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江苏激光联盟导读：

本文主要介绍在H13表面进行激光重熔、熔覆Stellite6和Stellite 6 + 30 wt% WC后的显微组织和高温下的磨料磨损性能。

摘要

研究的目的是分析H13钢表面激光熔覆Stellite6和Stellite 6 + 30 wt% WC的高温磨料磨损的对比行为。三体磨料试验在室温、450℃、550℃和650℃下进行。进行了显微组织演变、显微硬度，还研究了磨损表面形貌和机理以及激光表面改性过程中形成的各种相。H13钢表面的激光重熔将其室温显微硬度增加到750±35 HV 0.01，而Stellite 6粉末的激光熔覆在熔覆层中产生大约600±20 HV 0.01的硬度；Stellite 6/WC复合镀层的硬度略高于基体中的Stellite 6涂层在零星分布的WC颗粒处，硬度高达3000 HV0.01。尽管激光重熔H13表面的室温显微硬度更高，但其体积磨损量与Stellite 6熔覆层相当。然而，Stellite 6/WC复合层的体积损失相对较小，因为WC颗粒能抵抗磨粒磨损。随着温度的升高，激光重熔表面的磨损量快速增加，而Stellite 6和复合材料熔覆层的磨损量变化不大，没有明确的趋势上的差别。总的来说，在目前的温度范围内，Stellite 6/WC复合材料覆层的性能优于其他覆层。

1.背景介绍

AISI H13钢是一种铬钼热加工工具钢，广泛用于锻造、挤压、压制和铸造模具等高温应用，这是由于该合金其固有的特性，如良好的抗热疲劳性、耐腐蚀性和耐磨性。为了提高使用寿命，防止它们在恶劣的工作条件下过早失效，非常需要对这些部件进行表面改性。在各种表面改性技术中，H13工具钢的激光表面改性，包括重熔、合金化、表面硬化或用不同种类的材料(包括陶瓷复合材料)进行制备涂覆层，近年来引起了广泛关注。这是因为与其他更常规的方法相比，它具有几个优点，如控制改性层深度的局部处理、低热输入和更小热影响区的零件变形、快速处理和更好的工艺控制。

激光表面重熔已被报道在H13工具钢的显微硬度、耐磨性、热疲劳性和耐腐蚀性方面引入了显著的改进。Lee等人使用进行激光表面重熔进行处理，并报道重熔区的硬度增加两倍。特拉桑等人研究了使用具有矩形光束的二极管激光器对AISI H13进行激光表面改性时激光功率的影响。他们报道了屈服强度、显微硬度、抗滑动和抗微动磨损性的显著改善，以及耐腐蚀性的微小增加。更近，使用高速钢和H13钢的粉末混合物开发了增材制造工艺来构建H13钢的高合金元素层，以改善机械和摩擦性能。有人在更近的另一项工作中比较了H13模具钢与通过激光表面熔化(LSM)和激光熔覆(LC)处理的仿生非光滑表面的热疲劳行为，并报告了在热疲劳试验中，LC试样比LSM试样具有更好的抗热循环软化性能。

由于激光增材制造或使用不同类型的表面硬化材料(例如钴基合金、镍基合金和铁基合金)的表面覆层可以一起改善H13钢的表面特性，该工艺已经广泛用于改善锻模的高温疲劳和磨损特性，并且还用于修理磨损零件。在各种覆层材料中，添加了铬、碳、钨和/或钼的钴基Stellite 因其优异的高温耐磨性和良好的耐腐蚀性而被广泛用于表面硬化应用。在不同的Stellite 中，Stellite 6非常受欢迎，因为它能很好地服役于气蚀、滑动磨损、磨蚀、腐蚀和擦伤性能的场合。各种各样的方法被用于表面硬化，包括不同的焊接方法，HVOF等，激光辅助冷喷涂，以及激光熔覆。

在这些方法中，激光熔覆工艺对稀释度和层厚具有相对较好的控制，并且具有优异的冶金结合。此外，该方法还适用于沉积梯度组成的多层熔覆中，控制基底和沉积层之间的残余热应力，这种残余热应力可能由于它们不同的热物理性质而产生。此外，激光熔覆工艺被广泛用于沉积金属基复合涂层，以定制不同材料的有利性能。有研究报道了通过与硬质WC颗粒混合来改善Stellite 6的硬度、耐磨性和耐腐蚀性。有学者研究了Stellite 6复合材料激光熔覆中WC含量从0%变化到90%的影响报道了磨料磨损率的急剧下降约至25% WC，然后随着WC含量的进一步增加而逐渐衰减。

Bartkowski等人研究了Stellite 6/WC金属基复合材料涂层的激光熔覆，其WC含量在30-60wt %之间变化，并报道了在更高WC含量下更大硬度高达1500 HV。虽然显微硬度和耐磨性随着WC含量的增加而增加，但熔覆层更容易出现微裂纹和腐蚀。这是由于Stellite 6和碳化钨的热物理性质有很大的差异，也是因为残余拉应力集中在金属中的碳化钨颗粒周围并且随着WC含量的增加而增加。

图0 工模具中不同类型的损伤（上图）及激光熔覆示意图。

尽管H13在高温下受到关注和应用，但在评估激光处理H13在这些极端高温条件下的表面性质方面，公开报道的研究工作非常有限。更近，有学者报道了在H13钢上具有不同浓度的12 wt%共涂覆和未涂覆WC颗粒的Stellite 6 MMC涂层的性能，并比较了它们在500°C温度下的磨损特性。此外，据作者报道以前的工作，有趣的是观察到激光重熔的H13在室温下可能比Stellite 6具有更高的硬度，但在热循环中可能无法保持。然而，对高温下激光重熔、激光熔覆Stellite 6及其金属基复合涂层等各种激光表面处理H13之间的综合比较研究在文献中还很少。因此，本研究旨在调查和比较磨损情况H13钢经激光重熔和Stellite 6及Stellite 6 + WC复合涂层处理后的高温性能。

图1 (a)Stellite 6，(b)碳化钨，(c)Stellite 6和30%碳化钨(BSE模式)粉末的混合物，以及(d)石英砂磨粒的形态。

图2 粒度分布(a)Stellite 6和(b)碳化钨的粒度分布图 。

图3.H13基体、Stellite 6和WC粉末的XRD图

2.结果和讨论

2.1.激光重熔和熔覆样品的表征

2.1.1.表面形态

激光重熔H13、Stellite 6和Stellite 6/WC复合涂覆层顶面的SEM图像分别如图所示图4(a)、(b)和(c）。激光重熔和Stellite 6熔覆表面没有微裂纹，但复合层中有明显的微裂纹。图 4(d)显示了揭示WC颗粒(亮/白色颗粒)的复合包覆层的背散射电子图像。WC复合熔覆层中的裂纹是由于熔覆层中WC颗粒附近的残余拉应力集中造成的，这是因为基体和WC颗粒之间的热膨胀系数不匹配。Stellite 6的热膨胀系数比WC颗粒的热膨胀系数高约3倍。Zhong等人也报道了类似的裂纹，在Stellite 6/WC涂层中WC含量大于27%时。Qang等人也报道了WC含量为20和30wt%的Stellite 6/WC覆层中的微裂纹。

然而，Bartkowski等人报告了在其Stellite 6/WC涂层中的裂纹中，WC含量分别为30%和60%。在所有这些研究中，对每单位涂层体积的激光能量(即体积能量密度P/vdh，其中h是涂层高度)的估计似乎表明，随着其数量的增加，出现裂纹的可能性趋于降低。随着体积能量密度的增加，熔池体积趋于增大，温度梯度和冷却速率趋于减小，这降低了残余热应力。但是，在较高的体积能量密度下，WC颗粒的溶解倾向于增加，从而降低了初生WC的含量影响显微硬度和磨损特性。在目前的研究中，体积激光能量密度约为78 J/mm³，而在Bartkowski等人的工作中，使用的激光为1030 nm波长和TEM00模式的Yb:YAG圆盘激光器时，估计大于100 J/mm³。

图４激光 (a) 重熔H13 表面, (b) Stellite 6 和(c) Stellite 6/WC 复合涂层所得到的表层的SEM照片，其中(d)  为(c)图的BSE模式

三种激光改性表面的2D表面轮廓如图所示图5。因为在激光重熔中没有添加外粉末，所以与Stellite 6和Stellite 6/WC复合覆层相比，重熔的表面更光滑，Stellite 6和Stellite 6/WC复合覆层具有不规则的波纹，叠加有低振幅尖峰，这是由于部分熔化的粉末颗粒嵌入在表面上造成的。对应于这些涂层的Ra和Rz参数表示在中图5。

图5 激光重熔H13、熔覆Stellite 6和Stellite 6/WC复合涂层的表面轮廓。  

图6 激光重熔后H13钢的显微组织：(a)多道重熔层的横截面图像以及(b)重熔区，(c) HAZ，(d)基体的微观结构。

图7激光熔覆Stellite 6涂层时的显微组织：(a)多道涂层，(b)靠近基底界面的涂覆层，(c)涂覆层的中部，(d)靠近两个纯Stellite 6涂覆层轨迹之间的界面。　

2.1.2.激光重熔和熔覆表面的微观结构

由多个重叠轨迹形成的激光重熔层的不同区域的横截面显微照片如图 6。重熔层在横截面上由三个区域组成，即顶部重熔区、热影响区(HAZ)和未受影响的基体。在以前对激光重熔层的显微组织特征和硬度的研究中，作者报道了重熔区具有由针状或板条状马氏体和一些残余奥氏体相组成的胞状和树枝状显微组织冷却速率，通常在5–10×10exp(3)摄氏度/秒范围内。该区域有M23C6和M7C3型(M= Cr，Fe)碳化物沉淀。发现重熔区和HAZ明显比未处理时的基体更硬，这将在随后的章节中讨论。

搭接轨迹沉积形成的激光Stellite 6覆层的横截面显微照片如图7。Stellite 6熔覆层的显微组织由Co固溶体的枝晶和在Co和Cr基体的枝晶间区域析出的碳化物组成。但是根据三个不同的位置，它们的类型、方向和大小有所不同，如所示图7(b–d)。由于包层是由一个接一个沉积的多个重叠轨迹形成的，所以整个包层的微结构是不均匀的。在涂层和基底界面附近形成胞状枝晶(图7(b))且细小的柱状枝晶形成在包覆层的中间(图7(c))因为这两个区域的温度梯度和冷却速率不同。同样，在两个涂层轨迹之间的界面附近，柱状枝晶的取向存在明显差异。其他研究人员也报道了类似的微观结构变化。

一般来说，随着温度梯度G随凝固速率R的降低，熔池中的凝固模式从平面凝固模式变为蜂窝状、柱状和等轴枝晶，即G/R，枝晶微结构和晶粒的特征尺寸与给出冷却速率的G.R乘积成反比关系。此外，柱状树枝状微结构的取向是由热流的方向决定。在激光重叠轨迹沉积过程中，原有轨迹的一部分与新轨迹一起经历重熔、热流导向和冷却，重叠轨迹不同区域的速率不同，演变的微结构具有混合的形态和不同的特征尺寸，如图中观察到的图7。Stellite 6涂覆层微观结构的变化会影响其机械性能，如显微硬度。在Stellite 6涂覆层的正下方，有一个薄的重熔基底，接着是热影响区，其范围根据工艺参数而变化，导致基底的稀释程度不同。

Stellite 6/WC复合熔覆层也显示出相似的微观结构，只是在Stellite 6基体中存在球形WC颗粒。在SEM (BSE)图像中可以清楚地识别出WC颗粒，图 8(b–d)。在涂覆过程中，发现WC与Stellite 6粉末不同，是完整的。在WC颗粒的外围观察到WC颗粒和金属基体之间的部分扩散，如所示图8(d)和(e)所示。WC在钴基Stellite 6合金基体中的周边部分溶解保证了WC与基体的整体结合。在沉积纯Stellite 6和Stellite 6/ WC粉末混合物的过程中，它们的质量保持恒定，这导致两种情况下不同的体积流量。由于WC的密度较高，预计粉末混合物的体积流量比纯Stellite 6小。由于减小的粉末体积流速，流动粉末中激光功率的散射和吸收会更少，并且相对更多的激光功率会到达基底，导致基底的更多加热/熔化衬底。此外，由于WC颗粒的热导率(84.02 Wm-1k-1)高于Stellite 6的热导率(14.82 Wm-1k-1)，在Stellite 6和Stellite 6/WC涂层中，沿深度和横向的温度分布预计会发生变化。

为了确认涂覆过程中包覆层顶面上某一点的温度，使用红外高温计进行监测。图 9显示了热循环的三个数据，每个副本数据在纯Stellite 6和Stellite 6/WC复合层的激光熔覆过程中被监控。可以观察到，在Stellite 6/WC复合涂层的情况下，熔池顶部表面的峰值温度和热循环的宽度增加。这可能是由于较高热含量和熔体体积增加造成的。因为Stellite 6/WC粉末混合物的体积流速小于纯的体积流速Stellite 粉末。在前一种情况下，增加的熔池体积实质上意味着来自基体的更高稀释度。使用EDX分析确定了稀释的增加。图 10 给出了在Stellite 6和Stellite 6/WC复合覆层中穿过覆层-基体界面的线EDX，显示了在有和没有WC的Stellite 6覆层中Fe的百分比沿深度的变化。Stellite 6熔覆层界面的Fe含量急剧下降，而WC复合熔覆层界面的Fe含量下降缓慢。在存在WC颗粒地方，观察到没有其它元素峰的高钨峰。因此，由于相对增加的稀释，与纯Stellite 6合金相比，复合材料涂层的基体会有一些差异，尤其是在界面附近。

图8激光熔覆Stellite 6/WC复合涂层时的显微组织：的(a)多道覆层，(b)BSE模式的多道覆层，(c)和(d)BSE模式下观察得到的WC颗粒，(e)和(f)包含WC颗粒的激光熔覆 Stellite 6/WC 复合涂层的区域。　

图9在激光熔覆纯Stellite 6和Stellite 6/WC复合涂层的过程中温度的升高情况(Ri (i = 1，2，3)表示温度信号的三次重复)。

图9-1 上图：在不同激光功率和不同扫描速度下进行激光重熔得到的温度信号：激光功率分别未：(a) 400 W, (b) 600 W and (c) 800 W

下图：在激光功率未400W的条件下，在不同扫描速度下进行激光重熔所得到的显微组织

2.1.3.激光重熔和熔覆表面的硬度

维氏显微硬度沿激光重熔H13基体、Stellite 6和碳化钨复合涂层深度的变化见图 11。激光重熔H13钢的更大显微硬度为750±35 HV 0.01，而纯Stellite 6的更大显微硬度为750±35 HV 0.01和WC复合涂层的数量级为600±20hv 0.01分别为660 15 HV0.01。可以看出，更大显微硬度不在顶层附近，而是在一定深度处。这可能是因为微观结构、金属碳化物和氧化物的形成、形态以及由温度梯度G和凝固速率R决定的沿深度的特征尺寸的变化，以及凝固过程中的熔池寿命所决定的。在激光熔覆中，这些变化因为G在熔体-固体界面处更大，而R和冷却速率在顶面处更大。

正如早先报道的那样并通过顶部激光重熔表面的XRD结果揭示(图12)，显微硬度的增加是由于硬相的形成，如激光重熔层中的马氏体和碳化铬。Stellite 6涂覆层的更大维氏硬度为610 HV0.01，与Kathuria报道的范围相同，但明显高于徐和Kutsuna的报道和纳瓦斯等人的结果。如XRD分析所示，Stellite 6覆层中的高显微硬度是由于Co、Cr和W的不同硬质碳化物相的沉淀，图 12 中其他人也报告了这一情况。而且，增加的显微硬度似乎取决于激光相互作用时间以及在包覆过程中主要由激光扫描速率控制的冷却速率所影响。

当前研究中的激光扫描速度是600毫米/分钟，而这个速度是300毫米/分钟和60毫米/分钟的冷却速率，并且在较高的扫描速度下，冷却速率是比预期更高，导致更细的晶粒和沉淀物，从而导致更高的硬度值。在Stellite 6包层中的硬涂层延伸到几乎1000微米，但是在Stellite 6/WC复合包层中，它从600微米的深度开始逐渐减小。这种变化可能是由于前面讨论的复合涂层中的稀释增加。Sun等人也报道了Stellite 6包壳的显微硬度随着稀释度的增加而降低。同时还观察到，WC复合涂覆层的基体区域具有比纯涂覆层稍高的硬度，并且无论哪里存在WC颗粒，局部显微硬度都高得多，大约为3000 HV。基体硬度的增加可能是由于WC颗粒的部分溶解和颗粒-基体界面周围碳化物沉淀的增加 。

图10 激光熔覆纯 Stellite 6 和 Stellite6/WC 复合涂层时在近界面处的线扫描分析结果。

图11沿激光重熔H13、熔覆Stellite 6和Stellite 6/WC复合涂层沿着深度方向测量得到的显微硬度变化。

图12激光重熔H13、Stellite 6和Stellite 6/WC复合涂层表面的XRD分析结果　

2.2.磨料磨损试验结果

Stellite 6和Stellite 6 + 30% WC涂层样品在室温和高温(450◦C, 550◦C, 650◦C)下进行三体磨损试验。试验进行了1000转，每隔2个周期计算磨损量，即前500转(图13(b))和后500转(图13(b))。磨损量是通过磨损试验后的更终重量减去样品的初始重量来计算的。通过将质量损失除以H13钢密度(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)，估算了不同条件下相应的体积损失。图13(a) - (c)显示了前500圈、后500圈和累积体积损失的结果。虽然重熔态和涂覆态样品的表面条件不同(重熔态比包覆态样品表面相对光滑)，但直接比较的体积磨损率的磨损质量损失可能不准确;此外，它提供了它们在磨料和高温环境下性能的广泛比较。经磨料试验后发现，在选定的载荷条件下，部分磨料颗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，在进行了磨损试验后，对磨料颗粒进行了分析，发现在所有研究温度下，相当一部分磨料颗粒都更细。因此，磨损试验属于高应力三体磨损试验范畴。

虽然Stellite和Stellite 6/WC复合涂覆层的初始表面在**组磨料试验中比第二组具有较高的粗糙度，但不同表面随温度变化的总体趋势相似。从图13可以看出，在室温温度下，激光重熔试样的磨粒磨损性能几乎与Stellite 6覆层表面相当，这可能是由于其硬度较高(图11)，需要更多的应力才能引起表面的压痕和微切割。在较高的温度下，Stellite 6包层比激光重熔表面具有更强的耐磨性。除此之外，激光重熔的H13样品被氧化，变成灰色和黑色(在室温下几乎保持了金属色，在中等温度下呈灰色，在650◦C变黑)。

样品表面的氧化层预计会被流动的磨料去除，并增加净质量损失。用XRD研究了高温下氧化物的形成，并在随后的章节中进行了讨论。至于Stellite 6，作为一种耐腐蚀材料，在高温测试中由于氧化物的形成，预计会损失很少的质量。此外，Stellite 6作为一种对热处理敏感性更小的固溶强化合金，在高温磨料磨损试验中表现得比H13钢更均匀。WC复合材料熔覆层中，WC颗粒的存在提高了熔覆层的耐磨性。WC颗粒在表面任意点的存在都能抵抗磨粒造成的微划痕，从而减少材料的损耗。表面存在的多个WC颗粒通过限制材料损耗保护Stellite 6基体。随着测试温度的升高，Stellite 基体的软化程度与纯Stellite 覆层相似，但WC颗粒作为陶瓷材料，不受测试温度的影响。总的来说，Stellite 6/WC复合熔覆层在所有温度下都比激光重熔表面和纯Stellite 6熔覆层具有更高的耐磨性在当前实验条件下的包层。

图13分别在(a) **个500 循环evolutions, (b) 第二个 500 次循环revolutions, (c)总共为 1000循环，即 ((a) + (b))之后得到的在不同温度下激光重熔、激光熔覆纯 Stellite 6和Stellite 6/WC复合材料的磨料磨损的失重结果.

 图14 (a), (d), (g), (j）激光重熔后的磨损形貌, (b), (e), (h), (k)激光熔覆 Stellite 6后的磨损形貌， (c), (f), (i), (l) 激光熔覆Stellite 6 + 30% WC 后的磨损形貌，其中 (a) – (c)为在室温条件下进行三体磨料磨损后得到的实验结果, (d) – (f) 450 °C的实验条件, (g) - (i) 550 °C和 (j) – (l) 650 °C的实验条件。

图14为激光重熔、纯Stellite 和Stellite 6/WC复合熔覆层在不同工作温度下的磨痕中心区域的SEM图像。图像中的垂直方向为研磨方向或磨粒流方向。由于试验是通过将样品压在旋转的轮子上进行的，中间流动着磨料颗粒，疤痕包括入口区，中心其他研究人员在类似试验中报告的区域和出口区域，但是入口和出口区域不是很明显，因为疤痕的深度很浅。因此，作用载荷更大的中心区域被认为是感兴趣的研究区域。在室温下，在激光重熔和Stellite 6包覆样品的情况下，沿摩擦方向的磨损或犁削痕迹是主要的。然而，在Stellite 6/ WC的情况下，主要观察到微切口。这是由于Stellite 6基体中存在硬质WC颗粒。根据不同研究人员的报告，磨损损失由基底的不同特性决定，例如成分、微观结构、形态、硬度、杨氏模量、硬质相、它们的尺寸和分布等。还取决于磨粒的尺寸、形状和硬度以及施加的载荷。磨损试验过程中的样品温度对磨损量也有显著影响。由于材料在高温下软化，也由于在试验过程中容易磨损的氧化层的形成，磨损量往往随着温度的升高而增加。在激光重熔H13的情况下，可以清楚地观察到(图 14(d)、(g)和(j))随着温度的升高，发现出现形成微坑的点蚀和断裂。

图15在不同温度下样品在激光重熔之后得到的磨料磨损区域的磨痕的XRD分析结果。

此外，在550°C和650°C时，磨料零件的加载或嵌入如图所示，如图 14(g)和(j)项。这是由于在这些高温下材料的热软化。对于Stellite 6，发现犁削是主要的磨损机制在本研究报告的工作温度范围内。然而，在Stellite 的情况下，在650℃观察到微坑的形成6/WC时，发现无论温度如何，微切削和犁削的组合是主要的磨损机制。此外，在Stellite 6和Stellite 6/WC涂层中没有观察到磨粒的嵌入，这表明在本研究报告的温度下它们的流动应力保持不变。

图16　在不同温度下进行磨料磨损实验之后，在Stellite 6和Stellite 6 WC复合材料样品中的磨痕的XRD分析结果。

除了SEM分析之外，进行XRD以研究存在于磨痕上的各种相。图15 显示了激光重熔H13上磨痕的XRD峰。在所有温度下观察到四个铁素体峰，这表明测试后所有样品具有相似的相分布，尽管它们在不同温度下的测试中表现不同。此外，如虚线所示，在高温下进行磨损的样品上出现铁的氧化物峰，增加了前面讨论的磨损机制中的氧化磨损。如果是Stellite 6包层(图 16(a))在磨损试验后，发现钴、铬碳化物的峰是相似的。复合包层(图 16(b))在不同温度下测试后也显示出类似的峰，具有更多数量的WC和W2C峰。这表明Stellite 6和Stellite 6/WC涂层在高温下保持了它们的性能。

此外，在磨损测试的情况下也观察到这一点，其中它们显示体积损失没有随温度的显著变化。尽管由于高温下氧化物的形成和试样中磨粒的嵌入，在估计**磨损损失率时可能存在一些不准确性，但这不应影响关于不同表面在不同温度下的相对磨损行为的结论。此外，从WC复合包层的磨损表面的图像中注意到包层中存在的微切割层不会导致不规则侵蚀。

3.结论

从各种实验中获得的结果得出以下结论:

a.AISI H13工具钢的激光重熔将表面硬度增加到750±35 HV 0.01，而Stellite 6粉末的激光熔覆在由多个重叠熔覆轨迹形成的熔覆层中产生大约600±20 HV 0.01的硬度。

b.在本实验条件下，Stellite 6/30 wt% WC复合熔覆层中的WC颗粒完整地分布在基体中，与基体形成良好的冶金结合。然而，复合材料熔覆层中存在一些微裂纹。

c.Stellite 6/WC复合熔覆层的硬度略高于纯Stellite 6熔覆层。然而，在WC颗粒处，显微硬度约为3000 HV0.01。

d.根据激光重熔层和Stellite 6覆层的体积损失，发现在室温下抗磨性几乎相同。随着温度的升高，激光重熔表面的磨粒磨损增加，而Stellite-6熔覆表面仅略有增加。

e.复合Stellite 6/WC涂覆层中WC颗粒的存在提高了在高达650℃的当前温度范围内的耐磨性，并且复合覆层中一些微切口的存在对其磨料磨损没有任何不利影响特点。

文章来源：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, 127498，https://doi.org/10.1016/j.surfcoat.2021.127498

参考文献：Effect of tempering on laser remelted AISI H13 tool steel,Surface and Coatings TechnologyVolume 361, 15 March 2019, Pages 136-149,https://doi.org/10.1016/j.surfcoat.2019.01.022

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