第10期 温钰等：Si在纯Fe及低硅钢中扩散行为 ·1139· 低硅钢片（硅的质量分数为3%，尺寸为0.35mm× 散源物质Si的沉积质量. 8mm×40mm)分别沉积纯Si膜、FeSi合金膜以及 依此边界条件，代入Fick第二扩散方程式(1) FeSi/Si多层膜.纯Si膜的靶材为直径60mm、厚度 求解，可以得到其高斯解为 3.5mm的N型单晶硅片：FeSi合金膜的靶材为直径 C(x,t)= (2) 60mm、厚度3.5mm的FeSi合金（硅的质量分数为 exp-4Di 2 TDt 12%).纯Si靶及FeSi合金靶的靶基距均为30mm. 由图1拟合结果可见，纯Fe基体在沉积纯Si 在0.8Pa工作气压下，以4.86W·cm2的功率密度 膜、FeSi膜以及FeSi/Si/FeSi三层膜后截面的Si含 在基片上进行沉积.沉积后，对样品置于真空热处 量分布均符合式(2)给出的Fick扩散第二定律的高 理炉中进行扩散处理. 斯解形式.但是，从图2可以发现，含量随着多层膜 1.2成分测量及模拟计算 层数的增加，Sⅰ含量分布曲线在质量分数为1.9% 利用S-530扫描电镜配置的Oxford INCA能谱 时存在一个明显的拐点，所拟合出的含量曲线不符 分析仪(EDS)对样品截面不同深度处Si元素含量 合式(2)高斯解的分布规律.随扩散时间的延长，Si 进行成分检测.在研究Si组分渗入基体的效果及 在Fe基体中向纵深扩散，同时表层Si的质量分数 其分布情况时，将待测样品用夹板夹持，沿截面磨平 逐渐降低，显现出Si在基体中趋于均匀化分布的扩 并机械抛光，置于扫描电镜下用电子能谱分析仪进 散特征@，几方面均说明Si在纯Fe基体中的扩散 行成分测定，实验数据采用同一个深度位置测量三 不是单一的扩散控制的规律.结合Fe一Si合金二元 次的平均值.运用DICTRA软件对Si在纯Fe以及 相图以及图2中纯Fe基片沉积不同层数FeSi/Si 低硅钢中的扩散进行了模拟运算，以探讨Si在纯Fe 膜后Si的含量变化曲线，建立如下扩散模型以阐述 基体以及低硅钢中的扩散模型. Si在纯Fe基体中扩散的微观机制. 2结果与讨论 1.8 ■Fesi/Si/FeSi 1.6 ●Si 2.1纯Fe基体中Si元素的扩散行为 ▲heSi 1.4 2.1.1Si元素在纯Fe基体中的扩散机制 1.2 图1为纯Fe基片分别沉积纯Si膜(3μm)、 FeSi膜(3μm,Si的质量分数为12%)以及FeSi/Si/ 图08 70.6 FeSi三层膜（此处及后文FeSi/Si多层膜的厚度均 04l 为每层FeSi膜厚4μm,Si膜厚度为3um)1h后，再 0.2 进行1180℃真空扩散处理1h后，试样截面Si含量 10 2030 40 50 60 分布曲线(S的质量分数随试样截面深度的变化， 深度μm 下同).其中点划线是对实验值的高斯拟合结果 图1已沉积Si膜、FeSi膜及FeSi/Si/FeSi三层膜的纯Fe基片在 图2为纯Fe基片沉积多层FeSi/Si(FeSi膜层和纯 1180℃下扩散1h后Si的质量分数随试样深度的变化 Si膜层交替沉积，多层膜层数为3、5、7和9层，且分 Fig.I Mass fraction of Si with sample depth for Fe substrates which were deposited with the Si film,FeSi film and FeSi/Si/FeSi three-ay- 别对应工艺1、2、3和4)后，再进行1180℃真空扩 er film and annealed at 1 180 C for I h 散处理1h后Si含量分布曲线含量 根据Fik扩散第二定律，在连续介质的扩散体 在高温扩散的初始阶段，纯Fe基体全为y-Fe 系中，扩散物质含量的变化与含量梯度符合固 相，Si原子渗入临近界面的y-Fe相中形成一薄层 竖{0) (1) y-Fe(Si)相固溶体（面心立方结构）.由于扩散系 ax 数D->D.,Si原子在y一fe(Si)相中富 式中，C为扩散物质含量，x为发生扩散流动方向的 集，直至达到含量极限(1100~1200℃温度范围内， 长度坐标，D为扩散系数 Si的质量分数约1.9%)后发生y-Fe(Si)→a-Fe 对于本文中以薄膜形式沉积一定量扩散源物质 (S)的相转变，宏观上表现为在临近膜层与基体的 在试样表面然后扩散，可以假想刚开始时所有扩散 初始界面区域由于Si的渗入形成了a-Fe(Si)固溶 组元的原子均集中在某一个地方，即其边界条 体相（体心立方结构）、向内层依次是y-Fe(Si)固 件可以写为：当t=0时，C1x=0=0,Clx0=0;当 溶体相以及y-纯Fe相.随扩散进行，a-Fe(Si)相 ≥0时，C1.。=0.而且S=广C(x)dk,S即为扩 的区域长大，即相界面发生迁移，迁移的方向由α一第 10 期 温 钰等: Si 在纯 Fe 及低硅钢中扩散行为 低硅钢片( 硅的质量分数为 3% ，尺寸为 0. 35 mm × 8 mm × 40 mm) 分别沉积纯 Si 膜、FeSi 合金膜以及 FeSi /Si 多层膜． 纯 Si 膜的靶材为直径 60 mm、厚度 3. 5 mm 的 N 型单晶硅片; FeSi 合金膜的靶材为直径 60 mm、厚度 3. 5 mm 的 FeSi 合金( 硅的质量分数为 12% ) ． 纯 Si 靶及 FeSi 合金靶的靶基距均为30 mm． 在 0. 8 Pa 工作气压下，以 4. 86 W·cm － 2 的功率密度 在基片上进行沉积． 沉积后，对样品置于真空热处 理炉中进行扩散处理． 1. 2 成分测量及模拟计算 利用 S--530 扫描电镜配置的 Oxford INCA 能谱 分析仪( EDS) 对样品截面不同深度处 Si 元素含量 进行成分检测． 在研究 Si 组分渗入基体的效果及 其分布情况时，将待测样品用夹板夹持，沿截面磨平 并机械抛光，置于扫描电镜下用电子能谱分析仪进 行成分测定，实验数据采用同一个深度位置测量三 次的平均值． 运用 DICTRA 软件对 Si 在纯 Fe 以及 低硅钢中的扩散进行了模拟运算，以探讨 Si 在纯 Fe 基体以及低硅钢中的扩散模型． 2 结果与讨论 2. 1 纯 Fe 基体中 Si 元素的扩散行为 2. 1. 1 Si 元素在纯 Fe 基体中的扩散机制 图 1 为纯 Fe 基片分别沉积纯 Si 膜( 3 μm) 、 FeSi膜( 3 μm，Si 的质量分数为 12% ) 以及 FeSi /Si / FeSi 三层膜( 此处及后文 FeSi /Si 多层膜的厚度均 为每层 FeSi 膜厚 4 μm，Si 膜厚度为 3 μm) 1 h 后，再 进行 1 180 ℃真空扩散处理 1 h 后，试样截面 Si 含量 分布曲线( Si 的质量分数随试样截面深度的变化， 下同) ． 其中点划线是对实验值的高斯拟合结果． 图 2 为纯 Fe 基片沉积多层 FeSi /Si ( FeSi 膜层和纯 Si 膜层交替沉积，多层膜层数为 3、5、7 和 9 层，且分 别对应工艺 1、2、3 和 4) 后，再进行 1 180 ℃ 真空扩 散处理 1 h 后 Si 含量分布曲线含量． 根据 Fick 扩散第二定律，在连续介质的扩散体 系中，扩散物质含量的变化与含量梯度符合［13］ C t =   ( x D C  ) x ( 1) 式中，C 为扩散物质含量，x 为发生扩散流动方向的 长度坐标，D 为扩散系数． 对于本文中以薄膜形式沉积一定量扩散源物质 在试样表面然后扩散，可以假想刚开始时所有扩散 组元的原子均集中在某一个地方［13--14］，即其边界条 件可以写为: 当 t = 0 时，C | x = 0 = ∞ ，C | x≠0 = 0; 当 t≥0时，C | x = ± ∞ = 0． 而且 S = ∫ ∞ 0 C( x) dx，S 即为扩 散源物质 Si 的沉积质量． 依此边界条件，代入 Fick 第二扩散方程式( 1) 求解，可以得到其高斯解为 C( x，t) = S 2 槡πDt ( exp － x 2 4 ) Dt ． ( 2) 由图 1 拟合结果可见，纯 Fe 基体在沉积纯 Si 膜、FeSi 膜以及 FeSi /Si /FeSi 三层膜后截面的 Si 含 量分布均符合式( 2) 给出的 Fick 扩散第二定律的高 斯解形式． 但是，从图 2 可以发现，含量随着多层膜 层数的增加，Si 含量分布曲线在质量分数为 1. 9% 时存在一个明显的拐点，所拟合出的含量曲线不符 合式( 2) 高斯解的分布规律． 随扩散时间的延长，Si 在 Fe 基体中向纵深扩散，同时表层 Si 的质量分数 逐渐降低，显现出 Si 在基体中趋于均匀化分布的扩 散特征［10］，几方面均说明 Si 在纯 Fe 基体中的扩散 不是单一的扩散控制的规律． 结合 Fe--Si 合金二元 相图［15］以及图 2 中纯 Fe 基片沉积不同层数 FeSi /Si 膜后 Si 的含量变化曲线，建立如下扩散模型以阐述 Si 在纯 Fe 基体中扩散的微观机制． 图 1 已沉积 Si 膜、FeSi 膜及 FeSi /Si /FeSi 三层膜的纯 Fe 基片在 1 180 ℃下扩散 1 h 后 Si 的质量分数随试样深度的变化 Fig． 1 Mass fraction of Si with sample depth for Fe substrates which were deposited with the Si film，FeSi film and FeSi /Si /FeSi three-lay￾er film and annealed at 1 180 ℃ for 1 h 在高温扩散的初始阶段，纯 Fe 基体全为 γ--Fe 相，Si 原子渗入临近界面的 γ--Fe 相中形成一薄层 γ--Fe ( Si) 相固溶体( 面心立方结构) ． 由于扩散系 数 Dγ--Fe( Si) ＞ Dγ--Fe ［16］，Si 原子在 γ--Fe ( Si) 相中富 集，直至达到含量极限( 1 100 ～ 1 200 ℃温度范围内， Si 的质量分数约 1. 9% ) 后发生 γ--Fe ( Si) →α--Fe ( Si) 的相转变，宏观上表现为在临近膜层与基体的 初始界面区域由于 Si 的渗入形成了 α--Fe( Si) 固溶 体相( 体心立方结构) 、向内层依次是 γ--Fe ( Si) 固 溶体相以及 γ--纯 Fe 相． 随扩散进行，α--Fe( Si) 相 的区域长大，即相界面发生迁移，迁移的方向由 α-- ·1139·