第4章 材料中原子的迁移2013

原子（或分子）在平衡位置附近作周期性振动（每秒约跳跃108次），有时可以跳跃到另一新的位置第四章材料中的原子迁移——扩散原子的短距离或长距离的迁移微观过程以及由于大量原子的迁移引起物质宏观流动，称为“扩散”

固体中原子迁移的唯一方式是扩散金属的凝固、偏析、成分均匀化、各种扩散型固态相变、渗碳、烧结、氧化、脱碳、焊接、高温蠕变等等都受原子的扩散所控制扩散的应用Surfacehardeningofsteel：齿轮渗碳等半导体掺杂导电陶瓷涂层与薄膜涡轮叶片的热障涂层水及气体处理：过滤和离子交换树脂电泳和电镀4.1扩散方程把扩散系统看成是连续的介质稳态扩散在一定区域内，浓度不随时间变化非稳态扩散浓度随时间改变适用于菲克第一定律适用于菲克第二定律4.1.1菲克第一定律1、菲克第一定律菲克第一定律的推导

存在浓度梯度的单相合金棒高温加热后，溶质原子将由浓度高的一侧向浓度低的一侧移动，使溶质原子在棒中的分布变得比较均匀从大量原子的统计来看，可能存在原子的扩散流x轴上两单位面积1和2，间距dx，面上原子浓度为C1、C2

，C1>C2菲克第一定律则平面1运动到平面2上原子数n1=C1dx

平面2运动到平面1上原子数n2=C2dx若原子平均跳动频率f,dt时间内:跳离平面1的原子数为n1f·dt跳离平面2的原子数为n2fdt，沿一个方向只有1/2的几率，则:dt时间内两平面间原子的扩散流量为：单位时间内两者的差值即扩散原子净流量。令

，则上式变为菲克第一定律单位时间内通过垂直于扩散方向的某一单位面积截面的扩散物质流量（扩散通量J），与此处的浓度梯度成正比数学表达式称为扩散第一方程菲克第一定律x为沿扩散方向的距离（1）C是体积浓度，即单位体积物体中扩散物质的质量，单位为kg·m-3D称为扩散系数，量纲是长度2/时间，通常为cm2·s-1负号表示扩散物质流动的方向与浓度梯度方向相反扩散通量J的单位是g·m-2·s-1

菲克第一定律普遍式表示x,y,z三个方向的扩散通量,可写成式中为x，y，z三个方向的浓度梯度（2）由菲克第一定律可知，只要金属中存在浓度梯度，就会引起原子的扩散菲克第一定律4.1.2

菲克第二定律流经两个垂直于x轴相距为dx的平面1和平面2上的通量并不相等，是一种“非稳态扩散”

菲克第二定律的推导

扩散通量J不是常数，而是随时间以及x方向各点的位置而变化阴影表示由相距dx的两个垂直x轴的单位平面获取的微小体积，J1和J2分别表示流入小体积和流出小体积的扩散物质通量1、菲克第二定律的推导由质量平衡关系可知（微小体积中积存的物质量）＝（流入的物质量）－（流出的物质量）非稳态扩散时，J1≠J2，小体积内积存有物质（3）（4）（5）通过平面2的流量为通过平面1的流量为即第二个面的扩散通量为第一个面注入的溶质与在这一段距离内溶质浓度变化引起的扩散通量之和微小体积内的物质积存速率还可用体积浓度C的变化率来表示，在小体积1.dx内物质积存速率为联系式（5）有（6）将式（1）（7）这就是菲克第二定律的表达式，称为扩散第二方程如果D和浓度无关，式（8）写成根据以上讨论，扩散是由于浓度梯度所引起，这种扩散称为化学扩散（8）代入得（9）对于各向异性的介质，各个方向的扩散系数不同，设在x，y，z三个方向的扩散系数依次为Dx，Dy，Dz，式（10）应写成x，y，z三维空间中的扩散，各向同性的介质，式（8）写成若D与浓度无关，式（10）写成（10）（11）（12）采用直角坐标不方便时，如探讨固溶体中球形沉淀时，使用球坐标r，θ，φ时，经坐标变换后，式（10）为上式简化为（13）对于球对称的扩散（14）对式（9）求解，可得到浓度与空间、时间之间的解析表达式2、菲克第二方程的解-无限大物体中的扩散方程

很复杂，对于不同的扩散问题，可采用不同的求解方法，只给出较简单但常见问题的解-无限大物体中的扩散及其应用。无限大物体中的扩散方程

A、B无限长、截面一致且成分均匀，两端的浓度不变，扩散方向为x方向，属于无限大物体中的扩散C2>C1焊接面，坐标原点扩散偶及其中浓度的分布设D是与浓度无关的常数，坐标原点选择在焊接面上初始条件边界条件

求出经过t时间扩散之后，沿轴方向的浓度分布即：求出满足以上边界条件的菲克第二方程的解t=0,x>0，则C=C1x<0，则C=C2

t≥0,x=∞，则C=C1x=－∞，则C=C2无限大物体中的扩散方程

扩散偶经过时间t扩散之后，溶质浓度沿x方向的分布公式。无限大物体中的扩散方程上式中的积分函数称为误差函数erf（b），其定义为：可以证明：erf（）＝1，

erf（－）＝－1不同b值对应的erf（b）可查表获得。1）无限大物体中扩散的解的应用-渗碳提高低碳钢或纯铁的表面硬度和耐磨性钢件放在渗碳剂中加热到高温（900~950℃），碳原子向钢件深处迁移，形成一定厚度的扩散层扩散是渗碳的基本过程钢铁渗碳

如一根很长的成分为C1钢棒，一端放在碳浓度C2不变的渗碳剂气氛中加热，铁棒端部碳原子达到C2后，同时向右在钢棒中只朝一个方向扩散的情形在x=∞处

可看作为半无限大物体的扩散，相当于无限大情况下半边的扩散情况，按图右边求解由式（15）初始条件:t=0时，x≥0，C=C1边界条件:t＞0时，x=0，C=C2；

x=∞，C=C1故得x=0即即C：t时间后表面x处的原子浓度；C1：钢棒原始原子浓度；C0：试棒表面原子浓度，渗碳时可以从Fe－Fe3C相图相应温度的碳原子在铁中固溶度读出（16）（1）纯铁渗碳问题对纯铁气体渗碳强化，渗碳气氛含碳1.3％，渗碳温度1200K(927oC），渗碳时间10小时，计算沿纯铁表层向内的碳浓度分布曲线。已知C在Fe中的扩散系数为D≌1.5×10-7cm2/s。纯铁渗碳927℃渗碳，从Fe-Fe3C相图可以看出，该温度下碳在γ-Fe中的最大溶解度为1.3%，纯铁表层吸收碳原子后立即达到饱和浓度，而内部的含碳量几乎为零测出式中的x、t和C，则可求出D式中C0为已知值（渗碳处理中渗碳气氛中碳含量已知且保持不变）为高斯误差函数，可由见下页表查出测出x、t和D，可求出C根据公式（16）纯铁渗碳当纯铁渗碳时，C2=C0,C1=0（17）在927℃（1200K）时，D≌1.5×10-7cm2/s，渗碳时间为10小时（3.6×104s），C0=1.3%，带入得利用式6和高斯误差函数表有关数据可算出沿纯铁表面向内每隔一定间距的各点碳浓度值，绘出经过927℃渗碳10小时后的沿纯铁表层向内的碳浓度分布曲线如x=1.2mm=0.12cm,erf(6.8x)=erf(0.816)=0.7421C=Co(1-erf(6.8x))=1.3%(1-0.7421)=0.32%可计算出纯铁中离表面每隔任意x的C%纯铁渗碳经过927℃渗碳10小时后沿纯铁表面每隔0.4mm各点的碳浓度值离表面距离/mm

x/（4Dt）1/2=6.8xC/C0C＝1.3×/C/C0

/%0.0

0.000

1.000

1.30

0.4

0.272

0.700

0.91

0.8

0.544

0.442

0.57

1.2

0.816

0.248

0.32

1.6

1.088

0.124

0.16

2.0

1.360

0.054

0.07

2.4

1.632

0.021

0.03

2.8

1.904

0.007

0.01

3.2

2.176

0.002

0.00

注：表中C0相当于在该温度下碳在γ-Fe中最大溶解度值（即1.3%）纯铁在气体渗碳时表层碳浓度分布曲线试验结果与计算结果符合很好，由于D值随碳浓度的增加而增大，不是一个常数，计算曲线与实验略有出入在实际生产中很有指导意义（2）低碳钢渗碳问题对含碳0.1％齿轮气体渗碳强化，渗碳气氛含碳1.2％，在齿轮表层下0.2cm处碳含量为0.45%时齿轮达到最佳性能，试设计最佳渗碳工艺。已知铁为FCC结构，C在Fe中的D0＝0.23,激活能Q＝32900cal/mol

C0＝1.2，C1=0.1，C=0.45，x=0.2，带入上式有

x/(2·√(D·t)erf(x/(2·√(D·t))0.5

0.5205

0.6

0.6039

0.7

0.6778

0.8

0.7421

符合半无限大的应用条件，可以利用菲克第二定律特殊解公式（16）

从高斯误差函数表可以得出误差函数值，有任何满足关系的工艺均可钢铁渗碳（18）扩散与温度、时间有关，带入C在Fe中的D0＝0.23，激活能Q＝32900cal/mol渗碳时间与渗碳温度的关系为：因此由（19）应根据生产实际情况选择加热温度和时间渗碳温度提高可以使渗碳时间缩短，生产效率提高

应该综合考虑加热设备及附件的使用寿命、冷却时间、在冷却终产生的残余应力，特别是在较高温度加热时材料微观组织的变化，如相变以及晶粒长大等

可列出一些典型的渗碳温度与时间如下：

T＝900℃=1173K，则t=116174s=32.3h；

T＝1000℃=1273K，则t=36360s=10.7h；

T＝1100℃=1373K，则t=14880s=4.13h；

T＝1200℃=1473K，则t=6560s=1.82h；2）无限大物体中扩散的解的应用-铸锭的均匀化固溶体合金在非平衡结晶出现枝晶偏析，工业上常进行铸锭的均匀化铸锭中的枝晶偏析（a）与横截二次枝晶轴的直线上(如AB线）的溶质原子浓度变化呈正弦波形状x轴上各点的初始浓度为Cm为铸态合金中原始成分偏析的振幅，λ为溶质原子浓度最高点与最低点之间的距离，即枝晶二次轴之间距离（AB）的一半边界条件：在均匀化退火时，正弦波的振幅减小，λ不变,铸锭的均匀化公式1.x=0时，浓度保持常数C′,故：C（x=0，t）=C2.x=λ/2时，为正弦波的峰值，dc/dx=0,故（21）（22）初始条件：t=0,（23）利用初始条件，边界条件，可以求出菲克第二定律的解只考虑最大值x=λ/2的值，，因此t：均匀化时间（s）D：扩散系数

D=D0EXP(-Q/RT)（25）如果铸锭经过均匀化退火后，成分偏析的振幅要求降低到1%，则式（27）取对数，可算出使铸锭中成分偏析的振幅降低到1%所需退火时间t即：（27）由式得到以下概念（1）温度一定，均匀化退火时间与λ的平方成正比a.铸锭二次枝晶轴间距缩小4倍（如快速凝固法），则退火时间可缩短16倍b.均匀化退火时，锻件经锻造后，枝晶被破碎，缩短了高浓度与低浓度的间距λ，比铸件更容易达到成分均匀（2）均匀化退火所需时间与扩散系数成反比，而扩散系数又强烈地依赖于温度，温度升高，扩散系数急剧增大，均匀化退火时间可大大缩短在不产生过烧、过热的前提下尽量提高铸锭均热温度4.2扩散的驱动力与浓度梯度有关的扩散一般是高浓度向低浓度扩散过程的浓度梯度问题，称为“下坡扩散”（或称为“顺扩散”）还存在低浓度向高浓度的扩散过程称为“上坡扩散”（或称为“逆扩散”）1、上坡扩散1）扩散的驱动力决定组元原子扩散的流向是化学势方向2、扩散的热力学浓度梯度方向与化学势梯度方向一致时，溶质原子就会从高浓度地区向低浓度地区迁移，产生下坡扩散，使成分趋向均匀，如铸锭均匀化退火浓度梯度方向与化学势梯度方向不一致时，溶质原子从低浓度地区向高浓度地区进行上坡扩散，使合金发生区域性的不均匀，如共析分解和过饱和固溶体的分解过程中同类原子的聚集此时菲克第一定律应写成为μ为扩散组元的化学势，M为一比例系数，是μ的函数，与成分、温度和应力等有关（23）固溶体中溶质原子扩散的驱动力取决于系统中组元的化学势梯度不管浓度梯度是正是负，只要化学势梯度达到零，扩散通量就会等于零，扩散就会停止扩散得驱动力2）扩散驱动力公式设Ci为组元i的体积浓度，ni为组元的摩尔数，ρ为组元i的摩尔质量等温等压条件下i组元的化学势为

因为Ci＝ρ·ni

所以（24）（25）即G为系统自由能，nj为除组元i外其余各组元的摩尔数（26）式（25）代入式（26），得式两边对x取偏导数得式（27）代入式（23）（27）去掉下标，得与菲克第一定律比较，可见（28）式中M与D的正负号是一致的（29）扩散驱动力公式扩散驱动力公式由式（28）可得以下重要结论用J与方向相反，产生上坡扩散，与菲克定律相反J与方向相同，产生下坡扩散，与菲克定律一致判断扩散方向更具有普遍性上坡扩散属于低浓度向高浓度的扩散过程扩散结果会使固溶体合金分解为合金元素含量高和合金元素含量低的两种成分不同、结构相同的组织状态3、促使上坡扩散条件是判断扩散方向的依据凹形凹形凹形发生下坡扩散固溶体成分均匀化自由能最低非均匀系的自有能-成分曲线如图所示（1）满足热力学条件C1、C2两相的平均自由能G1低于成分均一的C合金的自由能G0

凸形凸形C合金分解成C1相和C2相,自由能降低，是上坡扩散促使上坡扩散条件2）晶体缺陷造成上坡扩散晶体缺陷造成晶体的内应力和能量分布的不均匀，如多晶体中的晶界能都比晶内高晶界吸附异类原子会降低能量，使溶质原子易于移向晶界，发生上坡扩散刃型位错应力场作用下，溶质原子在位错周围形成Cottrell气团，也是上坡扩散促使上坡扩散条件3）在弯曲弹性应力的作用产生上坡扩散弯曲固溶体，上部受拉，点阵常数增大，大原子上移至受拉区，下部受压点阵常数变小，小原子移向受压区，出现上坡扩散。受拉应力，点阵常数增大受压应力，点阵常数缩小小原子●移向下部受压区大原子○就会移向上部受拉区促使上坡扩散条件4.3扩散的微观机制多晶体金属中扩散路径1.表面扩散：扩散物质沿金属表面发生迁移2.晶界扩散：扩散物质沿晶界发生迁移3.位错扩散：扩散物质沿位错线发生迁移4.体扩散：扩散物质在晶粒点阵内部发生迁移体扩散是固态金属中最基本的扩散途径提出各种机制来说明扩散的基本过程扩散机制均匀固溶体中三种最基本的扩散机制1.交换机制2.间隙机制3.空位机制1）直接换位式

原子的扩散通过相邻两原子直接交换位置实现.如图a所示。M.F.Millea引用该机制解释了金在锗中的扩散替代式金原子被激发进入间隙位置，和空位形成填隙原子—空位对，接着锗原子进入空位，金原子进入锗原子留下的空位中，交换过程完成还被发展用来描述Pb－Cd和Pb－Hg等金属系统中的扩散1、换位扩散机制换位扩散机制2）环形换位机制环形换位机制认为在同一平面上距离相等的几个原子可以同时轮换位置来进行扩散。如图b所示。

用此机制计算的扩散激活能比较接近实验值，但是，该机制不能解释置换式固溶体合金进行互扩散时出现的Kirken-Dall效应，与Kirken-Dall实验结果不符交换机制很难出现1.原子几乎是刚性球体，一对原子交换位置时，相邻原子必须让出适当的空间，势必引起附近的晶格发生强烈的畸变，需要的扩散激活能很大2.如果是不同类原子交换，两种不同原子的扩散系数必须相等2、间隙扩散机制(间隙固溶体中的扩散）间隙机制发生在间隙式固溶体中尺寸较小的C、N、H、B、O等溶质原子在固溶体中从一个间隙位置跳到其邻近的另一个间隙位置时发生间隙扩散原子在点阵的间隙位置间跳跃而导致的扩散3、空位机制扩散（置换固溶体中的扩散）晶体中存在大量空位，存在空位使熵增加。

一个原子在空位旁边，它就可能跳进空位中，这个原子原来的位置变成空位，另外的邻近原子占据新形成的空位，使空位继续运动，这就是空位机制扩散。

这种原子的迁移需要的能量较低。溶剂原子与溶质原子半径相差不大，很难进行间隙扩散，主要依靠原子和空位的交换位置进行扩散在置换式固溶体中（1）柯肯达尔效应钨丝向镍一侧移动了一段距离4.柯肯达尔效应空位扩散机制可以很好的解释柯肯达尔效应。柯肯达尔试验时，镍原子较铜原子扩散的快，故，存在一个净镍原子流越过钨丝流向铜一侧；同时存在一个净空位流越过钨丝流向镍一侧，这样必然使铜一侧空位浓度下降（低于平衡浓度），镍一侧空位浓度升高（高于平衡浓度）。当两侧空位浓度回复到平衡浓度时，铜一侧因空位浓度增加而伸长，镍一侧因空位浓度的降低而缩短，相当于钨丝向镍一侧移动了一段距离。(2）柯肯达尔效应的解释给定的物质原子在该物质点阵中的迁移称为自扩散5.自扩散自扩散实质就是空位在点阵中迁移的结果如果点阵中有化学性能相近的两种原子，则两种原子跃入空位中的难易程度几乎一样，在这种情况下，空位运动将同等地使这两种原子发生扩散如果某一种原子跳进空位比另一种原子快得多，则空位的存在只能使跳进空位快的原子扩散，而跳进空位慢的原子差不多固定6.原子跃迁与扩散系数1）原子跳跃频率

晶格点上的缺陷和原子并不是静止不动的。相反，位于格点上的原子由于热振动会产生移动。宏观扩散流是由大量原子迁移产生的，而原子迁移则是其热运动的统计结果。考虑沿扩散方向间距为d的两个相邻晶面1和2，两晶面都与纸面垂直，假定它们的面积均为单位面积，分别含有n1和n2个原子。

原子沿一维方向的跳动原子跳跃频率与扩散系数关系

令Г为原子的跳跃频率，即平均每个原子在单位时间内跳跃到其他相邻位置上的次数；原子沿一维方向的跳动其中A为常数，Z相邻的间隙数，ν振动频率。

原子跳跃频率与扩散系数关系P为在某一温度下平均每个原子从晶面1跳跃到晶面2或者从晶面2跳跃到晶面1的几率。

面心立方(fcc)中间隙扩散中的几率P原子跳跃频率与扩散系数关系如果n1>n2，则晶面2上净增加的原子数为：原子沿一维方向的跳动则在Δt时间内，由晶面1跳跃到晶面2和晶面2跳跃到晶面1的原子数分别为：原子跳跃频率与扩散系数关系因相邻晶面的间距d很小，晶面2处的体积浓度C2可以表示为其中C1为晶面1处的体积浓度；dC/dx为沿x方向的浓度变化率。原子沿一维方向的跳动原子跳跃频率与扩散系数关系将体积浓度C=n/a代入上式可得

由扩散通量的定义可得原子沿一维方向的跳动原子跳跃频率与扩散系数关系根据菲克第一定律d2

取决于晶体结构G除与物质结构有关外，还与温度有关。如：温度为1198K时，C在g－Fe中的跃迁频率G为1.7×109/s

温度为室温时，C在g－Fe中的跃迁频率G为2.1×10-9/s

两者之比相差1018，说明温度对跃迁频率的重要影响。原子沿一维方向的跳动原子跳跃频率与扩散系数关系将得带入令则D为间隙固溶体中溶质原子的扩散系数，D0为扩散常数,DG为溶质原子的迁移激活能,Q为扩散激活能

NA×DG=Q,NA×k=R,NA为阿弗加德罗常数，R为气体常数某些扩散系数D0和Q的近似值扩散元素

基体金属

D0/(10-5m2/s)

Q/(103J/mol)

C

γ-Fe

2.0

140

C

α-Fe

0.20

84

N

γ-Fe

0.33

144

N

α-Fe

0.46

75

Fe

α-Fe

19

239

Fe

γ-Fe

1.9

270

Ni

γ-Fe

4.4

283

Mn

γ-Fe

5.7

277

Cu

Al

0.84

136

Zn

Cu

2.1

171

Ag

Ag（晶内扩散）

7.2

190

Ag

Ag（晶界扩散）

1.4

90

置换固溶体中置换型溶质的扩散激活能比间隙式溶质的大得多。因此，溶质在置换固溶体中的扩散系数较间隙固溶体低得多。1）在间隙式固溶体中则为间隙式扩散机制7、扩散机制总结2）在置换式固溶体中起主导作用的是空位扩散机制，空位机制所需激活能较小（见表），与实验值较接近，表明实现这种扩散机制的几率较大1、温度的影响4.4影响扩散的因素扩散系数强烈地依赖于温度，与温度的关系可用Arrhenius公式表示D0和Q可随合金成分以及扩散机制的不同而变化由式可见，D与T成指数关系，随温度的升高，扩散系数急剧增大D＝D0exp(-Q/RT)D0：扩散常数，R：气体常数，Q：扩散激活能，T：绝对温度（15）温度的影响（2）温度升高空位浓度增大，有利于扩散（1）温度升高，借助热起伏，获得足够能量越过势垒进行扩散的原子的几率增大多晶银和单晶银的扩散系数与1/T的关系工业上渗碳时采用不同的渗碳温度，渗碳速度就不相同如在927℃和1027℃渗碳，碳在γ-Fe中的扩散系数为可见渗碳温度提高100℃，扩散系数约增加3倍，即渗碳速度加快了3倍D1300K=2.0×10-5exp[(-140×103×0.239)/(2×1300)]=5.15×10-11(m2/s)D1200K=2.0×10-5exp[(-140×103×0.239)/(2×1200)]=1.76×10-11(m2/s)（17）（18）温度的影响生产上各种受扩散控制的过程，如扩散型相变、晶粒长大，化学热处理首先要考虑温度的影响温度的影响2晶体缺陷对扩散的影响沿面缺陷的扩散（界面、晶界）：原子规则排列受破坏，产生畸变，能量高，所需扩散激活能低原子沿点缺陷、线缺陷（位错）和面缺陷（晶界和自由表面等）的扩散速率远比沿晶内的体扩散速率大。通常把沿这些缺陷所进行的扩散称为“短路扩散”

1）沿面缺陷的扩散在晶界和自由表面附近，点阵畸变严重，空位密度和空位的迁移率均比晶内高，因此面缺陷处扩散激活能较低，借助空位扩散机制的扩散容易进行双晶体中的扩散箭头为扩散方向，线条为等浓度线设想在垂直于双晶体晶界的外表面上镀一层扩散物质M（或同位素示踪原子），使其扩散，发现物质M扩散到晶格去的深度要比扩散到晶界和外表面的小得多实验发现，钍在钨丝中的晶界扩散系数DB和体扩散系数DL分别为

钍在钨丝中得扩散可知DB>>DL，而且钍在晶界上的扩散激活能也比在晶格中的小得多

在温度降低时，DB比DL减小得慢一些，晶界扩散的贡献就显得更加重要DB=0.74exp[-9×105/(RT)]

DL=1.0exp[-1.2×105/(RT)]

（19）（20）多晶银（直线1）的斜率约为单晶银（直线2）的斜率的二分之一，表明晶界扩散激活能约为体扩散激活能的一半单晶银和多晶银的自扩散系数与温度的关系多晶银和单晶银的扩散系数与1/T的关系700℃700℃以下多晶银中包含晶界扩散,自扩散系数比单晶银的大扩散系数高温下空位浓度多，晶界扩散被晶内扩散掩盖

多晶银

单晶银扩散系数与温度、晶粒尺寸的关系银不同扩散方式时自扩散系数与温度的关系锌在不同晶粒大小的黄铜中的扩散系数（1）表面扩散比晶界扩散快，比体扩散更快扩散系数与扩散方式、温度、晶粒尺寸关系（2）固溶体的晶粒越细,则晶界多，扩散系数越大在多晶体金属中，除少数情况外，自由表面的扩散并不重要，而晶界扩散也只有在晶粒很细的情况下才会对整个扩散作比较大的贡献如果体扩散容易进行（如碳和氮等原子在γ-Fe中的扩散），则晶粒大小的影响就不明显只当扩散的激活能很大，而且沿晶界的扩散比体扩散强烈时，晶粒大小的影响才比较明显位错周围的点阵发生畸变，刃型位错线好象一根具有一定空隙度的管道，扩散元素沿位错管道迁移所需要的激活能较小（约为体扩散激活能的1/2），扩散速率较高。2）沿线缺陷的扩散位错线所占横截面相对面积很小，在高温下位错对晶体总扩散的贡献并不大，只有在较低温度下才显出其重要性冷变形增加金属材料的界面和位错密度，会加速扩散过程过饱和固溶体在低温度分解时，沿位错管道的扩散就起重要作用，沉淀相往往在位错上优先形核，而且溶质会较快地沿位错管道扩散到沉淀相上去，使其迅速长大如未变形的钽片在渗碳介质中于1900℃保持12h，其表面上所形成的渗碳层厚度小于0.01mm经过75%变形后，经过1h的渗碳就能形成厚度为0.6mm的渗碳层，渗碳速度提高了720多倍在具有同素异构转变的金属中，扩散系数随晶体结构的改变会有明显变化的原因可能与原子排列的致密度有关.不管是溶质原子，还是溶剂原子，在温度与成分一定条件下，原子排列越密集，原子扩散越慢，原子的扩散系数越小。（1）扩散系数随晶体结构的改变而变化体心立方点阵的致密度比面心立方点阵低，需要的扩散激活能相对较低；空位形成功也小，扩散系数大3）晶体结构的影响a.α-Fe的自扩散系数

Dα=5.8exp(-59700/RT)（21）

γ-Fe的自扩散系数

Dγ=0.58exp(-69700/RT)（22）

Dα/Dγ=10exp(4100/T)＞＞1

在T=1183K（910℃）时，Dα/Dγ=280，α-Fe的自扩散系数是γ-Fe的280倍b.间隙式溶质原子N在α-Fe中的扩散系数是在γ-Fe中的2000倍c.Mo、W、Cr等置换式溶质原子在α-Fe中的扩散速率也远比在γ-Fe中快d.同样温度下，锌在体心立方点阵的β黄铜中的扩散系数也超过在面心立方点阵的α黄铜中的扩散系数各向异性晶体的各方向原子间距不一样，扩散系数也不相同扩散系数的各向异性在立方晶体中几乎不存在，但对对称性交叉的晶体结构中表现显著。(2）晶体的各向异性对扩散系数的影响具有菱方结构的铋有明显方向性平行于[0001]方向上扩散系数小于垂直方向上的扩散系数密排六方晶系的锌平行于底面的D＝0.13exp(-21800/RT)垂直于底面的D=0.58exp(-24800/RT)因为平行[0001]方向上的扩散，原子要通过原子排列最密的（0001）面，所以要困难一些，这种异向性随温度升高逐渐减小菱方系铋的自扩散系数的各向异性265℃时，沿c轴方向上的自扩散系数(A线)只约为垂直该方向上的自扩散系数（B线）的1/106平行和垂直于c轴的自扩散系数相差约1000倍4）固溶体类型的影响间隙原子扩散激活能比置换式原子的扩散激活能小得多；缺位式固溶体中缺位数多，扩散易进行C、H、N在α－Fe中形成间隙式固溶体，Q小而扩散快Al、Cr在Fe中形成置换式固溶体，Q大而扩散慢钢件在表面化学热处理时，欲获得相同的表面浓度，则渗碳、渗氮所需时间远比渗铝、渗铬为短5）扩散元素性质的影响扩散元素的性质与溶剂金属的性质差别越悬殊，则扩散系数越大差别是指在元素周期表中的相对位置、溶质在溶剂金属中的固溶度极限、溶质和溶剂金属的熔点以及原子尺寸等通常溶解度越小的元素，扩散越容易进行不同元素在银中的扩散系数金属AgAuCdInSnSb1000K时的D/10-5cm2s-用摩尔分数表示的最大溶解度1.001.000.45哥氏半径/nm0.1440.1440.15210.15690.15820.1416无限固溶体相图以及互扩散系数与成分的关系（1）扩散组元对扩散的影响凡溶质元素能使合金熔点降低的（或引起液相线下降的）均能使扩散系数增加；凡溶质元素能使合金熔点升高的（或引起液相线上升的）使扩散系数降低6）扩散组元的影响（2）扩散组元浓度得影响在许多固溶体合金中，溶质的扩散系数随溶质浓度的增加而增加某些元素在铜中的扩散系数与其浓度的关系碳在γ-Fe中扩散系数与其浓度的关系实际上，对于大多数稀固溶体或在小浓度范围内的扩散，D的变化很小，将D假定为与浓度无关引起的误差不大，为简便起见，在实际生产和数学处理中常假设D与浓度无关。7）第三元素（或杂质）的影响第三元素对二元合金中组元扩散的影响复杂，尚未得出规律性a.碳钢中，加入不同元素对C在γ-Fe中的扩散速率影响不同，与C和合金元素的亲和力有关b.在Al-Mg合金中加入2.7%Zn，可使Mg在Al中扩散速率减半1.加入4%的钴可使碳在γ-Fe中的扩散速率增加一倍2.加入3%Mo或W，则使其减小一半，Mo对碳在γ-Fe中扩散的影响还与温度有关，当温度低于1100℃时，扩散速率减慢；高于1100℃时则加速3.Mn和Ni对C在γ-Fe中的扩散无影响合金元素对碳在γ－Fe中的扩散系数的影响碳在r-Fe中扩散系数跟碳与合金元素亲和力有关a.形成碳化物元素b.形成不稳定碳化物c.不形成碳化物而溶于固溶体中的元素影响各不相同，如Co、Ni可提高C的扩散系数，而Si则降低碳的扩散系数如Mn对碳的扩散影响不大如W、Mo、Cr等降低碳的扩散系数4.6反应扩散某些有限固溶度合金系中，渗入元素的浓度超过了固溶度极限，除形成端际固溶体外，还会通过化学反应形成新的第二相通过扩散而形成新相的现象，称为反应扩散由反应扩散所形成的相，可对照相应相图来分析纯铁渗氮层的浓度变化氮的浓度是突变的，不存在两相区Fe-N相图纯铁520℃α为含氮的固溶体ε，以Fe3N为基的固溶体γ′，以Fe4N为基的固溶体1）反应扩散中的相反应扩散中的相二元系的扩散层中不存在两相区氮的浓度是突变的，不存在两相区二元系的扩散层中若是有两相平衡共存的区域，则每种组元的化学势在该区域中各点都相等，该区域中没有扩散的驱动力，就无法进行扩散三元系的扩散层中不可能有三相共存的区域，但可以有两相区反应扩散中的相1.焊接：两种材料加热互溶，扩散而连接；

两材料液态下不互溶，则不可焊2.铁板镀Zn，根据渗层厚度不同，可能出现五个单相区，相区间Zn%突变，弯曲时易镀层剥落，可加入Al或减少镀层厚度2）反应扩散的应用在450℃镀锌钢板扩散层显微组织Zn浓度离表面距离αZnθζε附录无限大物体中的扩散的扩散方程（菲克第二定律的解）无限大物体中