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利用强流脉冲电子束进行材料表面改性处理是近十年来迅速发展起来的一门新兴技术。本文对俄罗斯制“Nadezhda-2”型强流脉冲电子束技术原理进行了深入的剖析，掌握了该技术的基本原理，并对该系统的技术参数与获得的能量密度之间的关系进行了测试研究，澄清了原来在强流脉冲电子束脉宽(既脉冲持续时间)和设定的延迟时间之间的误解，通过对电压电流放电波形的分析测量，我们获得了设定的通以阴极加速电压与火花源点燃之间的时间延迟与所获得的束流能量密度之间影响关系，我们的研究结果表明，由于阳极等离子体产生以后在二极管和束流漂移空间之间的扩散充满需要一定的时间，充满后能正常保持的时间也会有限，因此，在对石墨阴极通加速电压前，延迟时间过短或过长都会造成二极管与束流漂移空间的阳极等离子体品质不好，进而影响阴极等离子体的品质，最终也造成发射电子流不充分，甚至无法正常发射电子流。我们通过实际测试，得出了对本系统，设定延迟时间为3.5μs是最佳的。 本文分别在冷作和热作模具钢中各选择了一种典型钢种，即D2(Cr12Mo1V1)和H13(4Cr5MoSiVI)钢作为研究材料，进行了强流脉冲电子束(HCPEB)表面淬火及表面合金化研究。利用金相显微镜、扫描电镜、透射电镜等手段分析研究了模具钢经强流脉冲电子束改性后表层显微组织结构的变化，通过分析测试我们发现：模具钢经电子束辐照处理后，视处理能量不同而在材料表层出现熔化与未熔化两种结果，熔化层最深达到10μm左右，而未熔化的，其表面热影响处理层也能达到15μm左右，同时试样表面观察到微熔坑甚至火山坑(craters)，并出现波状起伏。模具钢表面经脉冲电子束淬火处理后，若能量足够高，则表层大颗粒的碳化物发生部分或全部液相溶解，未溶碳化物颗粒弥散分布，均匀细小(有的达到纳米尺度)。表层残余奥氏体含量增加。组织偏析减少，表层组织均匀化。电子束停止辐照后，表层熔体由于周围冷基体的导热而急速冷却，得到亚微晶、非晶态以及纳米晶等非平衡态组织，同时样品表层聚集大量空位，空穴对，及大量位错团。 对电子束改性试样的截面显微硬度测试结果表明：两种钢材经脉冲电子束淬火处理后近表层几百微米范围内均出现显微硬度值升高的现象。D2-2试样(26.78kV轰击20次)的峰值硬度从955.2HK增加到1250HK左右提高约30％，H13-7试样(25kV轰击20次)的峰值硬度从592.1HK增加到691.3HK左右，提高近17％，而表面添加Cr及TiN合金化后，表层显微硬度进一步提高，D2-Cr2样品提高到1260HK左右，而D2-TiN4的提高到1265HK左右；在截面上显微硬度都出现波动 大连理工大学博士学位论文一起伏，分布特征复杂，影响深度大。 模具钢电子束表面淬火处理后试样耐磨性及耐电化学腐蚀能力显著提高。DZ－l、DZ－2和 DZ－5试样相对耐磨性分别提高了 5．63、7．36和 7．9倍，而 H13－4、HI3－6、HI3－7试样的十对耐磨性则分另提高了 2．09、11．76和 9．87倍。DZ－l、DZ－3和 DZ并试样在 CI”离子介质中腐蚀电流分别下降了 ZIO、28O和 31O。 以纯铝渗碳作基础扩渗研究的结果表明：纯铝表面经26．skV脉冲电子束辐照处理后，近表层加热速度高达109K沾，并在l～Zps时间内开始熔化并达到最高温度，随后又靠周围冷基体的导热而以 108～109K七的冷却速度快速冷却，整个熔化再凝固过程持续时间仅仅6～7呷，再结晶过程固液界面移动速度l～4m乃，液相保持时间大约sps。近表层存在高浓度的非平衡空位、空洞及微熔孔，并由于瞬间熔化凝固引发的热应力使近表层出现大量亚微结构及某种超结构。由于近表层超快速的熔化和随后的快速再凝固使表层发生强烈的搅拌作用，碳颗粒在表面铝熔体的熔化凝固过程中被裹夫进入铝熔体中。在后续脉冲能量沉积过程中被进一步快速扩渗。碳主要以第二相异质颗粒存在，颗粒有的达到纳米尺度，有形成纳米金刚石结构的迹象。 模拟计算结果表明：DZ模具钢经26．78kV的HCPEB表面辐照处理后，其表层加热速率在叶’K沾，熔体冷却速率大概叫 儿，表层最高温度可以达到 21 00 t左右，熔化速度在16m儿，结晶前沿界面移动速度在15m沾，液相保持时间在sps左右。 不管是电子束直接改性处理还是预涂覆Cr及n 粉末后电子束轰击处理，都很大程度改善了试样抗微动摩擦磨损性能，尤其是预涂覆n 粉末的试样，其抗微动磨损性能提高近 3倍（DZ1 X 磨损寿命提高近 25倍（DZ－CrZ人 电弧镀铝然后脉冲电子束复合后处理可以使模具钢抗高温氧化性能得到极大提高，本实验条件下，H13钢抗高温氧化性能提高近40倍。将模具钢的使用温度从600T以下提高到至少750Y。脉冲电子束处理不但可以进一步改善电弧镀铝层抗高温氧化性能，而且可以极大改善电弧镀铝层膜基结合力的问题，在生产实际应用中具有很大应用价值。