Файл: Бокштейн Б.С. Термодинамика и кинетика диффузии в твердых телах.pdf
ВУЗ: Не указан
Категория: Не указан
Дисциплина: Не указана
Добавлен: 10.04.2024
Просмотров: 120
Скачиваний: 4
Авторы рассчитали также коэффициенты диффузии меди в алюми нии, исходя из следующей модели: зоны Гинье—Престона представ ляют собой эллипсоиды, состоящие из одного слоя только атомов меди; для растворения зон атомы меди диффундируют в матрицу в течение времени, равного времени возврата. Расчетная формула позволяет оценить путь диффузии по экспериментальному значению радиуса зон, а затем определить коэффициент диффузии из соотноше
ния х VD t. Значения D, рассчитанные таким образом, хорошо совпадали с коэффициентами диффузии, полученными из диффузион ных опытов с помощью радиоактивных изотопов.
Таким образом, начальная стадия старения, как и обратный про цесс _возврат, контролируются термодинамическими и кинети ческими свойствами вакансий — избыточной концентрацией их после закалки, подвижностью и взаимодействием с растворенными атомами примесей и другими дефектами. Если известны эти пара метры, можно предсказать кинетику старения. Все это показывает, что роль диффузии на начальных стадиях процесса старения яв ляется решающей.
Рост частиц фазы
Если на завершающем этапе старения образуется устойчивая фаза (в соответствии с диаграммой равновесия), то состояние этой фазы, и следовательно, всей системы еще не является равновес ным _частицы фазы обладают избыточной поверхностной энер гией, тем большей, чем выше дисперсность частиц. Стремление к ми нимуму поверхностной энергии способствует росту и образованию частиц сферической формы, т. е. процессу коагуляции фазы выделения. Именно этот процесс на последней стадии старения определяет ста бильность заданной структуры и свойств сплава.
Коагуляция представляет собой сложный процесс, включающий ряд более простых: диссоциацию соединения и переход атомов в ре шетку материнского раствора, диффузию в растворе и переход в ра стущую частицу. В ряде работ показано экспериментально и теорети чески, что рост частиц, как и начальная стадия старения, контроли руется процессом диффузии. Разумеется, разность между свобод ными энергиями начального и конечного состояний определяет на правление и влияет на скорость процесса. Эта разность может быть очень небольшой (при полиморфном о*<_у-превращении железа,
например, всего десятки калорий на г-атом).
В реальных условиях сплав часто находится в метастабильном состоянии и порой переходит в более стабильное бесконечно долго, что обычно диктуется кинетическими возможностями, т. е. диффузией.. Именно по этой причине во многих системах истинного равновесия практически никогда не достигается.
Хорошую иллюстрацию роли диффузии в коагуляции частиц фазы выделения представляет собой экспериментальное исследова ние [2181, в котором изучался процесс укрупнения у'-фазы в бинар ных никелевых сплавах (6,5% А1), выделяющейся из у-фазы при старении. Электронномикроскопические исследования показали, что частицы у'-фазы (после закалки с 1200° С в воде и старения при
250
750° С) имеют кубическую форму и когерентно |
связаны с матри |
|
цей плоскостью |
{100}. |
что коагуляция |
Исследование |
кинетики процесса показало, |
у'-фазы контролируется диффузией алюминия в никеле: энергия активации процесса коагуляции примерно равна энергии диффузии алюминия в никеле 64,4 и 64 ккал/г-атом. Отметим что энергия акти вации самодиффузии никеля имеет примерно ту же величину (~64,7 ккал/г-атом). Средний размер частиц меняется со временем
по закону у t, а концентрация алюминия линейно связана с t2>3 ( t — время старения). Интересно, что концентрация алюминия в рав новесии с у' (се) на 10% больше равновесной концентрации. По-види- мому, се отвечает когерентной растворимости, которая выше неко герентной.
Экспериментальные данные оказались в хорошем соответствии с теорией коагуляции, развитой в работах Лифшица—Слезова—Ваг
нера [219, 220), |
согласно |
которой процесс контролируется диффу |
|||||
зией на стадии, |
когда новые частицы не образуются, и одни растут |
||||||
за |
счет |
других. |
|
|
|
|
|
|
Согласно теории: |
|
|
|
|
||
- |
- |
8пОэффсе^ |
|
|
|
(424) |
|
го = |
Г6 -А------------------------- |
|
|
|
|||
|
о т |
9 Р>т |
|
|
|
|
|
где |
£2 — молярный |
объем; |
|
||||
|
се— растворимость |
в |
матрице; |
|
|||
|
|
г — средний размер |
частицы; |
матрица — |
|||
|
о — поверхностная энергия на границе раздела |
||||||
|
|
у'-фаза; |
|
коэффициент диффузии, |
приводящий |
||
|
Д эфф — эффективный |
||||||
|
|
к росту |
частицы. |
|
|||
i |
= |
+ |
|
|
|
|
(425) |
где А = с — се и
Аэфф (RT)2
%= ------Я~Я----- .
9 c r c 2Q
Из независимых определений среднего размера г частицы у' и средней концентрации алюминия в растворе для различных мо ментов изотермического старения можно вычислить Ь эфф и а. Ока залось, что в исследованном интервале температур ДЭфф = 2Dai (0), т. е. эффективный коэффициент диффузии примерно в два раза больше коэффициента диффузии в чистом никеле, а поверхностная энергия на границе фаз cr = 14 эрг/см2.
Все расчеты справедливы для формы частиц, близкой к сфери ческой (кубической). В частности, они применимы также для про цесса коагуляции карбидных частиц при отпуске стали.
Как было показано в работе [221], коагуляция частиц карбид ной фазы при отпуске закаленной стали после распада мартенсита,
251
когда коагуляция происходит за счет растворения мелких частиц и роста крупных, контролируется диффузией углерода в феррите.
Расчет |
для |
среднеуглеродистой |
стали |
(0,4% С) |
при |
отпуске |
|
400° С, 1 |
ч и |
Dc = 5,15 • 10“8 см2/с |
дает |
dcp |
2,5 |
• 10~б |
мм, что |
удовлетворительно совпадает с ориентировочными данными, приво димыми в литературе. Энергия активации процесса коагуляции карбидов оказалась близка к энергии активации диффузии углерода
в феррите— 19 600 (из опытов по коагуляции) |
и 18 600 кал/г-атом |
|
(из опытов |
Стенли по диффузии). |
|
В работе |
[222] в развитие теории [219, 220] |
показано, что рост |
частиц контролируется диффузией, когда процесс протекает на большеугловых границах, а также на малоугловых. Физическая картина процесса не отличается от коагуляции внутри зерна, но геометрия диффузионной задачи изменилась (вместо сферической
стала цилиндрической). Поэтому в случае если коагуляция |
идет |
на большеугловых границах, размер частиц пропорционален |
Н/4 |
(t — время процесса) независимо от объемной доли фазы, как это было ранее показано в работе [223]. При выделении на малоугловых границах рост частиц контролируется диффузией растворенной при меси вдоль дислокационной сетки на границе и идет по закону П1/4 или t1/5 в зависимости от размера частиц и расстояния между дисло кациями.
Уравнение (424), приведенное выше, описывает эксперимент в различных бинарных системах. Распределение частиц по раз мерам имеет характерную форму, которая не зависит от начального распределения: длинный хвост в области малых размеров и резкое
падение практически до нуля при г ^ 1,5г. Следует отметить, что опыт часто дает противоположную зависимость: гистограмма распре
деления карбидных |
частиц по размерам имеет длинный хвост |
в области больших |
размеров [221]. |
Представляет интерес анализ процесса в более сложных случаях, когда, например, в матрице распределены труднорастворимые частицы — случай, представляющий большой интерес для практики. Как известно, возможность применения сплавов при высоких тем пературах, содержащих дисперсные, труднорастворимые окислы,
определяется |
скоростью роста последних. |
|
В |
работе |
[224] на основе теории, приведенной в работах [219, |
220], |
рассмотрена кинетика роста практически не растворимых ча |
стиц окиси тория в никеле и нихроме, т. е. в сплавах TD—№. Процесс роста частиц ТЮ 2 в никеле исследовался при 1350° С
(в интервале температур 1250—1400° С между никелем и окислом на плоскости раздела устанавливается равновесие). Поскольку диф фузия и растворимость тория в никеле зависят от парциального дав ления кислорода в печи, то оно поддерживалось различным, но по стоянным. Гистограммы строились на основе статистической обра ботки большого числа электронномикроскопических снимков.
Поверхностную энергию определяли из наклона кривой г3 (t) по уравнению (424).
252
Были получены следующие |
значения |
поверхностной энергии: |
P q2, атм ........................ |
10 8 |
10 14 |
а, эрг-см2 .................... |
2030 (± 1100) |
1590 (±800) |
Результаты опытов показали, что линейная зависимость соблю
дается между г3 и ( с коэффициентом достоверности лучше, чем 0,99 (при Ро2= Ю~8 и 10-14 атм). Это позволяет заключить, что рост ча стиц ТЮ 2 в никеле контролируется диффузией тория в никелевой матрице и хорошо описывается теорией Лифшица—Слезова—Ваг
нера (как указывалось ранее, |
если рост частиц контролируется про |
||||||||
цессом |
на |
границе раздела, |
то ли |
|
|
||||
нейная |
|
зависимость |
■. наблюдается |
|
|
||||
между |
г2 |
и |
t). |
|
|
|
|
|
|
В этой |
связи представляют также |
|
|
||||||
интерес |
|
результаты |
исследования |
|
|
||||
роста частиц |
окиси тория в нихроме |
|
|
||||||
(20% Сг). Эти сплавы представляют |
|
|
|||||||
практический интерес, поскольку со |
|
|
|||||||
противление окислению при высоких |
|
|
|||||||
температурах |
у |
них |
существенно |
|
|
||||
выше, чем в никелевых сплавах. Ока |
|
|
|||||||
залось, |
что рост |
частиц в |
нихроме, |
Рис. 85. Изменение среднего радиуса |
|||||
как и в |
никеле, |
также |
контроли |
частиц ТЮ* в сплаве Ni -j- 20% Сг (/) |
|||||
и в чистом никеле (2 ) [224] |
|||||||||
руется |
диффузией |
в |
соответствии с |
|
85). Последнее нахо |
||||
теорией, |
однако рост происходит быстрее (рис. |
||||||||
дится в согласии |
с тем обстоятельством, что |
коэффициент диффу |
|||||||
зии тория в сплаве Ni + |
20% Сг в |
2,5 раза |
больше, чем в чистом |
никеле [224].
Вагнер [220] попытался также рассмотреть рост более сложных частиц, но в жидкости, где все коэффициенты диффузии примерно одинаковы. Он получил, результат близкий к результату, указанному в работе [424]. При этом Вагнер, естественно, не рассматривал за висимости скорости роста от окружения.
Можно записать уравнение [424] в виде г3 = Го + А1 и А = Ао ехр (— QJRT),
где Qc — энергия активации процесса коагуляции, и находить из опыта А0 и Qc.
Эксперименты с ростом частиц в сложных системах Si02 в меди и А120 3 в никеле показали, что Qc ^> Е — энергии активации диф фузии.
Авторы работы [225] рассмотрели рост соединения АаВр в ме талле М. Обычно считают и так оценивают в теории [219, 220], что скорость роста частицы контролируется тем элементом, для которой меньше произведение DC. Оказалось, что такое условие сохраняется
253
и для |
стехиометрического соединения, |
результат близок к |
фор- |
|
муле (424) К |
|
|
|
|
-з |
8DBcBa |
t. |
|
(426) |
: го- |
9R W |
|
||
|
|
|
|
|
Однако, поскольку от температуры зависит и О в и св , то |
|
|||
Q c |
|
|
|
(427) |
|
|
|
|
Таким образом, Qc ф Ев ф ЕА является чувствительной функ цией состава раствора в окрестности растущей фазы. Поэтому необ ходимо учитывать факторы, влияющие на растворимость.
В частности:
а) если система изолирована (количество атомов Л и В постоянно то следует учитывать, что растворимость зависит от размера частиц (г)
в соответствии с уравнением Томсона. Изменение размера меняет
условия равновесия: вблизи плоской частицы |
(г —>оо) это условие |
|||||
имеет вид: сАсв = Кс, а вблизи частицы радиуса г |
|
|||||
сАсв = К exp (2csQ/rRT). |
|
|
(428) |
|||
Константа |
уравнения изменилась |
по Томсону (а — поверхност |
||||
ное натяжение, П — атомный объем). |
Дифференцируя теперь в соот |
|||||
ветствии с выражением (427) св по Г -1, получим |
|
|||||
= |
|
|
|
|
|
(429) |
(если процесс контролируется диффузией |
А, то ЕА -f |
')> |
||||
где ДHs — теплота диссоциации соединения |
или тепловой |
эффект |
||||
|
реакции |
А аВ$ —>аА + РВ. |
|
|
||
Если в растворе имеется избыток компонента А, то при контроле |
||||||
диффузией В: |
■ |
|
|
|
|
|
Qc = EB + j * H s |
|
|
|
(430) |
||
(а при |
контроле A, |
Qc = ЕА); |
|
где в газовой фазе соде |
||
б) |
если система находится в атмосфере, |
жится один из элементов (например, в твердом растворе растут частицы окисла, а в атмосфере содержится кислород) при постоян ном давлении, то надо учитывать такое равновесие:
~^Вп (газ) В (раствор) и
Q c — ■Е в -\- ^ Н в ,
где АНв — теплота перехода газа Вп в раствор или теплота рас творения.1
1 Формула (426) справедлива, если процесс контролируется диффузией компо нента В, а если диффузией компонента А, то будет DAcA/a? вместо Овед/ф2; а и (5 — стехиометрические коэффициенты.
254