Vorlesung: Grundlagen der Werkstoffwissenschaft 6. Diffusion Warum sich Werkstoffingenieure für Diffusion interessieren : Der Werkstoffingenieur muss die Kinetik der im Werkstoff ablaufenden Vorgänge bei der Herstellung, Bearbeitung sowie beim Einsatz beschreiben, um sie vorausberechnen zu können. Beispiele: Homogenisieren Altern Sintern Phasenbildung Ausscheidungen Nitrieren Wer interessiert sich wofür ? Werkstoffingenieure, Metallurgen, Chemiker Phänomen Physiko-Chemiker, Thermodynamiker Triebkräfte Physiker Atomistik, Elementarprozess Geschichtliche Reihenfolge Versuch: Blaue Kupfersulfatlösung wird mit Wasser überschichtet Scharfe Grenzen, nach einigen Tagern dringt blaue Farbe nach oben = Diffusion (Jedes flüssige System, das aus mischbaren Komponeneten besteht strebt bei V und T=konst. nach Ausgleich der Konzentration) Diffusionsausgleich jedoch nicht die einzige treibende Kraft: Brown‘sche Molekularbew. = Selbstdiffusion (unregelmäßige Wärmebewegung) Gut vorstellbar für Gase + Flüssigkeiten, fester Zustand jedoch starr und formgebunden Röntgen, Laue Feinstruktur bestätigen regelmäßig angeordnete Elementarbausteine Erforschung der Platzwechselvorgänge in Fk jedoch erst relativ spät spät, da „corpora non agunt nisi fluida“ (Körper sind unveränderlich außer Flüssigkeiten) das Denken beherrschte, obwohl das Einsatzhärten schon seit Jahrhunderten bekannt war. Erste Zweifel 1846 von Gay-Lussac 1820 beobachtet Faraday die Legierungsbildung zw. festen Metallen zunehmend Literatur gegen Ende des 19. Jh. über Diffusion und Reaktionsvorgänge 1896 Roberts-Austen: Diffusion von Au in Pb, sogar Bestimmung des Dk 1909 Institut von TAMMANN in Göttingen: Sich berührende Metalle können schon unterhalb von TS unter Mk-Bildung ineinander vordringen. Ab 1920 werden eine Reihe von Dk gemessen und veröffentlicht. 1921 Dk für C in Fe wird bestimmt. Zur Historie der Diffusion in Metallen W.C. Roberts - Austen G. v. Hevesy u. A. Obrutsheva Phil. Trans Roy. Soc. A187, Nature 115, 674 (1925) 404 (1896) 1921 erste Bestimmung der technisch wichtigen Diffusionskonstante von Kohlenstoff in Eisen Runge, I.: Z. anorg. Chem. 115, 293 (1921) sehr hoch, erreicht bei 1000°C 1/7 der Diffusionsgeschwindigkeit der Ionen in einer wässrigen Lösung bei RT Tammann, G., u. K. Schönert: Z. anorg. Chem. 122, 27, 1922 , weil im System Fe-C der Kohlenstoff auf Zwischengitterplätzen sitzt und in den Lücken zwischen den Fe-Atomen diffundieren kann. Diffusion Fremddiffusion Selbstdiffusion Metalle Legierungen D AB CB A kfz krz Amorphe Legierungen höhere verdünnte Legierungen Legierungen normale annormale Diffusion Diffusion Diffusion von Interstitiellen • Oktaederplätze • Tetraederplätze • Einsteinmodell • Dk für C, N, O Beispiel N in Fe-Cr • Meßmethoden • Diffusion von H in Fe Chemische Diffusion Leerstellenmechanismus Ultraschnell e Diffusion Fünffrequenzmodell Modelle zur Bestimmung von Q Selbstdiffusion Thermisch aktivierte Bewegung von A-Atomen im reinen Element A bzw. in einer homogenen, das Element A enthaltenden Phase AB Fremddiffusion Thermisch aktivierte Bewegung von Fremdatomen B in einer Matrix A (oder einer das Element B nicht enthaltenden Legierung ACD...) ohne gegenseitige Beeinflussung der B-Atome untereinander (praktisch unendliche Verdünnung). Chemische Diffusion Transport von Atomen, gekoppelt mit Transportkräften 1. Fick‘sches Gesetz Diffusionsstrom J 2.Fick‘sche Gesetz Diffusionsgleichung (Einsetzen des 1. FG in dieKontinuitätsgleichung) Triebkräfte : chemisches Potential elektrische Felder =Elektrotransport (Elektromigration) Temperaturgradient = Thermotransport (Energieübertragung durch unordnete „Stöße“ zwischen atomaren Gebilden) elastische Spannungsfelder (elast. Verzerrungsfelder v. Versetzungen) Snoek-Effekt Interstitielle ( C, N, O ) führen in krz - Metallen zu lokalen tetragonalen Verzerrungen in {100} Richtung. Bei einachsiger Belastung wird die statistische Besetzung der drei Richtungen aufgehoben, es erfolgt eine Umverteilung auf günstig orientierte Plätze Elektromigration Materialtransport durch hohe elektrische Stromdichten in miniaturisierten Leiterbahnen E.Arzt:Phys.Bl.52(1996)Nr.3 Poren und Hügel entstehen an Divergenzen des Masseflusses, verursacht durch Korngrenzen. Auf der Katodenseite (rechts) eines Segmentes mit Längskorngrenzen werden Atome durch den Elektronenwind „weggeblasen“, sodass eine Pore entsteht Auf der Anodenseite (links) entwickelt sich in der Stauzone ein Hügel. Volumendiffusion - Kurzschlussdiffusion Korngrenzendiffusion Versetzungsdiffusion Oberflächendiffusion Effektive Diffusion = Überlagerung der relativen Anteile von Volumen und Kurzschlussdiffusion Elektromigrationsschädigung an Al-Leiterbahn (1,8µm, Stromd. 1,4 MA/cm², 227°C) Elektromigration Hügelbildung an einer Goldbahn Diffusion, die an Transportkräfte gekoppelt ist Der thermisch makroskopisch statistischen Bewegung ist eine Driftbewegung in Richtung der an den Atomen angreifenden Kraft überlagert. c J D x v c Diffusionsterm + Driftterm Verschiebungsgeschwindigkeit eines <v> eines Metallstreifens der Länge l (Pore Hügel) durch Elektrotransport I.Blech: J.Appl.Phys.,47,1203-1208(1976) v e Z* Elementarladung eff. Ladungszahl mech. Kenngröße D (eZ * j ) kt l j spez. Widerstand Atomvolumen Stromdichte Platzwechselmechanismen Leerstellenmechanismus Intersticialcy Substitutionsmechanismus Zwischengittermechanismus Interstitielle Diffusion Direkter Platzwechsel Ringtausch Fremddiffusion in Metallen Diffusion von Interstitiellen H, N, O zweiatomige Gase Bindungskräfte < metallische Bindungskräfte Gasatome < Metallatome können keine echten Gitterplätze besetzen Einbau auf Zwischengitterplätze Kohlenstoff auch interstitiell hohe Beweglichkeit der Zwischengitteratome verändern stark die Werkstoffeigenschaften Diffusion von Substitutionellen (Fünffrequenzenmodell) Ultraschnelle Diffusion Zwischengitterplätze 2 verschiedene Zwischengitterplätze: Fremdatom in oktaetrischer Umgebung eingebaut Fremdatom in tetraetrischer Umgebung eingebaut krz-Gitter (bcc) mit Tetraederlücke kfz-Gitter (fcc) mit Oktaederlücke kfz-Gitter (fcc) mit Tetraederlücke hex-Gitter (hcp) mit Oktaederlücke Anordnung der Atome in der oxydischen Keramik Strontiumtitanat MPI für Metallforschung Science Bd. 302, S. 846 Platzwechselmechanismen Leerstellenmechanismus Intersticialcy Substitutionsmechanismus Zwischengittermechanismus Interstitielle Diffusion Direkter Platzwechsel Ringtausch Ultraschnelle Diffusion In Metallen mit relativ großen Gitterabmessungen (zB. Blei) diffundieren einige Fremdatome 103 bis 104 mal schneller als Selbstdiffusion „ultraschnelle Diffusion“, wenn der Atomradius des Fremdatoms<0,8 Radius des Matrixatoms, sinkt die Aktivierungsenergie auf etwa die Hälfte des Wertes der Selbstdiffusion (kombinierte Zwischengitter-Leerstellendiffus.) Periodensystem mit schnelldiffundierenden Partnern zugehörige Matrixmetalle Ir Pt Au Hg Diffusionsmechanismen Selbstdiffusion über Zwischengitterplätze Fremddiffusion Chemische Diffusion über Leerstellen Übergangszustand nach ZENER 1 2 ...zur Leerstellenkonzentration Aus thermodynamischer Sicht ist die Anwesenheit von Leerstellen zu fordern, da sie die Freie Enthalpie des Metalls gegenüber dem Idealkristall erniedrigt. Diese Erniedrigung ist durch die Erhöhung der Entropie bedingt. G = n.GB - T.SC Leerstellenkonzentration G Gibbs‘sche Freie Enthalpie Gleichgewichtsbedingung G 0 n Federkonstante K aus dem Hooke'schen Gesetz: =E. F/A = E . x / l F = K . x F = E . A . x / l = K . x (pot. E. d. ged. Körpers) makroskopische Federkonstante : K = E . A / l Federkonstante eines Atoms : Reduzier. des Prüfk. auf einen Atomabstand Diffusion durch n = Zahl der Atome pro Flächeninhalt (beinhaltet Quadrat der Gitterkonstanten) l = Netzebenenabstand K = E / (l . n) E . a0 Als Beispiel betrachten wir Kupfer: E = 12,98 . 1010 N/m2 l = 2,556 . 10-10 m n = 2,16 . 1019 Atome/m2 m = 10,55 . 10-26 kg K= 23,5 N/m = 2,4 . 1012 s-1 Arrheniusdarstellung des Diffusionskoeffizienten D Q 1 ln D0 R T Q D D 0 exp RT 1 dn C Das 1. Fick ' sche Gesetz j D A dt x entspricht dem Ohm' schen Gesetz j c(x) x Das 2. Fick‘sche Gesetz Die Konzentrationsänderung im Inneren eines Gebietes ist gleich der Differgenz des über die Oberfläche dieses Gebietes abfließenden Diffusionsstromes. C t div j C C div j 0 1.Fick' scheGesetz j D t x C 1 C 2 C 3 div C x 1 x 2 x 3 C C C C grad C C e1 e2 e 3 r x 1 x 2 x 3 Hamiltonoperator LaplacescherOperator ² C ² C ² C div grad C x1² x 2² x 3² ² ² ² in kartesisch enKoordina ten x ² y ² z ² C ² C ² C ² C C D div ( D grad C ) Für D = konstant: t y ² z ² t x ² oder eindimensional: DIFFUSIONSGLEICHUNG C ² C D t x ² partielle ( C=f(x,t) lineare Dgl. 2. Ordnung vom parabolischen Typ Differentialgleichungen gewöhnliche Dgl. y=f(x) partielle Dgl. y=f(x1, x2..... x3) Literatur: G. Heber: „Mathematische Hilfsmittel der Physik II“ 1967, Wissenschaftliche Taschenbücher Vieweg&Sohn, Braunschweig einfachster Fall: 2 unabhängige Variable und ihre Ableitungen über Koeffizientendeterminante Unterteilung in 3 Typen: elliptischer Typ hyperbolischer Typ U U 2 0 2 x y 2 2 zweidimensionale Potenzialgleichung (Elektrostatik, Magnetostatik) parabolischer Typ 2.Ordnung linear 2U 1 2U 2 2 0 2 x c t U U 2 0 x t Gleichung einer schwingenden Saite oder eindimensionale Wellengleich. Dgl. für alle eindimensionalen Ausgleichvorgänge z.B. Wärmeleitung, Diffusion partielle lineare Dgl. 2. Ordnung vom parabolischem Typ 2 1 1 Die Fehlerfunktion = erf (x) 1,2 1 erf (x) 0,8 0,6 0,4 0,2 0 0 0,5 1 x 1,5 2 TRACER-Methode zur Bestimmung der Volumenselbstdiffusion h h 0,2 Dt Schichtenteilung ln C Lösung von C 2C D 2 t x C C(x) 1 4 Dt Dünnschichtlösung x2 1 1 D 4t (d ln C / dx 2 ) x 2 C0 h x C ( x, t ) exp Dt 4 Dt x2 ln C 4t D C C D 2 t x 2 Elektronenstrahlmikroanalyse c( x, t ) F exp { x 2 / 4Dt} Härte-Tiefe-Kurve 2C 1 4x2 0 2 2 x 2 Dt 4 Dt Lichtmikroskopie x 2 Dt Gasnitrierte Eisen-Chrom-Legierung mit 4,5Ma.-%Cr , T = 590°C Quadrat der Stickstoffeindringtiefe in µm Das Quadrat der Stickstoffeindringtiefe als Funktion der Nitrierdauer Nitrierzeit in h Selbstdiffusion Chemische Diffusion Fremddiffusion DCh- chemischer Dk DA - partielle Dk DB - partielle Dk C DA* - Selbst - Dk DB* - Selbst - Dk DAB- Fremd - Dk DBA- Fremd - Dk m - Thermodyn. Faktor s - Leerstellenflussfaktor A Zusammenhang zwischien den Diffusionskoeffizienten in einem binären System B DCh x DB* DA DAB DB A DA* D 0 B 0,5 1 NB N B DA N A DB DCh ( N B DA N A DB ) m s * * Grube-Hall-Methode zur Bestimmung des konzentrationsunabhängigen chemischen Diffusionskoeffizienten Aus der 2. Fick‘schen Gleichung C C2 D t x2 Ergibt sich mit den folgenden Anfangsund Randbedingungen t = 0: x<0: C(x) = C0 x>0: C(x) = 0 t > 0: x: (C/ x)=0 als Lösung für - < x < + : x C ( x , t ) C o 1 erf 2 2 Dt C C C min C o C max C min D x ² 3 ,28479 t Ni-Cu 1050°C / 3h 100 Ni, Cu in Ma.-% 75 50 25 Cu Ni 0 0 50 100 150 Randabstand in µm 200 250 300 Matano-Auswertung für konzentrationsabhängigen Diffusionskoeffizenten 1 dx D 2 t dC C' C C' x dC 0 Den Broeder-Auswertung für konzentrationsabhängige Diffusionskoeffizienten D 1 1 [ A ( 1 yC ) yC ( E D ) ] dc 2t dx Mo-Drähte Messing l Kupfer Plattierungsebene A t=0 jA jB B Marker-Drähte Kirkendallverschiebung l ursprüngliche Lage der Plattierungsebene Diffusionszone A t>t0 B Konzentration cA Matano-Ebene t>t0 Theorie von Darken (Interpretation des Kirkendall-Effektes) In biären Systemen existieren 2 unterschiedliche partielle (Fremd-) Diffusionskoeffizienten DA und DB. Mit den Molenbrüchen C A NA CA CB und C B NB CA CB Zusammenhang zwischen den sog. „partiellen“ (engl. Intrisic) Diffusionskoeffizienten DA und DB der beiden Atomarten A und B und den experimentell zugänglichen Größen: Chemischer Diffusionskoeffizient und Markergeschwindigkeit v = l/2t Darken‘schen Gleichungen N A l ( D A DB ) x 2t ~ D D A N B DB N A Eine Markierungswanderung ist also nur möglich, wenn ein Konzentrationsgefälle vorliegt und die beiden partiellen Diffusionskoeffizienten DA DB sind. Z.B. wandern im System Co-Ni die Markierungen nicht, da Dco DNi ist Experimentelle Befunde ausgewählter Diffusionspaare Diffundierendes Element Matrixmetall D0 [.10-4m2s-1] Q [kJ/mol] Mangan -Eisen 0,35 282,6 Nickel -Eisen 0,5 276,3 Nickel Kupfer 2,3 243 Kupfer Nickel 0,65 258 Kupfer Aluminium 2,0 141,9 Aluminium Kupfer 0,045 166 Zink Kupfer 0,033 159,1 Interstitielle Fremddiffusion von Kohlenstoff, Stickstoff und Sauerstoff in Eisen Interstitielle Fremddiffusion von Kohlenstoff, Stickstoff und Sauerstoff in Eisen Diff. Element - Fe T-Bereich (K) - Fe D0 (10 -6 m 2 s -1 ) Q ( kJ / Mol ) D0 (10 -6 m 2 s -1) Q ( kJ / Mol ) C 235 - 350 700 - 1100 1670 - 1800 0,167 6,3 1,3 78,1 91,0 81,4 74 159 N 225 - 325 700 - 1000 1670 - 1800 0,126 0,78 0,78 73,4 79,1 79,1 91 168,5 O 950 - 1150 1670 - 1800 10 111,1 575 168,5 Mehrphasendiffusion / Reaktive Diffusion Beispiele: Schweißen, Löten, Schmelztauchen, Beschichten, Oxidwachstum Platzwechselvorgänge streben Gleichgewichtseinstellungen an. Gleichgewichtsverhältnisse liefert das Zustandsdiagramm Zusammenhang zwischen Diffusionsverhalten zweier Metalle u. Gg-Diagramm a) lückenloser Mischkristall b) eutektisches System mit Mischungslücke c) mit zusätzlicher intermetallischer Phase Konzentrationsstufen: Bei der Reaktion zweier Metalle A u. B treten nur thermodynamisch mögliche Phasen mit bestimmten Konzentrationsgrenzen auf. Die im Zustandsdiagramm dazwischenliegenden heterogenen Mischungen können nicht gebildet werden. Die Höhe der Konzentrationsstufe im C-x-Diagramm entspricht der jeweiligen Breite des Zweiphasengebietes im Zustandsdiagramm. Das Wachstum der einzelnen Phasen erfolgt nach einem parabolischen Zeitgesetz Der Diffusionskoeffizient bestimmt, welche Phase am schnellsten wächst. Literatur [1] [2] [3] [4] [5] [6] [7] [8] Ja. E. Geguzin: Lebender Kristall; Deutscher Verlag für Grundstoffindustrie, Leipzig, 1984 Th. Heumann: Diffusion in Metallen; Springer-Verlag, Berlin, Heidelberg, New York, 1992 Landolt-Börnstein: Neue Serie, III. Band 26: Herausgeber H. Mehrer, Diffusion in festen Metallen und Legierungen, Springer-Verlag Berlin, Heidelberg, New York, 1990 J. Philibert: atom movements; diffusion and mass transport in solids, les editions de physique 1991 A. R. Allnatt; A. B. Lidiard: Atomic Transport in Solids, Cambridge University Press 1993 A. L. Laskar; J. L. Bocquet; G. Brebec and C. Monty: Diffusion in Materials; Kluwer Academic Publishers, Dordr./Boston/London, 1990 G. R. Purdy (Editor): Fundamentals and Applications of Ternary Diffusion; Pergamon Press, New York, 1990 J. Kaur and W. Gust: Fundamentals of Grain and Interphase Boundary Diffusion; Ziegler Press, Stuttgart, 1988 Literatur (Fortsetzung) [9] [10] [11] [12] [13] [14] [15] [16] [17] [18] [19] J. Kaur; W. Gust; L. Kozma: Handbook of Grain and Interphase Boundary; Diffusion Data; Ziegler Press, Stuttgart, 1989 A. Guinier und R. 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