Полный текст

Введение Методы обработки материалов пучками металлических ионов составляют одно из наиболее интенсивно развивающихся направлений синтеза новых материалов [1-5]. Большой интерес представляет ионный синтез различных фаз, формирующихся в поверхностных слоях материалов на основе Ti и Al [6-8]. Введение алюминия в титановые сплавы улучшает не только их механические свойства при различных значениях температуры, но и значительно увеличивает их стойкость к окислению. Проанализировав литературные данные [9-11], диаграмму состояния Ti-Al [10] и кристаллические решетки фаз на основе Ti [11], можно прогнозировать необходимые в сплаве фазы с учетом их свойств. Эффективность влияния алюминия заметна при содержании его более 10 %. Скорость окисления титанового сплава с 15 % алюминия в тех же условиях при 850 °С на воздухе на 40 % ниже, чем чистого титана. Известно, что интерметаллидные фазы системы Ti-Al имеют высокую механическую прочность, твердость, износостойкость и коррозионную устойчивость [12, 13] и они, как правило, являются тугоплавкими [14]. Известно также, что формирование наночастиц интерметаллидных фаз в структуре сплава на основе титана в условиях ионной имплантации приводит к значительному упрочнению этого материала, обусловленному как дисперсным упрочнением, так и возникновением внутренних полей напряжений [15]. Следовательно, на основе интерметаллидных соединений, таких как Ti3Al и TiAl, возможно создание коррозионно-стойких, жаропрочных материалов нового типа, которые могут работать в температурном интервале 600-900 °С и способны заменить даже суперсплавы. Кроме того, их можно использовать в качестве альтернативы титановым сплавам медицинского [16-18] и технического назначения, применяемым в настоящее время [19]. К настоящему времени проведен ряд исследований по изучению влияния ионного облучения на структурно-фазовые характеристики, физико-механические и химические свойства титана, находящегося в крупнокристаллическом состоянии [6-9, 13, 15]. Однако значительный интерес вызывает модификация структурно-фазового состояния титана в ультрамелкозернистом (УМЗ) состоянии [20, 21]. Хорошо известно, что структурные особенности и физические основы процессов фазообразования при ионной имплантации на крупнокристаллических материалах не могут быть полностью перенесены на УМЗ-материалы. Это связано с тем, что при температурной обработке, в частности, УМЗ-титана возможны структурные и фазовые превращения, не характерные для поликристаллических материалов [22]. Кроме того, возможны существенные изменения также в физико-химических и механических свойствах [23, 24]. Ввиду этого изучение влияния ионной имплантации на свойства титана с ультрамелкозернистой структурой является важной задачей. Целью данной работы являлось сравнительное количественное исследование микроструктуры и фазового состава мишени титана в ультрамелкозернистом состоянии до и после имплантации ионами алюминия. Материал и методы исследования В качестве исследуемого материала был выбран пруток технически чистого титана марки ВТ1-0 диаметром 20 мм. Для формирования ультрамелкозернистого состояния в заготовках титана применяли комбинированный метод многократного одноосного прессования (аbc-прессование) с последующей многоходовой прокаткой в ручьевых валках при комнатной температуре и дорекристаллизационным отжигом [25]. Количество прессований (осадок) составило три. Температура прессования при каждом цикле оставалась постоянной, но уменьшалась ступенчато в интервале 500-400 К при переходе от предыдущего прессования к следующему. Скорость деформации при прессовании составляла 10-2-10-1 с-1. Величина деформации при однократном прессовании была равна 40-50 %. При каждом последующем прессовании образец поворачивали на 90°. Величина накопленной деформации е = 2,12. После этапа прессования заготовки титана деформировали многоходовой прокаткой в ручьевых валках при комнатной температуре. Величина накопленной деформации при прокатке составляла 75 %. В результате такой деформационной обработки получали заготовки титана в виде прутков длиной 500 мм квадратного сечения со стороной 6 мм. Для повышения пластичности титана прокатанные прутки отжигали при температуре 573 К в течение 1 ч. Отжиг практически не изменял структурное состояние титана, но повышал его пластичность при растяжении до 6-8 % [26]. Ионная имплантация алюминия в титан проведена на ионном источнике MEVVA-V.RU при температуре 623 К, ускоряющем напряжении 50 кВ, плотности тока ионного пучка 6,5 мA/см2, расстоянии 60 см от ионно-оптической системы, времени имплантации 5,25 ч и дозе облучения 1×1018 ион/см2. Для анализа химического состава имплантированных материалов использован оже-электронный спектрометр 09ИОС. Изучение микроструктуры и фазового состава выполнено методом просвечивающей дифракционной электронной микроскопии (ПЭМ) с помощью электронного микроскопа ЭМ-125 при ускоряющем напряжении 125 кВ. Рабочее увеличение в колонне микроскопа выбиралось равным от 25 000 до 76 000 крат. Изучение образцов проводилось в двух состояниях: 1) до имплантации (исходное состояние) и 2) после имплантации на расстоянии 70-100 нм от поверхности образца. Фазовый анализ проводился по изображениям, подтвержденным микродифракционными картинами и темнопольными изображениями, полученными в соответствующих рефлексах. Определение всех параметров выполнялось по стандартным методикам. Все полученные данные обрабатывались статистически. Исходное состояние сплава Проведенные исследования методом ПЭМ показали, что в исходном состоянии структура материала представляет зерна вытянутой формы с хорошо выраженной текстурой (рис. 1, а). Анизотропная форма зерен обусловлена способом приготовления образца - многократным одноосным прессованием (аbc-прессованием) с последующей многоходовой прокаткой в ручьевых валках. Гистограммы распределения поперечного d и продольного L размеров зерен представлены на рис. 1, б-в соответственно. Поперечный размер зерен d (см. рис. 1, б) находится в интервале размеров 0,05-0,30 мкм. Около 75 % объема в структуре занимают зерна размером менее 0,2 мкм. Функция распределения - одномодальная. Средний размер составляет величину <d> = 0,15±0,02 мкм. Максимум функции распределения находится вблизи среднего значения. Продольный размер зерен L (см. рис. 1, в) находится в интервале 0,1-6,0 мкм. Функция распределения - также одномодальная с максимумом вблизи среднего значения. Средний продольный размер составляет величину <L> = 1,9±0,6 мкм. Коэффициент анизотропии k = L/d составляет величину 12,9. Методом дифракционного анализа было установлено, что в исходном состоянии сплав ВТ1-0 представляет собой зерна фазы α-Ti, обладающего ГПУ-кристаллической решеткой (пространственная группа P63/mmc). Наряду с зернами α-Ti в структуре сплава в небольшом количестве (0,9 % объема материала) присутствуют зерна b-Ti. Фаза b-Ti обладает ОЦК-кристаллической решеткой (пространственная группа Im3m) и имеет вид пластинчатых выделений. Выделения b-Ti располагаются по продольным границам зерен α-Ti (рис. 2). Их средний размер составляет величину 50´200 нм. Величина средней скалярной плотности дислокаций в зернах α-Ti равна 7,5·10-14 м-2. Такое высокое значение скалярной плотности дислокаций объясняется тем, что для продольного сечения заготовки титана после аbс-прессования (е = 2,12) а б в Рис. 1. Электронно-микроскопическое изображение (а) и распределение по размерам поперечного d (б) и продольного L (в) зерен в сплаве ВТ1-0 до имплантации а б в г Рис. 2. Электронно-микроскопическое изображение исходной структуры УМЗ-титана: а - светлопольное изображение; б - темнопольное изображение, полученное в рефлексе [ ] фазы β-Ti; в - микродифракционная картина, полученная с участка а; г - ее индицированная схема и многоходовой прокатки до 75 % уместно говорить о формировании полосовой субструктуры [27], а полосовая субструктура всегда характеризуется высокими значениями скалярной плотности дислокаций. Неоднородный дифракционный контраст внутри зерен (полос) и размытость границ свидетельствуют о наличии высокой скалярной плотности дислокаций, а значит, и о высоких внутренних напряжениях, создаваемых дислокационной структурой (напряжений сдвига). Средняя величина внутренних напряжений сдвига в исходном состоянии α-Ti составляет 390 МПа. Избыточная плотность дислокаций и внутренние моментные (локальные) напряжения, создаваемые избыточной плотностью дислокаций, отсутствуют. Это объясняется тем, что внутри зерен α-Ti изгибные экстинкционные контуры не обнаруживаются. Структурно-фазовое состояние сплава после имплантации Имплантация алюминием привела к модификации поверхностного слоя сплава ВТ1-0. Полученный методом оже-спектроскопии концентрационный профиль алюминия по мере удаления от поверхности сплава представлен на рис. 3. Видно, что максимальная концентрация алюминия при дозах облучения 1·1018 ион/см2 составляет 70 ат. %, толщина имплантированного слоя - 200 нм. В результате ионного воздействия наблюдается изменение зеренного состояния сплава (рис. 4, а). А именно, продольный размер зерен α-Ti уменьшается и составляет <L> = 0,7±0,1 мкм. При этом распределение зерен по размерам L остается одномодальным, а максимум функции распределения находится вблизи среднего значения (рис. 4, б). Поперечный размер зерен практически не изменяется (<d> = 0,12±0,02 мкм). Распределение зерен по размерам d также остается одномодальным, а максимум функции распределения находится вблизи среднего значения (рис. 4, в). Коэффициент анизотропии уменьшается более чем в 2 раза и составляет теперь k = 5,7, т.е. зерна α-Ti становятся более равноосными. Таким образом, имплантация алюминия в титан в зеренной структуре приводит прежде всего к образованию поперечных границ, затем образуются продольные границы. Рис. 3. Концентрационный профиль алюминия по мере удаления от имплантированной поверхности сплава а б в Рис. 4. Электронно-микроскопическое изображение (а) и распределение по размерам поперечного d (б) и продольного L (в) зерен в сплаве ВТ1-0 после имплантации б а в г Рис. 5. Электронно-микроскопическое изображение УМЗ-титана после имплантации: а - светлопольное изображение; б - темнопольное изображение, полученное в совпадающих рефлексах [100] α-Ti + [200] Ti3Al + [ ] TiO2; в - микродифракционная картина участка а; г - ее индицированная схема. Белыми стрелками на рис. 5, а и б отмечены пластинчатые частицы фазы Ti3Al, на рис. 5, б частицы округлой формы - фаза TiO2 Проведенные методом ПЭМ исследования показали, что имплантированный слой представляет собой, как и в исходном состоянии, зерна фазы α-Ti с ГПУ-кристаллической решеткой и пространственной группой P63/mmc. Как и в исходном состоянии, наряду с зернами α-Ti в структуре сплава присутствуют зерна b-Ti, обладающего ОЦК-кристаллической решеткой и пространственной группой Im3m. Зерна b-Ti также имеют вид пластинчатых выделений, расположенных вдоль продольных границ зерен α-Ti. Ширина отдельных пластин в среднем составляет 50 нм, длина - 200 нм, объемная доля - 0,9 %. Иными словами, места концентрации, форма, размеры и объемная доля зерен b-Ti такие же, как и в исходном состоянии сплава (см. рис. 2). Формирование фазы b-Ti происходит при приготовлении сплава - в условиях интенсивной пластической деформации и последующем отжиге при 573 К при превращении α-Ti ® b-Ti. Как показали проведенные исследования, имплантация алюминия в титан привела к образованию целого набора фаз, обладающих различными кристаллическими решетками. А именно, в ионно-легированном слое присутствуют алюминидные фазы: Ti3Al, TiAl3. Фаза Ti3Al является упорядоченной фазой со сверхструктурой D019 и обладает ГПУ-кристаллической решеткой. Частицы фазы Ti3Al имеют пластинчатый вид и расположены вдоль продольных границ зерен α-Ti (рис. 5). Средний размер частиц составляет 15×70 нм, объемная доля 1,5 %. Фаза TiAl3 - это также упорядоченная фаза со сверхструктурой D022, обладающая ОЦТ-кристаллической решеткой с пространственной группой I4/mmm. Формируется эта фаза преимущественно в виде округлых частиц, средний размер которых составляет 120 нм. Располагаются частицы этой фазы в стыках и по границам зерен α-Ti (рис. 6). Объемная доля этой фазы не превышает в объеме материала 2 %. а б в Рис. 6. Электронно-микроскопическое изображение УМЗ-титана после имплантации: а - светлопольное изображение; б - микродифракционная картина участка а; в - ее индицированная схема. Черными стрелками на рис. 6, а отмечены округлые частицы фазы TiC, белой стрелкой - округлые частицы фазы TiAl3 Наряду с алюминидными фазами в имплантированном слое присутствуют также оксидные и карбидные выделения. Оксид титана TiO2 (иначе - брукит) обладает орторомбической кристаллической решеткой (пространственная группа Pbca). Частицы TiO2 имеют округлую форму и выделяются на дислокациях (рис. 7) и по границам зерен α-Ti (см. рис. 5). Частицы TiO2 на дислокациях имеют размеры 15 нм, и их объемная доля не превышает 0,8 %. По границам зерен частицы имеют размер 10 нм, и их объемная доля составляет 0,3 %. а б в Рис. 7. Электронно-микроскопическое изображение УМЗ-титана после имплантации: а - светлопольное изображение; б - микродифракционная картина участка а; в - ее индицированная схема. Белыми стрелками на рис. 8, а отмечены частицы фазы TiO2 Карбид титана TiC имеет ГЦК-кристаллическую решетку (пространственная группа Fm3m). Частицы карбида титана TiC обладают округлой формой и располагаются внутри зерен α-Ti (см. рис. 6). Средний размер частиц фазы TiC равен 15 нм, объемная доля 0,5 %. В имплантированном слое в зернах α-Тi присутствуют дислокации. Дислокационная субструктура в основном сетчатая. Средняя скалярная плотность дислокаций выше, чем в исходном состоянии, и составляет величину 8,5×1014 м-2. Сформированная дислокационная структура создает внутренние напряжения (напряжения сдвига). Амплитуда внутренних напряжений оказалась равной 410 МПа, т.е. выше, чем в исходном состоянии. Изгибные экстинкционные контуры в зернах имплантированного УМЗ-титана не обнаружены. Это означает, что избыточная плотность дислокаций и внутренние моментные (локальные) напряжения, создаваемые избыточной плотностью дислокаций, как и в исходном состоянии, отсутствуют. Заключение На основании проведенных исследований методом просвечивающей электронной микроскопии установлено, что имплантация титана ионами алюминия приводит, во-первых, к снижению анизотропии зерен и, во-вторых, к образованию полифазного имплантированного слоя на основе зерен УМЗ-титана, содержащих алюминидные упорядоченные фазы (Ti3Al и TiAl3), а также оксидные (TiO2) и карбидные (TiC) фазы. Фаза Ti3Al формируется в виде пластинчатых выделений по границам зерен a-Ti. Фаза TiAl3 локализуется в виде округлых частиц в тройных стыках и по границам зерен a-Ti. Частицы оксида TiO2 обладают округлой формой и располагаются на дислокациях внутри зерен a-Ti, а также на их границах. Частицы карбида TiC находятся внутри зерен a-Ti. Значительное изменение структуры связано в первую очередь с энергетическим воздействием в условиях имплантации, а именно с дозой и локальным повышением температуры в условиях имплантации. Установлено, что имплантация приводит к увеличению скалярной плотности дислокаций и внутренних напряжений, создаваемых дислокационной структурой, но не приводит к поляризации дислокационной структуры.

Об авторах

А. В Никоненко

Томский государственный университет систем управления и радиоэлектроники

Н. А Попова

Томский государственный архитектурно-строительный университет

Е. Л Никоненко

Томский государственный архитектурно-строительный университет; Национальный исследовательский Томский государственный политехнический университет

М. П Калашников

Национальный исследовательский Томский государственный политехнический университет; Институт физики прочности и материаловедения СО РАН

Е. М Окс

Томский государственный университет систем управления и радиоэлектроники

И. А Курзина

Национальный исследовательский Томский государственный университет

Список литературы

Статистика

Просмотры

Аннотация - 55

PDF (Russian) - 62

Ссылки

• Ссылки не определены.