Диффузия в сплавах

В условиях заметной диффузии в сплаве (у амальгам или при значительно повышенных температурах сплава) резких границ устойчивости не наблюдается, что можно объяснить явлением разупорядочения. [c.329]

При переходе к случаю диффузии в сплавах с разными атомами на узлах появляется принципиальное отличие от случая диффузии внедренных атомов по однотипным междоузлиям металла. Действительно, как уже подчеркивалось выше, в случае металла (где все узлы заняты одинаковыми атомами) внедренный атом во всех однотипных междоузлиях имеет одинаковую потенциальную энергию Uo и во всех перевальных точках (типа точек Р па рис. 59) его потенциальная энергия Up тоже одинакова. Следовательно, при всех диффузионных переходах преодолевается одинаковая высота потенциального барьера Аи = Up—Uo. Поэтому процесс диффузии характеризуется одной энергетической константой — энергией . активации Q = Аи, коэффициент диффузии D имеет вид (23,25) и его температурная зависимость изображается прямой Аррениуса — линейной зависимостью 1н D от i/T. [c.274]

Кроме отмеченных характерных особенностей температурной зависимости коэффициента диффузии в сплавах представляет интерес определить влияние состава [c.275]

ОСОБЕННОСТИ ДИФФУЗИИ В СПЛАВАХ [c.277]

Поскольку реакций, подобных описанным в п. 1 и 2, нельзя избежать полностью, скорость диффузии в сплаве должна быть достаточно высокой, чтобы концентрационные изменения на поверхности раздела успевали выравниваться за сравнительно короткое время. [c.110]

Скорость окисления сплава по схеме рис. 11.3,5 фактически будет соответствовать параболическому закону, в котором константа скорости определяется поведением оксида ВО. Однако избирательное окисление приводит к обеднению сплава по элементу В под окалиной (см. концентрационный профиль на рис. 11.3,5). В конечном счете такое обеднение будет проводить к обогащению окалины оксидами элемента А, а скорость окисления возрастет до уровня, присущего образованию оксида АО. Время, которое потребуется для перехода к более высокой скорости окисления будет зависеть от многих факторов к ним относятся температура, размеры образца, коэффициенты диффузии в сплаве и в окалине, а так- [c.12]

В этом случае растворение сплава определяется только нестационарной объемной диффузией в сплаве. [c.65]

Аналогичное действие должно оказывать увеличение числа оборотов дискового электрода, приводящее к снижению толщины диффузионного слоя в растворе. В то же время опыт показывает., чтд рост потенциала (см. рис. i.3) и числа оборотов диска (см. рис. 2.5) ускоряют СР Ад,Аи-сплавов с преобладанием серебра, замедляя переход от смешанной кинетики к диффузии А в сплаве. Физически этот результат вполне понятен и объясним с позиций развитых выше представлений о роли неравновесных вакансий в процессе СР сплавов. Так, возрастание Е и со интенсифицируют растворение серебра из А ,Аи-сплава, генерируя тем самым дополнительное число неравновесных вакансий на поверхности. В свою очередь, увеличение Nn вызывает рост коэффициента диффузии атомов серебра, что, как и показывали расчеты, препятствует смене лимитирующей стадии — от диффузии в растворе к диффузии в сплаве.. Если же потенциал и скорость вращения диска поддерживать постоянными, коэффициент диффузии понижается с ростом концентрации золота (см. табл. 2.2). Теперь, как и предсказывает теория, СР сплавов системы Ag—Аи тем раньше начинает контролироваться диффузией атомов Ag в сплаве, чем выше концентрация в нем золота [83J. [c.71]

При окислении однофазного бинарного сплава металла А с добавкой элемента В имеются две возможности а) образуется однофазный окисел А с содержанием катионов В либо однофазный окисел В с содержанием катионов А б) формируются две фазы — окисла А и окисла В. Когда образуется только одна окисная форма, например АО, то состав сплава на границе сплав — окисел будет меняться, если только атомы А не станут диффундировать к границе из объема металла с той же скоростью, с какой они переходят в растущий окисел. От кинетики роста окисла и кинетики диффузии в сплаве зависит, будет ли в слое сплава, примыкающего к границе, происходить обеднение компонентом А, сопровождающееся обогащением компонентом В. При постепенном обогащении компонентом В будет продолжаться формирование одного окисла АО до тех пор, пока содержание В на границе не достигнет относительной концентрации пв, отвечающей равновесию трех фаз АО-Ь + В0 + сплав. [c.37]

Размер ионов легирующего компонента должен быть меньше размера ионов основного металла а) меньший, чем у иона основного металла, радиус иона ле ирующего компонента позволяет предполагать у легирующего компонента больший коэффициент диффузии в сплаве б) меньший радиус иона легирующего компонента ведет к образованию окисла с меньшими параметрами решетки, который будет сильнее затруднять окисление оспоБного металла. [c.146]

Диффузия в сплавах внедрения является процессом, используемым при различных видах обработки металлических материалов. Знание же законов кинетики процессов перераспределения внедренных атомов по междо-узлияд позволяет определить время, необходимое для достижения практпчеески равновесного состояния сплава после его закалки или какого-либо другого вида термической обработки. [c.6]

Метод конфигураций позволяет более точпо решить задачу об определении коэффициента диффузии в сплаве, так как предусматривает явный учет всех возможных конфигураций атомов разного сорта на узлах вокруг междоузлий и перевальных точек. Число таких конфигураций оказывается достаточно велико, и задача значительно усложняется. Тем нс менее этот метод дает воз-молшость найти более точную зависимость коэффициента диффузии от температуры и состава сплава, а в упорядоченных сплавах более детально исследовать влияние степени порядка на диффузию. Сравнение результатов применения двух методов к задачам диффузии показывает, как будет выяснено дальше, что основные качественные особенности диффузии внедренных атомов в сплавах замещения могут быть получены и менее точным, но значительно более простым методом средних энергий. [c.279]

Формулы (30,1), (30,2) II (30,5), определяющие температурную и концентрационную зависимость коэффициента диффузии О, приводят в основном к таким же качественным выводам, какие были получены для сплавов типа р-латуни. Выясним имеющиеся все же некоторые характерные особенности диффузии в сплавах типа РезА1. Разложим выраженпе (30,1) для коэффициента диффузии О в ряд по степеням г и вблизи температуры [c.300]

ДИФФУЗИЯ в СПЛАВАХ ТИПА АиСиз [c.305]

Диффузия в сплавах с ГЦК решеткой типа АиСиз [c.305]

При введении в сплав компонента, устойчивого по отношению к данному электролиту и дающего твердый pa TBOip с основным коррозионно-неустойчивым металлом, в условиях отсутствия заметной диффузии в сплаве его коррозионная устойчивость резко возрастает при вполне определенных соотношениях компонентов. Скачкообразное повышение коррозионной устойчивости — граница устойчивости наблюдается при содержании более устойчивого компонента в количестве п/8 атомных долей, где л —целое число. Значение п для данного сплава зависит как от вводимого компонента, так и от состава электролита. Эта закономерность обычно именуется правилом /г/8 [Л. 16]. [c.41]

Постепенное снижение может быть обусловлено уменьшением концентрации неравновесных вакансий в приповерхностных слоях сплавов из-за падения скорости растворения электроотрицательного компонента. Не исключено, тем не. менее, и искажающее влияние на диффузию в сплаве неэлектрохимических гетерогенных стадий растворения — поверхностной диффузии ад атомо"в, декристаллизации и т. д. Остается вероятным, кроме того, перераспределение во времени массо потоков в теле образца, связанное с проявлением тех или ИНЫХ структурных дефектов. Так, хроноамперометри-ческое изучение СР е- и -латуней в неводных средах показало [80J, что кривые спада тока во времени линеаризуются в координатах описывающих совместный [c.59]

Защитные покрытия сплавами также подвергаются селективной коррозии. При хроноамперометричёском изучении СР пленочных сплавов возникают трудности, связанные с сопоставимостью толщины сплава I и глубины зоны диффузионного проникновения. Ранее, рассматривая полубесконеч-ную диффузию в сплаве, этот эффект не принимали, конечно, во внимание. Тем не менее результаты хроноамперо-, метрических измерений на тонких образцах могут быть при определенных условиях интерпретированы с позиций линей--ной полубесконечной диффузионной модели. Например, -зависимость, полученная при СР А,В-сплава толщиной I, подчиняется уравнению Коттреля (2.28), когда выполняется условие [87] [c.78]

Из выражения (2.94) путем простых преобразований получают независимый критерий протекания процессов релак-сащии по механизму объемной диффузии в сплаве. Так, при любом AE (t) должно выполняться словие [c.105]

Исследование кинепшт распада твердого раст.вора. При малых концентрациях легирующих элементов и на ранних стадиях распада твердого раствора, особенно при наличии нескольких легирующих элементов, образующих в данной системе соединения, использование прямых структурных методов неэффективно. Анализ данных, характеризующих изменение электросопротивления, позволяет регистрировать структурные изменения яа самых ранних стадиях распада. На рис. 9.38 приведены данные о кинетике изменения электросопротивления во время изотермической выдержки при 4к) "С для хромовых бронз [9.31]. Сопоставление кривых показывает, что легирование бронзы цирконием значительно замедляет диффузию в сплаве и распад твердого раствора заканчивается в троРпюм сплаве почти через час, в то время как в двойном — через 35 мин. Рхли распад пересыщенного твердого раствора происходит через стадию возникновения зон Гинье—Престона, то зависимость электросопротивления более сложная [9.28]. [c.88]

В последние годы развивается метод, подобный внутреннему окислению, но с диффузией в сплав не кислорода, а азота и углерода [34—36]. Сплав Мо— 1 ат. % Hf, подвергнутый внутреннему азотированию, имеет высокие свойства при кратковременном растяжении и длительную прочность, благодаря образованию дисперсных частиц нитрида гафния, HfN [34]. Повышение сопротивляемо сти ползучести при данном уровне напряжений и температур сплавов Мо — 0,49% Ti и Мо— 1,5% Zr, обработанных в аммиаке, связано с образованием нитридов титана и циркония соответственно [351. [c.131]

Вакансионный механизм диффузии в сплавах наглядно подтверждается следующим экспериментом (Киркендал). Стержни из меди и латуни (сплав меди и цинка) отполировывались с торцов, плотно соединялись и подвергались высокотемпературному отжигу. Через поверхность соприкосновения стержней навстречу друг другу устремлялись два диффузионных потока атомов меди в латунь и атомов цинка из латуни в медь. Скорость диффузии цннка из латуни в медь больше, чем меди в латунь. В результате в латуни появляется избыточное число вакансий, образующих поры, видимые как черные пятнышки на микрофотографии. Беспорядочно расположенные белые и темные области являются кристаллитами (зернами) соответствующих металлов. Границы между зернами представляют собой нарушенные области, содержащие большое количество пустот (вакансий и их скоплений). Поэтому скорость диффузии по гра- [c.126]

Смотреть страницы где упоминается термин Диффузия в сплавах : [c.17] [c.297] [c.297] [c.299] [c.301] [c.303] [c.307] [c.309] [c.315] [c.319] [c.218] [c.48] [c.49] [c.85] [c.87] [c.94] [c.104] [c.92] [c.485] [c.360] [c.27] [c.456] [c.360] [c.223]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...