概括：

利用大电流脉冲电子束进行材料表面改性是近十年来迅速发展的新兴技术。 本文对俄制“纳德日达二号”强流脉冲电子束技术原理进行深入分析，掌握该技术的基本原理，并测试系统技术参数与系统性能的关系。获得能量密度。 该研究澄清了原来对大电流脉冲电子束的脉冲宽度（脉冲持续时间）与设定延迟时间之间的误解。 通过分析测量电压和电流放电波形，得到阴极加速度的设定值。 电压与火花源点火的时间延迟与获得的束流能量密度之间的关系。 我们的研究结果表明，阳极等离子体产生后，二极管与束流漂移空间之间的扩散需要一定的时间才能被填充。 充满电后能正常维持的时间也会受到限制。 因此，在向石墨阴极施加加速电压之前，延迟时间太短或太长，都会导致二极管和束流漂移空间中的阳极等离子体质量差，从而影响阴极等离子体。 本体的质量最终会导致发射的电子流不足，甚至无法发射正常的电子流。 通过实际测试，我们得出的结论是，对于本系统，延迟时间设置为3.5μs是最佳的。 本文选取冷作和热作模具钢中的典型钢种，即D2（Cr12Mo1V1）和H13（4Cr5MoSiVI）钢作为研究材料，进行强电流脉冲电子束（HCPEB）表面淬火和表面合金化。 化学研究。

采用金相显微镜、扫描电子显微镜、透射电子显微镜等手段对模具钢经强电流脉冲电子束改性后表面显微组织的变化进行分析研究。 通过分析和测试，我们发现：模具钢经过电子束辐照后，根据处理能量的不同，材料表面有熔化和未熔化两种结果。 最深的熔化层达到10μm左右，未熔化的表面热影响处理层也能达到15μm左右。 同时，在样品表面观察到微熔坑。 即使是火山口（craters），也显得起伏不定。 模具钢表面经脉冲电子束淬火后，如果能量足够高，表面的大颗粒碳化物将部分或完全溶解在液相中，未溶解的碳化物颗粒呈弥散分布状态。均匀细腻（有的达到纳米级）。 表层残余奥氏体含量增加。 组织分离减少，表面组织均质化。 电子束照射停止后，表面熔体由于周围冷基体的热传导而迅速冷却，得到亚微晶、非晶、纳米晶等非平衡结构。 同时，样品表面积累了大量的空位、空穴对、大量的孔洞。 错位组。 电子束改性样品的截面显微硬度测试结果表明，经过脉冲电子束淬火处理后，两种钢的显微硬度值在靠近表面的几百微米范围内都有所增加。 D2-2样品（26.78kV轰击20次）的峰值硬度从955.2HK提高到1250HK左右，提高了约30%。 H13-7样品的峰值硬度（25kV轰击20次）从592.1HK增加到691。

约3HK，增幅近17%。 表面与Cr、TiN合金化后，表面显微硬度进一步提高。 D2-Cr2样品增加至约1260HK，而D2-TiN4样品增加至约1265HK。 截面上的显微硬度均呈波动状态，分布特征复杂，影响深远。 模具钢电子束表面淬火处理后的试样的耐磨性和耐电化学腐蚀性能显着提高。 DZ-l、DZ-2和DZ-5样品的相对耐磨性分别提高了5.63、7.36和7.9倍，而十对H13-4、HI3-6和HI3-7样品的耐磨性提高了分别是2.09、11.76和9.87倍。 DZ-l、DZ-3和DZ组合样品在CI"离子介质中的腐蚀电流分别降低了ZIO、28O和31O。采用纯铝渗碳的基础扩散研究结果表明，纯铝表面经过26.skV脉冲电子束辐照处理后，近表层升温速率高达109K，开始熔化并在1至Zps内达到最高温度，然后以一定冷却速率快速冷却108～109K7由于周围冷基体的热传导，整个熔化和再凝固过程持续时间仅为6～7秒，再结晶过程中固液界面的移动速度为1～ 4 m，液相停留时间约为sps，表面附近存在高浓度的非平衡空位、空洞和微熔孔，并且由于瞬时熔化和凝固产生的热应力导致大量的亚微观结构和一些上部结构出现在近表层。

由于近表层的超快熔化和随后的快速再凝固，表层发生强烈搅拌，在表层铝熔体熔化和凝固过程中，碳颗粒被包裹到铝熔体中。 它在随后的脉冲能量沉积过程中进一步快速膨胀。 碳主要以第二相异质颗粒的形式存在，其中一些达到纳米尺度并显示出形成纳米金刚石结构的迹象。 模拟计算结果表明，DZ模具钢经过26.78 kV HCPEB表面辐照处理后，表面升温速率约为2100 t，熔体冷却速率约为16 m，结晶前沿界面移动速度约为15 m，液相保留时间约为sps。 无论是直接电子束改性处理还是预涂Cr、N粉后进行电子束轰击处理，样品的微动摩擦和耐磨性能都得到了很大的提高，特别是预涂N粉的样品。 微动磨损性能提高近3倍（DZ1） H13钢的高温抗氧化能力提高近40倍。模具钢的使用温度从600T以下提高到至少750Y。脉冲电子束处理不仅可以进一步提高了电弧铝涂层的高温抗氧化性能，同时也大大改善了电弧铝涂层与膜基的结合强度问题，在实际生产应用中具有很大的应用价值。

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