第3章 固体中的扩散 材料科学基础.pptVIP

三、第三组元的影响 在二元合金中加入第三组元对原有组元的扩散系数的影响更为复杂，其根本原因是加入第三组元改变了原有组元的化学位，从而改变了组元的扩散系数。 合金元素Si对C在钢中扩散的影响如图3.20所示。将Fe-0.4%C碳钢和Fe-0.4%C-4%Si硅钢的钢棒对焊在一起形成扩散偶，然后加热至1050℃进行13天的高温扩散退火。事实表明，在有Si存在的情况下C原子发生了由低浓度向高浓度方向的扩散，即上坡扩散。上坡扩散产生的原因是，Si增加了C原子的活度，从而增加了C原子的化学位，使之从含Si的一端向不含Si的一端扩散。 图3.20 碳钢和硅钢组成的扩散偶在1050℃扩散退火后的碳浓度分布 图3.21 扩散偶中碳（a）和硅（b）的浓度分布 图3.22是Fe-C-Si三元相图等温截面图的富Fe角，A、B是在碳钢和硅钢中分别取与焊接面等距离的两点。扩散开始后，两点沿着箭头所指的实线变化。开始时Si浓度不变，这是由于Si原子扩散较慢的缘故；然后C、Si浓度都发生变化，最后达到浓度均匀的C点。 图 3.22 扩散偶焊接面两侧对应点的浓度变化 合金元素对C在奥氏体中扩散的影响对钢的奥氏体化过程起到非常重要的作用，按合金元素作用的不同可以将其分为三种类型。① 碳化物形成元素：这类元素与C的亲和力较强，阻碍C的扩散，降低C在奥氏体中的扩散系数，如Nb、Zr、Ti、Ta、V、W、Mo、Cr等；② 弱碳化物形成元素：Mn，对C的扩散影响不大；③ 非碳化物形成元素：Co、Ni、Si等，其中Co增大C的扩散系数，Si减小C的扩散系数，而Ni的作用不大。不同合金元素对C在奥氏体中扩散的影响如图3.23。 图3.23 合金元素对碳（摩尔分数1%）在γ-Fe中扩散系数的影响 3.5.3 晶体结构 固溶体主要有间隙固溶体和置换固溶体，在这两种固溶体中，溶质原子的扩散机制完全不同。在间隙固溶体中，溶质原子以间隙扩散为机制，扩散激活能较小，原子扩散较快；反之，在置换固溶体中，溶质原子以空位扩散为机制，由于原子尺寸较大，晶体中的空位浓度又很低，其扩散激活能比间隙扩散大得多。表3.6列出了不同溶质原子在γ-Fe中的扩散激活能。 、固溶体类型 表3.6 不同溶质原子在γ-Fe中的扩散激活能Q 溶质原子类型 置换型 间隙型 溶质元素 Q/kJ/mol Al Ni Mn Cr Mo W N C H 184 282.5 276 335 247 261.5 146 134 42 二、晶体结构类型 晶体结构反映了原子在空间排列的紧密程度。晶体的致密度越高，原子扩散时的路径越窄，产生的晶格畸变越大，同时原子结合能也越大，使得扩散激活能越大，扩散系数减小。这个规律无论对纯金属还是对固溶体的扩散都是适用的。例如，面心立方晶体比体心立方晶体致密度高，实验测定的γ-Fe的自扩散系数与α-Fe的相比，在910℃时相差了两个数量级， 。溶质原子在不同固溶体中的扩散系数也不同。910℃时，C在α-Fe中的扩散系数比在γ-Fe中的大100倍。 钢的渗碳温度选择在900~930℃，对于常用的渗碳钢来讲，这个温度范围应该处在奥氏体单相区。奥氏体是面心立方结构，C在奥氏体中的扩散速度似乎较慢，但是由于渗碳温度较高，加速了C的扩散，同时C在奥氏体中的溶解度远比在铁素体中的大也是一个基本原因。 三、晶体的各向异性 理论上讲，晶体的各向异性必然导致原子扩散的各向异性。但是实验却发现，在对称性较高的立方系中，沿不同方向的扩散系数并未显示出差异，只有在对称性较低的晶体中，扩散才有明显的方向性，而且晶体对称性越低，扩散的各向异性越强。铜、汞在密排六方金属锌和镉中扩散时，沿（0001）晶面的扩散系数小于沿[0001] 晶向的扩散系数，这是因为（0001）是原子的密排面，溶质原子沿这个面扩散的激活能较大。但是，扩散的各向异性随着温度的升高逐渐减小。 晶体结构的三个影响扩散的因素本质上是一样的，即晶体的致密度越低，原子扩散越快；扩散方向上的致密度越小，原子沿这个方向的扩散也越快。 3.5.4 短路扩散 固体材料中存在着各种不同的点、线、面及体缺陷，缺陷能量高于晶粒内部，可以提供更大的扩散驱动力，使原子沿缺陷扩散速度更快。通常将沿缺陷进行的扩散称为短路扩散，沿晶格内部进行的扩散称为体扩散或晶格扩散，各种扩散的途径如图3.24。短路扩散包括表面扩散、晶界扩散、位错扩散及空位扩散等。一般来讲，温度较低时，以短路扩散为主，温度较高时，以体扩散为主。 图3