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内扩散层 中 (Fe)：伽(A1)为 51．98：17．69，约 为3：1；故 内扩散层 主 要 由Fe Al组成 。图 3(b)为 内扩散层 的 XRD衍射 谱。其 中均 匀分 布 的 白色颗 粒 的EDS分 析结 果为 富 Ni相 ，这是 由于 内扩 散层 中过饱 和NiA1化 合物 ，在 随炉 缓冷 过 程 中析 出所 致 。另外 通 过高温扩散 ，Ni Al 也将转变为 NiA1。 (a)外扩散层 (b)内扩散层
扩散 的实质是在体系提供驱动力的条件下 ，扩散系内部化学势达到平衡的过程 。扩散初期 ，由于铁铝间的浓度差及 Fe Al 相的特殊晶体结构 ，使得挂铝层
《金属热处理》的 Al原 子 快 速 扩 散 通 过 Fe：Al 相 。 对 于 FeA1和f1e Al长 大所需要 的活 化能Q 。和Q~e3A'分别为 180和260 kJ tool～，因此 ，Fe—Al金属问化合物的形成和长大主要是 由 Fe进人 Fe．A1金 属间化 合物 的速度所 控制。随着原子 间相互 扩散 ，表 层 中的Al原子逐 渐减少 ，Fe原 子逐渐增 加 。根 据铁 铝金 属 间化合 物 的生成热力学与温度的关系 ，在960℃扩散过程 中最先形成的应 当是 FeA1相 ，其次是 FeA1：相 ，而不能直接形成Fe Al相 。而 FeA1，是 亚稳态 相 ，在 高温 下将 发生 以下反应 ：
3FeA12 Fe2Al5+FeA1 (1)
同时 ，由Fe—Al— 三元 相 图 可知 ，在 960℃ 附近 ，因A1的溶人，奥氏体区域缩小 ，扩大了 (B2)相区。
而 Ni是奥 氏体 形 成元 素 ，在扩 散 温度 下 ，基体 处 于奥氏体状态 ，Al力图改变基体的奥 氏体状态 ，而 Ni力图
维持 这种状 态 ，随着 时 间的延长 ，在外扩 散层 内部逐渐达 到平衡 的相结构 MeAl。表3为在 900℃和 1000℃
下 ．Fe在 Fe—Al金属 问化合物 中的扩散系数。由表3不难理解 ，Fe原 子很容 易穿过 Fe Al 和 FeA1相 ，进 入表 面挂铝层 中。因 此 随着 时 间 的延 长 ，高温 下 将易于形成 FeA1相 。而 在960 oC时 ，Fe Al的生 成 自由能>0，为44．26 kJ·mol ，但 当温度 降低 到500℃左右 时 Fe A1的生成 自由能方 为负数 。故 在随炉 缓慢 冷却 至500 qC左右 时 ，内扩 散层 中含 铁量 较 高 的相 将 逐步转变 为Fe A1相 ， 现 了内扩散层 的特征 。 表3 Fe在 各种 Fe-Al金属间化 合物 中不 同温度下的扩散系数(cm ·s ) 此外 ，在外 扩散 层 可 观察 到 一些 气 泡 状孔 穴 。这是 由于镀铝处 理时采 用 了 NH C1为活 化剂 ，镀 层 吸收的NH C1在高温加热分解时生成气体 ，在扩散过程 中逸 出 ，从而在原 来挂 铝层 的位 置上 产生气 泡状孔 穴 。
内扩散层 中的无序-有 序转 变固溶体在高温时，溶质与溶剂原子在点阵 中的分布是 随机 的 ，而在 降温 时溶 质 原子 与 溶 剂原 子 可 能发生无序到有序的转变。根据 Fe_Al相 图，Fe-Al合金在低温时存在着 B2型有序晶格 。在有序相的成分分布范 围内 ，试样在 扩散处 理后 随炉缓 冷过程 中，在含 铝量合适的内扩散层 中有充分 的条件经历这种无序．有序的转变。B2型有序结构 属 相 ，为 bcc体心立方结构 ，故与富含铬 、镍的 ^y相 c奥 氏体基体分界 明显。
图4所 示为在 内扩散 层 中观察 到 的有 序相精 细结构 。 图4 试样内扩散层 的精细结构