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江蘇激光聯盟導讀：
本文主要介紹在H13表面進行激光重熔、熔覆Stellite6和Stellite 6 + 30 wt% WC后的顯微組織和高溫下的磨料磨損性能。
摘要
研究的目的是分析H13鋼表面激光熔覆Stellite6和Stellite 6 + 30 wt% WC的高溫磨料磨損的對比行為。三體磨料試驗在室溫、450℃、550℃和650℃下進行。進行了顯微組織演變、顯微硬度，還研究了磨損表面形貌和機理以及激光表面改性過程中形成的各種相。H13鋼表面的激光重熔將其室溫顯微硬度增加到750±35 HV 0.01，而Stellite 6粉末的激光熔覆在熔覆層中產生大約600±20 HV 0.01的硬度；Stellite 6/WC復合鍍層的硬度略高于基體中的Stellite 6涂層在零星分布的WC顆粒處，硬度高達3000 HV0.01。盡管激光重熔H13表面的室溫顯微硬度最高，但其體積磨損量與Stellite 6熔覆層相當。然而，Stellite 6/WC復合層的體積損失相對較小，因為WC顆粒能抵抗磨粒磨損。隨著溫度的升高，激光重熔表面的磨損量快速增加，而Stellite 6和復合材料熔覆層的磨損量變化不大，沒有明確的趨勢上的差別。總的來說，在目前的溫度范圍內，Stellite 6/WC復合材料覆層的性能優于其他覆層。
1.背景介紹
AISI H13鋼是一種鉻鉬熱加工工具鋼，廣泛用于鍛造、擠壓、壓制和鑄造模具等高溫應用，這是由于該合金其固有的特性，如良好的抗熱疲勞性、耐腐蝕性和耐磨性。為了提高使用壽命，防止它們在惡劣的工作條件下過早失效，非常需要對這些部件進行表面改性。在各種表面改性技術中，H13工具鋼的激光表面改性，包括重熔、合金化、表面硬化或用不同種類的材料(包括陶瓷復合材料)進行制備涂覆層，近年來引起了廣泛關注。這是因為與其他更常規的方法相比，它具有幾個優點，如控制改性層深度的局部處理、低熱輸入和最小熱影響區的零件變形、快速處理和更好的工藝控制。
激光表面重熔已被報道在H13工具鋼的顯微硬度、耐磨性、熱疲勞性和耐腐蝕性方面引入了顯著的改進。Lee等人使用進行激光表面重熔進行處理，并報道重熔區的硬度增加兩倍。特拉桑等人研究了使用具有矩形光束的二極管激光器對AISI H13進行激光表面改性時激光功率的影響。他們報道了屈服強度、顯微硬度、抗滑動和抗微動磨損性的顯著改善，以及耐腐蝕性的微小增加。最近，使用高速鋼和H13鋼的粉末混合物開發了增材制造工藝來構建H13鋼的高合金元素層，以改善機械和摩擦性能。有人在最近的另一項工作中比較了H13模具鋼與通過激光表面熔化(LSM)和激光熔覆(LC)處理的仿生非光滑表面的熱疲勞行為，并報告了在熱疲勞試驗中，LC試樣比LSM試樣具有更好的抗熱循環軟化性能。
由于激光增材制造或使用不同類型的表面硬化材料(例如鈷基合金、鎳基合金和鐵基合金)的表面覆層可以一起改善H13鋼的表面特性，該工藝已經廣泛用于改善鍛模的高溫疲勞和磨損特性，并且還用于修理磨損零件。在各種覆層材料中，添加了鉻、碳、鎢和/或鉬的鈷基Stellite 因其優異的高溫耐磨性和良好的耐腐蝕性而被廣泛用于表面硬化應用。在不同的Stellite 中，Stellite 6非常受歡迎，因為它能很好地服役于氣蝕、滑動磨損、磨蝕、腐蝕和擦傷性能的場合。各種各樣的方法被用于表面硬化，包括不同的焊接方法，HVOF等，激光輔助冷噴涂，以及激光熔覆。
在這些方法中，激光熔覆工藝對稀釋度和層厚具有相對較好的控制，并且具有優異的冶金結合。此外，該方法還適用于沉積梯度組成的多層熔覆中，控制基底和沉積層之間的殘余熱應力，這種殘余熱應力可能由于它們不同的熱物理性質而產生。此外，激光熔覆工藝被廣泛用于沉積金屬基復合涂層，以定制不同材料的有利性能。有研究報道了通過與硬質WC顆粒混合來改善Stellite 6的硬度、耐磨性和耐腐蝕性。有學者研究了Stellite 6復合材料激光熔覆中WC含量從0%變化到90%的影響報道了磨料磨損率的急劇下降約至25% WC，然后隨著WC含量的進一步增加而逐漸衰減。
Bartkowski等人研究了Stellite 6/WC金屬基復合材料涂層的激光熔覆，其WC含量在30-60wt %之間變化，并報道了在最高WC含量下最大硬度高達1500 HV。雖然顯微硬度和耐磨性隨著WC含量的增加而增加，但熔覆層更容易出現微裂紋和腐蝕。這是由于Stellite 6和碳化鎢的熱物理性質有很大的差異，也是因為殘余拉應力集中在金屬中的碳化鎢顆粒周圍并且隨著WC含量的增加而增加。
圖0 工模具中不同類型的損傷（上圖）及激光熔覆示意圖。
盡管H13在高溫下受到關注和應用，但在評估激光處理H13在這些極端高溫條件下的表面性質方面，公開報道的研究工作非常有限。最近，有學者報道了在H13鋼上具有不同濃度的12 wt%共涂覆和未涂覆WC顆粒的Stellite 6 MMC涂層的性能，并比較了它們在500°C溫度下的磨損特性。此外，據作者報道以前的工作，有趣的是觀察到激光重熔的H13在室溫下可能比Stellite 6具有更高的硬度，但在熱循環中可能無法保持。然而，對高溫下激光重熔、激光熔覆Stellite 6及其金屬基復合涂層等各種激光表面處理H13之間的綜合比較研究在文獻中還很少。因此，本研究旨在調查和比較磨損情況H13鋼經激光重熔和Stellite 6及Stellite 6 + WC復合涂層處理后的高溫性能。
圖1 (a)Stellite 6，(b)碳化鎢，(c)Stellite 6和30%碳化鎢(BSE模式)粉末的混合物，以及(d)石英砂磨粒的形態。
圖2 粒度分布(a)Stellite 6和(b)碳化鎢的粒度分布圖 。
圖3.H13基體、Stellite 6和WC粉末的XRD圖
2.結果和討論2.1.激光重熔和熔覆樣品的表征
2.1.1.表面形態
激光重熔H13、Stellite 6和Stellite 6/WC復合涂覆層頂面的SEM圖像分別如圖所示圖4(a)、(b)和(c）。激光重熔和Stellite 6熔覆表面沒有微裂紋，但復合層中有明顯的微裂紋。圖 4(d)顯示了揭示WC顆粒(亮/白色顆粒)的復合包覆層的背散射電子圖像。WC復合熔覆層中的裂紋是由于熔覆層中WC顆粒附近的殘余拉應力集中造成的，這是因為基體和WC顆粒之間的熱膨脹系數不匹配。Stellite 6的熱膨脹系數比WC顆粒的熱膨脹系數高約3倍。Zhong等人也報道了類似的裂紋，在Stellite 6/WC涂層中WC含量大于27%時。Qang等人也報道了WC含量為20和30wt%的Stellite 6/WC覆層中的微裂紋。
然而，Bartkowski等人報告了在其Stellite 6/WC涂層中的裂紋中，WC含量分別為30%和60%。在所有這些研究中，對每單位涂層體積的激光能量(即體積能量密度P/vdh，其中h是涂層高度)的估計似乎表明，隨著其數量的增加，出現裂紋的可能性趨于降低。隨著體積能量密度的增加，熔池體積趨于增大，溫度梯度和冷卻速率趨于減小，這降低了殘余熱應力。但是，在較高的體積能量密度下，WC顆粒的溶解傾向于增加，從而降低了初生WC的含量影響顯微硬度和磨損特性。在目前的研究中，體積激光能量密度約為78 J/mm3，而在Bartkowski等人的工作中，使用的激光為1030 nm波長和TEM00模式的Yb:YAG圓盤激光器時，估計大于100 J/mm3。
圖４激光 (a) 重熔H13 表面, (b) Stellite 6 和(c) Stellite 6/WC 復合涂層所得到的表層的SEM照片，其中(d) 為(c)圖的BSE模式
三種激光改性表面的2D表面輪廓如圖所示圖5。因為在激光重熔中沒有添加外粉末，所以與Stellite 6和Stellite 6/WC復合覆層相比，重熔的表面更光滑，Stellite 6和Stellite 6/WC復合覆層具有不規則的波紋，疊加有低振幅尖峰，這是由于部分熔化的粉末顆粒嵌入在表面上造成的。對應于這些涂層的Ra和Rz參數表示在中圖5。
圖5 激光重熔H13、熔覆Stellite 6和Stellite 6/WC復合涂層的表面輪廓。
圖6 激光重熔后H13鋼的顯微組織：(a)多道重熔層的橫截面圖像以及(b)重熔區，(c) HAZ，(d)基體的微觀結構。
圖7激光熔覆Stellite 6涂層時的顯微組織：(a)多道涂層，(b)靠近基底界面的涂覆層，(c)涂覆層的中部，(d)靠近兩個純Stellite 6涂覆層軌跡之間的界面。
2.1.2.激光重熔和熔覆表面的微觀結構由多個重疊軌跡形成的激光重熔層的不同區域的橫截面顯微照片如圖 6。重熔層在橫截面上由三個區域組成，即頂部重熔區、熱影響區(HAZ)和未受影響的基體。在以前對激光重熔層的顯微組織特征和硬度的研究中，作者報道了重熔區具有由針狀或板條狀馬氏體和一些殘余奧氏體相組成的胞狀和樹枝狀顯微組織冷卻速率，通常在5–10×10exp(3)攝氏度/秒范圍內。該區域有M23C6和M7C3型(M= Cr，Fe)碳化物沉淀。發現重熔區和HAZ明顯比未處理時的基體更硬，這將在隨后的章節中討論。
搭接軌跡沉積形成的激光Stellite 6覆層的橫截面顯微照片如圖7。Stellite 6熔覆層的顯微組織由Co固溶體的枝晶和在Co和Cr基體的枝晶間區域析出的碳化物組成。但是根據三個不同的位置，它們的類型、方向和大小有所不同，如所示圖7(b–d)。由于包層是由一個接一個沉積的多個重疊軌跡形成的，所以整個包層的微結構是不均勻的。在涂層和基底界面附近形成胞狀枝晶(圖7(b))且細小的柱狀枝晶形成在包覆層的中間(圖7(c))因為這兩個區域的溫度梯度和冷卻速率不同。同樣，在兩個涂層軌跡之間的界面附近，柱狀枝晶的取向存在明顯差異。其他研究人員也報道了類似的微觀結構變化。
一般來說，隨著溫度梯度G隨凝固速率R的降低，熔池中的凝固模式從平面凝固模式變為蜂窩狀、柱狀和等軸枝晶，即G/R，枝晶微結構和晶粒的特征尺寸與給出冷卻速率的G.R乘積成反比關系。此外，柱狀樹枝狀微結構的取向是由熱流的方向決定。在激光重疊軌跡沉積過程中，原有軌跡的一部分與新軌跡一起經歷重熔、熱流導向和冷卻，重疊軌跡不同區域的速率不同，演變的微結構具有混合的形態和不同的特征尺寸，如圖中觀察到的圖7。Stellite 6涂覆層微觀結構的變化會影響其機械性能，如顯微硬度。在Stellite 6涂覆層的正下方，有一個薄的重熔基底，接著是熱影響區，其范圍根據工藝參數而變化，導致基底的稀釋程度不同。
Stellite 6/WC復合熔覆層也顯示出相似的微觀結構，只是在Stellite 6基體中存在球形WC顆粒。在SEM (BSE)圖像中可以清楚地識別出WC顆粒，圖 8(b–d)。在涂覆過程中，發現WC與Stellite 6粉末不同，是完整的。在WC顆粒的外圍觀察到WC顆粒和金屬基體之間的部分擴散，如所示圖8(d)和(e)所示。WC在鈷基Stellite 6合金基體中的周邊部分溶解保證了WC與基體的整體結合。在沉積純Stellite 6和Stellite 6/ WC粉末混合物的過程中，它們的質量保持恒定，這導致兩種情況下不同的體積流量。由于WC的密度較高，預計粉末混合物的體積流量比純Stellite 6小。由于減小的粉末體積流速，流動粉末中激光功率的散射和吸收會更少，并且相對更多的激光功率會到達基底，導致基底的更多加熱/熔化襯底。此外，由于WC顆粒的熱導率(84.02 Wm-1k-1)高于Stellite 6的熱導率(14.82 Wm-1k-1)，在Stellite 6和Stellite 6/WC涂層中，沿深度和橫向的溫度分布預計會發生變化。
為了確認涂覆過程中包覆層頂面上某一點的溫度，使用紅外高溫計進行監測。圖 9顯示了熱循環的三個數據，每個副本數據在純Stellite 6和Stellite 6/WC復合層的激光熔覆過程中被監控。可以觀察到，在Stellite 6/WC復合涂層的情況下，熔池頂部表面的峰值溫度和熱循環的寬度增加。這可能是由于較高熱含量和熔體體積增加造成的。因為Stellite 6/WC粉末混合物的體積流速小于純的體積流速Stellite 粉末。在前一種情況下，增加的熔池體積實質上意味著來自基體的更高稀釋度。使用EDX分析確定了稀釋的增加。圖 10 給出了在Stellite 6和Stellite 6/WC復合覆層中穿過覆層-基體界面的線EDX，顯示了在有和沒有WC的Stellite 6覆層中Fe的百分比沿深度的變化。Stellite 6熔覆層界面的Fe含量急劇下降，而WC復合熔覆層界面的Fe含量下降緩慢。在存在WC顆粒地方，觀察到沒有其它元素峰的高鎢峰。因此，由于相對增加的稀釋，與純Stellite 6合金相比，復合材料涂層的基體會有一些差異，尤其是在界面附近。
圖8激光熔覆Stellite 6/WC復合涂層時的顯微組織：的(a)多道覆層，(b)BSE模式的多道覆層，(c)和(d)BSE模式下觀察得到的WC顆粒，(e)和(f)包含WC顆粒的激光熔覆 Stellite 6/WC 復合涂層的區域。
圖9在激光熔覆純Stellite 6和Stellite 6/WC復合涂層的過程中溫度的升高情況(Ri (i = 1，2，3)表示溫度信號的三次重復)。
圖9-1 上圖：在不同激光功率和不同掃描速度下進行激光重熔得到的溫度信號：激光功率分別未：(a) 400?W, (b) 600?W and (c) 800?W
下圖：在激光功率未400W的條件下，在不同掃描速度下進行激光重熔所得到的顯微組織
2.1.3.激光重熔和熔覆表面的硬度維氏顯微硬度沿激光重熔H13基體、Stellite 6和碳化鎢復合涂層深度的變化見圖 11。激光重熔H13鋼的最大顯微硬度為750±35 HV 0.01，而純Stellite 6的最大顯微硬度為750±35 HV 0.01和WC復合涂層的數量級為600±20hv 0.01分別為660 15 HV0.01。可以看出，最大顯微硬度不在頂層附近，而是在一定深度處。這可能是因為微觀結構、金屬碳化物和氧化物的形成、形態以及由溫度梯度G和凝固速率R決定的沿深度的特征尺寸的變化，以及凝固過程中的熔池壽命所決定的。在激光熔覆中，這些變化因為G在熔體-固體界面處最大，而R和冷卻速率在頂面處最大。
正如早先報道的那樣并通過頂部激光重熔表面的XRD結果揭示(圖12)，顯微硬度的增加是由于硬相的形成，如激光重熔層中的馬氏體和碳化鉻。Stellite 6涂覆層的最大維氏硬度為610 HV0.01，與Kathuria報道的范圍相同，但明顯高于徐和Kutsuna的報道和納瓦斯等人的結果。如XRD分析所示，Stellite 6覆層中的高顯微硬度是由于Co、Cr和W的不同硬質碳化物相的沉淀，圖 12 中其他人也報告了這一情況。而且，增加的顯微硬度似乎取決于激光相互作用時間以及在包覆過程中主要由激光掃描速率控制的冷卻速率所影響。
當前研究中的激光掃描速度是600毫米/分鐘，而這個速度是300毫米/分鐘和60毫米/分鐘的冷卻速率，并且在較高的掃描速度下，冷卻速率是比預期更高，導致更細的晶粒和沉淀物，從而導致更高的硬度值。在Stellite 6包層中的硬涂層延伸到幾乎1000微米，但是在Stellite 6/WC復合包層中，它從600微米的深度開始逐漸減小。這種變化可能是由于前面討論的復合涂層中的稀釋增加。Sun等人也報道了Stellite 6包殼的顯微硬度隨著稀釋度的增加而降低。同時還觀察到，WC復合涂覆層的基體區域具有比純涂覆層稍高的硬度，并且無論哪里存在WC顆粒，局部顯微硬度都高得多，大約為3000 HV。基體硬度的增加可能是由于WC顆粒的部分溶解和顆粒-基體界面周圍碳化物沉淀的增加 。
圖10 激光熔覆純 Stellite 6 和 Stellite6/WC 復合涂層時在近界面處的線掃描分析結果。
圖11沿激光重熔H13、熔覆Stellite 6和Stellite 6/WC復合涂層沿著深度方向測量得到的顯微硬度變化。
圖12激光重熔H13、Stellite 6和Stellite 6/WC復合涂層表面的XRD分析結果
2.2.磨料磨損試驗結果Stellite 6和Stellite 6 + 30% WC涂層樣品在室溫和高溫(450?C, 550?C, 650?C)下進行三體磨損試驗。試驗進行了1000轉，每隔2個周期計算磨損量，即前500轉(圖13(b))和后500轉(圖13(b))。磨損量是通過磨損試驗后的最終重量減去樣品的初始重量來計算的。通過將質量損失除以H13鋼密度(7.8 g/cc)、Stellite 6密度(8.69 g/cc)和Stellite 6/30% WC粉混合物密度(10.77 g/cc)，估算了不同條件下相應的體積損失。圖13(a) - (c)顯示了前500圈、后500圈和累積體積損失的結果。雖然重熔態和涂覆態樣品的表面條件不同(重熔態比包覆態樣品表面相對光滑)，但直接比較的體積磨損率的磨損質量損失可能不準確;此外，它提供了它們在磨料和高溫環境下性能的廣泛比較。經磨料試驗后發現，在選定的載荷條件下，部分磨料顆粒被破碎成更小的尺寸。初始磨粒尺寸大于AFS 70，即>210 μm。但是，在進行了磨損試驗后，對磨料顆粒進行了分析，發現在所有研究溫度下，相當一部分磨料顆粒都更細。因此，磨損試驗屬于高應力三體磨損試驗范疇。
雖然Stellite和Stellite 6/WC復合涂覆層的初始表面在第一組磨料試驗中比第二組具有較高的粗糙度，但不同表面隨溫度變化的總體趨勢相似。從圖13可以看出，在室溫溫度下，激光重熔試樣的磨粒磨損性能幾乎與Stellite 6覆層表面相當，這可能是由于其硬度較高(圖11)，需要更多的應力才能引起表面的壓痕和微切割。在較高的溫度下，Stellite 6包層比激光重熔表面具有更強的耐磨性。除此之外，激光重熔的H13樣品被氧化，變成灰色和黑色(在室溫下幾乎保持了金屬色，在中等溫度下呈灰色，在650?C變黑)。
樣品表面的氧化層預計會被流動的磨料去除，并增加凈質量損失。用XRD研究了高溫下氧化物的形成，并在隨后的章節中進行了討論。至于Stellite 6，作為一種耐腐蝕材料，在高溫測試中由于氧化物的形成，預計會損失很少的質量。此外，Stellite 6作為一種對熱處理敏感性最小的固溶強化合金，在高溫磨料磨損試驗中表現得比H13鋼更均勻。WC復合材料熔覆層中，WC顆粒的存在提高了熔覆層的耐磨性。WC顆粒在表面任意點的存在都能抵抗磨粒造成的微劃痕，從而減少材料的損耗。表面存在的多個WC顆粒通過限制材料損耗保護Stellite 6基體。隨著測試溫度的升高，Stellite 基體的軟化程度與純Stellite 覆層相似，但WC顆粒作為陶瓷材料，不受測試溫度的影響。總的來說，Stellite 6/WC復合熔覆層在所有溫度下都比激光重熔表面和純Stellite 6熔覆層具有更高的耐磨性在當前實驗條件下的包層。
圖13分別在(a) 第一個500 循環evolutions, (b) 第二個 500 次循環revolutions, (c)總共為 1000循環，即 ((a) + (b))之后得到的在不同溫度下激光重熔、激光熔覆純 Stellite 6和Stellite 6/WC復合材料的磨料磨損的失重結果.
圖14 (a), (d), (g), (j）激光重熔后的磨損形貌, (b), (e), (h), (k)激光熔覆 Stellite 6后的磨損形貌， (c), (f), (i), (l) 激光熔覆Stellite 6 + 30% WC 后的磨損形貌，其中 (a) – (c)為在室溫條件下進行三體磨料磨損后得到的實驗結果, (d) – (f) 450 °C的實驗條件, (g) - (i) 550 °C和 (j) – (l) 650 °C的實驗條件。
圖14為激光重熔、純Stellite 和Stellite 6/WC復合熔覆層在不同工作溫度下的磨痕中心區域的SEM圖像。圖像中的垂直方向為研磨方向或磨粒流方向。由于試驗是通過將樣品壓在旋轉的輪子上進行的，中間流動著磨料顆粒，疤痕包括入口區，中心其他研究人員在類似試驗中報告的區域和出口區域，但是入口和出口區域不是很明顯，因為疤痕的深度很淺。因此，作用載荷最大的中心區域被認為是感興趣的研究區域。在室溫下，在激光重熔和Stellite 6包覆樣品的情況下，沿摩擦方向的磨損或犁削痕跡是主要的。然而，在Stellite 6/ WC的情況下，主要觀察到微切口。這是由于Stellite 6基體中存在硬質WC顆粒。根據不同研究人員的報告，磨損損失由基底的不同特性決定，例如成分、微觀結構、形態、硬度、楊氏模量、硬質相、它們的尺寸和分布等。還取決于磨粒的尺寸、形狀和硬度以及施加的載荷。磨損試驗過程中的樣品溫度對磨損量也有顯著影響。由于材料在高溫下軟化，也由于在試驗過程中容易磨損的氧化層的形成，磨損量往往隨著溫度的升高而增加。在激光重熔H13的情況下，可以清楚地觀察到(圖 14(d)、(g)和(j))隨著溫度的升高，發現出現形成微坑的點蝕和斷裂。
圖15在不同溫度下樣品在激光重熔之后得到的磨料磨損區域的磨痕的XRD分析結果。
此外，在550°C和650°C時，磨料零件的加載或嵌入如圖所示，如圖 14(g)和(j)項。這是由于在這些高溫下材料的熱軟化。對于Stellite 6，發現犁削是主要的磨損機制在本研究報告的工作溫度范圍內。然而，在Stellite 的情況下，在650℃觀察到微坑的形成6/WC時，發現無論溫度如何，微切削和犁削的組合是主要的磨損機制。此外，在Stellite 6和Stellite 6/WC涂層中沒有觀察到磨粒的嵌入，這表明在本研究報告的溫度下它們的流動應力保持不變。
圖16 在不同溫度下進行磨料磨損實驗之后，在Stellite 6和Stellite 6 WC復合材料樣品中的磨痕的XRD分析結果。
除了SEM分析之外，進行XRD以研究存在于磨痕上的各種相。圖15 顯示了激光重熔H13上磨痕的XRD峰。在所有溫度下觀察到四個鐵素體峰，這表明測試后所有樣品具有相似的相分布，盡管它們在不同溫度下的測試中表現不同。此外，如虛線所示，在高溫下進行磨損的樣品上出現鐵的氧化物峰，增加了前面討論的磨損機制中的氧化磨損。如果是Stellite 6包層(圖 16(a))在磨損試驗后，發現鈷、鉻碳化物的峰是相似的。復合包層(圖 16(b))在不同溫度下測試后也顯示出類似的峰，具有更多數量的WC和W2C峰。這表明Stellite 6和Stellite 6/WC涂層在高溫下保持了它們的性能。
此外，在磨損測試的情況下也觀察到這一點，其中它們顯示體積損失沒有隨溫度的顯著變化。盡管由于高溫下氧化物的形成和試樣中磨粒的嵌入，在估計絕對磨損損失率時可能存在一些不準確性，但這不應影響關于不同表面在不同溫度下的相對磨損行為的結論。此外，從WC復合包層的磨損表面的圖像中注意到包層中存在的微切割層不會導致不規則侵蝕。
3.結論從各種實驗中獲得的結果得出以下結論:
a.AISI H13工具鋼的激光重熔將表面硬度增加到750±35 HV 0.01，而Stellite 6粉末的激光熔覆在由多個重疊熔覆軌跡形成的熔覆層中產生大約600±20 HV 0.01的硬度。
b.在本實驗條件下，Stellite 6/30 wt% WC復合熔覆層中的WC顆粒完整地分布在基體中，與基體形成良好的冶金結合。然而，復合材料熔覆層中存在一些微裂紋。
c.Stellite 6/WC復合熔覆層的硬度略高于純Stellite 6熔覆層。然而，在WC顆粒處，顯微硬度約為3000 HV0.01。
d.根據激光重熔層和Stellite 6覆層的體積損失，發現在室溫下抗磨性幾乎相同。隨著溫度的升高，激光重熔表面的磨粒磨損增加，而Stellite-6熔覆表面僅略有增加。
e.復合Stellite 6/WC涂覆層中WC顆粒的存在提高了在高達650℃的當前溫度范圍內的耐磨性，并且復合覆層中一些微切口的存在對其磨料磨損沒有任何不利影響特點。
文章來源：High-temperature abrasive wear characteristics of H13 steel modified by laser remelting and cladded with Stellite 6 and Stellite 6/30% WC，Surface and Coatings Technology，Volume 422, 25 September 2021, ，https://doi.org/10.1016/j.surfcoat.2021.
參考文獻：Effect of tempering on laser remelted AISI H13 tool steel,Surface and Coatings TechnologyVolume 361, 15 March 2019, Pages 136-149,
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