Файл: Бокштейн Б.С. Термодинамика и кинетика диффузии в твердых телах.pdf

поэтому исследования их весьма существенны в связи с проблемой жаропрочности и задачами усовершенствования высокотемператур­ ной технологии. Напомним, что к этому классу материалов принад­ лежат элементы, обнаруживающие одну из наиболее ярких диффу­ зионных аномалий.

Трудность изучения о. ц. к. переходных металлов связана прежде всего с тем, что их свойства (в том числе диффузионные) весьма чувствительны к содержанию в них растворенных примесей внедре­ ния (водорода, кислорода, азота, углерода). Эти примеси подвижны уже вблизи комнатной температуры 1, могут взаимодействовать с то­ чечными дефектами, образовывать кластеры, примесные облака (особенно на дислокациях) и т. д. Обычно их содержание превышает 10—1000 ррт, и избавиться от них практически невозможно. Если к этому добавить высокие температуры плавления, делающие, на­ пример, невозможным применение метода Симмонса и Баллуффи, и «открытость» о. ц. к. решеток, вследствие которой вакансии трудно «заморозить», то неудивительно, что наши сведения о точечных дефек­ тах в о. ц. к. металлах являются значительно менее систематическими, чем в г. ц. к.

Для исследования равновесных вакансий в о. ц. к. металлах были использованы два метода.

Первый — метод исследования высокотемпературной теплоемко­ сти [971. Метод дает очень высокие равновесные концентрации ва­ кансий (около одного процента при температуре плавления и выше). Хотя сами измерения высокотемпературной теплоемкости не вызы­ вают сомнений, однако найденные из них характеристики вакансий (табл. 19) не всегда можно признать вполне надежными.

Во-первых, это может быть связано с неучетом ангармонического вклада в теплоемкость решетки, значение которой получают в этом методе линейной экстраполяцией (и притом далекой).

Во-вторых — со способом оценки температуры по электросопро­ тивлению с использованием равновесных значений температурного коэффициента сопротивления. Детальный анализ, проведенный Ю. С. Нечаевым 2,1 показал, что это может приводить к существенным ошибкам в определении равновесной концентрации вакансий. Сопо­ ставление с недавно полученными [98] закалочными данными поз­ воляет предположить, что значения Н? в табл. 19 следует, вероятно, считать нижним пределом.

Долгое время считали, что закалочные методы неприменимы к изучению вакансий в о. ц. к. металлах, поскольку сохранить в них вакансии при закалке невозможно или по крайней мере очень трудно из-за большой энергии образования и малой энергии перемещения. Лишь в последнее время были получены некоторые эксперименталь­ ные результаты. Новый метод закалки [98] был использован для исследования вакансий в вольфраме. Небольшие проволочки нагре-

1 Водород подвижен при температуре даже ниже комнатной.

2 Н е ч а е в Ю. С. Разработка метода и исследование релаксационных свойств вакансий. Автореф. канд. дис. Москва, МИСиС, 1967.

112

Т а б л и ц а 19

вали в жидком Не-II пропусканием электрического тока, а затем образец закаливали, разрывая цепь нагрева. Скорость закалки при 2500° С составляла примерно 3-104 град/с. Метод дает наилучшие результаты для тонких проволок, имеющих диаметр менее 0,05 мм, и при температурах выше 500° С. Равновесная концентрация вакан­ сий при температуре плавления составила 1,1 \10“4 — на два порядка меньше, чем по данным работы [97]. При этом значения энтальпий образований отличались мало (3,30 и 3,14 эВ соответственно), однако

энтропийный фактор exp ( S iJ к) в работе [97] оказался на два по­

рядка выше ( s U k — 1,4 и 6,5 соответственно). Другую закалочную методику в сочетании с электронной микроскопией применяли для исследований вакансий в молибдене. Образец в виде фольги нагре­ вали в вакууме и закаливали в расплавленный индий. Затем фольгу отжигали при 400° С и наблюдали за дислокационными петлями,

прямых наблюдений за миграцией вакансий в вольфраме с помощью ион-ионной микроскопии [99].

В Fea равновесные вакансии, по-видимому, приводят при ком­ натной температуре к некоторому диффузионно контролируемому

был получен в экспериментах по закалке, совмещенных с исследова­

нием углеродного пика Сноека: H[v = 0,8— 1,0 эВ [20].

В табл. 20 собраны некоторые свойства переходных о. ц. к. метал­ лов: энергии активации самодиффузии, характеристики вакансий (энтальпия образования и перемещения, равновесная концентрация при температуре плавления), определенные экспериментально и тео­ ретически. Безусловно эти данные не дают оснований для категори­ ческих выводов. Однако они заставляют с осторожностью отнестись к некоторым распространенным точкам зрения. Например, что отно­ шение энтальпии образования вакансий к энергии активации само­

диффузии (НЦЕ) в о. ц. к. металлах существенно больше, чем в г. ц. к.,

* На три порядка ниже, чем в работе [97],

а энтальпий активации перемещения и образования (H'v/Hv) — меньше. Даже если отбросить явно выделяющиеся ниобий и Fea (HUE ^ 0,4), то для остающихся металлов VI группы (молибдена, тантала, вольфрама) HUE я« 0,56—0,63 (что не намного больше, чем в г. ц. к. — 0,50—0,55). Для вольфрама 1 отношение Hm!Hf состав-

1 Единственного металла, для которого есть независимые данные по Н

114

ляет примерно 1 (эксперимент) или 0,6 (теория) против 0,8— 1,0 у г. ц. к. металлов.

Тарш образом, исследование точечных дефектов не дает основа­ ний для ревизии вакансионного-механизма диффузии в большинстве о. ц. к. металлов. Вместе с тем энергия образования междоузельных атомов особенно расщепленных междоузлий в о. д. к. метал­ лах гораздо меньше, чем в г. ц. к. и поэтому, например, косвенный межузельный или краудионный механизмы могут, по крайней мере теоретически, выдержать конкуренцию с вакансионным. С этой точки зрения можно понять низкий активационный объем самодиффу-

зии (в натрии K*/fi = 0,52).

Экспериментальные результаты по Е, D 0, изотопному эффекту также не позволяют сделать решающего вывода, хотя многочисленные наблюдения эффекта Киркендалла явно противоречат кольцевому и обменному механизмам.

При высоких температурах, как и в г. ц. к. металлах, может вносить заметный вклад диффузия по бивакансиям, приводящая к отклонениям от линейной аррениусовской зависимости. Наконец, не следует забывать, что о. ц. к. решетку имеет группа металлов, об­ наруживающих большую аномалию в зависимости D (Т).

8. ОСОБЕННОСТИ ДИФФУЗИИ ПО ГРАНИЦАМ ЗЕРЕН

Кинетику многих процессов в металлах можно объяснить лишь в предположении большой скорости диффузии по границам зерен. Многочисленные опыты действительно показывают, что коэффициент диффузии по границам зерен на несколько порядков больше, чем внутри зерна. На рис. 39 представлена электронномикроскопическая авторадиограмма, иллюстрирующая самодиффузию никеля, когда поток движется преимущественно по границам зерен. Обратим вни­ мание, что в данном случае речь идет о самодиффузии и картина не осложняется эффектом разнородности атомов и не приходится гово­ рить об эффекте «поверхностной активности».

Большая диффузионная проницаемость границ наблюдалась многократно и большим числом исследователей 1100]. Энергия акти­ вации пограничной диффузии значительно ниже объемной: для ме­ таллов с г. ц. к. решеткой отношение этих величин составляет 0,35—0,45, а для остальных колеблется в пределах 0,3—0,7, причем указанное отношение увеличивается с ростом температуры плавления растворителя. Как правило, при переходе от самодиффузии к диффу­ зии и по мере увеличения степени легированности сплава это отно­ шение возрастает, например, для никеля и его сложнолегированных сплавов от 0,52 до 0,75 [100].

Структура границ зерен

Теоретический анализ роли границ зерен в процессах диффузии затрудняется рядом обстоятельств: нет строгой количественной мо­ дели строения большеугловой границы — поверхности раздела двух смежных зерен с разориентировкой более 20°, не известна истинная

на основе электронномикроскопических Наблюдений [62]. Важно отметить, что решетка в области стыка растянута и период ее не­ сколько больше, чем у состыкованных зерен.

Можно утверждать, что граница «структурирована», но структура ее отлична от структуры зерна. Наиболее убедительные аргументы дают диффузионные измерения, в частности, опыты по анизотропии зернограничной диффузии. При исследовании самодиффузии серебра вдоль границы зерна бикристалла и в перпедикулярном направлении оказалось, что анизотропия (р ц/рх , где р ■— глубина проникновения) уменьшается с 15 до 2 по мере увеличения угла разориентировки.

с определенной периодичностью совмещенных узлов, Совмещение в плоскости границы требует некоторого искажения

кристаллов, тем большего, чем больше отклонение от коэффициента

«идеального совмещения».

В работе L104 ] показано, что скорость миграции большеугловых границ с хорошим совмещением (бикристаллов свинца 0 = 15 и 60°) в 100 раз быстрее, чем с плохим совмещением (0 = 23 и 40°), а уве­ личение содержания олова на границе до 50 ррт уменьшает скорость миграции неупорядоченных границ зерен по крайней мере на два порядка. Энергия миграции границ возрастает с 15 до 40 ккал/г-атом. Характерно, что упорядоченные границы слабо реагируют на при­

сутствие примесей.

Этот результат можно объяснить так. В условиях идеального сов­ мещения упругая деформация за пределами ядра мала и примесные атомы адсорбируются практически в самом ядре. В этой зоне диффу­ зия примесей протекает быстро и она не тормозит движения границ. В случае отклонения от идеального соотношения ориентаций воз­ растает зона деформаций и область взаимодействия с примесями. Однако решетка зерна мало искажена, диффузия замедлена и дви­ жение границы затормаживается.

117