氦離子注入對Ti6Al4V合金組織和力學性能的影響

陳善華,吳 勇,G.Schumacher(成都理工大學材料與化學化工學院,成都60059;成都理工大學

地質災害防治與地質環境保護國家重點實驗室,成都610059; 3亥姆霍茲材料與能源研究中心,德國柏林14109)

氦離子注入對Ti6Al4V合金組織和力學性能的影響

陳善華1,吳 勇2,G.Schumacher3(1成都理工大學材料與化學化工學院,成都610059;2成都理工大學

地質災害防治與地質環境保護國家重點實驗室,成都610059; 3亥姆霍茲材料與能源研究中心,德國柏林14109)

在室溫和400～700℃條件下,采用1×1017ions/cm2注入劑量和200keV加速電壓對Ti6Al4V合金進行了氦離子注入。分別采用納米硬度儀和X射線衍射方法對Ti6A l4V合金的氦離子注入表面層(≤700nm)進行了納米硬度、彈性模量測試和物相分析。結果表明:在室溫至600℃范圍內,氦離子注入溫度越高,Ti6A l4V合金注入層的硬度也越高,而其彈性模量則變小。氦離子注入溫度為700℃時,Ti6A l4V合金發生了軟化,其彈性模量也有所提高。氦離子注入引起的硬化現象與點缺陷和Ti6A l4V合金中β相的析出有關,而軟化現象則與β相的粗化和γ2TiH相的形成有關。

Ti6A l4V合金;氦離子注入;納米硬度;彈性模量;物相分析

鈦合金具有優良的低活化特性、室溫和高溫強度、耐液態金屬腐蝕、抗中子輻照腫脹等性能,已成為聚變反應堆重要的候選結構材料[1]。研究表明[2-4],鈦合金的輻照效應與輻照溫度、離子類型、離子通量、離子劑量和能量及材料的組織結構有關。雖然人們對航空、航天、艦船、化工、石油、機械等諸多領域廣泛使用鈦合金的結構和性能已經開展了深入研究,但關于不同溫度和氦離子輻照條件下的鈦合金組織與性能變化的研究報道卻很少。為此,本工作以國際熱核實驗堆包層模塊和真空容器的柔性支承結構候選材料Ti6A l4V合金[5]為研究對象,在室溫和400～700℃條件下,采用1×1017ions/cm2注入劑量和200keV加速電壓對Ti6A l4V合金進行了氦離子注入,并對其表面氦離子注入層硬度、彈性模量和物相變化等進行了研究。

1 實驗

1.1 樣品制備及測試方法

Ti6A l4V合金樣品由德國AAB公司提供。試樣尺寸為10mm×10mm×2mm。氦離子注入前,試樣進行了機械打磨和拋光。氦離子注入在德國Rossendo rf研究中心下屬離子束物理及材料科學研究所的離子束微探針實驗裝置上進行,加速電壓為200keV,注入劑量為1×1017ions/cm2,注入溫度分別為室溫,400, 500,600℃和700℃。

分別采用Philips XL 30型環境掃描電鏡、Olym2 pus2OLS21100型激光掃描聚焦顯微鏡和Philips X’Pert Pro MRD型X射線衍射儀進行氦離子注入前后Ti6A l4V合金樣品表面微觀組織觀察和物相分析。采用CSEM型納米硬度計,對氦離子注入前后Ti6A l4V試樣進行了納米硬度和彈性模量測試。實驗前,采用標準程序,通過測試SiO2納米硬度(0.1～100mN范圍內)對金剛石壓頭進行了校正。實驗時,加載和卸載時間均為30s,最大載荷時保持2s。為了消除樣品缺陷、組織或者晶體學取向引起的不均勻性,對每個樣品選取15個位置進行測試,壓入深度分別為50,100,150,…,700nm。因此,每個樣品共有210組硬度和彈性模量數據。

1.2 X射線掠入射角αi的確定

采用TRIM 96程序計算氦離子注入深度分布。輸入參數和計算結果分別見表1和圖1(a)。

表1 TRIM 96模擬程序輸入參數Table 1 Input parametersof the simulation p rogram TRIM 96

圖1 He離子注入深度分布(a)和X射線入射角αi與其穿透深度h(αi)的關系(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)

設介質的質量密度、原子序數、線質量吸收系數和原子量分別為ρ,Z,μ和A,re,N,ρe,NA分別為經典電子半徑、晶胞中單位體積的電子數、物質中電子的平均密度和Avogadro常數,X射線的全反射臨界角αc、吸收參數β和入射深度h(αi)可由式(1)～(3)計算[9]:

將相關參數代入式(1),(2)可得:αc=5.134× 10-3,即0.293°,β=1.1×10-6。入射角αi與穿透深度h(αi)的關系如圖1(b)所示。選取入射角αi=2°,X射線的穿透深度h(αi)(682nm)和氦粒子濃度峰位置(725nm)大致相同。

2 結果與討論

2.1 氦離子注入前的Ti6Al4V合金組織

圖2為氦離子注入前的Ti6A l4V合金背散射掃描電鏡圖,白亮部分為β相。可以看出,Ti6A l4V合金的原始組織是由等軸狀α相,晶界一次βI相和部分αII+βII二次晶粒組成的雙態組織。α相晶粒尺寸約為4～10μm,βII約為3μm×0.5μm。β相體積分數為9%。

圖2 氦離子注入前的Ti6A l4V合金背散射掃描電鏡圖Fig.2 Backscattered SEM micrograph of as2received Ti6A l4V alloy

2.2 氦離子注入Ti6Al4V合金的物相分析

圖3(a)為Ti6A l4V合金的GIXRD分析結果。可以看出,氦離子注入后β2Ti衍射峰有所增強,這與氦離子注入提高原子的擴散能力,從而導致β相沉淀析出有關[2,10,11]。700℃氦離子注入樣品的β2Ti衍射峰較窄,并在2θ=39.5°處出現一個多余峰,說明700℃氦離子注入樣品中β相晶粒尺寸有所增大且存在新物相。由于該譜圖上沒有出現其他衍射峰,因而很難確定這個新物相,也無法判斷該新相是否與氦離子注入有關。因此,本工作分別對所有樣品的正反兩面都進行了常規XRD和GIXRD分析。在700℃氦離子注入樣品的反面衍射譜圖中36.9°,39.5°和44.6°處存在較強的衍射峰分別為γ2TiH相的(002),(111)和(200)衍射峰(圖3(b))。因此,700℃氦離子注入樣品中出現的γ2TiH相與氦離子注入本身無關,而是反映了注入溫度對Ti6A l4V合金試樣相變的影響。研究表明[12-16],鈦合金中通常都含有一定量的氫,應變或者離子注入都可以誘發氫化物的形成。700℃氦離子注入時,Ti6A l4V合金中的氫擴散和聚集能力增強,在熱應力的作用下,α2Ti相將通過馬氏體相變機制轉變為γ2TiH[15]。

圖3 氦離子注入Ti6Al4V的GIXRD譜圖(a)及700℃氦離子注入樣品表面的GIXRD,XRD和背面XRD譜圖(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 氦離子注入Ti6Al4V合金試樣表面形貌變化

氦離子注入Ti6A l4V合金表面的激光掃描共聚焦顯微形貌觀察表明,室溫至600℃氦離子注入樣品的表面形態大致相同(圖4(a))。700℃氦離子注入Ti6A l4V合金試樣的表面形貌卻明顯不同,具有表面浮凸特征(圖4(b))。定量測試表明,室溫,400,500, 600℃和700℃氦離子注入Ti6A l4V合金試樣的表面粗糙度分別為0.3381,0.5960,0.5035,0.6210μm和0.9582μm。因此,700℃氦離子注入Ti6A l4V合金試樣表面粗糙度較大。

2.4 氦離子注入前后納米硬度和彈性模量隨壓入深度的變化

圖4 氦離子注入樣品表面形貌(a)400℃;(b)700℃Fig.4 Laser scanning confocalmicroscopy p rojections of Ti6Al4V surfaces after implantation (a)400℃;(b)700℃

不同溫度條件下,氦離子注入Ti6A l4V前后的加卸載曲線如圖5所示。雖然卸載曲線的坡度大致相同,但從其相應的放大部分圖5(a),(b)仍然可以看出差別。與氦離子注入前相比,400～700℃氦離子注入后,樣品的恢復深度變大,而接觸剛度和彈性模量變小;室溫和400℃氦離子注入后的樣品恢復深度幾乎相同,且小于500℃和600℃注入后的恢復深度; 700℃注入氦離子后的恢復深度最小;與其他注入溫度相比,在相同壓入深度時,600℃氦離子注入后的樣品具有最大載荷;當溫度升高到700℃時,所有壓入深度下的載荷都明顯降低。圖6(a)為氦離子注入前后的Ti6A l4V合金樣品的硬度與壓入深度之間的關系。由于壓痕深度為50nm處的測量值波動較大,因而沒有標出。可以看出,在壓痕深度為100nm處,所有樣品的納米硬度值最大,而它們的最大彈性模量則出現在150～200nm處。這種硬度和彈性模量值隨壓痕深度變化的現象稱為壓痕尺寸效應(Indentation size effect)[17,18]。雖然對Si和NiTi等材料以及He+2 Ni3+雙離子束注入樣品也有類似結果[18,19],但由于壓痕尺寸效應涉及材料的彈性、塑性變形機制及表面效應和氦離子濃度分布不均勻性等多種因素的共同作用,很難對其進行定量解釋。因此,圖7(a),(b)分別比較了壓痕深度為500～700nm時的硬度變化ΔH和楊氏模量變化ΔE與氦離子注入溫度的關系。可以看出,當注入溫度低于600℃時,平均硬度值隨注入溫度的升高而連續上升。硬化峰出現在600℃氦離子注入溫度處,這是因為低于600℃氦離子注入時,Ti6A l4V合金中的結構缺陷比較穩定,隨著離子注入溫度升高, β沉淀相增加,對位錯運動的阻礙增強的緣故[10,11,20]。700℃氦離子注入時,合金的硬化效應幾乎觀察不到,彈性模量也有所提高,這可能與高溫下合金中的氫擴散和聚集能力增強,并導致Ti6Al4V合金中β沉淀相粗化、位錯結構回復和γ2TiH硬度較低有關[10,11,15,21]。

圖5 氦離子注入Ti6A l4V合金的載荷2壓入深度曲線(a)接觸深度及其局部放大圖; (b)最大壓痕深度及其局部放大圖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

圖6 氦離子注入Ti6A l4V合金樣品的納米硬度(a)和彈性模量(b)與壓痕深度的關系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

圖7 氦離子注入溫度與Ti6A l4V合金納米硬度變化ΔH(a)和彈性模量變化ΔE(b)的關系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 結論

(1)當注入溫度由室溫升至600℃時,氦離子注入層的納米硬度增加,而彈性模量則降低。然而,注入溫度為700℃時,氦離子注入層的納米硬度大幅下降,彈性模量則有所升高。

(2)在本工作所述離子注入條件下,Ti6A l4V合金的硬化效應與合金中β相的析出、離子注入缺陷以及γ2TiH相的形成有關。室溫至600℃氦離子注入時,α相中的β彌散相含量逐漸增加,導致其硬度升高。700℃氦離子注入時,合金的硬度降低可能與較軟γ2TiH相的形成、β相變粗和位錯結構的回復等有關。

[1] PEACOCK A T,BARABASH V,D?NNERW,et al.Overview of recent european materials R&D activities related to ITER[J]. Journal of Nuclear Materials,2004,329-333:173-177.

[2] MARM Y P,LEGUEY T.Impact of irradiation on the tensile and fatigue p roperties of two titanium alloys[J].Journal of Nuclear Materials,2001,296(1-3):155-164.

[3] RODCHEN KOV B S,KOZLOV A V,KUZNETSOV Y G,et al.Irradiation behaviour of titanium alloys for ITER blanketmod2 ules flexible attachment[J].Journal of Nuclear Materials,2002, 307-311:421-425.

[4] YU J N,ZHAO X J,ZHANGW,et al.Defect p roduction and accumulation under hydrogen and helium ion irradiation[J]. Journal of Nuclear Materials,1997,251:150-156.

[5] IOKI K,BARABASH V,CARDELLA A,et al.FW/Blanket and vacuum vessel for RTO/RC ITER[J].Fusion Engineering and Design,2000,49-50:467-475.

[6] BUCKLEY D H.Surface Effects in Adhesion,Friction,Wear and Lubrication[M].Amsterdam2Oxford2New York:Elsevier Scientific Publishing Company,1981.

[7] SA TTONNA Y G,RULL IER2ALBENQUE F,DIM ITROV O. Determination of displacement threshold energies in pure Tiand in γ2TiAl alloys by electron irradiation[J].Journal of Nuclear Ma2 terials,1999,275(1):63-73.

[8] ZEPEDA2RU IZ L A,HAN S,SROLOV ITZD J,et al.Molecu2 lar dynamics study of the threshold displacement energy in vanadi2 um[J].Physical Review B,2003,67:134114-134118.

[9] DAROWSKIN,ZIZA K I,SCHUMACHER G.Surface crystal2 linity and radiation2amorphization of InP2an X2ray grazing inci2 dence study[J].Nuclear Instruments and Methods in Physics Re2 search Section B:Beam Interactions w ith Materials and A tom s, 2003,209:131-135.

[10] PLUM TON D L,KULCINSKIG L,DODD R A.Radiation in2 duced p recipitation in 9 M eV A l ion irradiated Ti26A 124V[J]. Journal of Nuclear Materials,1987,144(3):264-274.

[11] T?H TINEN S,MO ILANEN P,SINGH B N,et al.Tensile and fracture toughness p roperties of unirradiated and neutron ir2 radiated titanium alloys[J].Journal of Nuclear Materials,2002, 307-311:416-420.

[12] DAV ISJW,ULRICHSON M A,CAUSEY R A.U se of titani2 um in fusion components[J].Journal of Nuclear Materials, 1994,212-215:813-817.

[13] GRAMBOLE D,WANG T,HERRMANN F,et al.Hydrogen redistribution in titanium due to bending stress studied by micro ERDA[J].Nuclear Instruments and Methods in Physics Re2 search Section B:Beam Interactions w ith Materials and A tom s, 2003,210:526-530.

[14] WANG T,GRAMBOLE D,GROETZSCHEL R.Mobility andretention of imp lanted hydrogen in Ti225 titanium alloy[J].Surface and Coatings Technology,2002,158-159:139-145.

[15] SCHUR D V,ZAGINA ICHENKO S Y,ADEJEV V M,et al.Phase transformations in titanium hydrides[J].International Journal of Hydrogen Energy,1996,21(11-22):1121-1124.

[16] BHOSLE V,BABURAJ E G,M IRANOVA M,et al.Dehydro2 genation of TiH2[J].Materials Science and Engineering:A, 2003,356(1-2):190-199.

[17] N IX W D,GAO H J.Indentation size effects in crystalline ma2 terials:a law for strain gradient p lasticity[J].Journal of the M echanics and Physics of Solids,1998,46(3):411-425.

[18] QIAN L,L IM,ZHOU Z,et al.Comparison of nano2indenta2 tion hardness to m icrohardness[J].Surface and Coatings Tech2 nology,2005,195(2-3):264-271.

[19] KA TOH Y,TAN IGAWA H,MUROGA T,et al.The influ2 ence of helium co2implantation on ion2induced hardening of low activation ferritic steel evaluated by micro2indentation technique [J].Journal of Nuclear Materials,1999,271-272:115-119.

[20] 李芳,陳業新,萬曉景,等.氫對Ti260鈦合金顯微組織和高溫力學性能的影響[J].金屬學報,2006,42(2):143-146.

[21] CHEN CQ,L IS X,LU K.The deformation behaviorsof gam2 ma hydrides in titanium under cyclic straining[J].Acta Materia2 lia,2003,51(4):931-942.

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

教育部科學技術研究重點項目(205139)

2009205218;

2010203215

陳善華(1965—),男,博士,教授,主要從事材料結構與性能研究,聯系地址:成都市成華區二仙橋東三路1號成都理工大學材料與化學化工學院(610059),E2mail:chenshanhua@cdut.cn