为了提高M50钢的耐磨及耐腐蚀性能，本文采用强流脉冲电子束技术对M50钢进行了辐照处理。采用透射电镜、扫描电镜、X射线衍射（XRD）等手段对经过辐照处理的M50钢表层的相组成及显微组织结构进行了分析，研究了熔层的形成机制及耐磨耐腐蚀性能，并研究了深冷及回火处理对熔层显微组织结构的影响。模拟计算结果表明，电子束辐照能量对M50钢表面的状态有很大的影响，当脉冲宽度固定为2.5μs、辐照能量低于3J/cm2时，试样表面不会发生熔化现象，表层处于淬火状态；当辐照能量处于3~6J/cm2之间时，试样表层产生熔化，熔化时间及熔层厚度随着辐照能量密度的增加而增加；当辐照能量提高到6J/cm2以上，试样表面出现了强烈的蒸发现象。在电子束辐照情况下，M50钢表层的升降温速率可达~109K/s，温度梯度最高可达~108K/m。在同样的辐照能量条件下，电子束的脉冲时间主要影响M50钢表层的温度分布，对熔层厚度及熔层熔化持续时间影响不大。经过电子束辐照后，M50钢表面出现了火山口状的熔坑缺陷，其直径大约在70μm左右，其密度随着辐照能量或者辐照次数的增加而有所降低，但是多次辐照并不能完全消除这种缺陷。经过电子束辐照后，表层出现了厚度为6μm左右的重熔层；当辐照次数较低时，熔层内含有未熔化的碳化物及贯通性的熔坑。随着辐照能量或者辐照次数的增加，熔层内的碳化物逐渐减少，熔坑逐渐变浅。XRD分析结果表明，在电子束辐照过程中，熔层内马氏体转变受到了抑制，产生了大量的残余奥氏体，并且奥氏体出现了（200）取向。随着辐照次数的增加，残余奥氏体含量逐渐增加，最高可达100%。在熔层凝固过程中，为了降低形核功，固相在液相与基体的交界处形核并长大。当辐照次数较少或者辐照能量较低时，熔层中由孪晶马氏体和胞状残余奥氏体所组成。马氏体转变区域的形成是由于合金元素含量较低，首先形核，并随之长大，并发生了马氏体转变；在原碳化物周围区域，由于合金元素含量较高，并且受到马氏体区域释放的结晶潜热的作用，生长速率较低，在凝固过程中，结晶前沿不断向尖端排出溶质原子，形成胞状组织。随着辐照次数的增加，熔层中的合金元素均匀的性不断提高，导致熔层全部由胞状的残余奥氏体组成。残余奥氏体的存在，使M50钢表层的硬度下降，经过辐照后，M50钢表层的硬度随着残余奥氏体含量的增加而下降，当熔层残余奥氏体含量为100%时，其硬度由辐照前的12.5GPa下降到7.5GPa。并且，经过辐照后，材料表面出现了一个厚度大约为40μm的软化区。熔层自身的相组成决定了残余应力的类型及大小，当熔层完全由残余奥氏体组成时，熔层表现为拉应力，其值高达1.1GPa。当熔层中存在马氏体转变时，拉应力转变为压应力，其大小随着马氏体含量的增加呈现先增加后降低的趋势。滑动干摩擦时，与未经过电子束辐照的样品相比，经过电子束辐照后，M50钢熔层与Si3N4陶瓷球对磨时的摩擦系数未发生较大变化，均为1.0左右，摩擦时的氧化磨损机制使得在摩擦过程中对磨副与样品之间形成了氧化膜，导致样品的摩擦系数基本保持不变。残余奥氏体的出现使熔层的磨损率大幅度上升，并且，随着残余奥氏体含量的增加，熔层磨损量呈现先增大后减小的趋势。当熔层内由马氏体和奥氏体两相组成时，磨损率最大，为原始试样的5倍。在深冷处理条件下，由于奥氏体的陈化作用，M50钢重熔层内的残余奥氏体并不发生马氏体转变。与辐照样品相比，经深冷处理的熔层硬度也未发生变化。回火处理能够促使残余奥氏体分解，促进马氏体转变，但是熔层内的相组成对熔层内的回火行为影响较大。当熔层由单一奥氏体相组成时，低于500℃的温度不会使奥氏体产生分解。当温度高于525℃时，奥氏体的分解从基体和熔层的交界处开始发生，随着回火温度的升高，奥氏体分解区域逐渐扩大，并向表层推进。经过回火后的熔层硬度在600℃时产生了剧烈的硬化现象，硬度值高达13.5GPa。随着温度进一步升高，熔层硬度又逐渐下降。当熔层中含有马氏体和奥氏体的混合相时，在500℃以上的温度条件下熔层发生均匀分解。其硬度在低于675℃回火时基本维持不变，均为10.7GPa左右。