно кристаллами и поликристаллическими текстурами.

Незначительные отличия структуры конкретного кристалличес кого образца («кристаллического индивида», по Н.В.Белову) от его идеальной структурной модели часто называют тонкой структурой кристалла, к которой, наряду с мозаичностью, относят и другие свой ства вещества, например, остаточные механические напряжения, ко торые представляют собой упругие остаточные напряжения, уравно вешивающиеся в объемах отдельных кристаллитов или блоков мозаики.

Эти неоднородные напряжения обусловливают неоднородную упру гую деформацию кристаллической решетки, и их наибольшая вели чина может быть оценена по величине относительной микродефор мации.

Если обозначить A работу деформации, Q – теплоту, выделяю щуюся при деформации тела, то для пластической деформации A Q.

Таким образом, часть затрачиваемой энергии, обусловливающей де формацию, остается в теле и затрачивается на повышение его внут ренней энергии. Избыток энергии деформированного тела по отно шению к исходному состоянию U = A Q оказывается энергией остаточных напряжений. Остаточные напряжения различаются по объе му, в котором они уравновешиваются, и проявляют себя в рентгено вской интерференционной картине. Напряжения I рода (макроиска жения) уравновешиваются в объеме всего образца и вызывают сдвиг дифракционных линий. Напряжения II рода (микроискажения) урав новешиваются в объеме отдельных кристаллитов или блоков и вызы вают уширение линий на рентгенограмме. Напряжения III рода (ста тические искажения) уравновешиваются в пределах небольших групп атомов у границ зерен, плоскостей скольжения и т. п.

Такие напряжения могут быть связаны с дислокациями. Источ ником статических искажений могут являться внедрения атомов. Ста тические искажения при рентгенографировании кристалла дают та кой же эффект, как и смещение атомов при тепловых колебаниях, а именно, ослабляют интенсивность интерференционных линий и уси ливают общий фон. Заметим, что при пластической деформации ме талла в нем возникают микроискажения и происходит измельчение блоков мозаики до размеров D 10-5 см. Оба эти фактора оказывают одно и то же воздействие – увеличивают ширину рентгеновских диф ракционных линий.

Если из условий эксперимента заведомо можно вывести заклю чение о том, что уширение определенного рефлекса вызвано исклю чительно микронапряжениями, то величина искажений решетки мо жет быть вычислена по формуле:

d =, (164) 4tg ( hk ) d где – уширение рефлекса (в рад).

Если уширение вызвано только дисперсностью, то величина бло ков определяется по формуле Шеррера:

, (165) D= cos ( hkl ) – длина волны рентгеновского излучения.

В общем случае ширина линий на рентгенограмме зависит не только от упомянутых выше факторов, но также от чисто геометри ческих условий съемки: от расходимости первичного пучка, размеров диафрагм, поглощения рентгеновских лучей в образце, неполного рас щепления 1 2 -дублета и др.

Таким образом, по уширению дифракционных максимумов мож но судить о структурных особенностях изучаемого кристаллического индивида, измерение этого параметра приобретает принципиальное значение.

По виду зависимости уширения рефлексов от угла дифрак ции можно говорить и о характере распределения дислокаций в кристалле.

Определить точное значение плотности дислокаций по рентге нографическим данным в общем случае достаточно трудно. Но если анализируется ряд однотипных образцов и надо установить иерархию их дефектности, то анализ профилей рентгеновских рефлексов делает эту задачу легко решаемой.

Разделение вкладов в уширение дифракционных линий от дис персности и от микродеформаций проводят методом гармонического анализа профиля линий рентгенограмм, методом моментов или мето дом аппроксимации.

Экспериментальное определение уширений, обусловленных дис персностью блоков мозаики и микродеформациями кристаллической решетки, осложнено тем, что дифракционные линии даже для образ цов с D 150 нм, лишенных микродеформаций более 5 10-4, имеют конечную ширину, называемую инструментальной.


Линии, ширина которых определяется только инструментальны ми факторами (размерами проекции фокального пятна рентгеновской трубки, горизонтальной и вертикальной расходимостью пучка рентге новских лучей, проникновением рентгеновских лучей в глубь образ ца конечной ширины, шириной щели счетчика квантов), могут быть получены на рентгенограмме эталонного образца. Такой образец, из готовленный из того же вещества, что и исследуемые образцы, дол жен состоять из блоков мозаики размерами более 150 нм, практичес ки не имеющих микронапряжений. Естественно, что съемка рентгенограмм эталонного и исследуемого образцов должна прово диться в идентичных условиях;

при этом предпочтительна съемка на дифрактометре в режиме шагового сканирования счетчика квантов.

Экспериментальная полуширина дифракционной линии – это ча стное от деления заштрихованной площади S, заключенной между диф ракционной кривой и фоном (интегральная интенсивность), на высоту I дифракционного максимума над уровнем фона (рис. 54 а). Полуши рину исследуемого и эталонного образцов обозначим соответственно B и b. Если рефлекс имеет -образную форму, то полуширина – это ширина рефлекса на половине его высоты (см. рис. 54 б).

Следует учитывать, что величины B и b, полученные при съем ке в характеристических рентгеновских лучах, искажены влиянием дублетности K -излучения. Для определения истинной общей ши рины B линии исследуемого образца и b линии эталонного образца необходимо либо произвести разделение K -дублета на компоненты K 1 и K 2 (например, графическим методом), либо воспользоваться специальным поправочным графиком, который обычно называют ап проксимирующей функцией.

Рис. 54. Определение полуширины рефлекса B = S I (а) и b – ширина на половине высоты (б) ЗАКЛЮЧЕНИЕ Наряду с рентгеновской дифрактометрией вплоть до наших дней широко используется и фотографический метод, так как он позволяет регистрировать всю область дифракции одновременно. В методе диф ракции электронов (в электронографии) фоторегистрация картины рассеяния электронов, по сути дела, является единственным спосо бом. В последнее десятилетие ХХ века наряду с дифракционными методами исследования структуры веществ появилась атомно-сило вая микроскопия (АСМ), позволяющая исследовать морфологические параметры объектов с размерами всего несколько десятков ангстрем.

АСМ заполнила экспериментальную нишу между дифракционными методами (рентгено-, электроно- и нейтронографией) и электронной микроскопией с одной стороны и оптической микроскопией – с дру гой. Рентгеновская дифрактометрия опирается на теорию, общую для всех дифракционных методов, поэтому, освоив рентгендифрактомет рию, легко понять особенности других структурных методов.

СОДЕРЖАНИЕ Введение.............................................................................................. 1. Рентгеновские лучи........................................................................ 2. Источники рентгеновского излучения.......................................... 3. Регистрация рентгеновского излучения..................................... 4. Рентгеновские аппараты.............................................................. 5. Рентгеновские дифрактометры................................................... 6. Юстировка гониометра рентгеновского дифрактометра......... 7. Требования к технике безопасности при работе с рентгеновским дифрактометром.............................................. 8. Получение и расчет рентгеновских дифрактограмм поликристаллов............................................................................. 9. Погрешности в определении углов дифракции......................... 10. Определение параметра решетки кубического кристалла...... 11. Определение ячейки Бравэ кристалла по его порошковой дифрактограмме............................................................................ 12. Определение структуры кристаллов методом Фурье на основе рентгендифрактометрических исследований........... 13. Некоторые вопросы рентгенографического фазового анализа... 13.1. Элементы теории качественного рентгенофазового анализа........................................................................... 13.2. Элементы теории количественного рентгенофазового анализа........................................................................... 13.3. Система автоматической идентификации веществ по рентгенограммам...................................................... 13.4. Литература по проблемам рентгенофазового анализа... 14. Методы рентгендифрактометрического анализа структуры некристаллических объектов..................................................... 15. Применение метода поликристаллической рентгеновской дифрактометрии для исследования структурных особенностей кристаллов................................................................................... 15.1. Анализ положений примесных атомов хрома в кристалле KZnF3..................................................... 15.2. Определение положения примесных атомов в силлените.................................................................. 16. Примеры применения метода рентгеновской дифрактометрии для решения задач материаловедения......... 16.1. Рентгенометрическое определение толщины защитных металлических покрытий на поверхности другого металла................................ 16.2. Определение содержания углерода в мартенсите и концентрации аустенита в сталях........................... 16.3. Рентгенографическое определение состава продуктов трехфазных реакций................................ 16.4. Рентгендифрактометрический анализ кристаллических текстур............................................ 16.5. Рентгеновские исследования тонкой структуры...... Заключение...................................................................................... Учебное издание Лиопо Валерий Александрович Война Владимир Васильевич РЕНТГЕНОВСКАЯ ДИФРАКТОМЕТРИЯ Учебное пособие Редактор: Е.А.Смирнова Компьютерная верстка: Т.А.Коваленко, В.И.Карасик Сдано в набор 20.05.2003. Подписано в печать 19.08.2003.

Формат 60х84/16. Бумага кн.-журнал. Печать RISO.

Гарнитура Таймс. Усл. печ. л. 10,23. Уч.-изд. л. 10,9.

Тираж 100 экз. Заказ.

Учреждение образования «Гродненский государственный университет имени Янки Купалы». ЛВ №96 от 02.12.2002.

Отпечатано на технике издательского отдела Учреждения образования «Гродненский государственный университет имени Янки Купалы».

ЛП №111 от 29.12.2002. Ул. Пушкина, 39, 230012, Гродно.



Pages:     | 1 |   ...   | 2 | 3 ||
 





 
© 2013 www.libed.ru - «Бесплатная библиотека научно-практических конференций»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.