强流脉冲电子束作用下镍基高温合金GH4169的微观结构及腐蚀性能毕业论文含开题报告、外文翻译

J I A N G S U U N I V E R T Y 本 科 毕 业 论 文 强流脉冲电子束作用下镍基高温合金GH4169的微观结构及腐蚀性能 Microstructure and Corrosion Resistance on the Surface of Nickel-Based Superalloy GH4169 Induced by High-Current Pulsed Electron Beam 学院名称： 材料科学与工程学院 专业班级： 金属1002班 学生姓名： ** 指导教师姓名： ### 指导教师职称： 教授 2014年6月 毕业设计（论文）原创性声明和使用授权说明 原创性声明 本人郑重承诺：所呈交的毕业设计（论文），是我个人在指导教师的指导下进行的研究工作及取得的成果。尽我所知，除文中特别加以标注和致谢的地方外，不包含其他人或组织已经发表或公布过的研究成果，也不包含我为获得 及其它教育机构的学位或学历而使用过的材料。对本研究提供过帮助和做出过贡献的个人或集体，均已在文中作了明确的说明并表示了谢意。 作 者 签 名：　　 　 　　日　 期：　　 　 　　 ​​​​​​​​​​​​ 指导教师签名：　　 　 　　 日　　期：　　 　 　　 使用授权说明 本人完全了解 大学关于收集、保存、使用毕业设计（论文）的规定，即：按照学校要求提交毕业设计（论文）的印刷本和电子版本；学校有权保存毕业设计（论文）的印刷本和电子版，并提供目录检索与阅览服务；学校可以采用影印、缩印、数字化或其它复制手段保存论文；在不以赢利为目的前提下，学校可以公布论文的部分或全部内容。 作者签名：　　 　 　　 日　 期：　　 　 　　 ​​​​​​​​​​​​ 学位论文原创性声明 本人郑重声明：所呈交的论文是本人在导师的指导下独立进行研究所取得的研究成果。除了文中特别加以标注引用的内容外，本论文不包含任何其他个人或集体已经发表或撰写的成果作品。对本文的研究做出重要贡献的个人和集体，均已在文中以明确方式标明。本人完全意识到本声明的法律后果由本人承担。 作者签名： 日期： 年 月 日 学位论文版权使用授权书 本学位论文作者完全了解学校有关保留、使用学位论文的规定，同意学校保留并向国家有关部门或机构送交论文的复印件和电子版，允许论文被查阅和借阅。本人授权　　 　 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□ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 三、论文（设计）水平 1、论文（设计）的理论意义或对解决实际问题的指导意义 □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 2、论文的观念是否有新意？设计是否有创意？ □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 3、论文（设计 说明书 房屋状态说明书下载罗氏说明书下载焊机说明书下载罗氏说明书下载GGD说明书下载 ）所体现的整体水平 □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 建议成绩：□ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 （在所选等级前的□内画“√”） 指导教师： （签名） 单位： （盖章） 年 月 日 评阅教师评阅书 评阅教师评价： 一、论文（设计）质量 1、论文（设计）的整体结构是否符合撰写规范？ □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 2、是否完成指定的论文（设计）任务（包括装订及附件）？ □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 二、论文（设计）水平 1、论文（设计）的理论意义或对解决实际问题的指导意义 □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 2、论文的观念是否有新意？设计是否有创意？ □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 3、论文（设计说明书）所体现的整体水平 □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 建议成绩：□ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 （在所选等级前的□内画“√”） 评阅教师： （签名） 单位： （盖章） 年 月 日 教研室（或答辩小组）及教学系意见 教研室（或答辩小组）评价： 一、答辩过程 1、毕业论文（设计）的基本要点和见解的叙述情况 □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 2、对答辩问题的反应、理解、表达情况 □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 3、学生答辩过程中的精神状态 □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 二、论文（设计）质量 1、论文（设计）的整体结构是否符合撰写规范？ □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 2、是否完成指定的论文（设计）任务（包括装订及附件）？ □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 三、论文（设计）水平 1、论文（设计）的理论意义或对解决实际问题的指导意义 □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 2、论文的观念是否有新意？设计是否有创意？ □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 3、论文（设计说明书）所体现的整体水平 □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 评定成绩：□ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 教研室主任（或答辩小组组长）： （签名） 年 月 日 教学系意见： 系主任： （签名） 年 月 日 开题报告 1.与本课题有关的国内外研究情况： Markov 等人研究了电子束轰击处理材料表面后内部温度场的变化。并提出了相应的温度场拟合模型，并得到了很好的实验验证。 Proskurovsky 等人研究发现经过电子束轰击处理后的材料浅表层会出现熔化的现象，第二相会熔融后形成过饱和的固溶体，使得材料耐磨损性能和抗腐蚀性能提高。 Pogrebnjak等人研究了材料表面合金化的性能表征和电子束改性技术对微观结构的作用 ###等以纯Al,20#,45#,1Cr18Ni9Ti奥氏体不锈钢和304不锈钢为研究材料，对HCPEB表面改性后表面熔坑的形成机制、碳钢表面纳米化与非晶化的形成机制、应力波的产生与传播以及对表面改性机制的影响、由强流脉冲电子束诱发的超快速加热和冷却引起的变形行为和机制进行了研究。尤其是对面心立方金属中的空位簇缺陷的产生和演化机制进行了深入的研究。 邹慧对经过强流脉冲电子束轰击后的DD3镍基单晶高温合金表面进行耐热腐蚀和耐高温氧化的性能测试，结果表明轰击提高了合金的耐热腐蚀和耐高温氧化性能。 邱冬华等在研究强流脉冲电子束作用下纯镍表面的应力特征发现，强流脉冲电子束能够在材料表层诱发约5GPa的应力，造成纯镍表面发生孪生塑性变形。 2.本课题研究的主要内容及方法： 本课题研究的主要内容是利用强流脉冲电子束HCPEB 技术对镍基高温合金GH4169合金进行表面处理，并对其诱发的表层微观结构并利用光学显微镜（OM），扫描电子显微镜（SEM）、X射线衍射和透射电子显微镜（TEM）等手段对合金的表面微观结构进行详细的表征和分析，进行详细分析，重点研究表层微观结构及其与耐蚀性之间的联系。 3.本课题所需要解决的问题： 在强流脉冲电子束轰击材料的瞬时过程中,较高的能量(108~109W/cm2)在非常短的时间内(几纳秒到几微秒)作用在材料的表层,造成材料表面极为快速地加热和冷却,在此过程中诱发的应力场能够诱发幅值极大、应变速率极高的应力,使材料表面发生快速而强烈的变形, 从而造成特殊的改性效果, 尤其是抗腐蚀性能得到明显改善。详细表征并建立这些合金表面微观结构与其乃腐蚀性能的联系还需要大量研究。 4.预期结果及其意义： GH4169是一种铁镍铬基变形高温合金，其相组成为基体相γ（Ni3Al）、平衡相δ（Ni3Nb）和强化相γ’（Ni3Al、Ti）、γ’’(Ni3Nb)。GH4169合金服役温度范围为-253~650 ℃，在这一温度区间内该合金具有高的抗拉强度、屈服强度、持久强度和塑性，同时具有良好的抗辐照、热加工及焊接性能，因而主要用于航空、航天及核能、石化领域关键材料的制备，在航空发动机中的应用最为广泛。但针对其耐蚀性研究较少。HCPEB辐照后表面熔化，形成了重熔层。辐照过程中产生的强烈塑性变形引起位错密度的增加，产生大量滑移线，快速的凝固使重熔层中形成纳米结构，材料的耐蚀性明显提高。 5.可行性分析： 与传统方法不同，HCPEB与材料之间的相互作用十分短暂而强烈，我们利用HCPEB对镍基高温合金进行处理，造成材料表面瞬间内即可出现许多新的结构现象。相关文献表明，强流脉冲电子束(HCPEB)技术可以提高金属材料表面的耐蚀性，由于材料的腐蚀通常优先发生在表层的夹杂物处，因而表层选择性净化能够有效的提高材料的耐蚀性。辐照过程中由于表层的快速熔化和凝固，致使其微观结构的不规则性逐渐消失，最终形成致密的单相重熔层。在脉冲电子束轰击材料的瞬时过程中， 较高的能量( 108~109 W /cm2) 在非常短的时间内( 几纳秒到几微秒)作用在材料的表层，造成材料表面极为快速的加热和冷却，使得材料表层熔化、蒸发并快速凝固，形成致密的重熔层，最终可提高其耐蚀性。 鉴于上述特点，本课题具有一定可行性。 6.完成课题的各阶段工作具体安排： 1 2.24-3.20 课题调研、英文资料翻译、读书报告撰写 2 3.20-3.31 设计实验方案，熟悉实验原理及过程 3 4.01-5.20 强流脉冲电子束辐照试验，实验结果分析 4 5.20-6.05 毕业论文撰写 5 6.05-6.08 毕业论文审阅、答辩 J I A N G S U U N I V E R S I T Y 外 文 翻 译 强流脉冲电子束作用下定向凝固镍基高温合金DZ4的表面处理 Surface treatment of DZ4 directionally solidified nickel-based superalloy by high current pulsed electron beam 学院名称： 材料科学与工程学院 专业班级： 学生姓名： 指导教师姓名： 指导教师职称： 教授 2014年 6 月 强流脉冲电子束作用下定向凝固镍基高温合金DZ4的表面处理 摘要： 利用强流脉冲电子束（HCPEB）技术对定向凝固镍基高温合金DZ4进行了表面处理。改性表面层的显微结构变化可以与其耐蚀性能联系在一起。结果发现，由于在枝晶间区域优先发生的熔坑的形成，处理后的表面随着HCPEB脉冲的数量的增加而变得粗糙。在施加更多的HCPEB脉冲的条件下重熔层的厚度稍微增加，并且在10次辐照后，重熔层达到约3μm。在0.5mol/L的硫酸溶液中测得改性表面的耐腐蚀性表现出有效提高。通过HCPEB表面处理后表面的净化效果特点讨论影响DZ4合金的耐蚀性的因素。 关键词：强流脉冲电子束;表面;定向凝固镍基高温合金;微观结构;腐蚀 1.引言 在过去数年间，强流脉冲高能束如离子束、电子束和激光束与材料的相互作用已被广泛研究。在这些脉冲束技术中，强流脉冲电子束（HCPEB）较脉冲激光束和离子束以其高效率、简单性和可靠性占有重要的优势。在HCPEB的照射下，表层快速加热和冷却循环以及热和冲击应力的形成引起表面性能的改善，这种改善是常用技术通常无法达到的。 在近期的论文中，有人指出用HCPEB处理来进行表面改性可使金属材料的耐腐蚀性能得到改善。“选择性喷发”效应使得碳化物或析出物成为熔坑的优先形核位点，该效应证实强流脉冲电子束对抗腐蚀性的改善作出了显著贡献。在这个过程中微结构的不规则会逐渐消除，熔化和凝固的快速循环导致单相组成的表面层的形成。最终，没有形成熔坑的位置形成了均匀的表面保护层。 高温合金是镍基耐高温材料为得到优异的抗蠕变性能发展而得。抗蠕变性能的提高可以通过优化晶体结构以及析出相来实现。因此，用作涡轮叶片的高温合金现在经常通过定向凝固技术进行处理，从而形成柱状晶以及比例极高的连续析出相（通常大于50％）。 本实验旨在证实HCPEB引起的表面净化过程的有效性。选择DZ4定向凝固镍基高温合金作为试验材料，研究表面改性层的显微组织变化特征和其对耐蚀性的影响。 2.实验 本实验是在型号为Nadezhda-2的HCPEB设备进行的，这台设备可产生加速电压10~40千伏、峰值电流102~103 A/cm2、脉冲持续时间0.5~5μs和横截面面积达30cm2的的电子束​​。更多细节查看参考文献。 DZ4定向凝固高温合金因其优良的服役性能用来制造一些新模型战斗机的涡轮叶片。它的化学成分（wt.％）为0.16C，10.0Cr，6.0Co，5.8W，4.2Mo，6.4Al，2.2Ti，2.0Fe，0.02B和其余为Ni。定向凝固结构是由沿〈001〉轴生长方向的平行柱状晶粒组成的。凝固过程中导致γ/γ'共晶和少量的碳化物和硼化物在枝晶间的区域弥散析出。 从铸锭沿生长方向横向切成为尺寸15×12×2mm3的样品，在研磨，抛光和用乙醇清洗后，再用以下参数经HCPEB处理：加速电压25.2kV、辐照次数2，5和10。 表面层显微组织的改变通过光学显微镜和扫描电子显微镜（SEM）进行了表征。改性表面的粗糙度用最小分辨率为0.2nm Newview5022型号的3-D激光粗糙度仪测定。X-射线衍射（XRD）由XRD-6000设备进行测量，以 检测 工程第三方检测合同工程防雷检测合同植筋拉拔检测方案传感器技术课后答案检测机构通用要求培训 其表面层中的相组成的变化。腐蚀试验在一个传统的三电极设置进行，在室温下、0.5 mol/L的硫酸溶液中进行动电位极化测量。 3.结果和讨论 图1 展示在不同HCPEB脉冲表面处理后的DZ4试样。熔坑形成于辐照表面，且优先形成在枝晶间区域内。对于较少的HCPEB脉冲（2次或者5次脉冲），熔坑的大小具有较大的变化范围——从几微米到超过30μm，如图1a所示。当增加HCPEB脉冲数，熔坑的数目减少，同时，一些尺寸大的熔坑保留下来，如图1b所示。 熔坑在枝晶区域形成可用选择性净化（由于定向凝固微观组织枝晶区域中的大的碳化物，硼化物和共晶区的存在）来解释，相比之下，分散在基体中的高度弥散的析出物没有发挥作为优先形核位置的显著作用。与碳化物或硼化物的第二阶段相比，分散的γ’析出物与γ基体具有非常相似的热学性能，且与基体共格。它们在大小上也较相似，小于0.5μm。所以，熔坑形核靠近枝晶区中大的碳化物，硼化物和共晶区。此外，由于大熔坑在较多HCPEB脉冲的处理下形成，DZ4处理的样品的表面粗糙度逐渐增大，如表1所列。 图2给出HCPEB处理之前和处理之后的DZ4样品横截面SEM图像。相比与图2a所示的初始状态，可以清楚地观察到重熔层不同的微观结构特征，如图2b–c中所示。在重熔层中，连续的析出物消失。在重熔层下，是热影响区（HAZ），其特征在于部分溶解的沉淀物。伴随着HCPEB脉冲次数增加，重熔层的厚度稍有增加。5次辐照后，重熔层厚度约为2μm，10次辐照后，厚度增加到3μm。这种增加是与钢中熔融的结果一致，这是由于极短时间间隔中，多次HCPEB辐照处理在基体材料中的热积累效应。 图3展示了HCPEB处理前后DZ4试样规范化的X射线衍射图案。所有的衍射峰可以用来标定面心立方结构的基体相——γ相，以及简单立方结构的Ni3Al金属间化合物——γ'相。定向凝固处理在<001>方向形成强烈的择优取向，可以通过镍（200）和Ni3Al（200）具有极高强度的峰来确认。相对于原始试样，在2次HCPEB脉冲处理后，γ相和γ’相的择优取向变得有点分散，这可能是由于照射表面上大量熔坑的形成降低了样品表面的一致性。但是，随着HCPEB辐照次数增加，在随后的重熔中HCPEB表面改性层相结构变得非常简单，形成γ相和很少的γ'相的，并在<001>方向上表现出完美的择优取向。此外，镍（200）峰和Ni3Al（200）峰的右移和扩大反映在HCPEB表面改性层时，晶粒细化和压应力状态的形成的影响。 图4显示DZ4样品的极化曲线。整体极化曲线向较低的电流密度和更高的电位区域的移动可以证明HCPEB处理后DZ4样品的耐腐蚀性的改善。这些曲线的电化学参数列于表2。该HCPEB处理的样品腐蚀电位均有所提高，与初始样本的-258.3 mV相比，5次脉冲HCPEB处理后达到-107.5 mV。此外，对于处理过的样品，腐蚀电流减小一个数量级。最后， 10次辐照后，清楚地反映了耐蚀性的改善。 图5给出了腐蚀处理后的腐蚀面比较。相比于初始样本，测试表面已严重腐蚀同时形成许多深腐蚀坑。才10次辐照样品部分腐蚀，大多数测试表面仍保持原状具有良好的覆盖重熔层。耐腐蚀性的改善应该由HCPEB处理后，DZ4样品的被照射表面上形成的均匀保护膜进行说明。根据所提到的分析，当重熔层在溶解高度弥散分布沉淀后的压缩状态下具有非常细的显微组织时，碳化物，硼化物和共晶体局部富集在枝晶间的区域可以被有效地通过选择性喷发过程从被照射的表面上除去。这些过程同时赋予DZ4处理的样品具有改进的耐腐蚀性。 致谢 作者要感谢科研基金会中国华侨学者以及梅斯大学和大连理工大学之间的佛朗哥中国合作研究 计划 项目进度计划表范例计划下载计划下载计划下载课程教学计划下载 （2004年）。 实验相关图表如下： 表1 DZ4样品表面粗糙度 样品 HCPEB脉冲数 粗糙度（μm） 0 0.008 初始 2 0.022 处理后 5 10 0.041 0.101 表2 腐蚀处理获得的电化学参数 样品 HCPEB脉冲数 腐蚀电位（mV） 腐蚀电流 （μA/cm2） Rp(kΩ/cm2) 0 -258.3 53.50 0.796 初始 2 -147.2 8.422 1.376 处理后 5 10 -107.5 -114.7 8.855 7.793 2.410 2.424 图 1 DZ4样品25.2 kV，2（a），10（b）次辐照后表面形貌 图2 25.2kV，5（b），10（c）次辐照处理前后DZ4样品横截面SEM图像 图3 HCPEB 处理前后DZ4试样X射线衍射图 图4 HCPEB 处理前后DZ4样品的极化曲线 图5 DZ4样品腐蚀表面：原始态（a），10次辐照处理（b） 强流脉冲电子束作用下镍基高温合金GH4169的 微观结构及腐蚀性能 专业班级： 学生姓名： 指导教师： 职称： 摘要 本文简要介绍了高温合金的分类、镍基高温合金的强化、电子束表面改性技术的分类以及强流脉冲电子束作用机理。利用强流脉冲电子束( HCPEB) 技术对镍基高温合金GH4169进行了表面处理，利用X射线衍射仪(XRD)、扫描电子显微镜（SEM）和透射电子显微镜（TEM）对HCPEB诱发的微观结构进行了详细的表征，并考察了HCPEB 辐照处理后样品表面的腐蚀性能。实验结果表明，HCPEB 辐照后GH4169合金表面发生熔化并形成熔坑，熔坑密度随辐照次数的增加而降低，尺寸较大的第二相颗粒等可随着熔坑的喷发而清除，进而实现表面净化。HCPEB 辐照后GH4169合金表面形成3-5μm厚的重熔层，重熔层内部以尺寸在100nm左右的纳米晶为主，HCPEB 辐照还可在表层诱发强烈的塑性变形，形成高密度的位错及变形孪晶等变形结构。HCPEB辐照显著地改善了GH4169合金的耐蚀性能，腐蚀性能的改善主要归因于表面净化效应以及表层纳米重熔层和高密度的晶体缺陷的形成，这些微观结构促进了表层钝化膜的形成，起到保护基体的作用。 关键词：强流脉冲电子束 GH4169镍基高温合金 表面熔坑 纳米晶 腐蚀性能 Microstructure and Corrosion Resistance on the Surface of Nickel-Based Superalloy GH4169 Induced by High-Current Pulsed Electron Beam Abstract This paper describes the classification of high-temperature alloys, nickel-based superalloys strengthening，the classification of electron beam surface modification technologies and the mechanism of high-current pulsed electron beam.High-current pulsed electron beam (HCPEB) technique is applied for the surface irradiation of nickel-based superalloy GH4169. The microstructural changes induced by irradiated are investigated in detail together with their corrosion property by X-ray diffraction, scanning electron microscopy (SEM) and transmission electron microscopy (TEM). The experimental results indicate that the irradiated surfaces are melted and many craters are formed, while the density of craters reveals a significant reduction with the increasing number of HCPEB irradiation. The second phase particles are eliminated with the eruption of the craters making the material surface cleaned. After HCPEB irradiation, the formation of a melting layer with depth of about 3-5 μm on the irradiated surface is determined. Furthermore, nanocrystallines with the size of 100 nm are also formed in the melted region of the surface. Microstructural analysis shows the formation of severe plastic deformationtion and high density of dislocations, as well as quantities of deformation twins in the irradiated surface.Consequently, the corrosion resistance of nickel-based superalloy GH4169 is significantly improved by HCPEB. The surface purification effect featured by HCPEB surface treatment, nanostructured surface melted layer along with high density of crystal defect which promotes the formation of surface passivation membrane are primarily responsible for the improvement in corrosion resistance. Keywords: High-current pulsed electron beam (HCPEB) Nickel-based superalloy GH4169 Nanocrys tallinestructrue Surface craters Corrosion resistance 目 录 1第一章 绪论 1.1 高温合金概述 1 1.1.1 高温合金的分类 1 1.1.2 高温合金的发展趋势 2 1.2 镍基高温合金 2 1.2.1 镍基高温合金成分 2 1.2.2 镍基高温合金各元素作用 2 1.2.3 镍基高温合金的组织 4 1.2.4 镍基高温合金的强化 4 1.3 GH4169镍基高温合金 6 1.3.1 GH4169概述 6 1.3.2 GH4169合金的成分 7 1.3.3 GH4169合金的相组成 8 1.4 电子束表面改性技术特点技术 10 1.4.1 强流脉冲电子束概述 10 1.4.2 电子束表面改性处理特点 10 1.4.3 电子束工艺与传统工艺相比较 11 1.4.4 电子束工艺与其它粒子束工艺相比较 11 1.5 电子束表面改性技术的分类 12 1.5.1 按电子束能量注入形式 12 1.5.2 按表面改性效果 14 1.6 强流脉冲电子束表面改性 15 1.6.1 强流脉冲电子束概述 15 1.6.2 改性装置 16 1.6.3 强流脉冲电子束改性机理 17 1.7 本课题研究的目的及意义 17 第二章 实验过程及方法 19 2.1 样品制备 19 2.2 HCPEB处理 19 2.3 样品的微观结构表征 19 2.4 样品的腐蚀试验 19 第三章 实验结果与分析 21 3.1 XRD分析 21 3.2 表面形貌 21 3.3 TEM观察 24 3.4 腐蚀性能 25 结论 27 致谢 28 参考文献 29 第一章 绪论 1.1 高温合金概述 高温合金通常是指能在600~1200℃下能承受一定工作压力的合金材料，它在高温下具有抗氧化、抗腐蚀、抗蠕变和良好的疲劳特性。高温合金为单一奥氏体组织，在各种温度下具有良好的组织稳定性和使用可靠性，基于上述性能特点，且高温合金的合金化程度较高，又被称为“超合金”，是广泛应用于航空、航天、石油、化工、舰船的一种重要材料。 1.1.1 高温合金的分类 高温合金的分类方式有很多。①按制造工艺分为变形、铸造和粉末冶金三类。变形高温合金的合金化程度和高温强度较低；铸造法采用精密铸造工艺制成零件，零件强度较高，缺点是不适合进行热加工；粉末法采用液态金属雾化或高能球磨机制粉，晶粒细小、成分和组织均匀，基本消除了偏析，显著改善了热加工性能，能把难于变形的铸造高温合金通过粉末法改善其热塑性而成为变形高温合金。②按合金主要元素分为铁基、镍基和钴基三类。铁基高温合金使用温度较低（600~850℃），一般用于发动机中工作温度较低的部位，如涡轮盘、机匣和轴等零件；镍基高温合金使用温度最高（约1000℃），此类合金发展快、应用广，在高温合金领域占有特殊重要的地位，广泛用于制造航空喷气发动机、各种工业燃气轮机的最热端零件，如涡轮部分工作叶片、导向叶片、涡轮盘和燃气室等；钴基高温合金使用温度约950℃，具有良好的铸造性和焊接性，主要用于做导向叶片材料，该合金由于钴资源较少，价格昂贵，近期以来已很少开发新牌号。③按强化方式分为固溶强化、时效强化、氧化物弥散强化和晶界强化等。固溶强化高温合金具有优异抗氧化性，良好的塑性和成型性以及一定的高温强度，主要用于环境温度较高，但承受应力较低的零件，如燃烧室和火焰筒等；时效强化高温合金具有较高的高温强度和蠕变强度以及良好的综合性能，是高温合金的主要强化手段，即从过饱和基体中析出颗粒细小而弥散的第二相质点，该种合金主要用于承受高负荷、环境温度为高温或中温的零件，如涡轮叶片和涡轮盘等；氧化物弥散强化高温合金中弥散分布氧化物颗粒，具有高热稳定性，在 1000℃以上仍能保持较高的强度；晶界强化高温合金是在合金中加入微量硼、铈、锆和镁等元素改善晶界状态以提高合金的抗蠕变能力[1]。 1.1.2 高温合金的发展趋势 高温合金发展的趋势是进一步提高合金的工作温度和改善中温或高温下承受各种载荷的能力，延长合金寿命。就涡轮叶片材料而言，单晶叶片将进入实用阶段，定向结晶叶片的综合性能将得到改进。 此外，有可能采用激冷态合金粉末制造多层扩散连接的空心叶片，从而适应提高燃气温度的需要。就导向叶片和燃烧室材料而言，有可能使用氧化物弥散强化的合金，以大幅度提高使用温度。为了提高抗腐蚀和耐磨蚀性能，合金的防护涂层材料和工艺也将获得进一步发展。 1.2 镍基高温合金 1.2.1 镍基高温合金成分 镍基高温合金是以镍为基体（含量一般大于50％）、在650～1000℃范围内具有较高的强度和良好的抗氧化、抗燃气腐蚀能力的高温合金[2]。它是在Cr20Ni80合金基础上发展起来的，为了满足1000℃左右高温热强性（高温强度、蠕变抗力、高温疲劳强度）和气体介质中的抗氧化、抗腐蚀的要求，加入了大量的强化元素，如W、Mo、Ti、Al、Nb、Co等，以保证其优越的高温性能。除具有固溶强化作用，高温合金更依靠Al、Ti等与Ni形成金属间化合物γ′相（Ni3Al或Ni3Ti等）的析出强化和部分细小稳定MC、M23C6碳化物的晶内弥散强化以及B、Zr、Re等对晶界起净化、强化作用[3]。 1.2.2 镍基高温合金各元素作用 在所有的高温合金中，镍基合金最复杂，并在受热部件上应用最广泛，也是冶金学家最感兴趣的一类高温合金，除了需要控制的杂质元素外，通常都含有十余种合金元素，主要有：Cr、Co、W、Mo、Re、Ru、Ta、Nb、Ti、AI、C、B、Zr、Y、RE、Hf和Ni基体等等[4]。 (1) Cr、Co：这两种元素主要起到固溶强化γ基体的作用，它们对于合金的抗热腐蚀性能有利。Cr促进颗粒状M23C6碳化物在晶界上析出强化晶界，Cr还可以保护合金表面不受O、S、盐的作用而产生高温氧化和热腐蚀，一般来说，具有耐热腐蚀性能要求的合金含有较高的Cr含量，但Cr的高温强化效果远远低于W、Mo、Nb、Ta、Re等难熔元素，而且高Cr促进TCP相的形成,恶化合金的组织稳定性，因此国内许多航空发动机用工作轮叶片材料均采用低Cr高W的固溶强化方式。Co主要进于γ基体，降低γ基体的堆垛层错能，降低Al、Ti在基体中的溶解度从而增加γ相的数量和提高γ相的溶解温度，这些作用对于提高合金的蠕变抗力效果显著。此外，Co可以增加Cr、Mo、大连理工大学硕士学位论文W、C在γ基体的溶解度，减少次生碳化物析出，改善晶界碳化物形态[5]。但Co也明显降低合金的初熔温度。 (2) W、Mo：这两种元素对于γ′相和γ基体都有很强的固溶强化效果,合金中加入这些元素可提高原子间结合力,提高合金的再结晶温度和扩散激活能,从而有效地提高合金的热强性。但它们都是促进TCP相形成元素,尤其是Mo等偏析元素在枝晶间富集,对于合金的组织稳定性十分不利。而且W、Mo在高温氧化环境下,极易生成挥发性的氧化物,难于形成致密的氧化膜,在有Na2SO4的环境中,容易引起酸性熔融反应,产生严重的热腐蚀。特别是高Mo的合金,常发生灾难性的腐蚀,因此Mo含量常被限定在2%以下。 (3) Re：蠕变第二阶段是加工硬化和回复的动态过程，这和位错的上升运动密切相关，所以空位的移动即合金的自扩散对于合金的蠕变性能至关重要。而金属元素的自扩散常数决定于熔点、晶体结构和原子价等等。在某一温度下,熔点高的金属,自扩散常数当然小；就晶格类型来说，金刚石型自扩散常数最小，面心立方、密排六方晶格次之，体心立方晶格最大[6]。具有很高熔点和密排六方晶格的Re,对高合金的蠕变强度,大有益处,而且Re对于合金的抗氧化性能有利,但Re价格昂贵,主要在单晶高温合金中得到应用。 (4) Ta、Nb、Ti、Al：这些元素都是γ′相形成元素，置换Ni3Al中Al原子的位置，在高温合金中加入这些元素，促进γ′相的析出,延缓γ’相的聚集长大过程，可提高合金的高温强度。Ta、Nb、Ti是MC类型碳化物形成元素，促进MC的析出，起到晶界强化的作用。Ta除了有效地提高合金的热强性以外，同时还能增加合金的抗氧化性能和耐腐蚀性能,高Ti也对合金的抗热腐蚀性有利，而高Al则有利于提高合金的抗高温氧化性能。但是Nb具有很强的电负性,极易促进TCP相的析出，而且Nb严重损失合金的抗氧化性能因此高温合金中的Nb含量一般均低于3%[7]。但在某些Fe-Ni基高温合金中,也加入了较多的Nb元素，促使γ′′(Ni3Nb)相的析出， γ′′相的点阵常数与基体相差较大，在界面可以产生很高的共格应变，可以显著提高合金在700℃以下的屈服强度[8]。 (5) C、B：这两种元素均是高温合金中重要的晶界和枝晶间强化元素。C和B可以结合一定数量的TCP相形成元素，可以作为合金的组织稳定性元素。C在镍基高温合金中十分重要，倍受关注[9]。镍基高温合金中常见的碳化物有MC、M6C、M23C6和M7C3等，MC型碳化物具有面心立方结构，点阵常数在0.418-0.468lnm范围内。一般呈点状、条状和骨架状三种形态分布于枝晶间和晶界。MC型碳化物不稳定，在750-1040℃温度范围内慢慢分解,析出颗粒状的M6C和M23C6[10]。M6C型碳化物具有复杂面心立方究结构，在一些高W、Mo的铸造镍基高温合金中凝固时就能析出初生M6C，它们十分稳定，很难通过热处理方法消除。M23C6型碳化物在高Cr合金中常见，其晶体结构为复杂面心立方结构，点阵常数在1.05-1.07nm之间。M7C3型碳化物为正交晶体结构，在镍基高温合金中相对较为少见[11]。镍基高温合金中常见的硼化物是M3B2，还发现过少量的M4B3和MB12等其它硼化物。M3B2为四方结构，点阵常数在a=0.572~0.585nm,c=0.311~0.320nm之间。 (6) Zr、Hf：这两种元素都是强烈促进γ′相的形成元素，强烈偏聚于晶界和枝晶间，起到强化晶界的作用，但也促进（γ+γ′)共晶的析出，而且易于形成Ni5Zr和Ni5Hf等低熔点相。它们与S有很强的亲合力，可以起到净化晶界的作用。 1.2.3 镍基高温合金的组织 镍基高温合金的基本组织类型有：奥氏体基体（高度合金化固溶体）；弥散分布于基体中的碳化物或金属间化合物相，如 γ′相[Ni3（Al,Ti）]和 γ′′相（NiNb，NiTa）；或高熔点稳定化合物质点（由粉末冶金或机械合金化方法制得）镍基高温合金具有良好的综合性能，目前已被广泛地用于航空航天、汽车、通讯和电子工业部门。 1.2.4 镍基高温合金的强化 镍基合金是高温合金中应用最广、高温强度最高的一类合金。其主要原因，一是镍基合金中可以溶解较多合金元素，且能保持较好的组织稳定性；二是可以形成共格有序的 A3B型金属间化合物γ'[Ni3(Al，Ti)]相作为强化相，使合金得到有效的强化，获得比铁基高温合金和钴基高温合金更高的高温强度；三是含铬的镍基合金具有比铁基高温合金更好的抗氧化和抗燃气腐蚀能力。镍基合金含有十多种元素，其中Cr主要起进一步提高高温合金抗氧化、抗高温腐蚀性能的作用，其他元素主要起强化作用。根据它们的强化作用方式可分为：固溶强化元素，如钨、钼、钴、铬和钒等；沉淀强化元素，如铝、钛、铌和钽；晶界强化元素，如硼、锆、镁和稀土元素等。 由于镍基高温合金成分十分复杂，含有铬、铝等活泼元素，高温合金零件表面在氧化或热腐蚀环境中表现为表面化学不稳定，同时经机械加工而制成的零件表面留下加工硬化或残余应力等表面缺陷，这对高温合金零件的化学性能和力学性能都带来十分不利的影响。为了消除这些影响，常采用表面防护、喷丸处理、表面晶粒细化以及表面改性等措施[12]。 喷丸强化是工业上常用的提高疲劳性能的表面改性工艺技术[13]。喷丸强化，是在一个完全控制的状态下，将无数小圆形称为钢丸的介质高速且连续喷射，捶打到零件表面，从而在表面产生一个残余压应力层。因为当每颗钢丸撞击金属零件上，宛如一个微型棒捶敲打表面，捶出小压痕或凹陷。为形成凹陷，金属表层必定会产生拉伸。表层下，压缩的晶粒试图将表面恢复到原来形状，从而产生一个高度压缩力作用下的半球。无数凹陷重叠形成均匀的残余压应力层。最终，零件在压应力层保护下，极大程度地改善了抗疲劳强度，延长了安全工作寿命。 在实际应用中发现喷丸处理对材料强化效果不佳，对合金疲劳性能改善甚微，现急需一种效果更好的强化方法来取代喷丸，随着高能脉冲激光器制造水平的提高而发展起来的激光冲击强化技术无疑是一种理想的替代方式，通过强激光诱导的冲击波在金属表层引入残余压应力，从而抑制疲劳裂纹的萌生和发展，是一种新型的金属表面强化技术[14-16]。 汪诚等在研究激光冲击对镍基合金疲劳行为的影响时发现，激光冲击处理产生的强化效应能大大降低裂纹扩展速率，延缓了疲劳裂纹的萌生，抑制了裂纹的扩展，在某些强化区还能明显提高应力强度因子门槛值，使材料的疲劳性能得到明显改善，另外激光冲击强化可使材料内部晶粒细化，能延长材料的疲劳寿命1.5～4倍[17-19]。 激光冲击强化的原理如图1所示，当高功率密度(GW/cm2 量级)、短脉冲(10～30ns量级)的激光通过透明约束层作用于金属表面所涂覆的能量吸收涂层时，涂层吸收激光能量迅速气化并几乎同时形成大量稠密的高温(>104K)、高压(> 1GPa)等离子体，该等离子体继续吸收激光能量急剧升温膨胀,然后爆炸形成高强度冲击波作用于金属表面，当冲击波的峰值压力超过材料的动态屈服强度时，材料便发生塑性变形并在表层产生平行于材料表面的拉应力，激光作用结束后，由于冲击区域周围材料的反作用，其力学效应表现为激光冲击处理后材料表面可以获得较高的残余压应力[20]。残余压应力可以降低交变载荷中的拉应力水平，使平均应力水平下降，从而提高疲劳裂纹萌生寿命。同时，由于残余应力的存在，可引起裂纹的闭合效应，从而有效降低疲劳裂纹扩展的驱动力，延长疲劳裂纹扩展的寿命。 图1 激光冲击强化示意图 激光冲击强化与喷丸强化工艺(shot peening，SP)在强化机理上具有相似性。但激光冲击强化在适用范围和强化效果上有着明显的优势：①激光冲击强化能形成表面更深且更大的残余压应力影响层；②由于激光的可达性好，光斑大小可调，且能精确控制和定位，可处理一些传统工艺不能处理的部位，特别适合对小孔、倒角、焊缝和叶片沟槽等部位进行强化，甚至能对一些微米级金属零件进行强化[17]。 热处理对合金第二相粒子γ′相的形成、形态和稳定性有重要影响，探索合适的热处理制度对控制和稳定合金的微观组织、提高合金的高温性能有着积极的意义。经过长期反复研究证实，时效强化的实质是从过饱和固溶体中析出许多非常细小的沉淀物颗粒，形成一些体积很小的溶质原子富集区。在时效处理前进行固溶处理时，必须严格控制加热温度，以便使溶质原子能最大限度地固溶到固溶体中，同时又不致使合金熔化。在进行人工时效处理时，必须严格控制加热温度和保温时间，才能得到比较理想的强化效果；生产中有时采用分段时效，即先在室温或比室温稍高的温度下保温一段时间，然后在更高的温度下再保温一段时间[12]。 1.3 GH4169镍基高温合金 1.3.1 GH4169概述 GH4169合金是以体心四方的γ′′和面心立方的γ′相沉淀强化的镍基高温合金，合金在-253℃~700℃温度范围内具有良好的综合性能，650℃以下的屈服强度居变形高温合金的首位，并具有良好的抗疲劳、抗辐射、抗氧化、耐腐蚀性能，以及良好的加工性能、焊接性能良好。能够制造各种形状复杂的零部件，在宇航、核能、石油工业及挤压模具中，在上述温度范围内获得了极为广泛的应用。 该合金的另一特点是合金组织对热加工工艺特别敏感，掌握合金中相析出和溶解规律及组织与工艺、性能间的相互关系，可针对不同的使用要求制定合理、可行的工艺规程，就能获得可满足不同强度级别和使用要求的各种零件。供应的品种有锻件、锻棒、轧棒、冷轧棒、圆饼、环件、板、带、丝、管等。可制成盘、环、叶片、轴、紧固件和弹性元件、板材结构件、机匣等零部件在航空上长期使用。 1.3.2 GH4169合金的成分 由于GH4169合金应用广泛，但加工工艺不同，冶炼中所含的元素也不太相同。下表列出了热连轧GH4169合金和径锻GH4169合金典型的化学成分，如表1和表2所示。 表1热连轧CH4169合金的化学成分 C Cr Ni Mo Al Ti Nb+Ta 其余元素 ≦0.08 17~21 50~55 2.8~3.3 0.2~0.8 0.65~1.55 4.75~5.5 ≦1.0 表2径锻GH4169合金的化学成分 C Si Mn S P Cr Ni Mo Al 0.03 0.05 0.03 0.002 0.003 19.01 52.30 3.06 0.57 Nb Ti Bi Cu Co B Mg Ca Fe 5.07 1.00 0.0001 0.02 0.02 0.003 0.002 0.002 余 GH4169是一种沉淀硬化型的镍基高温合金，为了满足热稳定和热强性性两方面的要求，要加入以下几种元素，它们的作用如下[21-22]： (1) Fe、Co、M等元素。这些元素进入镍基奥氏体中后起固溶强化的作用。 (2) Nb、Al、Ti等元素。这些元素为沉淀强化元素，一可以抑制γ’相向δ相的转变，它们的含量相对较少，一般在5%以下。 (3) Cr、Si、Mn、Ti等元素。可以用来提高合金的耐腐蚀性和耐氧化性。 1.3.3 GH4169合金的相组成 合金标准热处理状态的组织由γ基体、γ′、γ′′、δ、NbC相组成。γ′′(Ni3Nb)相是主要强化相，为体心四方有序结构的亚稳定相，呈圆盘状在基体中弥散共格析出，在长期时效或长期应用期间，有向δ相转变的趋势，使强度下降。γ′[Ni3(Al、Ti)]相的数量次于γ"相，呈球状弥散析出，对合金起一部分强化作用。δ相主要在晶界析出，其形貌与锻造期间的终锻温度有关，终锻温度在900℃，形成针状，在晶界和晶内析出；终锻温度达930℃，δ相呈颗粒状，均匀分布；终锻温度达950℃，δ相呈短棒状，分布于晶界为主；终锻温度达980℃，在晶界析出少量针状δ相，锻件出现持久缺口敏感性。终锻温度达到1020℃或更高，锻件中无δ相析出，晶粒随之粗化，锻件有持久缺口敏感性。锻造过程中，δ相在晶界析出，能起到钉扎作用，阻碍晶粒粗化。 GH4169 的相成分主要为单一奥氏体基体相（高度合金化固溶体 γ相），其中包含如钴、铬、钼和钨等大量固溶元素；在奥氏体基体相中还包含大量弥散相，为强化相，即从过饱和基体中析出颗粒细小而弥散的第二相质点，如γ′、γ′′和碳化物相等，这种相晶体结构与基体晶体结构相同，点阵常数也十分接近但并不完全相同，从而保证γ′相在使用过程中的长期稳定性；在合金晶粒晶界上还有许多碳化物或金属间化合物相，这些碳化物析出并在晶界处聚集长大，其形状类似于不连续的近球形颗粒。从材料力学性能角度，奥氏体相提高材料塑性和强度，而弥散强化相、碳化物相和金属间化合物相强化晶界、提高材料塑性，不利于加工中裂纹形成和扩展[12]。 表3 GH4169合金主要组成相的晶体结构及成分 Phase Structure Typical Lattice Parameter(nm) Analysis (at.%) Nb Al Ti Fe Cr Mo Si γ A1 a=0.3616 1.97 0.74 0.52 23.8 22.0 2.41 0.64 γ’ LI2 a=0.3605 10.2 8.00 9.40 2.15 0.50 0.40 0.35 γ’’ D022 a=0.3624,c=0.7460 25.1 0.44 4.92 0.86 0.76 1.05 0.01 δ D0a a=0.5141,b=0.4231,c=0.4534 20.4 0.80 3.0 5.3 3.4 2.2 0.1 MC B1 a=0.443~0.444 14.6 0.1 80.0 0.9 1.9 0.5 1.9 表3列出了GH4169合金主要组成相的晶体结构及成分。由表可见，Nb含量对GH4169合金中的析出相有重要影响。Radavich认为，合金中γ''、γ和δ相的含量可以通过Nb的含量来改变, δ相形成所需要Nb含量为6~8%，γ''相形成所需Nb含量为4%，γ’相可在低于4%Nb的条件下形成[23]。 (1) 碳化物 合金在凝固中首先会形成碳化物，其主要形式是TiN和NbC。TiN为面心立方结构，呈金块状分布在合金晶内和晶界中，可以抑制晶粒长大。NbC也是面心立方结构，形状为块状夹杂物。碳化物硬而脆，在长期应用过程中与高温变形不易协调，容易发生碳化物与基体界面间的开裂和MC本身的碎裂，成为疲劳裂纹源。 (2) γ’相 γ’相Ni3(Al、Ti)为面心立方晶系的稳定相,晶体结构如表3所示。γ’相与基体共格，并沿基体的{100}面析出，γ’相在600℃~820℃左右析出，在840℃以上溶解。与γ基体之间的界面能很低，所以γ’相具有较高的组织稳定性。合金中该相的含量较少，析出细小的颗粒会对合金产生强化作用。 (3) γ’’相 γ’’相Ni3Nb为体心四方晶系亚稳定相，呈圆盘状。晶体结构如表3所示，其单位晶胞及(l11)面上原子排列如图2所示，Nb原子占据四方晶胞的八个角和体心位置，Ni原子占据面心和平行c轴的棱中心位置，c:a=2.04。作为一种亚稳的过渡相，在高温作用下，会发生γ’’相→δ相的相转变，失去其沉淀强化的作用，降低材料的强度，γ’’相在595℃-870℃析出，在870℃以上溶解。 图2 γ’’相的单位晶胞和(111)面原子排列 (4) 平衡相δ δ相是一种正交晶系的稳定相，其单位晶胞和(010)面原子排列如图 3所示[24]，晶体结构如表3所示。该相的形貌与数量取决于热加工参数，在780℃~980℃之间析出，在982℃~1037℃之间溶解，在1020℃以上可以全部溶解。δ相主要沿着晶界分布，钉扎在晶界上，能阻止晶粒长大。此外，合金中δ相含量过少，会使得材料具有缺口敏感性；含量过多则会降低强度，所以必须控制在一定范围之内。 图3 δ相的单位晶胞和(010)面原子排列 1.4 电子束表面改性技术特点技术 1.4.1 强流脉冲电子束概述 低能电子束使得电子射程短，能量集中在材料表面薄层；强流则意味着入射电子束有很高的能量密度。这两者结合起来在材料内产生以高温、高压为主要特征的热-力学效应。俄罗斯人研制的一种新型电子束表面改性装置，可产生大面积(~30cm2)、强束流(可达到10kA)的电子束[25]。从电子枪阴极表面发射的电子，经加速后直接轰击需要处理的工件表面，瞬间的能量转换和沉积使“表面层”(几个μm到几个mm)温度急剧升高，而“基体”仍保持“冷态”，电子束结束照射时，加热区域的热量迅速向基体扩散，表面层的温度急剧下降，从而在表面改性层中形成特定的加热、冷却过程，类似于常规的热处理过程。可以用于金属、半导体材料的表面强化、表面合金化、清洗及熔覆等。目前，电子束表面非晶态处理及冲击淬火等先进处理工艺的研究也已经在世界各国广泛展开[26]。强流脉冲电子束表面改性技术作为一种新型高效的表面处理技术，可以直接、有效地改变或改善材料的表层组织、结构和性能，具有很大的发展潜力。 1.4.2 电子束表面改性处理特点 电子束具有高能量密度、易于控制和调节等优点，在继电子束焊接和熔炼应用之后，又开始在材料表面处理中得到引人注目的发展。电子束处理是一种选择性区域处理，其工作过程类似于电子束焊接。电子束表面热处理不仅大大提高了工件的表面硬度和耐磨性，而且由于其加热时间极其短暂，所以可使工件的变形控制到最小，甚至无变形。同时，电子束表面热处理还能进行一般表面热处理，如高频热处理所无法处理的工件表面。此外，电子束热处理是很清洁的，不用液体或盐类，改善了热处理者的工作环境。更重要的是，电子束热处理在能量分布和能量输入上提供了高的精确度，因而，对复杂几何外形的工件，也能获得高度的重复性。因此，电子束表面热处理补充了常规热处理的不足[27]。 1.4.3 电子束工艺与传统工艺相比较 电子束工艺是一种较为先进的表面改性技术，与传统的表面处理工艺相比，它具有以下优点[28]: （1）工件变形小。因为电子束表面改性处理过程中，只对工件的表面局部区域进行升降温处理，整个零件并未进入高温状态，输入零件的总能量少，因此几乎不可能产生变形，尤其是对于大型零件更是如此。所以，对于精密加工之后的零件特别适合，可大大减少精加工的研磨留量。 （2）节约能量、效率高。电子束表面处理局部能量密度高，但处理时间很短。加上电热转换效率高达90%以上，故耗费的能量很少。 （3）清洁。由于加工处理在真空室中进行,氧气、氮气所产生的有害影响极小，可以获得非常洁净的表面处理层。另外，处理过程中不需要油、水、盐等媒质，所以不会污染处理的零件和操作环境。 （4）处理方式灵活。电子束的输出能量密度及其在工件表面的处理位置均可灵活、准确的调节。因而表面改性的部位和处理层的深度均可得到精确控制。 （5）重复性好。因为电子束的总能量与功率密度的控制精度很高，扫描范围与处理位置可准确定位，所以可保证批量处理零件时的良好重复性。 除此之外，采用电子束表面改性技术还可以在客观上带来节省贵重金属的使用、简化生产工序及周转时间等可观的经济效益。 1.4.4 电子束工艺与其它粒子束工艺相比较 电子束、离子束和激光束同属载能束范畴，都是以高功率/能量密度的束流沉积在材料表面，主要通过热冲击来实现材料表面改性[29]。这些技术都可以进行金属表面淬火、表面退火及表面合金化处理等。但是，实际应用中它们具有各自的特点,与离子束和激光束相比，电子束注入的能量在电子的射程范围内，其作用深度远大于离子束和激光束，因此可以获得较深的改性层，且不存在激光的反射和离子束注入的溅射等问题。在表面改性过程中，电子束和激光束处理只引入能量而不引入杂质，而离子注入则可在沉积能量的同时直接改变材料表面的成分。总而言之，电子束、离子束和激光束表面改性处理方法都是近几十年发展起来的新技术，由于它们独特的加热方式与过程,给金属的表面改性技术带来新的概念和特点[30]。 1.5 电子束表面改性技术的分类 随着电子束技术本身的不断发展，电子束表面改性技术的应用领域也在日益扩大。到目前为止，已经有部分电子束表面改性技术应用于工业生产中，另外，还有相当一部分电子束表面改性技术正处于实验阶段。按照不同的工艺或技术角度，可以对电子束表面改性技术进行分类。 1.5.1 按电子束能量注入形式 电子束用于材料的表面改性处理，主要是利用其所具有的高能量密度热源的特性，所以材料表面的温度和改性层的尺寸(包括加工面积和加工深度)，将直接取决于入射电子束的作用形式(包括功率密度分布、作用时间等)。根据入射电子束与时间之间的关系，可以将其划分为连续型及脉冲式工作。 （1）连续型电子束 在连续型电子束处理方式下，电子枪发射的电子束是连续固定的，材料表面所获得的能量主要由与材料的作用时间及对入射电子束的控制来确定。下面以日本岩田笃等人所采用的电子束表面处理装置为例进行说明，如图4所示[31]。从图中可以看出，电子束在工件表面的作用时间主要由工件相对于电子束的运动速度、偏转线圈的工作情况决定。其中，偏转线圈在入射能量的控制上往往具有较大的作用。一方面,电子束横截面上的功率密度分布通常是高斯型的，电子束中心部分和边缘部分的加热强度有差别，因此会造成表面改性的不均匀性。利用偏转线圈使电子束振动，可以形成截面功率密度分布更为均匀的入射电子束：另一方面，由于电子束可以在X、Y两个方向上单独进行移动，因此可以利用李萨如原理形成圆形、三角形以及其他各种偏转振动图形，使得图形中的表现功率密度分布产生多种变化。这种方法具有与发射宽截面电子束相同的作用结果。 图4 连续型电子束表面改性装置示意图 （2）脉冲式电子束 从工艺角度来看，电子束表面改性区域的大小只取决于在时间、空间上对电子束能量的控制，而改性层的深度要进一步受到电子束功率密度的影响。加工宽度虽然是依赖于电子束的直径，但是由于电子束能量密度分布、电子束与材料间的相互作用以及热传导等原因，加工宽度还会受到作用于材料上电子束能量密度低的部分所引起的加工变质层以及来自加工区域传热的影响。所以，在电子束表面改性过程中，理想的情况是既能保持一定的改性深度，又能精确控制加工区域的宽度。因此要求采用相应措施，一方面控制电子束截面的能量密度分布，另一方面还应有效地控制电子束能量的作用时间。 如图5所示，在连续输出工作方式下，由于电子束能量的连续供给，在加热区域的周边产生热量积蓄，与此同时在电子束照射后，滞后一段时间产生的蒸汽会使入射电子束发生散射，结果电子束能量密度降低，加工变质层增大。如果能在确保加工深度的前提下，即维持所需要的能量峰值，同时脉动地控制能量输入，则单位时间内来自加工区域的传热量减少，进入到加工区周围的热量在电子束停止照射时，可以迅速扩散。这样，不仅可以避免过多的能量损失，同时可以有效地增加冷却速度，减少热影响区的范围。由于电子束以极短时间脉动输出，也可以减少直至避免金属蒸汽的产生，继续照射时蒸汽已经消失，这样电子束就不会产生散射。另外，脉冲工作方式也可以在很大程度上改善入射电子束截面能量密度分布，有效地切断了低能量密度部分，因此能确保得到高能量密度的电子束[32]。 图5 电子束表面改性原理示意图：(a)连续型(b)脉冲型 目前,两种方式的电子束表面改性处理均被广泛采纳和使用[33]。从各自的运行特点出发,连续型处理比较适合输入功率不是很高、处理区域较规则的工件；而脉冲型处理更加适合高功率、大束斑、复杂零件的特殊位置处理等场合。从操作性方面看,脉冲电子束属于一种新概念的加工方法,它除了以常用的功率密度、作用时间等作为控制因子外,还可以通过电子束照射点的位置组合、脉冲照射次数等控制因子使加工处理方式更为灵活、精确。 1.5.2 按表面改性效果 根据采用的工作参数范围及表面处理后的效果不同，可将目前的电子束表面改性技术分为以下几种类型： （1）表面淬火 如果电子束斑平均功率密度在103~l04W/cm2的范围内，通过控制轰击作用时间~10-2s，可以使金属受轰击表面达到相变温度或熔点以上，电子束停止加热后，由于“基体”基本上为室温，表面层所获得的热量通过工件自身的热传导迅速散去，使加热表面很快冷却，冷却速度可达104~106℃/s，这样就可以获得“自淬火”的效果。表面层加热温度超过相变温度但未及熔点温度时，相变过程中工件处于奥氏体状态的时间很短，晶粒还来不及长大，故可获得金相结构为超细晶粒的组织；同样，当表面温度超过熔点时，熔化薄层在极短时间内经历凝固过程，也可以得到细化均匀的超细乃至纳米晶组织，从而使材料表面层的强度、硬度、耐磨性及耐疲劳性等方面的性能大大提高，故往往也把这种方法成为“表面强化”[34]。 （2）表面合金化 在工件表面涂上一薄层其他材料，仍然采用103~l04W/cm2的功率密度，相对于表面淬火适当延长电子束与表面的作用时间，使表面涂覆层熔化，基体材料的表面薄层也微熔，形成表面局部区域的冶炼得到新的合金，从而达到表面合金化的目的。合金层可具有一些特殊的性能，如高硬度、高耐磨、强抗腐蚀性等等。薄层的涂覆方法很多，例如镀膜、热喷涂、粉末烧结、涂刷等均可，但处理后表面的光洁度不大一样。另外，可以根据工艺需要，直接选择相应具有特殊性能的合金粉末(例如WC、CrC、NiC、TiC、Co-Cr-W等)涂覆在零件表面，通过电子束使其熔化后形成具有二者混合成分的合金层或表层仅有粉末所含元素的合金层[35]。当在材料表面获得相当厚度的合金层时，也可将其称为“表面熔覆”。 （3）表面非晶态处理 将电子束的平均功率密度提高到106-107W/cm2，缩短电子束与工件作用时间至10-5s左右。首先，使金属工件表面很薄的一层(几个μm)熔化，然后停止电子束照射，金属表面立即会由于热量向基体的热扩散以极快的速度冷却(~107-9℃/s)，即可得到非晶态的组织。非晶的金相组织形态致密，具有优异的抗疲劳及抗腐蚀性能[36-37]。 （4）表面薄层退火 当电子束作为表面薄层退火热源使用时，所需要的功率密度要较上述方法低得多，其根本目的是降低材料的冷却速度。对于金属材料，主要应用于薄带处理。另外，电子束退火还成功地用于半导体材料上。目前，离子注入方法是进行半导体掺杂的有利手段，不但可以控制掺杂深度及杂质浓度，而且能得到特殊的杂质浓度分布。然而，高能量的离子注入会造成晶格损伤，使半导体表面出现无序层和大量的位错，严重影响其使用性能[38]。通过脉冲或扫描电子束表面薄层退火处理，半导体表面可通过固态或液态外延作用消除损伤，同时保证杂质不会再分布，电激活率接近100%。 目前,表面非晶态处理仍处于实验研究阶段，而其他几种方法已经部分地应用于工业生[39]，而且人们仍在努力探索新的电子束表面处理工艺[40]，扩大电子束表面改性技术的应用范围。 1.6 强流脉冲电子束表面改性 1.6.1 强流脉冲电子束概述 强流脉冲电子束(HCPEB)是近年来出现的一种新型材料载能束表面改性技术[41-46]，并受到材料科学工作者的广泛关注，在脉冲电子束轰击材料的瞬时过程中，较高的能量(108~109W/cm2)在非常短的时间内（几纳秒到几微秒）作用在材料的表层，造成材料表面极为快速的加热和冷却，甚至使材料表层熔化、蒸发并快速凝固，在此过程中诱发的应力场能够引起材料表面快速而强烈的变形，从而造成特殊的改性效果；另外，由于脉冲时间极短，因而有可能观察到材料遭受辐照后结构缺陷的不同阶段的形态，进而观察结构缺陷生长过程中不同阶段的形态，揭示各种结构缺陷的性质及演化规律，从而更加深刻地理解材料的表面改性机制和辐照损伤特性[42]。 1.6.2 改性装置 强流脉冲电子束装置如图6所示，主要由电子枪、真空系统、电源控制系统、诊断系统等几个部分组成。其中，真空系统包括真空泵组（一台扩散泵、二台机械泵）、真空室（Φ700×800mm）、真空阀和通冷却水及排放废气的管道；电源控制系统包括脉冲高压发生器、磁场触发电源、同步控制电源等；诊断系统包括测量真空、电流、电压、能量密度等有关的仪器仪表；电子枪包括阴极、阳极、火花源、罗戈夫斯基线圈、磁场线圈等。 图6 强流脉冲电子束材料表面改性装置示意图 1.阴极；2.火花源；3.工作靶；4.真空室；5.线圈；6.罗戈夫斯基线圈；7.脉冲高压发生器； 8.支架；9.电控柜；10.脉冲触发箱；11.高压电容；12、13.手动真空阀（1,2）； 14、15.机械泵（1,2）16.电磁阀门；17.扩散泵；18.N2气。 该装置的主要技术指标如下： (1)电子能量：40KeV；(2)脉冲时间：5μs；(3)束流：10kA；(4)能量密度：1~6 J/cm2；(5)脉冲频率：0.1~0.2Hz；(6)束斑：Φ60mm。 1.6.3 强流脉冲电子束改性机理 近十几年来，利用脉冲高能密束（电子束、离子束、激光束) 进行金属材料表面改性的方法得到了迅速发展。当高能量密度的射束作用到材料表面时，大量的能量会在短时间里沉积在材料表面的薄层中，被加热层的温度迅速升高，以至导致熔化、汽化等现象。同时，由热膨胀引起的动态应力也会在整个材料中产生强烈作用。当输入能量结束时，工件表面会急速冷却。经过这几个过程的综合作用，材料表面层的性质会发生明显地变化。这样就可以使材料表面具有用常规方法难以达到的物理、化学或力学性质[48]。 强流脉冲电子束与材料表面相互作用实质上是利用载能电子与固体表面之间特殊的交互作用来实现的。电场中加速的电子，以高能量及高速度与固体相碰撞时，入射电子就和固体中的分子、原子、电子相互作用而损失能量。由于入射电子失去的能量会转变为各种能量形式，所以碰撞就可以引起很多现象，例如引起电磁波（包括X射线、阴极荧光等）、电子（包括二次电子、俄歇电子、热电子等）的发射，以及靶材的加热、分子的脱附等等。目前，人们已经利用不同的电子作用效应制造了用于科学研究和生产加工中的各种仪器与设备。其中，对于电子束表面改性处理来说，主要是利用电子束轰击产生的热效应以及由此引发的材料微观组织结构和应力状态变化，最终达到改变材料表面性能的目的[49]。 强流脉冲电子束表面改性的实质是在短时间内将材料的表面层迅速加热，然后通过基体自冷却，在表面层得到特定的温度循环，从而达到改变显微结构及改善性能的目的[50]。 1.7 本课题研究的目的及意义 现代燃气涡轮发动机有50％以上质量的材料采用高温合金，其中镍基高温合金的用量在发动机材料中约占40％。镍基合金在中、高温度下具有优异综合性能，适合长时间在高温下工作，能够抗腐蚀和磨蚀，是最复杂的、在高温零部件中应用最广泛的、在所有超合金中许多冶金工作者最感兴趣的合金。镍基高温合金主要用于航空航天领域950～1050℃下工作的结构部件，如航空发动机的工作叶片、涡轮盘、燃烧室等。因此，研究镍基高温合金对于我国航天航空事业的发展具有重要意义[3]。 GH4169是一种铁镍铬基变形高温合金，其相组成为面心立方（fcc）的Ni基固溶体γ相基体、平衡相δ（Ni3Nb）和简单立方结构的强化相γ’（Ni3(AlTi））和γ’’(Ni3Nb)。GH4169合金服役温度范围为-253~650℃，在这一温度区间内该合金具有高的抗拉强度、屈服强度、持久强度和塑性以及良好的焊接性能，因而广泛用于航空航天及核能、石化等领域[51-54]。 近年来人们将更多的注意力转向资源丰富的海洋，因此GH4169合金的应用范围又拓展到海洋石油天然气井下钻探组件尤其是井下装配组件[55]。由于井下恶劣的腐蚀环境及钻井液中大量氯化物的存在，因此如何改善井下金属材料装配组件抗腐蚀性能就显得尤为重要。 Zou等对316不锈钢等金属材料进行了HCPEB表面改性研究，发现HCPEB表面处理可以显著提高金属材料表面的耐腐蚀性能 [56,57]，并提出了所谓的表面“选择净化”机制，认为HCPEB辐照过程中材料表层中的夹杂物首先熔化甚至汽化而向外喷发，在此过程中夹杂物由于熔坑喷发而得以清除，即清除了腐蚀的敏感点或耐腐蚀的薄弱点，进而实现表面的“选择净化”；此外表面的重熔和随后的凝固过程还可导致材料表层的组织成分趋于均匀，这些因素都将有利于HCPEB辐照后材料的耐腐蚀性能的提高。 有鉴于此，本文利用 HCPEB 技术对GH4169合金进行表面处理，并对其诱发的表层微观结构进行表征，同时考察GH4169合金在模拟海水中的耐腐蚀性能，探讨GH4169合金耐腐蚀性能与HCPEB辐照诱发微观结构之间的内在联系，为丰富和完善HCPEB表面改性条件下金属材料的腐蚀机制提供必要的理论和实验储备。 第二章 实验过程及方法 2.1 样品制备 选择GH4169为实验材料，利用电火花线切割制成10 mm × 10 mm × 10 mm 的样品，表面辐照前先经标准热处理，即940℃固溶处理，保温60min，空冷至室温，在720℃保温8h，以56℃/min的速度冷却到620℃，保温10h空冷至室温。 2.2 HCPEB处理 将样品磨光、抛光后在Nadezhda 2 型HCPEB装置上进行表面处理，具体实验参数如下: 加速电压为 27 keV，靶源距离为20 cm，能量密度约为4 J/cm2，脉冲时间1.5 µs[58]，脉冲次数分别为1、10、20 次。 2.3 样品的微观结构表征 采用LEICA DM-2500M光学显微镜、JEOL JSM-7001F 场发射扫描电子显微镜（SEM）和JEM-2100透射电子显微镜（TEM）对辐照前后材料的微观结构状态进行表征。用于TEM观察的薄膜样品采用从基体一侧预减薄、凹坑减薄、最后使用10%HClO4 和90%CH3COOH的电解液进行双喷电解减薄的方法制备而成。 表4 模拟海水成分(g/L) Compound Concentration Compound Concentration NaCl 24.53 NaHCO3 0.201 MgCl2 5.20 KBr 0.101 Na2SO4 4.09 H3BO3 0.027 CaCl2 1.16 SrCl2 0.025 KCl 0.695 NaF 0.003 2.4 样品的腐蚀试验 腐蚀试验在三电极电解池中进行，饱和甘汞电极（SCE）为参比电极，铂片作为辅助电极。电解质溶液为模拟海水，其成分如表 1所示。实验前先将工作电极置于实验介质中浸泡10 min，待其自腐蚀电位基本稳定后开始标准电化学动态极化曲线的测量，电位扫描速度为0.333 mV/s，样品裸露面积为1cm2，其余表面均用环氧树脂封闭。 第三章 实验结果与分析 3.1 XRD分析 图7 HCPEB辐照前后GH4169合金样品的X-ray衍射分析 图7为辐照前后GH4169样品的X射线衍射图谱，所有的衍射谱均可由面心立方结构（fcc）的镍基固溶体基体γ相和简单立方结构的γ’Ni3(AlTi)增强相进行标定，如图7所示。值得注意的是辐照后样品中Ni3(AlTi)相的（100）衍射峰基本消失，说明HCPEB辐照后Ni3(AlTi)相发生了溶解，Ni、Al、Ti等元素固溶到基体中，形成过饱和固溶体。从图7还可以看出辐照后样品的衍射峰明显宽化，这意味着HCPEB辐照造成材料表层晶粒的细化[59]。 3.2 表面形貌 图8为GH4169合金经HCPEB辐照后横截面的SEM照片，可以看出辐照表面形成了与基体组织明显不同的重熔层，1次辐照其厚度约为3μm，多次辐照以后其厚度有所增加，10次和20次辐照基本稳定在5 μm左右，重熔层厚度之所以随辐照次数的增加而有所增大是由于每次脉冲的间隔（10s）致使辐照样品产生一定的热积累效应而造成的结果[59]。 图8 HCPEB辐照后GH4169合金样品的截面扫描照片(a)1次辐照(b)10次辐照(c)20次辐照 图9（a）1次辐照（b）10次辐照（c）20次辐照（d）熔坑密度与辐照次数关系图 图9为不同HCPEB辐照次数下GH4169样品的表面形貌，可以看出所有的辐照表面都形成了火山状的熔坑，进一步说明辐照后表面已熔化。辐照次数较少的样品（1-10次）熔坑数量较多，尺寸变化也较大，从几微米到几十微米不等，如图9(a)所示；随着辐照次数的增加（10-20次），熔坑数量显著减少，小尺寸熔坑几乎消失，残留熔坑的尺寸基本上都在几十微米以上，甚至可达100 μm，如图9(b)、(c)所示。根据以往的研究，熔坑的形成是在脉冲束流作用下位于辐照表面下的次表层附近最先达到熔点，内部的熔化使得体积迅速膨胀并向表面喷发，因此导致材料表面产生类似于火山喷发后形成的熔坑[60]。 大量的研究结果表明材料内部的第二相颗粒容易成为熔坑优先形核的位置[56,57,60]。考虑到原始的GH4169样品中有大量尺寸较大的平衡相以及分布着一些M23C6、M6C等第二相颗粒，为强流脉冲电子束处理过程中熔坑的喷发提供了优先的形核位置，因此辐照次数较低时熔坑的密度较高，熔坑喷发的同时第二相颗粒也会随之得以清除，此过程即所谓的选择性喷发，具有清除夹杂物和第二相颗粒的作用；随着辐照次数的增加，第二相颗粒由于前期的选择性喷发效应其数量大大减少，这也意味着熔坑核心的减少，加之先前形成的熔坑有可能被随后进行的辐照所熔合或抹平而消失，因此随辐照次数的增加熔坑密度反而降低。相比之下基体中高体积分数的γ’析出相对熔坑的形成却并未产生重要的影响，原因在于γ’相的尺寸很小（0.1 μm以下），且与基体有着相似的热力学性质及共格关系，因此在HCPEB辐照过程中γ’相不能成为熔坑形核的核心。图9(d)为不同脉冲次数下的熔坑密度的统计结果，显示随着脉冲次数的增加，熔坑的密度显著降低。 图10（a）1次（b）10次辐照样品表面SEM照片 图10显示除熔坑形貌外，HCPEB处理还在材料表面诱发了滑移带等变形结构，在各种辐照次数下熔坑以外的区域都可观察到这些变形结构，这些区域没有明显的熔化痕迹，表面十分平坦。滑移带的方向也不尽相同，观察结果显示滑移带之间的夹角主要为60/120°（图10(a)）和90°（（图10(b)）两种。如前所述，由于基体结构为fcc结构，滑移面为原子最密排面{111}，滑移方向为原子最密集的方向为<110>。如果从<001>方向进行观察，滑移面与{001}面的交线为{001}两条相互垂直的对角线，彼此呈60°角：如果从<111>方向看，滑移线方向<110>与<011>之间的夹角则为60°/120°。据此可确定图10中的滑移带是HCPEB辐照诱发的应力造成表面多个滑移系同时开动，进而产生交滑移形成的结果，说明HCPEB辐照在加热材料表面的同时，还在材料表层诱发了强烈的塑性变形。 3.3 TEM观察 图11为原始样品的TEM像，尺寸细小的γ’和γ’’相弥散致密地分布在基体中，一些较为粗大的δ相分布在基体相的晶界处，原始样品中极少观察到位错和其它变形结构。图12为辐照样品的TEM像，可以看出辐照后弥散分布的γ’相数量大大减少，也未观察到δ相的出现，说明HCPEB辐照可导致γ’相的固溶，而尺寸较大的δ相尽管由于脉冲时间很短不可能全部固溶，但它们却很容易成为熔坑的形核核心，并伴随着熔坑的喷发而得以清除。此外在辐照样品中观察到了丰富的变形结构，如高密度的位错及位错墙（图12(a)）以及变形孪晶（图12(b)）等；尤其是多次辐照样品的重熔层中还形成了尺寸小于100 nm的纳米晶结构，如图12(c)、12(d)所示。HCPEB轰击导致表层快速熔化，随后依靠自身的热传导作用表层熔化区域快速冷却(105 -107℃/s)并凝固，在这种极为快速的凝固过程中晶粒来不及长大，从而在辐照表面的重熔层中形成纳米晶结构。TEM观察结果进一步证实了关于XRD及表面形貌的分析。 图11原始样品的TEM像 图12辐照样品表层的TEM像 （a），（b）1次辐照（c）10次辐照（d）20次辐照 3.4 腐蚀性能 图13为辐照前后GH4169样品的极化曲线，可以看出辐照后样品的极化曲线都向低电流密度和高电位方向偏移，相比于原始样品，1次辐照后的样品腐蚀电位从未辐照的-966 mV增加到-687 mV，10次辐照后样品的腐蚀电位进一步提升达到-674 mV，20次辐照样品的腐蚀电位达到最大值-581 mV。经过辐照后的样品腐蚀电流密度比未辐照的样品的腐蚀电流密度降低幅度均超过1个数量级，具体结果详见表2。我们知道腐蚀电位反映了金属腐蚀热力学的趋势和可能性，而自腐蚀电流与腐蚀速度成正比，表征的是腐蚀动力学，由此可见HCPEB处理显著改善了GH4169合金表面的耐腐蚀性。 图13强流脉冲电子束辐照前后GH4169合金极化曲线 表5 电化腐蚀性能测量结果 Samples Ecorr(mV) icorr(μA/cm-2) 0 pulse -966 42.53 1 pulse -687 3.783 10 pulses -674 2.404 20 pulses -581 2.786 腐蚀性能的改善应该与HCPEB辐照处理后的GH4169样品表面形成了均匀致密的保护膜有关，结合微观组织与结构的分析结果，辐照表层中晶界处较为粗大的δ相、M23C6、M6C等第二相颗粒或夹杂物等在HCPEB辐照后随着熔坑的形成而喷发出表面，起到了净化表面的作用，此外大量γ’相的固溶也使合金元素在表面分布更均匀，表面电化学特性更加趋于一致，因此合金表面因微电偶电池作用导致腐蚀破坏的几率大大减小；与此同时HCPEB处理在辐照表面形成了过饱和固溶的纳米重熔层和由于强烈变形而形成的高密度位错和孪晶等晶体缺陷，纳米重熔层中高体积分数的晶界和辐照表层中高密度的晶体缺陷在氧化初期为腐蚀性溶液中溶解的O2-进入基体提供了大量的通道和位置，可促进表层厚而致密氧化膜的快速形成，并在随后的腐蚀过程中阻挡模拟海水中的腐蚀性阴离子进入基体，起到保护基体的作用。需要指出的是表面熔坑的形成增加表面的粗糙度，对腐蚀性能的改善是不利的。图13和表5的实验结果显示1次辐照样品的耐腐蚀性能显著低于多次辐照样品，主要原因就是1次辐照样品表面具有很高的熔坑密度，在腐蚀过程中熔坑会破坏保护膜的连续性，成为腐蚀的新敏感点，腐蚀性离子很容易通过这些熔坑进入基体内部造成基体的腐蚀，进而降低其耐腐蚀性能。相反多次辐照样品表面熔坑的密度大大降低，这也是其耐腐蚀性能得到显著的改善重要原因。 结 论 本实验利用强流脉冲电子束( HCPEB) 技术对镍基高温合金GH4169进行了表面处理，利用X射线衍射仪(XRD)、扫描电子显微镜（SEM）和透射电子显微镜（TEM）对HCPEB诱发的微观结构进行了详细的表征，并考察了HCPEB 辐照处理后样品表面的腐蚀性能。得到了以下结论： （1）HCPEB 辐照GH4169合金表面发生熔化并形成熔坑，熔坑密度随辐照次数的增加而降低，尺寸较大的第二相颗粒等可随着熔坑的喷发而清除，进而实现表面净化。 （2） HCPEB 辐照后GH4169合金表面形成3-5 μm厚的重熔层，重熔层内部以尺寸在100 nm左右的纳米晶为主，HCPEB 辐照还可在表层诱发强烈的塑性变形，形成高密度的位错及变形孪晶等变形结构。 （3）HCPEB辐照显著地改善了GH4169合金的耐蚀性能，腐蚀性能的改善主要归因于表面净化效应以及表层纳米重熔层和高密度的晶体缺陷的形成，这些微观结构促进了表层钝化膜的形成，起到保护基体的作用。 参考文献 [1]李军利. 镍基高温合金整体叶轮高效加工应用基础研究[D].上海交通大学,2012. [2]黄乾尧，李汉康．高温合金［Ｍ］.北京:冶金工业出版社，2000。 [3]王会阳,安云岐,李承宇,晁兵,倪雅,刘国彬,李萍. 镍基高温合金材料的研究进展[J].材料导报,2011,S2:482-486 [4]宁礼奎. 四种镍基高温合金的抗热腐蚀性能研究[D].大连理工大学,2009. [5]Nathal M V, Maier R D, Ebert L J. The influence of cobalt on the tensile and stress-rupture properties of the Nickel-base superalloy Mar-M247.Metall.Trans., 1982(10):1767-1774 [6]平修二.金属材料的高温强度-理论与设计.郭廷玮,李安定, 徐介平译.梁振和,张质贤校 .北京:科学出版社,1983:56-78 [7]李华飞,刘祖林,向乐新等.高温合金GH871中Nb的强化效应研究.兵器材料科学与工程.1998(21):21-24 [8]Chen S Z, Guan C B, Kang D T. Effect of Nb on γ’phase precipitation hardened Ni-Cr-AI-Ti base superalloy. Acta Metall. Sinica. 1984, (20A): 398-404 [9]基什金 ,斯特洛干诺夫.铸造镍基高温合金中的碳化物强化.航空材料学报.1992(11):1-8 [10]黄乾尧,张绍津,甄宝林.镍基铸造高温合金中元素对一次碳化物MC的组成及其形态的影响.钢铁.1987(16):41-47 [11]李玉清,刘锦岩.高温合金中Cr7C3相的晶体结构与孪晶.金属学报.1986(22):A50-63 [12]黄乾尧，李汉康．高温合金［M］．北京：冶金工业出版社，2000 [13]Chen Hongqiang，Wang Youneng，Jeffrey W Kysar, et al. Study of anisotropic character induced by microscale laser shock peening on a single crystal aluminum[J].J Appl Phys,2007,101(2):1 [14]Ren X D, Zhang Y K, Zhou J Z. Study of the effect of coatings on mechanical properties of TC4 titanium alloy during laser shock processing [J].Mater Sci Forum,2006,523:73 [15]John J Ruschau, Re ji John, Steven R Thompson, et al. Fatigue cravk nucleation and growth rate behavior of laser shock peened titanium [J]. Int J Fatigue, 1999,21:199 [16]Gomez Rosas G, Rubio Gonzalez C, High level compressive residul stresses produce dinaluminum alloys by laser shock processing[J].Appl Surf Sci,2005,252:883 [17]汪诚，任旭东，周鑫，等．激光冲击对GH742镍基合金疲劳短裂纹扩展的影响［J］．金属热处理，2009,34(7):5728 [18]李伟，李应红，何卫锋，等．激光冲击强化对镍基高温合金疲劳寿命的研究［J］．新技术新工艺，2008(8):7029 [19]龙骁旋，陈东林，何卫锋，等．激光冲击强化对镍基高温合金疲劳寿命的影响［J］．材料热处理技术，2008,37(24):78 [20]Grevey D, Maiffredy L, Vannes A B. Laser shock on a TR IP alloy: mechanical and metallurgical consequences [J].Journal of Materials Science, 1992, 27: 2110-2116. [21]H. Stuwe, B. Ortner. Recrystallization in Hot Working and Creep. Methods Seience. 1974,8(6):161-170. [22]M.W.Mahoney,R.Crooks,in:H.C.Heikkenen,T.R.McNelley(Eds.),Supe-rplasticity in Aerospace ,The Minerals ,Metals and Materials Society, Warre-ndale, PA,1988,pp.331-344 [23]J.F. Radavich. The Physical Metallurgy of Cast and Wrought Alloy 718.First International Symposium on the Metallurgy and Applications of Superalloy 718,eds.E.A.Loria,TMS,1989:229-240。 [24] C.K.L. Davies, P. Nash, R.N. Stevens. The Effects of Volume Fraction on Ostwald Ripening. Acta Metallurgical and Materials.198O,(28): 179-189. [25]陈思富,丁伯南等,强流短脉冲电子束束剖面的时间分辨率测量,强激光与粒子束,2002,2,317-320. [26]山田隆洋,熊谷泰,电子束表面热处理,兵器材料科学与工程,1989,3,63. [27]刘江龙等,高能束热处理,机械工业出版社,1997. [28] 赵文轮,金属材料表面新技术,西安交通大学出版社,199.2 [29]赵渭江,颜莎,乐小云,强脉冲离子注入中的脉冲能量效应研究,核技术,2000,10. [30]熊剑,国外热处理新技术,冶金工业出版社,1990 [31]岩田笃,用电子束进行表面改性处理,国外金属热处理,1988,6,44. [32]大峰恩,利用电子束加工小孔,国外金属加工,1989,1,17 [33]A. Tauqir , I. Salam, F. H. Hashmi , Electron beam surface modification of a porous bronze-graphite composite, Metallurgical and Materials Transactions A,1995,26A(5),1297-1304. [34]从欣.电子束淬火在9SiCr冷挤模具上的应用.新技术新工艺,1992,6: [35]谭家骏译.铝合金的电子束合金化.国外金属热处理,1994,4:44 [36]唐敦乙,林书锉,刘志敏等.强流荷电粒子束技术与应用.北京:电子工业出版社,1995. [37]方青.激光在铝靶中形成应力波的传播.强激光与粒子束,1992,8:438。 [38]J A Minnucci, R G Little. Laser and Electron Beam Processing of Materiais,1980 :658-663 [39]Jun Cheol Oh, Kwang jun Euh, et al. Hardness improvement of TiB2/surface-alloyed material fabricated by high-energy electron beam irradiation. Scripta Material,1998,39(10):1389-1394 [40]M Dumas, M benkacem, L Lassabatere. Modifications of InP(110)surfaces induced by electron beam during Auger measurement. Thin Solid Films, 1989,172:L65-70 [41] KOPECHI D. Residual stress surface treatments for the bore of nonmagnetic drill collars [J]. Proc.of corrosion,2010,No.10266. [42] SANDA A, NAVAS C G, GONZALO O. Surface state of Inconel 718 ultrasonicshot peened: effect of processing time, material and quantity of shot ballsand distance from radiating surface to sample [J]. Mater. Des, 2011, 32:2213–2220. [43] MONTROSS C S, WEI T, YE L, et al. Laser shock processing and its effects on microstructure and properties of metal alloys: a review[J]. Int. J. Fatigue, 2002, 24:1021–1036. [44] FIX D V, YILMAZ A, WONG L L, et al. Effect of surface stress mitigation on the corrosion behavior of alloy 22[J].Proc. of corrosion 2005 Conf., 2005,No.05606. [45] KOPSOV I E. The influence of hammer peening on fatigue in high-strength steel [J]. Int.J.Fatigue,1991,13:479–482. [46]###、安春香、秦颖、邹建新、郝胜志、张庆瑜、董闯、邹广田.强流脉冲电子束应力诱发的微观结构[J]. 物理学报,2005,54:3927–3933. [47]###.强流脉冲电子束作用下金属材料的微观结构状态[D].吉林大学,2005. [48]廖乾初.表面处理技术现状及其在材料科学中的应用[J].兵器材料科学与工程，1988,3:10 [49]陈世朴，王永瑞，金属电子显微分析，机械工业出版社，1982. [50]郝胜智, 钟溥, 董闯 .强流脉冲电子束材料表面改性技术[J].真空与低温,2001,02:15-18+39. [51] ONYEWUENYI O A. Alloy 718–alloy optimization for applications in oil and gas production [J]. E.A. Loria (Ed.),1989, pp.345-362. [46] KOLTS J. Alloy 718 for the oil and gas industry [J]. E.A. Loria (Ed.), 1989,pp.329–344. [52] BHAVSAR R B, COLLINS A, SILVERMAN A S. Use of alloy 718 and 725 in oil and gas industry [J]. E.A. Loria (Ed.),2001,pp.47–55. [53] YIN Z, ZHAO W, LAI W, ZHAO X. Electrochemical behavior of Ni-based alloys exposed under oil/gas field environments[J]. Corros. Sci.,2009, 51:1702–1706. [54] MANNAN S, HIBNER E, PUCKETT B. Physical metallurgy of alloys 718, 725, 725HS, 925 for service in aggressive corrosion environments[J]. Proc. of Corrosion,2003,No.03126. [55] DEBARBADILLO, MANNAN S. Alloy 718 for Oilfield Applications [J].JOM, 2012, 64:265-270. [56]ZOU Jianxin, GROSDIDIER T,ZHANG Kemin , DONG Chuang. Mechanisms of nanostructure and metastable phase formations in the surface melted layers of a HCPEB-treated D2 steel [J].Acta Materialia,2004,54: 5409-5419. [57] ZHANG Kemin, ZOU Jianxin, DONG Chuang. Improved pitting corrosion resistance of AISI 316L stainless steel treated by high current pulsed electron beam[J]. Appl. Phys. Lett., 2006, 201: 1393-1400. [58] PROSKUROVSKY S I, ROTSHTEIN V P, OZUR G E. Physical foundations for surface treatment of materials with low energy, high current electron beams[J].Surf. Coat. Technol., 2000, 125:49–56. [59]邱冬华,程笃庆,###,邹广田. 强流脉冲电子束作用下纯镍表面的应力特征[J]. 高压物理学报,2009,23:321-326. [60]HAO Shengzhi, ZHANG Xiangdong, MEI Xianxiu. Surface treatment of DZ4 directionally solidified nickel-based superalloy by high current pulsed electron beam [J]. Materials Letters, 2008, 62:414–417 J I A N G S U U N I V E R S I T Y 读 书 报 告 强流脉冲电子束作用下镍基高温合金GH4169的微观结构变化和抗腐蚀性能研究 Microstructure and Corrosion Resistance on the Surface of Nickel-Based Superalloy GH4169 Induced by High-Current Pulsed Electron Beam 学院名称： 材料科学与工程学院 专业班级： 学生姓名： 指导教师姓名： 指导教师职称： 教授 2014年 6 月 目 录 21. 高温合金 21.1 高温合金概述 21.2 高温合金的分类 31.3 高温合金的发展趋势 32. 镍基高温合金 32.1 镍基高温合金成分 32.2 镍基高温合金各元素作用 52.3 镍基高温合金的组织 62.4 镍基高温合金的强化 63. GH4169镍基高温合金 63.1 GH4169 73.2 GH4169组织 74. 强流脉冲电子束技术 84.1 强流脉冲电子束概述 84.2 改性装置 94.3 强流脉冲电子束表面改性 104.4 HCPEB作用下定向凝固镍基高温合金DZ4的表面处理 104.4.1 试验方法 104.4.2 实验结果 105. 本课题研究的目的及意义 12参考文献 1. 高温合金 1.1 高温合金概述 高温合金通常是指能在 600~1200℃下能承受一定工作压力的合金材料，它在高温下具有抗氧化、抗腐蚀、抗蠕变和良好的疲劳特性。高温合金为单一奥氏体组织，在各种温度下具有良好的组织稳定性和使用可靠性，基于上述性能特点，且高温合金的合金化程度较高，又被称为“超合金”，是广泛应用于航空、航天、石油、化工、舰船的一种重要材料。 1.2 高温合金的分类 高温合金的分类方式有很多。①按制造工艺分为变形、铸造和粉末冶金三类。变形高温合金的合金化程度和高温强度较低；铸造法采用精密铸造工艺制成零件，零件强度较高，缺点是不适合进行热加工；粉末法采用液态金属雾化或高能球磨机制粉，晶粒细小、成分和组织均匀，基本消除了偏析，显著改善了热加工性能，能把难于变形的铸造高温合金通过粉末法改善其热塑性而成为变形高温合金。②按合金主要元素分为铁基、镍基和钴基三类。铁基高温合金使用温度较低（600~850℃），一般用于发动机中工作温度较低的部位，如涡轮盘、机匣和轴等零件；镍基高温合金使用温度最高（约1000℃），此类合金发展快、应用广，在高温合金领域占有特殊重要的地位，广泛用于制造航空喷气发动机、各种工业燃气轮机的最热端零件，如涡轮部分工作叶片、导向叶片、涡轮盘和燃气室等；钴基高温合金使用温度约 950℃，具有良好的铸造性和焊接性，主要用于做导向叶片材料，该合金由于钴资源较少，价格昂贵，近期以来已很少开发新牌号。③按强化方式分为固溶强化、时效强化、氧化物弥散强化和晶界强化等。固溶强化高温合金具有优异抗氧化性，良好的塑性和成型性以及一定的高温强度，主要用于环境温度较高，但承受应力较低的零件，如燃烧室和火焰筒等；时效强化高温合金具有较高的高温强度和蠕变强度以及良好的综合性能，是高温合金的主要强化手段，即从过饱和基体中析出颗粒细小而弥散的第二相质点，该种合金主要用于承受高负荷、环境温度为高温或中温的零件，如涡轮叶片和涡轮盘等；氧化物弥散强化高温合金中弥散分布氧化物颗粒，具有高热稳定性，在 1000℃以上仍能保持较高的强度；晶界强化高温合金是在合金中加入微量硼、铈、锆和镁等元素改善晶界状态以提高合金的抗蠕变能力。[1] 1.3 高温合金的发展趋势 高温合金发展的趋势是进一步提高合金的工作温度和改善中温或高温下承受各种载荷的能力，延长合金寿命。就涡轮叶片材料而言，单晶叶片将进入实用阶段，定向结晶叶片的综合性能将得到改进。 此外，有可能采用激冷态合金粉末制造多层扩散连接的空心叶片，从而适应提高燃气温度的需要。就导向叶片和燃烧室材料而言，有可能使用氧化物弥散强化的合金，以大幅度提高使用温度。为了提高抗腐蚀和耐磨蚀性能，合金的防护涂层材料和工艺也将获得进一步发展。 2. 镍基高温合金 2.1 镍基高温合金成分 镍基高温合金是以镍为基体（含量一般大于50％）、在650～1000℃范围内具有较高的强度和良好的抗氧化、抗燃气腐蚀能力的高温合金[2]它是在Cr20Ni80合金基础上发展起来的，为了满足1000℃左右高温热强性（高温强度、蠕变抗力、高温疲劳强度）和气体介质中的抗氧化、抗腐蚀的要求，加入了大量的强化元素，如W、Mo、Ti、Al、Nb、Co等，以保证其优越的高温性能。除具有固溶强化作用，高温合金更依靠Al、Ti等与Ni形成金属间化合物γ′相（Ni3Al或Ni3Ti等）的析出强化和部分细小稳定MC、M23C6碳化物的晶内弥散强化以及B、Zr、Re等对晶界起净化、强化作用。[3] 2.2 镍基高温合金各元素作用 在所有的高温合金中,镍基合金最复杂,并在受热部件上应用最广泛,也是冶金学家最感兴趣的一类高温合金,除了需要控制的杂质元素外,通常都含有十余种合金元素,主要有:Cr、Co、W、Mo、Re、Ru、Ta、Nb、Ti、AI、C、B、Zr、Y、RE、Hf和Ni基体等等。[4] (1)Cr、Co:这两种元素主要起到固溶强化γ基体的作用,它们对于合金的抗热腐蚀性能有利。Cr促进颗粒状M23C6碳化物在晶界上析出强化晶界,Cr还可以保护合金表面不受O、S、盐的作用而产生高温氧化和热腐蚀,一般来说,具有耐热腐蚀性能要求的合金含有较高的Cr含量,但Cr的高温强化效果远远低于W、Mo、Nb、Ta、Re等难熔元素,而且高Cr促进TCP相的形成,恶化合金的组织稳定性,因此国内许多航空发动机用工作轮叶片材料均采用低Cr高W的固溶强化方式。Co主要进于γ基体,降低γ基体的堆垛层错能,降低Al、Ti在基体中的溶解度从而增加γ相的数量和提高γ相的溶解温度,这些作用对于提高合金的蠕变抗力效果显著。此外,Co可以增加Cr、Mo、大连理工大学硕士学位论文W、C在γ基体的溶解度,减少次生碳化物析出,改善晶界碳化物形态。[5]但Co也明显降低合金的初熔温度。 (2)W、Mo:这两种元素对于γ′相和γ基体都有很强的固溶强化效果,合金中加入这些元素可提高原子间结合力,提高合金的再结晶温度和扩散激活能,从而有效地提高合金的热强性。但它们都是促进TCP相形成元素,尤其是Mo等偏析元素在枝晶间富集,对于合金的组织稳定性十分不利。而且W、Mo在高温氧化环境下,极易生成挥发性的氧化物,难于形成致密的氧化膜,在有Na2SO4的环境中,容易引起酸性熔融反应,产生严重的热腐蚀。特别是高Mo的合金,常发生灾难性的腐蚀,因此Mo含量常被限定在2%以下。 (3)Re:蠕变第二阶段是加工硬化和回复的动态过程，这和位错的上升运动密切相关，所以空位的移动即合金的自扩散对于合金的蠕变性能至关重要。而金属元素的自扩散常数决定于熔点、晶体结构和原子价等等。在某一温度下,熔点高的金属,自扩散常数当然小；就晶格类型来说，金刚石型自扩散常数最小，面心立方、密排六方晶格次之，体心立方晶格最大。[6]具有很高熔点和密排六方晶格的Re,对高合金的蠕变强度,大有益处,而且Re对于合金的抗氧化性能有利,但Re价格昂贵,主要在单晶高温合金中得到应用。 (4)Ta、Nb、Ti、Al:这些元素都是γ′相形成元素,置换Ni3Al中Al原子的位置,在高温合金中加入这些元素,促进γ′相的析出,延缓γ’相的聚集长大过程,可提高合金的高温强度。Ta、Nb、Ti是MC类型碳化物形成元素,促进MC的析出,起到晶界强化的作用。Ta除了有效地提高合金的热强性以外,同时还能增加合金的抗氧化性能和耐腐蚀性能,高Ti也对合金的抗热腐蚀性有利,而高Al则有利于提高合金的抗高温氧化性能。但是Nb具有很强的电负性,极易促进TCP相的析出,而且Nb严重损失合金的抗氧化性能因此高温合金中的Nb含量一般均低于3%。[7]但在某些Fe-Ni基高温合金中,也加入了较多的Nb元素，促使γ′′(Ni3Nb)相的析出， γ′′相的点阵常数与基体相差较大，在界面可以产生很高的共格应变，可以显著提高合金在700℃以下的屈服强度。[8] (5)C、B:这两种元素均是高温合金中重要的晶界和枝晶间强化元素。C和B可以结合一定数量的TCP相形成元素，可以作为合金的组织稳定性元素。C在镍基高温合金中十分重要，倍受关注。[9]镍基高温合金中常见的碳化物有MC、M6C、M23C6和M7C3等，MC型碳化物具有面心立方结构，点阵常数在0.418-0.468lnm范围内。一般呈点状、条状和骨架状三种形态分布于枝晶间和晶界。MC型碳化物不稳定，在750-1040℃温度范围内慢慢分解,析出颗粒状的M6C和M23C6[10]。M6C型碳化物具有复杂面心立方究结构,在一些高W、Mo的铸造镍基高温合金中凝固时就能析出初生M6C，它们十分稳定，很难通过热处理方法消除。M23C6型碳化物在高Cr合金中常见，其晶体结构为复杂面心立方结构，点阵常数在1.05-1.07nm之间。M7C3型碳化物为正交晶体结构，在镍基高温合金中相对较为少见。[11]镍基高温合金中常见的硼化物是M3B2，还发现过少量的M4B3和MB12等其它硼化物。M3B2为四方结构，点阵常数在a=0.572~0.585nm,c=0.311~0.320nm之间。 (6)Zr、Hf:这两种元素都是强烈促进γ′相的形成元素，强烈偏聚于晶界和枝晶间，起到强化晶界的作用，但也促进（γ+γ′)共晶的析出，而且易于形成Ni5Zr和Ni5Hf等低熔点相。它们与S有很强的亲合力，可以起到净化晶界的作用。 2.3 镍基高温合金的组织 镍基高温合金的基本组织类型有：奥氏体基体（高度合金化固溶体）；弥散分布于基体中的碳化物或金属间化合物相，如 γ′相[Ni3（Al,Ti）]和 γ′′相（NiNb，NiTa）；或高熔点稳定化合物质点（由粉末冶金或机械合金化方法制得）镍基高温合金具有良好的综合性能，目前已被广泛地用于航空航天、汽车、通讯和电子工业部门。 2.4 镍基高温合金的强化 镍基合金是高温合金中应用最广、高温强度最高的一类合金。其主要原因，一是镍基合金中可以溶解较多合金元素，且能保持较好的组织稳定性；二是可以形成共格有序的 A3B型金属间化合物γ'[Ni3(Al，Ti)]相作为强化相，使合金得到有效的强化，获得比铁基高温合金和钴基高温合金更高的高温强度；三是含铬的镍基合金具有比铁基高温合金更好的抗氧化和抗燃气腐蚀能力。镍基合金含有十多种元素，其中Cr主要起进一步提高高温合金抗氧化、抗高温腐蚀性能的作用，其他元素主要起强化作用。根据它们的强化作用方式可分为：固溶强化元素，如钨、钼、钴、铬和钒等；沉淀强化元素，如铝、钛、铌和钽；晶界强化元素，如硼、锆、镁和稀土元素等。 由于镍基高温合金成分十分复杂，含有铬、铝等活泼元素，高温合金零件表面在氧化或热腐蚀环境中表现为表面化学不稳定，同时经机械加工而制成的零件表面留下加工硬化或残余应力等表面缺陷，这对高温合金零件的化学性能和力学性能都带来十分不利的影响。为了消除这些影响，常采用表面防护、喷丸处理、表面晶粒细化以及表面改性等措施。[12] 热处理对合金第二相粒子γ′相的形成、形态和稳定性有重要影响，探索合适的热处理制度对控制和稳定合金的微观组织、提高合金的高温性能有着积极的意义。经过长期反复研究证实，时效强化的实质是从过饱和固溶体中析出许多非常细小的沉淀物颗粒，形成一些体积很小的溶质原子富集区。 3. GH4169镍基高温合金 3.1 GH4169 GH4169合金是以体心四方的γ′′和面心立方的γ′相沉淀强化的镍基高温合金，合金在-253~700℃温度范围内具有良好的综合性能，650℃以下的屈服强度居变形高温合金的首位，并具有良好的抗疲劳、抗辐射、抗氧化、耐腐蚀性能，以及良好的加工性能、焊接性能良好。能够制造各种形状复杂的零部件，在宇航、核能、石油工业及挤压模具中，在上述温度范围内获得了极为广泛的应用。 该合金的另一特点是合金组织对热加工工艺特别敏感，掌握合金中相析出和溶解规律及组织与工艺、性能间的相互关系，可针对不同的使用要求制定合理、可行的工艺规程，就能获得可满足不同强度级别和使用要求的各种零件。供应的品种有锻件、锻棒、轧棒、冷轧棒、圆饼、环件、板、带、丝、管等。可制成盘、环、叶片、轴、紧固件和弹性元件、板材结构件、机匣等零部件在航空上长期使用。 3.2 GH4169组织 合金标准热处理状态的组织由γ基体、γ′、γ′′、δ、NbC相组成。γ′′(Ni3Nb)相是主要强化相，为体心四方有序结构的亚稳定相，呈圆盘状在基体中弥散共格析出，在长期时效或长期应用期间，有向δ相转变的趋势，使强度下降。γ′[Ni3(Al、Ti)]相的数量次于γ"相，呈球状弥散析出，对合金起一部分强化作用。δ相主要在晶界析出，其形貌与锻造期间的终锻温度有关，终锻温度在900℃，形成针状，在晶界和晶内析出；终锻温度达930℃，δ相呈颗粒状，均匀分布；终锻温度达950℃，δ相呈短棒状，分布于晶界为主；终锻温度达980℃，在晶界析出少量针状δ相，锻件出现持久缺口敏感性。终锻温度达到1020℃或更高，锻件中无δ相析出，晶粒随之粗化，锻件有持久缺口敏感性。锻造过程中，δ相在晶界析出，能起到钉扎作用，阻碍晶粒粗化。 GH4169 的相成分主要为单一奥氏体基体相（高度合金化固溶体 γ相），其中包含如钴、铬、钼和钨等大量固溶元素；在奥氏体基体相中还包含大量弥散相，为强化相，即从过饱和基体中析出颗粒细小而弥散的第二相质点，如γ′、γ′′和碳化物相等，这种相晶体结构与基体晶体结构相同，点阵常数也十分接近但并不完全相同，从而保证γ′相在使用过程中的长期稳定性；在合金晶粒晶界上还有许多碳化物或金属间化合物相，这些碳化物析出并在晶界处聚集长大，其形状类似于不连续的近球形颗粒。从材料力学性能角度，奥氏体相提高材料塑性和强度，而弥散强化相、碳化物相和金属间化合物相强化晶界、提高材料塑性，不利于加工中裂纹形成和扩展。[2] 4. 强流脉冲电子束技术 4.1 强流脉冲电子束概述 强流脉冲电子束(HCPEB)是近年来出现的一种新型材料载能束表面改性技术，并受到材料科学工作者的广泛关注，在脉冲电子束轰击材料的瞬时过程中，较高的能量(108~109W/cm2)在非常短的时间内（几纳秒到几微秒）作用在材料的表层，造成材料表面极为快速的加热和冷却，甚至使材料表层熔化、蒸发并快速凝固，在此过程中诱发的应力场能够引起材料表面快速而强烈的变形，从而造成特殊的改性效果；另外，由于脉冲时间极短，因而有可能观察到材料遭受辐照后结构缺陷的不同阶段的形态，进而观察结构缺陷生长过程中不同阶段的形态，揭示各种结构缺陷的性质及演化规律，从而更加深刻地理解材料的表面改性机制和辐照损伤特性。[13] 4.2 改性装置 强流脉冲电子束装置如图1所示，主要由电子枪、真空系统、电源控制系统、诊断系统等几个部分组成。其中，真空系统包括真空泵组（一台扩散泵、二台机械泵）、真空室（Φ700×800mm）、真空阀和通冷却水及排放废气的管道；电源控制系统包括脉冲高压发生器、磁场触发电源、同步控制电源等；诊断系统包括测量真空、电流、电压、能量密度等有关的仪器仪表；电子枪包括阴极、阳极、火花源、罗戈夫斯基线圈、磁场线圈等。 图1 强流脉冲电子束材料表面改性装置示意图 1.阴极；2.火花源；3.工作靶；4.真空室；5.线圈； 6.罗戈夫斯基线圈；7.脉冲高压发生器；8.支架； 9.电控柜；10.脉冲触发箱；11.高压电容； 12、13.手动真空阀（1,2）；14、15.机械泵（1,2） 16.电磁阀门；17.扩散泵；18.N2 该装置的主要技术指标如下： (1)电子能量：40KeV;(2)脉冲时间: 5μs(3)束流:10kA； (4)能量密度:1~6 J/cm2;(5)脉冲频率:0.1~0.2Hz(6)束斑:Φ60mm。 4.3 强流脉冲电子束表面改性 近十几年来，利用脉冲高能密束（电子束、离子束、激光束) 进行金属材料表面改性的方法得到了迅速发展。当高能量密度的射束作用到材料表面时，大量的能量会在短时间里沉积在材料表面的薄层中，被加热层的温度迅速升高，以至导致熔化、汽化等现象。同时，由热膨胀引起的动态应力也会在整个材料中产生强烈作用。当输入能量结束时，工件表面会急速冷却。经过这几个过程的综合作用，材料表面层的性质会发生明显地变化。这样就可以使材料表面具有用常规方法难以达到的物理、化学或力学性质。[14] 强流脉冲电子束与材料表面相互作用实质上是利用载能电子与固体表面之间特殊的交互作用来实现的。电场中加速的电子，以高能量及高速度与固体相碰撞时，入射电子就和固体中的分子、原子、电子相互作用而损失能量。由于入射电子失去的能量会转变为各种能量形式，所以碰撞就可以引起很多现象，例如引起电磁波（包括X射线、阴极荧光等）、电子（包括二次电子、俄歇电子、热电子等）的发射，以及靶材的加热、分子的脱附等等。目前，人们已经利用不同的电子作用效应制造了用于科学研究和生产加工中的各种仪器与设备。其中，对于电子束表面改性处理来说，主要是利用电子束轰击产生的热效应以及由此引发的材料微观组织结构和应力状态变化，最终达到改变材料表面性能的目的。[15] 强流脉冲电子束表面改性的实质是在短时间内将材料的表面层迅速加热，然后通过基体自冷却，在表面层得到特定的温度循环，从而达到改变显微结构及改善性能的目的。[16] 4.4 HCPEB作用下定向凝固镍基高温合金DZ4的表面处理 4.4.1 试验方法 从铸锭沿生长方向横向切成为尺寸15×12×2mm3的样品，在打磨，抛光和用乙醇清洗后，再用以下参数经HCPEB处理：25.2kV加速电压以及2，5和10的脉冲数。 4.4.2 实验结果 缩孔形成于所有照射表面，且优先形成在枝晶间区域内。对于较少的HCPEB脉冲（2或者5个脉冲），缩孔的大小具有较大的变化范围——从几微米到超过30μm。当增加HCPEB脉冲数，缩孔的数目减少，同时，一些尺寸大的缩孔保留下来。 缩孔在枝晶区域形成很容易被HCPEB引起的选择性萌发（由于定向凝固微观组织枝晶区域中的大的碳化物，硼化物和共晶区的存在）过程来解释，相比之下，分散在基体中的高度弥散的析出物没有发挥作为优先形核位置的显著作用。与碳化物或硼化物的第二阶段相比，分散的γ’析出物与γ基基体具有非常相似的热学性能，并与集体连续。它们在大小上也较相似，小于0.5μm。所以，缩孔核靠近枝晶区中大的碳化物，硼化物和共晶区更加高效。此外，由于大缩孔在较多HCPEB脉冲的处理下形成，DZ4处理的样品的表面粗糙度逐渐增大。 对于初始样本，测试表面已严重腐蚀同时形成许多深腐蚀坑。用10个脉冲HCPEB的处理的样品才被腐蚀部分，大多数测试表面仍保持原状具有良好的覆盖重熔层。耐腐蚀性的改善应该由HCPEB处理后，DZ4样品的被照射表面上形成的均匀保护膜进行说明。根据所提到的分析，当重熔层在溶解高度弥散分布沉淀后的压缩状态下具有非常细的显微组织时，碳化物，硼化物和共晶体局部富集在枝晶间的区域可以被有效地通过选择性喷发过程从被照射的表面上除去。这些过程同时赋予DZ4处理的样品具有改进的耐腐蚀性。[17] 5. 本课题研究的目的及意义 现代燃气涡轮发动机有50％以上质量的材料采用高温合金，其中镍基高温合金的用量在发动机材料中约占40％。镍基合金在中、高温度下具有优异综合性能，适合长时间在高温下工作，能够抗腐蚀和磨蚀，是最复杂的、在高温零部件中应用最广泛的、在所有超合金中许多冶金工作者最感兴趣的合金。镍基高温合金主要用于航空航天领域950～1050℃下工作的结构部件，如航空发动机的工作叶片、涡轮盘、燃烧室等。因此，研究镍基高温合金对于我国航天航空事业的发展具有重要意义。[3] GH4169是一种铁镍铬基变形高温合金，其相组成为基体相γ（Ni3Al）、平衡相δ（Ni3Nb）和强化相γ′（Ni3Al、Ti）、γ′′(Ni3Nb)。GH4169合金服役温度范围为-253~650 ℃，在这一温度区间内该合金具有高的抗拉强度、屈服强度、持久强度和塑性，同时具有良好的抗辐照、热加工及焊接性能，因而主要用于航空、航天及核能、石化领域关键材料的制备，在航空发动机中的应用最为广泛。但针对其耐蚀性研究较少。而HCPEB辐照后表面熔化，形成了重熔层。辐照过程中产生的强烈塑性变形引起位错密度的增加，产生大量滑移线，快速的凝固使重熔层中形成纳米结构，材料的耐蚀性明显提高。研究其耐蚀性的提高以及与微观结构变化的联系对高温合金GH4169的相关性能提高及应用具有重要的意义。 参考文献 [1] 李军利. 镍基高温合金整体叶轮高效加工应用基础研究[D].上海交通大学,2012. [2]　黄乾尧，李汉康．高温合金［Ｍ］.北京:冶金工业出版社，2000。 [3] 王会阳,安云岐,李承宇,晁兵,倪雅,刘国彬,李萍. 镍基高温合金材料的研究进展[J].材料导报,2011,S2:482-486 . [4] 宁礼奎. 四种镍基高温合金的抗热腐蚀性能研究[D].大连理工大学,2009. [5] Nathal M V, Maier R D, Ebert L J. The influence of cobalt on the tensile and stress-rupture properties of the Nickel-base superalloy Mar-M247.Metall.Trans., 1982(10):1767-1774 [6] 平修二.金属材料的高温强度-理论与设计.郭廷玮,李安定, 徐介平译.梁振和,张质贤校 .北京:科学出版社,1983:56-78 [7] 李华飞,刘祖林,向乐新等.高温合金GH871中Nb的强化效应研究.兵器材料科学与工程.1998(21):21-24 [8] Chen S Z, Guan C B ,Kang D T. Effect of Nb on γ’ phase precipitation hardened Ni-Cr-AI-Ti base superalloy . Aeta Metall.Sinica.,1984,(20A):398-404 [9] 基什金 ,斯特洛干诺夫.铸造镍基高温合金中的碳化物强化.航空材料学报.1992(11):1-8 [10] 黄乾尧,张绍津,甄宝林.镍基铸造高温合金中元素对一次碳化物MC的组成及其形态的影响.钢铁.1987(16):41-47. [11] 李玉清,刘锦岩.高温合金中Cr7C3相的晶体结构与孪晶.金属学报.1986(22):A50-63 [12] 黄乾尧，李汉康．高温合金［Ｍ］．北京：冶金工业出版社，2000 [13] ###.强流脉冲电子束作用下金属材料的微观结构状态[D].吉林大学,2005. [14] 廖乾初.表面处理技术现状及其在材料科学中的应用[J].兵器材料科学与工程，1988,3:10 [15] 陈世朴，王永瑞，金属电子显微分析，机械工业出版社，1982. [16] 郝胜智, 钟溥, 董闯 .强流脉冲电子束材料表面改性技术[J].真空与低温,2001,02:15-18+39. [17] Hao, Shengzhi; Zhang, Xiangdong; Mei, Xianxiu; Grosdidier, Thierry; Dong, Chuang Surface treatment of DZ4 directionally solidified nickel-based superalloy by high current pulsed electron beam[J].Materials Letters,2008,62(3): 414-417. 毕业设计（论文）原创性声明和使用授权说明 原创性声明 本人郑重承诺：所呈交的毕业设计（论文），是我个人在指导教师的指导下进行的研究工作及取得的成果。尽我所知，除文中特别加以标注和致谢的地方外，不包含其他人或组织已经发表或公布过的研究成果，也不包含我为获得 及其它教育机构的学位或学历而使用过的材料。对本研究提供过帮助和做出过贡献的个人或集体，均已在文中作了明确的说明并表示了谢意。 作 者 签 名：　　 　 　　日　 期：　　 　 　　 ​​​​​​​​​​​​ 指导教师签名：　　 　 　　 日　　期：　　 　 　　 使用授权说明 本人完全了解 大学关于收集、保存、使用毕业设计（论文）的规定，即：按照学校要求提交毕业设计（论文）的印刷本和电子版本；学校有权保存毕业设计（论文）的印刷本和电子版，并提供目录检索与阅览服务；学校可以采用影印、缩印、数字化或其它复制手段保存论文；在不以赢利为目的前提下，学校可以公布论文的部分或全部内容。 作者签名：　　 　 　　 日　 期：　　 　 　　 ​​​​​​​​​​​​ 学位论文原创性声明 本人郑重声明：所呈交的论文是本人在导师的指导下独立进行研究所取得的研究成果。除了文中特别加以标注引用的内容外，本论文不包含任何其他个人或集体已经发表或撰写的成果作品。对本文的研究做出重要贡献的个人和集体，均已在文中以明确方式标明。本人完全意识到本声明的法律后果由本人承担。 作者签名： 日期： 年 月 日 学位论文版权使用授权书 本学位论文作者完全了解学校有关保留、使用学位论文的规定，同意学校保留并向国家有关部门或机构送交论文的复印件和电子版，允许论文被查阅和借阅。本人授权　　 　 　大学可以将本学位论文的全部或部分内容编入有关数据库进行检索，可以采用影印、缩印或扫描等复制手段保存和汇编本学位论文。 涉密论文按学校规定处理。 作者签名： 日期： 年 月 日 导师签名： 日期： 年 月 日 指导教师评阅书 指导教师评价： 一、撰写（设计）过程 1、学生在论文（设计）过程中的治学态度、工作精神 □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 2、学生掌握专业知识、技能的扎实程度 □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 3、学生综合运用所学知识和专业技能分析和解决问题的能力 □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 4、研究方法的科学性；技术线路的可行性；设计方案的合理性 □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 5、完成毕业论文（设计）期间的出勤情况 □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 二、论文（设计）质量 1、论文（设计）的整体结构是否符合撰写规范？ □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 2、是否完成指定的论文（设计）任务（包括装订及附件）？ □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 三、论文（设计）水平 1、论文（设计）的理论意义或对解决实际问题的指导意义 □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 2、论文的观念是否有新意？设计是否有创意？ □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 3、论文（设计说明书）所体现的整体水平 □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 建议成绩：□ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 （在所选等级前的□内画“√”） 指导教师： （签名） 单位： （盖章） 年 月 日 评阅教师评阅书 评阅教师评价： 一、论文（设计）质量 1、论文（设计）的整体结构是否符合撰写规范？ □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 2、是否完成指定的论文（设计）任务（包括装订及附件）？ □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 二、论文（设计）水平 1、论文（设计）的理论意义或对解决实际问题的指导意义 □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 2、论文的观念是否有新意？设计是否有创意？ □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 3、论文（设计说明书）所体现的整体水平 □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 建议成绩：□ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 （在所选等级前的□内画“√”） 评阅教师： （签名） 单位： （盖章） 年 月 日 教研室（或答辩小组）及教学系意见 教研室（或答辩小组）评价： 一、答辩过程 1、毕业论文（设计）的基本要点和见解的叙述情况 □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 2、对答辩问题的反应、理解、表达情况 □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 3、学生答辩过程中的精神状态 □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 二、论文（设计）质量 1、论文（设计）的整体结构是否符合撰写规范？ □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 2、是否完成指定的论文（设计）任务（包括装订及附件）？ □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 三、论文（设计）水平 1、论文（设计）的理论意义或对解决实际问题的指导意义 □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 2、论文的观念是否有新意？设计是否有创意？ □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 3、论文（设计说明书）所体现的整体水平 □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 评定成绩：□ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 （在所选等级前的□内画“√”） 教研室主任（或答辩小组组长）： （签名） 年 月 日 教学系意见： 系主任： （签名） 年 月 日 学位论文原创性声明 本人郑重声明：所呈交的学位论文，是本人在导师的指导下进行的研究工作所取得的成果。尽我所知，除文中已经特别注明引用的内容和致谢的地方外，本论文不包含任何其他个人或集体已经发表或撰写过的研究成果。对本文的研究做出重要贡献的个人和集体，均已在文中以明确方式注明并表示感谢。本人完全意识到本声明的法律结果由本人承担。 学位论文作者（本人签名）： 年 月 日 学位论文出版授权书 本人及导师完全同意《中国博士学位论文全文数据库出版章程》、《中国优秀硕士学位论文全文数据库出版章程》(以下简称“章程”)，愿意将本人的学位论文提交“中国学术期刊（光盘版）电子杂志社”在《中国博士学位论文全文数据库》、《中国优秀硕士学位论文全文数据库》中全文发表和以电子、网络形式公开出版，并同意编入CNKI《中国知识资源总库》，在《中国博硕士学位论文评价数据库》中使用和在互联网上传播，同意按“章程”规定享受相关权益。 论文密级： □公开 □保密（___年__月至__年__月）(保密的学位论文在解密后应遵守此协议) 作者签名：_______ 导师签名：_______ _______年_____月_____日 _______年_____月_____日 独 创 声 明 本人郑重声明：所呈交的毕业设计(论文)，是本人在指导老师的指导下，独立进行研究工作所取得的成果，成果不存在知识产权争议。尽我所知，除文中已经注明引用的内容外，本设计（论文）不含任何其他个人或集体已经发表或撰写过的作品成果。对本文的研究做出重要贡献的个人和集体均已在文中以明确方式标明。 本声明的法律后果由本人承担。   作者签名: 二〇一〇年九月二十日   毕业设计（论文）使用授权声明 本人完全了解滨州学院关于收集、保存、使用毕业设计（论文）的规定。 本人愿意按照学校要求提交学位论文的印刷本和电子版，同意学校保存学位论文的印刷本和电子版，或采用影印、数字化或其它复制手段保存设计（论文）；同意学校在不以营利为目的的前提下，建立目录检索与阅览服务系统，公布设计（论文）的部分或全部内容，允许他人依法合理使用。 （保密论文在解密后遵守此规定）   作者签名: 二〇一〇年九月二十日 致 谢 时间飞逝，大学的学习生活很快就要过去，在这四年的学习生活中，收获了很多，而这些成绩的取得是和一直关心帮助我的人分不开的。 首先非常感谢学校开设这个课题，为本人日后从事计算机方面的工作提供了经验，奠定了基础。本次毕业设计大概持续了半年，现在终于到结尾了。本次毕业设计是对我大学四年学习下来最好的检验。经过这次毕业设计，我的能力有了很大的提高，比如操作能力、分析问题的能力、合作精神、严谨的工作作风等方方面面都有很大的进步。这期间凝聚了很多人的心血，在此我表示由衷的感谢。没有他们的帮助，我将无法顺利完成这次设计。 首先，我要特别感谢我的知道郭谦功老师对我的悉心指导，在我的论文书写及设计过程中给了我大量的帮助和指导，为我理清了设计思路和操作方法，并对我所做的课题提出了有效的改进方案。郭谦功老师渊博的知识、严谨的作风和诲人不倦的态度给我留下了深刻的印象。从他身上，我学到了许多能受益终生的东西。再次对周巍老师表示衷心的感谢。 其次，我要感谢大学四年中所有的任课老师和辅导员在学习期间对我的严格要求，感谢他们对我学习上和生活上的帮助，使我了解了许多专业知识和为人的道理，能够在今后的生活道路上有继续奋斗的力量。 另外，我还要感谢大学四年和我一起走过的同学朋友对我的关心与支持，与他们一起学习、生活，让我在大学期间生活的很充实，给我留下了很多难忘的回忆。 最后，我要感谢我的父母对我的关系和理解，如果没有他们在我的学习生涯中的无私奉献和默默支持，我将无法顺利完成今天的学业。 四年的大学生活就快走入尾声，我们的校园生活就要划上句号，心中是无尽的难舍与眷恋。从这里走出，对我的人生来说，将是踏上一个新的征程，要把所学的知识应用到实际工作中去。 回首四年，取得了些许成绩，生活中有快乐也有艰辛。感谢老师四年来对我孜孜不倦的教诲，对我成长的关心和爱护。 学友情深，情同兄妹。四年的风风雨雨，我们一同走过，充满着关爱，给我留下了值得珍藏的最美好的记忆。 在我的十几年求学历程里，离不开父母的鼓励和支持，是他们辛勤的劳作，无私的付出，为我创造良好的学习条件，我才能顺利完成完成学业，感激他们一直以来对我的抚养与培育。 最后，我要特别感谢我的导师***老师、和研究生助教***老师。是他们在我毕业的最后关头给了我们巨大的帮助与鼓励，给了我很多解决问题的思路，在此表示衷心的感激。老师们认真负责的工作态度，严谨的治学精神和深厚的理论水平都使我收益匪浅。他无论在理论上还是在实践中，都给与我很大的帮助，使我得到不少的提高这对于我以后的工作和学习都有一种巨大的帮助，感谢他耐心的辅导。在论文的撰写过程中老师们给予我很大的帮助，帮助解决了不少的难点，使得论文能够及时完成，这里一并表示真诚的感谢。 致 谢 这次论文的完成，不止是我自己的努力，同时也有老师的指导，同学的帮助，以及那些无私奉献的前辈，正所谓你知道的越多的时候你才发现你知道的越少，通过这次论文，我想我成长了很多，不只是磨练了我的知识厚度，也使我更加确定了我今后的目标：为今后的计算机事业奋斗。在此我要感谢我的指导老师——***老师，感谢您的指导，才让我有了今天这篇论文，您不仅是我的论文导师，也是我人生的导师，谢谢您！我还要感谢我的同学，四年的相处，虽然我未必记得住每分每秒，但是我记得每一个有你们的精彩瞬间，我相信通过大学的历练，我们都已经长大，变成一个有担当，有能力的新时代青年，感谢你们的陪伴，感谢有你们，这篇论文也有你们的功劳，我想毕业不是我们的相处的结束，它是我们更好相处的开头，祝福你们！我也要感谢父母，这是他们给我的，所有的一切；感谢母校，尽管您不以我为荣，但我一直会以我是一名农大人为荣。 通过这次毕业设计，我学习了很多新知识，也对很多以前的东西有了更深的记忆与理解。漫漫求学路，过程很快乐。我要感谢信息与管理科学学院的老师，我从他们那里学到了许多珍贵的知识和做人处事的道理，以及科学严谨的学术态度，令我受益良多。同时还要感谢学院给了我一个可以认真学习，天天向上的学习环境和机会。 即将结束*大学习生活，我感谢****大学提供了一次在农大接受教育的机会，感谢院校老师的无私教导。感谢各位老师审阅我的论文。 毕业设计（论文）原创性声明和使用授权说明 原创性声明 本人郑重承诺：所呈交的毕业设计（论文），是我个人在指导教师的指导下进行的研究工作及取得的成果。尽我所知，除文中特别加以标注和致谢的地方外，不包含其他人或组织已经发表或公布过的研究成果，也不包含我为获得 及其它教育机构的学位或学历而使用过的材料。对本研究提供过帮助和做出过贡献的个人或集体，均已在文中作了明确的说明并表示了谢意。 作 者 签 名：　　 　 　　日　 期：　　 　 　　 ​​​​​​​​​​​​ 指导教师签名：　　 　 　　 日　　期：　　 　 　　 使用授权说明 本人完全了解 大学关于收集、保存、使用毕业设计（论文）的规定，即：按照学校要求提交毕业设计（论文）的印刷本和电子版本；学校有权保存毕业设计（论文）的印刷本和电子版，并提供目录检索与阅览服务；学校可以采用影印、缩印、数字化或其它复制手段保存论文；在不以赢利为目的前提下，学校可以公布论文的部分或全部内容。 作者签名：　　 　 　　 日　 期：　　 　 　　 ​​​​​​​​​​​​ 学位论文原创性声明 本人郑重声明：所呈交的论文是本人在导师的指导下独立进行研究所取得的研究成果。除了文中特别加以标注引用的内容外，本论文不包含任何其他个人或集体已经发表或撰写的成果作品。对本文的研究做出重要贡献的个人和集体，均已在文中以明确方式标明。本人完全意识到本声明的法律后果由本人承担。 作者签名： 日期： 年 月 日 学位论文版权使用授权书 本学位论文作者完全了解学校有关保留、使用学位论文的规定，同意学校保留并向国家有关部门或机构送交论文的复印件和电子版，允许论文被查阅和借阅。本人授权　　 　 　大学可以将本学位论文的全部或部分内容编入有关数据库进行检索，可以采用影印、缩印或扫描等复制手段保存和汇编本学位论文。 涉密论文按学校规定处理。 作者签名： 日期： 年 月 日 导师签名： 日期： 年 月 日 独 创 声 明 本人郑重声明：所呈交的毕业设计(论文)，是本人在指导老师的指导下，独立进行研究工作所取得的成果，成果不存在知识产权争议。尽我所知，除文中已经注明引用的内容外，本设计（论文）不含任何其他个人或集体已经发表或撰写过的作品成果。对本文的研究做出重要贡献的个人和集体均已在文中以明确方式标明。 本声明的法律后果由本人承担。   作者签名: 年 月 日   毕业设计（论文）使用授权声明 本人完全了解**学院关于收集、保存、使用毕业设计（论文）的规定。 本人愿意按照学校要求提交学位论文的印刷本和电子版，同意学校保存学位论文的印刷本和电子版，或采用影印、数字化或其它复制手段保存设计（论文）；同意学校在不以营利为目的的前提下，建立目录检索与阅览服务系统，公布设计（论文）的部分或全部内容，允许他人依法合理使用。 （保密论文在解密后遵守此规定）   作者签名: 年 月 日 基本要求：写毕业论文主要目的是培养学生综合运用所学知识和技能，理论联系实际，独立分析，解决实际问题的能力，使学生得到从事本专业工作和进行相关的基本训练。毕业论文应反映出作者能够准确地掌握所学的专业基础知识，基本学会综合运用所学知识进行科学研究的方法，对所研究的题目有一定的心得体会，论文题目的范围不宜过宽，一般选择本学科某一重要问题的一个侧面。 毕业论文的基本教学要求是： 1、培养学生综合运用、巩固与扩展所学的基础理论和专业知识，培养学生独立分析、解决实际问题能力、培养学生处理数据和信息的能力。2、培养学生正确的理论联系实际的工作作风，严肃认真的科学态度。3、培养学生进行社会调查研究；文献资料收集、阅读和整理、使用；提出论点、综合论证、总结写作等基本技能。 毕业论文是毕业生总结性的独立作业，是学生运用在校学习的基本知识和基础理论，去分析、解决一两个实际问题的实践锻炼过程，也是学生在校学习期间学习成果的综合性总结，是整个教学活动中不可缺少的重要环节。撰写毕业论文对于培养学生初步的科学研究能力，提高其综合运用所学知识分析问题、解决问题能力有着重要意义。 毕业论文在进行编写的过程中，需要经过开题报告、论文编写、论文上交评定、论文答辩以及论文评分五个过程，其中开题报告是论文进行的最重要的一个过程，也是论文能否进行的一个重要指标。 撰写意义：1.撰写毕业论文是检验学生在校学习成果的重要措施，也是提高教学质量的重要环节。大学生在毕业前都必须完成毕业论文的撰写任务。申请学位必须提交相应的学位论文，经答辩通过后，方可取得学位。可以这么说，毕业论文是结束大学学习生活走向社会的一个中介和桥梁。毕业论文是大学生才华的第一次显露，是向祖国和人民所交的一份有份量的答卷，是投身社会主义现代化建设事业的报到书。一篇毕业论文虽然不能全面地反映出一个人的才华，也不一定能对社会直接带来巨大的效益，对专业产生开拓性的影响。但是，实践证明，撰写毕业论文是提高教学质量的重要环节，是保证出好人才的重要措施。 2.通过撰写毕业论文，提高写作水平是干部队伍“四化”建设的需要。党中央要求，为了适应现代化建设的需要，领导班子成员应当逐步实现“革命化、年轻化、知识化、专业化”。这个“四化”的要求，也包含了对干部写作能力和写作水平的要求。 3.提高大学生的写作水平是社会主义物质文明和精神文明建设的需要。在新的历史时期，无论是提高全族的科学文化水平，掌握现代科技知识和科学管理方法，还是培养社会主义新人，都要求我们的干部具有较高的写作能力。在经济建设中，作为领导人员和机关的办事人员，要写指示、 通知 关于发布提成方案的通知关于xx通知关于成立公司筹建组的通知关于红头文件的使用公开通知关于计发全勤奖的通知 、总结、调查报告等应用文；要写说明书、广告、解说词等说明文；还要写科学论文、经济评论等议论文。在当今信息社会中，信息对于加快经济发展速度，取得良好的经济效益发挥着愈来愈大的作用。写作是以语言文字为信号，是传达信息的方式。信息的来源、信息的收集、信息的储存、整理、传播等等都离不开写作。 论文种类：毕业论文是学术论文的一种形式，为了进一步探讨和掌握毕业论文的写作规律和特点，需要对毕业论文进行分类。由于毕业论文本身的内容和性质不同，研究领域、对象、方法、表现方式不同，因此，毕业论文就有不同的分类方法。 按内容性质和研究方法的不同可以把毕业论文分为理论性论文、实验性论文、描述性论文和设计性论文。后三种论文主要是理工科大学生可以选择的论文形式，这里不作介绍。文科大学生一般写的是理论性论文。理论性论文具体又可分成两种：一种是以纯粹的抽象理论为研究对象，研究方法是严密的理论推导和数学运算，有的也涉及实验与观测，用以验证论点的正确性。另一种是以对客观事物和现象的调查、考察所得观测资料以及有关文献资料数据为研究对象，研究方法是对有关资料进行分析、综合、概括、抽象，通过归纳、演绎、类比，提出某种新的理论和新的见解。 按议论的性质不同可以把毕业论文分为立论文和驳论文。立论性的毕业论文是指从正面阐述论证自己的观点和主张。一篇论文侧重于以立论为主，就属于立论性论文。立论文要求论点鲜明，论据充分，论证严密，以理和事实服人。驳论性毕业论文是指通过反驳别人的论点来树立自己的论点和主张。如果毕业论文侧重于以驳论为主，批驳某些错误的观点、见解、理论，就属于驳论性毕业论文。驳论文除按立论文对论点、论据、论证的要求以外，还要求针锋相对，据理力争。 按研究问题的大小不同可以把毕业论文分为宏观论文和微观论文。凡届国家全局性、带有普遍性并对局部工作有一定指导意义的论文，称为宏观论文。它研究的面比较宽广，具有较大范围的影响。反之，研究局部性、具体问题的论文，是微观论文。它对具体工作有指导意义，影响的面窄一些。 另外还有一种综合型的分类方法，即把毕业论文分为专题型、论辩型、综述型和综合型四大类： 1．专题型论文。这是分析前人研究成果的基础上，以直接论述的形式发表见解，从正面提出某学科中某一学术问题的一种论文。如本书第十二章例文中的《浅析领导者突出工作重点的方法与艺术》一文，从正面论述了突出重点的工作方法的意义、方法和原则，它表明了作者对突出工作重点方法的肯定和理解。2．论辩型论文。这是针对他人在某学科中某一学术问题的见解，凭借充分的论据，着重揭露其不足或错误之处，通过论辩形式来发表见解的一种论文。3．综述型论文。这是在归纳、总结前人或今人对某学科中某一学术问题已有研究成果的基础上，加以介绍或评论，从而发表自己见解的一种论文。4．综合型论文。这是一种将综述型和论辩型两种形式有机结合起来写成的一种论文。如《关于中国民族关系史上的几个问题》一文既介绍了研究民族关系史的现状，又提出了几个值得研究的问题。因此，它是一篇综合型的论文。 写作步骤：毕业论文是高等教育自学考试本科专业应考者完成本科阶段学业的最后一个环节，它是应考者的 总结 性独立作业，目的在于总结学习专业的成果，培养综合运用所学知识解决实际 问题 的能力。从文体而言，它也是对某一专业领域的现实问题或 理论 问题进行 科学 研究 探索的具有一定意义的论说文。完成毕业论文的撰写可以分两个步骤，即选择课题和研究课题。 首先是选择课题。选题是论文撰写成败的关键。因为，选题是毕业论文撰写的第一步，它实际上就是确定“写什么”的问题，亦即确定科学研究的方向。如果“写什么”不明确，“怎么写”就无从谈起。 教育部自学考试办公室有关对毕业论文选题的途径和要求是“为鼓励理论与工作实践结合，应考者可结合本单位或本人从事的工作提出论文题目，报主考学校审查同意后确立。也可由主考学校公布论文题目，由应考者选择。毕业论文的总体要求应与普通全日制高等学校相一致，做到通过论文写作和答辩考核，检验应考者综合运用专业知识的能力”。但不管考生是自己任意选择课题，还是在主考院校公布的指定课题中选择课题，都要坚持选择有科学价值和现实意义的、切实可行的课题。选好课题是毕业论文成功的一半。 第一、要坚持选择有科学价值和现实意义的课题。科学研究的目的是为了更好地认识世界、改造世界，以推动社会的不断进步和发展 。因此，毕业论文的选题，必须紧密结合社会主义物质文明和精神文明建设的需要，以促进科学事业发展和解决现实存在问题作为出发点和落脚点。选题要符合科学研究的正确方向，要具有新颖性，有创新、有理论价值和现实的指导意义或推动作用，一项毫无意义的研究，即使花很大的精力，表达再完善，也将没有丝毫价值。具体地说，考生可从以下三个方面来选题。首先，要从现实的弊端中选题，学习了专业知识，不能仅停留在书本上和理论上，还要下一番功夫，理论联系实际，用已掌握的专业知识，去寻找和解决工作实践中急待解决的问题。其次，要从寻找科学研究的空白处和边缘领域中选题，科学研究。还有许多没有被开垦的处女地，还有许多缺陷和空白，这些都需要填补。应考者应有独特的眼光和超前的意识去思索，去发现，去研究。最后，要从寻找前人研究的不足处和错误处选题，在前人已提出来的研究课题中，许多虽已有初步的研究成果，但随着社会的不断发展，还有待于丰富、完整和发展，这种补充性或纠正性的研究课题，也是有科学价值和现实指导意义的。 第二、要根据自己的能力选择切实可行的课题。毕业论文的写作是一种创造性劳动，不但要有考生个人的见解和主张，同时还需要具备一定的客观条件。由于考生个人的主观、客观条件都是各不相同的，因此在选题时，还应结合自己的特长、兴趣及所具备的客观条件来选题。具体地说，考生可从以下三个方面来综合考虑。首先，要有充足的资料来源。“巧妇难为无米之炊”，在缺少资料的情况下，是很难写出高质量的论文的。选择一个具有丰富资料来源的课题，对课题深入研究与开展很有帮助。其次，要有浓厚的研究兴趣，选择自己感兴趣的课题，可以激发自己研究的热情，调动自己的主动性和积极性，能够以专心、细心、恒心和耐心的积极心态去完成。最后，要能结合发挥自己的业务专长，每个考生无论能力水平高低，工作岗位如何，都有自己的业务专长，选择那些能结合自己工作、发挥自己业务专长的课题，对顺利完成课题的研究大有益处。 致 谢 这次论文的完成，不止是我自己的努力，同时也有老师的指导，同学的帮助，以及那些无私奉献的前辈，正所谓你知道的越多的时候你才发现你知道的越少，通过这次论文，我想我成长了很多，不只是磨练了我的知识厚度，也使我更加确定了我今后的目标：为今后的计算机事业奋斗。在此我要感谢我的指导老师——***老师，感谢您的指导，才让我有了今天这篇论文，您不仅是我的论文导师，也是我人生的导师，谢谢您！我还要感谢我的同学，四年的相处，虽然我未必记得住每分每秒，但是我记得每一个有你们的精彩瞬间，我相信通过大学的历练，我们都已经长大，变成一个有担当，有能力的新时代青年，感谢你们的陪伴，感谢有你们，这篇论文也有你们的功劳，我想毕业不是我们的相处的结束，它是我们更好相处的开头，祝福你们！我也要感谢父母，这是他们给我的，所有的一切；感谢母校，尽管您不以我为荣，但我一直会以我是一名农大人为荣。 通过这次毕业设计，我学习了很多新知识，也对很多以前的东西有了更深的记忆与理解。漫漫求学路，过程很快乐。我要感谢信息与管理科学学院的老师，我从他们那里学到了许多珍贵的知识和做人处事的道理，以及科学严谨的学术态度，令我受益良多。同时还要感谢学院给了我一个可以认真学习，天天向上的学习环境和机会。 即将结束*大学习生活，我感谢****大学提供了一次在**大接受教育的机会，感谢院校老师的无私教导。感谢各位老师审阅我的论文。 � � �