晶體中平衡位置上快速振動的原子,可借熱激發獲得能量,克服勢壘而遷移到近鄰位置,這樣的原子遷移現象叫做原子擴散。因為熱能的定域漲落是隨幾的,所以由熱激發引起的原子遷移也是隨幾漫步型的佈朗運動。擴散是固體中惟一的一種傳質過程。絕大多數高溫固態反應,如固溶、沉澱、相變、再結晶,晶粒長大、蠕變、燒結、壓焊等都是借固態擴散過程完成的。完整晶體中的原子不能擴散,擴散過程必伴隨著點缺陷(包括點陣空位、自填隙原子、填隙雜質原子)的輸運。空位和自填隙原子可由熱激發產生,所以以常稱為熱缺陷,它們也會在較低溫度下輻照或范性變形時產生,並凍結在晶體之中(見晶體缺陷)。
擴散方程 圖1示晶體具有單位截面積時,擴散原子A沿擴散方向x的濃度分佈。在擴散區內和x軸正交的兩個相鄰原子面Ⅰ和Ⅱ上分別有nA1和nA2個A原子(單位面積上A原子的濃度)。若A原子每次可以任意向+x或-x方向跳躍,躍遷距離沿x軸的分量為Δx,躍遷頻率為Γ,則每秒自Ⅰ跳到Ⅱ的A原子數為
![](/img3/38362.gif)
![](/img3/38363.gif)
![](/img3/38364.gif)
![](/img3/38365.gif)
![](/img3/38366.gif)
![](/img3/38367.gif)
![](/img3/38368.jpg)
圖2示出在具有單位截面的試樣中A原子的濃度分佈。在體積元dx內,A原子的積聚速率為
![](/img3/38369.gif)
![](/img3/38370.gif)
![](/img3/38371.gif)
![](/img3/38373.jpg)
![](/img3/38375.gif)
故
![](/img3/38377.gif)
![](/img3/38379.gif)
在沒有濃度梯度存在的情況下,如純金屬 A加熱後,也可根據熱激活的A原子的隨幾漫步,推導出擴散方程:
![](/img3/38381.gif)
擴散方程的解法 應該指出,斐克第一定律,是根據擴散漫步過程推導出來的流量方程,第二定律實質上僅為流量連續方程,式(5)是經典的導熱方程。歷史上曾經將熱視為物質粒子,熱自高溫區向低溫區的傳導,則被看成是物質粒子自高濃區向低濃區的流動,所以擴散方程和導熱方程在數學上是無可區別的。按照斐克第二定律,若初始的濃度分佈C(x,0)已知,若能測出擴散熱處理t秒後的濃度再分佈C(x,t),可以根據具體的初始條件和邊界條件,用式(4)或(5)解出擴散系數D。
在測自擴散系數或測稀固溶體中溶質的化學擴散系數時,D和濃度無關,可用式(5)求解。實驗時在長棒一端面上(x=0),鍍一極薄層總量為M的放射性同位素,擴散熱處理t秒後切成很多薄片,測出每片的放射性活度(正比於濃度C),每片中心至端面的距離為x。初始條件t=0:C=C0,當x<0;C=0,當x>0。擴散沿+x方向進行,經時間t後,示蹤原子所擴散的距離(4Dt)1/2≤1mm«試棒長度。這樣的實驗條件,叫做一維的半無限大擴散(平面源),有邊界條件t>0:C=0,當x=+∞[即x»(4Dt)1/2]。此時式(5)之解為:
![](/img3/38383.gif)
即
![](/img3/38385.gif)
![](/img3/38387.gif)
在濃固溶體中,溶質的化學擴散系數是濃度的函數,因此須用式(4)求解D。一個經典的方法是玻耳茲曼俁野(Boltzmann-Matano)解法。先用玻耳茲曼的坐標變換,令η=x/t1/2,將C(x,t)變換成C(η),式(4)成:
![](/img3/38388.gif)
實驗時用AB合金(CΑ=C0)和純金屬B(CΑ=0)焊成擴散偶,擴散熱處理t秒後,使擴散距離(4Dt)1/2«擴散偶長度,即成為一維無限大擴散偶,測得擴散區的濃度分佈曲線如圖3所示。此時的邊界條件(t>0):擴散區之外(|x|»(4Dt)1/2,x=-∞,C=C0,dC/dx=0;x=+∞,C=0,dC/dx=0。用俁野圖解法求D,將(4a)變換回x坐標,並以濃度積分無限大擴散的邊界條件給出:
![](/img3/38389.jpg)
![](/img3/38390.gif)
![](/img3/38391.gif)
![](/img3/38389.jpg)
![](/img3/38392.gif)
![](/img3/38393.gif)
![](/img3/38394.gif)
擴散機制 設擴散原子有Z條躍遷途徑,則立方晶系的擴散系數可表示為:
![](/img3/38395.gif)
間隙機制 在間隙固溶體中,尺寸小的溶質原子占駐間隙位置(見合金相)。在體心立方金屬中,填隙溶質原子處於八面體間隙,如圖4中,1、2、3、4、5、6六個原子所圍成的八面體的間隙A。A到1、2原子和到3、4、5、6四個原子的距離不等。溶質原子隻須將1、2原子掙開,3、4、5、6原子便自發地做泊松(poison)收縮,以便和溶質原子接觸。溶質原子在此位置上的勢能很低,有兩類對等的八面體間隙位置,即圖4中的
![](/img3/38396.gif)
![](/img3/38397.gif)
![](/img3/38398.gif)
![](/img3/38399.gif)
![](/img3/38400.jpg)
![](/img3/38400.jpg)
面心立方金屬中的填隙溶質原子,處於晶胞的體心和12條棱邊的中點,有12個最近鄰位置(Z=12),相距
![](/img3/38401.gif)
![](/img3/38402.jpg)
在體心立方金屬中(圖4),a填隙溶質原子自A向C遷移時,逐漸和5、6原子接近,勢能逐漸升高,到AC的中點B,便和1、2、5、6四個原子等距離,即溶質原子處於1、2、5、6的四面體間隙中。在此位置上,它必須同時頂開四個角原子,因此勢能很高(圖4b)。B點的位置,叫作擴散路程中的鞍點,勢能最高。B和A二位置的勢能差E",是擴散時必須越過的勢壘,此能量須由熱騷動供給。若原子的振動頻率為Γ,其中振動熱能每秒超過E"的次數為Γexp(-E"/kT),此即為擴散原子躍遷的頻率Γ。在填隙雜質的擴散中,E"便是擴散激活能Q,故
![](/img3/38403.gif)
D=a2Γ·exp(-Q/kT) (9)
![](/img3/38400.jpg)
空位機制 代位合金或純金屬都借空位機制擴散。圖5a示體心立方金屬的空位擴散模型,V代表空位,S代表代位原子,擴散時後者跳入空位。當S跳到
![](/img3/38404.gif)
![](/img3/38405.gif)
![](/img3/38406.jpg)
有8條躍遷途徑,躍遷時S原子的最近鄰必須有空位存在。任一結點出現空位的幾率等於空位濃度nv
![](/img3/38407.gif)
![](/img3/38408.gif)
在六方晶系金屬中,擴散時有兩種躍遷途徑:在同一個底面上躍遷和向它的上下二相鄰原子面上躍遷。兩種躍遷途徑的長度不同,鞍點環境狀態不同,所以λ和Γ 都不同。有兩個擴散系數,平行於c軸的D∥和正交於c軸的D⊥,
![](/img3/38409.gif)
![](/img3/38410.gif)
![](/img3/38411.gif)
![](/img3/38412.gif)
關聯效應 填隙溶質原子在體心立方金屬中擴散時,自圖4的A位跳到C位後,近鄰環境起瞭變化。從伸長x3、縮短x1和x2,改變為伸長x2、縮短x1和x3,即改變瞭四方對稱軸的取向,以適應自身擠入兩種八面體間隙,過程中還含著缺陷近鄰原子的弛豫。擴散原子躍遷的頻率Γ=Γ·exp(-E"/kT),已知Γ=1013 s-1,設E"=1eV,則當T=500K時,Γ≈103s-1,即填隙原子每振動1010次,其中隻有一次能沖過勢壘頂進入C位。所以原子在連續兩次跳躍之間,相隔著1010次振動,足夠清除它原先在A位的記憶。下一次自C位起跳時,該原子跳入四個最近鄰間隙的幾率均等,足見連續兩次跳躍的方向是不關聯的。
![](/img3/38400.jpg)
純金屬A以空位機制自擴散時,第一次A原子跳入空位,和空位交換位置。第二次跳躍時,空位的任一個近鄰A原子,跳入空位的幾率均等,所以A原子連續兩次跳躍的方向是不關聯的。空位跳n次的位移均方值,和A原子跳n次的位移均方值相等,即空位的擴散系數,等於A原子的真擴散系數DAA。
代位合金原子以空位機制擴散時,情況就不同。第一次合金原子跳入空位,和空位交換位置。第二次跳躍時,要使合金原子連續兩次跳躍的方向不關聯,必要的條件是合金原子的各最近鄰位置,出現空位的幾率均等。這要求能將空位遷移到合金原子的任一個最近鄰位置上去,須由溶劑原子跳入空位來完成,這就需要一個等待的時間,此時間與合金原子做連續兩次跳躍的間隔同一個數量級,所以合金原子第二次跳躍時,空位仍留存原位的幾率很大。合金原子很易跳回原位。這樣,它連續兩次跳躍的方向是關聯的,對擴散沒有貢獻。
示蹤原子的空位機制擴散是有關聯效應的。因為既然標記出示蹤原子,就是將它們作為另一品種的原子來辨認,因此和代位合金原子一樣,有關聯效應。
各種擴散系數之間的關系
自擴散系數和真擴散系數 用示蹤原子A"在純金屬A上做擴散實驗,可從A"的放射性活度分佈中,求得A"的擴散系數DA*A*,叫作自擴散系數。前面已經講過,示蹤原子以空位機制擴散時,DA*A*有關聯效應,而純金屬A的真擴散系數DAA是沒有關聯效應的,所以DA*A*=DAA-DA*A,交叉項DA*A是由關聯效應引起的。
![](/img3/38413.gif)
![](/img3/38414.gif)
化學擴散系數和本征擴散系數 以銅鋅二元系的互擴散為例,用30%鋅的黃銅和銅擴散偶,界面上排列細鉬絲做標樁,均勻化擴散後標樁向黃銅一邊推移,這個現象叫做哈脫萊-克肯達耳(Hartley-Kirkendall)效應。原因是鋅和銅兩種原子沿相反方向擴散時,鋅原子比銅原子擴散得快,即|JZn|>|JCu|,而JZn+JCu+Jv=0,故有多餘空位流Jv流向黃銅一邊,由此而引起的體積收縮,促使標樁向這邊推移。所以二元合金互擴散時,組元的分擴散系數(即本征擴散系數)不相同。從擴散實驗測出組元的濃度分佈,可用上節玻耳茲曼-俁野法,求出各種濃度梯度及其相應的化學擴散系數銒,銒=NZnDCu+NCuDZn,銒是濃度的函數,式中NZn、NCu各為鋅、銅的摩爾分數濃度,NZn+NCu=1;DZn、DCu各為鋅、銅的本征擴散系數。可以看出,上節解法中虛擬的俁野界面,以恒定速率向黃銅一邊推移,相應於標樁移動的速率
![](/img3/38415.gif)
擴散驅動力和上坡擴散 其實化學擴散的驅動力並不是濃度梯度дC/дx,而是化學勢梯度дC/дx,熱平衡時合金中化學勢處處相等,否則原子要從高勢能區擴散入低勢能區。多元合金中組元i的化學勢
![](/img3/38416.gif)
![](/img3/38417.gif)
以AB二元合金為例,設溶質A的濃度高,無序固溶體中A原子可與B原子相鄰產生A-B鍵,也可與A原子相鄰產生A-A鍵,A原子的點陣能是A-A和A-B二種鍵能的平均值。A原子在富A區的A-A鍵數必較在貧A區為多,若A-A鍵的結合能遠大於A-B鍵結合能,則富A區的дw/дNΑ比貧A區低,在較低溫度下,式(12)第二項二區的差別小,這就有可能使富A區的μΑ比在貧A區小,此時A原子趨於富集,即A原子自貧區擴散到富區。這樣的擴散,稱為上坡擴散(up-hill diffusion)。固溶體的共析分解(見固態相變),必含有上坡擴散過程。
在合金中,組元i的本征擴散系數Di=BikT×
![](/img3/38418.gif)
![](/img3/38419.gif)
![](/img3/38420.gif)
![](/img3/38421.gif)