陈善华,吴 勇,G.Schumacher(成都理工大学材料与化学化工学院,成都60059;成都理工大学

地质灾害防治与地质环境保护国家重点实验室,成都610059; 3亥姆霍兹材料与能源研究中心,德国柏林14109)

氦离子注入对Ti6Al4V合金组织和力学性能的影响

陈善华1,吴 勇2,G.Schumacher3(1成都理工大学材料与化学化工学院,成都610059;2成都理工大学

地质灾害防治与地质环境保护国家重点实验室,成都610059; 3亥姆霍兹材料与能源研究中心,德国柏林14109)

在室温和400～700℃条件下,采用1×1017ions/cm2注入剂量和200keV加速电压对Ti6Al4V合金进行了氦离子注入。分别采用纳米硬度仪和X射线衍射方法对Ti6A l4V合金的氦离子注入表面层(≤700nm)进行了纳米硬度、弹性模量测试和物相分析。结果表明:在室温至600℃范围内,氦离子注入温度越高,Ti6A l4V合金注入层的硬度也越高,而其弹性模量则变小。氦离子注入温度为700℃时,Ti6A l4V合金发生了软化,其弹性模量也有所提高。氦离子注入引起的硬化现象与点缺陷和Ti6A l4V合金中β相的析出有关,而软化现象则与β相的粗化和γ2TiH相的形成有关。

Ti6A l4V合金;氦离子注入;纳米硬度;弹性模量;物相分析

钛合金具有优良的低活化特性、室温和高温强度、耐液态金属腐蚀、抗中子辐照肿胀等性能,已成为聚变反应堆重要的候选结构材料[1]。研究表明[2-4],钛合金的辐照效应与辐照温度、离子类型、离子通量、离子剂量和能量及材料的组织结构有关。虽然人们对航空、航天、舰船、化工、石油、机械等诸多领域广泛使用钛合金的结构和性能已经开展了深入研究,但关于不同温度和氦离子辐照条件下的钛合金组织与性能变化的研究报道却很少。为此,本工作以国际热核实验堆包层模块和真空容器的柔性支承结构候选材料Ti6A l4V合金[5]为研究对象,在室温和400～700℃条件下,采用1×1017ions/cm2注入剂量和200keV加速电压对Ti6A l4V合金进行了氦离子注入,并对其表面氦离子注入层硬度、弹性模量和物相变化等进行了研究。

1 实验

1.1 样品制备及测试方法

Ti6A l4V合金样品由德国AAB公司提供。试样尺寸为10mm×10mm×2mm。氦离子注入前,试样进行了机械打磨和抛光。氦离子注入在德国Rossendo rf研究中心下属离子束物理及材料科学研究所的离子束微探针实验装置上进行,加速电压为200keV,注入剂量为1×1017ions/cm2,注入温度分别为室温,400, 500,600℃和700℃。

分别采用Philips XL 30型环境扫描电镜、Olym2 pus2OLS21100型激光扫描聚焦显微镜和Philips X’Pert Pro MRD型X射线衍射仪进行氦离子注入前后Ti6A l4V合金样品表面微观组织观察和物相分析。采用CSEM型纳米硬度计,对氦离子注入前后Ti6A l4V试样进行了纳米硬度和弹性模量测试。实验前,采用标准程序,通过测试SiO2纳米硬度(0.1～100mN范围内)对金刚石压头进行了校正。实验时,加载和卸载时间均为30s,最大载荷时保持2s。为了消除样品缺陷、组织或者晶体学取向引起的不均匀性,对每个样品选取15个位置进行测试,压入深度分别为50,100,150,…,700nm。因此,每个样品共有210组硬度和弹性模量数据。

1.2 X射线掠入射角αi的确定

采用TRIM 96程序计算氦离子注入深度分布。输入参数和计算结果分别见表1和图1(a)。

表1 TRIM 96模拟程序输入参数Table 1 Input parametersof the simulation p rogram TRIM 96

图1 He离子注入深度分布(a)和X射线入射角αi与其穿透深度h(αi)的关系(b)Fig.1 Helium depth p rofile of irradiated Ti6Al4V sample(a)and dependence of the penetration dep th on the grazing angle of incidenceαi(b)

设介质的质量密度、原子序数、线质量吸收系数和原子量分别为ρ,Z,μ和A,re,N,ρe,NA分别为经典电子半径、晶胞中单位体积的电子数、物质中电子的平均密度和Avogadro常数,X射线的全反射临界角αc、吸收参数β和入射深度h(αi)可由式(1)～(3)计算[9]:

将相关参数代入式(1),(2)可得:αc=5.134× 10-3,即0.293°,β=1.1×10-6。入射角αi与穿透深度h(αi)的关系如图1(b)所示。选取入射角αi=2°,X射线的穿透深度h(αi)(682nm)和氦粒子浓度峰位置(725nm)大致相同。

2 结果与讨论

2.1 氦离子注入前的Ti6Al4V合金组织

图2为氦离子注入前的Ti6A l4V合金背散射扫描电镜图,白亮部分为β相。可以看出,Ti6A l4V合金的原始组织是由等轴状α相,晶界一次βI相和部分αII+βII二次晶粒组成的双态组织。α相晶粒尺寸约为4～10μm,βII约为3μm×0.5μm。β相体积分数为9%。

图2 氦离子注入前的Ti6A l4V合金背散射扫描电镜图Fig.2 Backscattered SEM micrograph of as2received Ti6A l4V alloy

2.2 氦离子注入Ti6Al4V合金的物相分析

图3(a)为Ti6A l4V合金的GIXRD分析结果。可以看出,氦离子注入后β2Ti衍射峰有所增强,这与氦离子注入提高原子的扩散能力,从而导致β相沉淀析出有关[2,10,11]。700℃氦离子注入样品的β2Ti衍射峰较窄,并在2θ=39.5°处出现一个多余峰,说明700℃氦离子注入样品中β相晶粒尺寸有所增大且存在新物相。由于该谱图上没有出现其他衍射峰,因而很难确定这个新物相,也无法判断该新相是否与氦离子注入有关。因此,本工作分别对所有样品的正反两面都进行了常规XRD和GIXRD分析。在700℃氦离子注入样品的反面衍射谱图中36.9°,39.5°和44.6°处存在较强的衍射峰分别为γ2TiH相的(002),(111)和(200)衍射峰(图3(b))。因此,700℃氦离子注入样品中出现的γ2TiH相与氦离子注入本身无关,而是反映了注入温度对Ti6A l4V合金试样相变的影响。研究表明[12-16],钛合金中通常都含有一定量的氢,应变或者离子注入都可以诱发氢化物的形成。700℃氦离子注入时,Ti6A l4V合金中的氢扩散和聚集能力增强,在热应力的作用下,α2Ti相将通过马氏体相变机制转变为γ2TiH[15]。

图3 氦离子注入Ti6Al4V的GIXRD谱图(a)及700℃氦离子注入样品表面的GIXRD,XRD和背面XRD谱图(b)Fig.3 GIXRD pattern of the specimens unimplanted and implanted at different temperatures,respectively(a)and GIXRD,XRD patterns of the Ti6Al4V specimen implanted at 700℃taken from the implanted and backside surfaces(b)

2.3 氦离子注入Ti6Al4V合金试样表面形貌变化

氦离子注入Ti6A l4V合金表面的激光扫描共聚焦显微形貌观察表明,室温至600℃氦离子注入样品的表面形态大致相同(图4(a))。700℃氦离子注入Ti6A l4V合金试样的表面形貌却明显不同,具有表面浮凸特征(图4(b))。定量测试表明,室温,400,500, 600℃和700℃氦离子注入Ti6A l4V合金试样的表面粗糙度分别为0.3381,0.5960,0.5035,0.6210μm和0.9582μm。因此,700℃氦离子注入Ti6A l4V合金试样表面粗糙度较大。

2.4 氦离子注入前后纳米硬度和弹性模量随压入深度的变化

图4 氦离子注入样品表面形貌(a)400℃;(b)700℃Fig.4 Laser scanning confocalmicroscopy p rojections of Ti6Al4V surfaces after implantation (a)400℃;(b)700℃

不同温度条件下,氦离子注入Ti6A l4V前后的加卸载曲线如图5所示。虽然卸载曲线的坡度大致相同,但从其相应的放大部分图5(a),(b)仍然可以看出差别。与氦离子注入前相比,400～700℃氦离子注入后,样品的恢复深度变大,而接触刚度和弹性模量变小;室温和400℃氦离子注入后的样品恢复深度几乎相同,且小于500℃和600℃注入后的恢复深度; 700℃注入氦离子后的恢复深度最小;与其他注入温度相比,在相同压入深度时,600℃氦离子注入后的样品具有最大载荷;当温度升高到700℃时,所有压入深度下的载荷都明显降低。图6(a)为氦离子注入前后的Ti6A l4V合金样品的硬度与压入深度之间的关系。由于压痕深度为50nm处的测量值波动较大,因而没有标出。可以看出,在压痕深度为100nm处,所有样品的纳米硬度值最大,而它们的最大弹性模量则出现在150～200nm处。这种硬度和弹性模量值随压痕深度变化的现象称为压痕尺寸效应(Indentation size effect)[17,18]。虽然对Si和NiTi等材料以及He+2 Ni3+双离子束注入样品也有类似结果[18,19],但由于压痕尺寸效应涉及材料的弹性、塑性变形机制及表面效应和氦离子浓度分布不均匀性等多种因素的共同作用,很难对其进行定量解释。因此,图7(a),(b)分别比较了压痕深度为500～700nm时的硬度变化ΔH和杨氏模量变化ΔE与氦离子注入温度的关系。可以看出,当注入温度低于600℃时,平均硬度值随注入温度的升高而连续上升。硬化峰出现在600℃氦离子注入温度处,这是因为低于600℃氦离子注入时,Ti6A l4V合金中的结构缺陷比较稳定,随着离子注入温度升高, β沉淀相增加,对位错运动的阻碍增强的缘故[10,11,20]。700℃氦离子注入时,合金的硬化效应几乎观察不到,弹性模量也有所提高,这可能与高温下合金中的氢扩散和聚集能力增强,并导致Ti6Al4V合金中β沉淀相粗化、位错结构回复和γ2TiH硬度较低有关[10,11,15,21]。

图5 氦离子注入Ti6A l4V合金的载荷2压入深度曲线(a)接触深度及其局部放大图; (b)最大压痕深度及其局部放大图Fig.5 Comparison of indentation force versus indentation depth curves for various Ti6Al4V samples in the unirradiated condition (original)and after implantation at room temperature, 400,500,600℃and 700℃ (a)contact depths and their enlarged view;(b)maximum displacements and their enlarged view

图6 氦离子注入Ti6A l4V合金样品的纳米硬度(a)和弹性模量(b)与压痕深度的关系Fig.6 Hardness(a)and elastic modulus(b)of Ti6Al4V samples unirradiated and irradiated at room temperature, 400,500,600℃and 700℃as a function of indentation depth between 100nm and 700nm

图7 氦离子注入温度与Ti6A l4V合金纳米硬度变化ΔH(a)和弹性模量变化ΔE(b)的关系Fig.7 Changes in nano2indentation hardness(a)and elastic modulus(b)in Ti6A l4V subjected to helium imp lantation at room temperature,400,500,600℃and 700℃

3 结论

(1)当注入温度由室温升至600℃时,氦离子注入层的纳米硬度增加,而弹性模量则降低。然而,注入温度为700℃时,氦离子注入层的纳米硬度大幅下降,弹性模量则有所升高。

(2)在本工作所述离子注入条件下,Ti6A l4V合金的硬化效应与合金中β相的析出、离子注入缺陷以及γ2TiH相的形成有关。室温至600℃氦离子注入时,α相中的β弥散相含量逐渐增加,导致其硬度升高。700℃氦离子注入时,合金的硬度降低可能与较软γ2TiH相的形成、β相变粗和位错结构的回复等有关。

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Effects of Helium Imp lantation on M icrostructure and Mechanical Properties of Ti6A l4V A lloy

CHEN Shan2hua1,WU Yong2,G.Schumacher3
(1 College of M aterials and Chemistry&Chemical Engineering,Chengdu University of Technology,Chengdu 610059,China;2 State Key Labo rato ry of Geohazard Prevention& Geoenvironment Protection,Chengdu U niversity of Technology,Chengdu 610059,China;
3 Helmholtz Centre Berlin for M aterials and Energy,Berlin 14109,Germany)

Ti6A l4V specimens w ere helium2ion imp lanted w ith constant fluence of 1×1017ions/cm2at 200keV w ithin the temperature range f rom room temperature to 700℃.Nano2hardness and elastic modulus of the unimp lanted and irradiated specimensw eremeasured by means of the nano2indentation technique and analyzed using the Oliver2Pharr method.The indentation dep th of all samp les was 700 nm,w hich w as comparable in magnitude to the ion range in the irradiated specimens.The phases in the surface layer of the Ti6A l4V specimens were investigated by the grazing incidence X2ray diffrac2 tion(GIXRD).The results indicate that w ith the imp lantation temperature increasing from room tem2 perature to 600℃,the nano2hardness and elastic modulus of the irradiated specimens increase and de2 crease,respectively.The imp lantation at 700℃,however,caused softening and slight increase of the elastic modulus of the Ti6A l4V alloy.The hardening and reduction of the elastic modulus of the Ti6A l4V alloy under imp lantation conditions is related to the point defects and dispersed obstacles of β2p recipitates.The softening and slight increase of elastic modulus of helium2irradiated Ti6A l4V at 700℃m ight be a result of the coarsening ofβ2p recipitates and the newγ2TiH phase fo rmed inα2 phase.

Ti6A l4V alloy;helium imp lantation;nano2hardness;elastic modulus;phase identification

TG156.99;TG142.3

A

100124381(2010)0520025205

教育部科学技术研究重点项目(205139)

2009205218;

2010203215

陈善华(1965—),男,博士,教授,主要从事材料结构与性能研究,联系地址:成都市成华区二仙桥东三路1号成都理工大学材料与化学化工学院(610059),E2mail:chenshanhua@cdut.cn