0 前言

轧辊是钢材轧制生产的重要部件，其表面质量极大地影响了产品质量与生产效率^[1]。由于轧辊的工作环境十分恶劣，它极易在工作过程中产生裂纹以及较大的磨损，导致轧辊失效报废，产生较大的经济损失^[2]。因此，提高轧辊的硬度与耐磨性，以及受损轧辊的修复再利用，具有较大的研究意义和广大的市场需求^[3-5]。激光熔覆是一种先进的激光表面改性技术，将激光束作为热源，使性能较为优异的材料在基材表面快速熔化凝固，形成与基体具有冶金结合的涂层，从而改善基体的表面性能、修复表面缺陷^[6]。激光熔覆技术制备的涂层组织细小致密，且制备过程中对基体热输入较小，因此产生的热影响区与热变形也较小，同时还具有较强的适用性，吸引了国内外研究人员的关注^[7-9]。甘伟等^[10] 采用激光熔覆表面改性技术，分析了激光功率、光斑形状和尺寸等激光熔覆工艺参数对轨梁BD1轧辊表面的影响。杨胶溪等^[11]采用宽带激光熔覆技术，实现了即将报废轧辊的再利用，获得了高厚度、无裂纹铁基合金硬化层。JIANG等^[12]使用激光熔覆技术将铁基粉末熔覆到42CrMo轧辊钢表面，并研究了激光熔覆工艺参数与熔覆层组织性能之间的关系。激光熔覆技术在表面改性方面得到了广泛的应用，并有许多应用于轧辊修复的案例。但传统激光熔覆在进行大面积熔覆时，存在生产效率低、生产成本高、表面粗糙度相对较大等问题，制约了激光熔覆技术的应用与推广^[13]。

为了提高激光熔覆效率、改善熔覆质量，德国弗劳恩霍夫激光技术研究所与亚琛工业大学提出超高速激光熔覆的设想，并与机械科学研究总院集团有限公司合作，于2017年开发出超高速激光熔覆设备^[14]。超高速激光熔覆利用同轴送粉技术，控制粉末在熔池上方汇聚，使大部分的激光能量直接作用在粉末上，使粉末在到达基体前便开始熔化，减少了粉末在熔池中停留时间，扫描速度可达200m/min，大大提高了熔覆效率，成形精度高，同时还降低了对基体的热输入^[15]。THOMAS等^[16] 对超高速激光熔覆技术进行介绍，并研究激光功率、扫描速率、送粉量、轴向进给量等主要工艺参数对涂层厚度和结合区形貌的影响，获得厚度为10～250 μm的无气孔与裂纹的防腐、耐磨涂层。SHEN等^[17]对比了传统激光熔覆与超高速激光熔覆制备涂层的宏观形貌、微观组织、显微硬度与耐蚀性，与传统激光熔覆相比，超高速激光熔覆涂层制备速度更快，同时涂层宏观形貌更加平整，熔覆层组织更为细小，成分分布更为均匀，耐蚀性也更好，稀释率和热影响区也更小。相较于传统激光熔覆技术，超高速激光熔覆的熔覆效率更高，产生的稀释率更低，组织更加细密均匀，具有明显优势^[18-19]。

目前较为常用的激光熔覆粉末主要有铁基、镍基、钴基合金粉末，以及金属基陶瓷复合材料。相比于其他合金材料，铁基合金涂层的化学成分和膨胀系数与铁基基体更为相近。与其他熔覆材料相比，在获得相当的硬度与耐磨性的同时，铁基熔覆材料的成本相对更低，这在工业生产中具有较大的优势^[20-21]。因此，对于铁基熔覆涂层的研究具有较大的实用价值。激光熔覆工艺参数对熔覆层成形性和力学性能起着决定性的作用，为获得好的熔覆层形貌和力学性能，需要获取最优的工艺参数^[22]。由于超高速激光熔覆技术的相关研究应用较少，为了实现好的熔覆层成形质量，本文利用超高速激光熔覆技术在9Cr2Mo轧辊钢表面制备M2合金涂层，基于正交试验主要研究了激光功率、扫描速度、道次间距对M2熔覆层成形性能的影响，并简要分析了熔覆层组织形态、显微硬度、耐磨性等特点，为后续相关应用和研究提供借鉴和帮助。

1 试验方法

1.1 样品制备

试验基体材料为9Cr2Mo钢，化学成分（质量分数）如表1所示，其尺寸为φ 40mm×200mm，经过850℃淬火，170℃保温2h回火，获得表面状态一致、接近轧辊工作状态的钢轴。将热处理后的钢轴进行磨削加工，获得光洁的表面，并用无水酒精擦拭试件表面，去除表面杂质、油污。熔覆粉末为M2球形合金粉末，粉末粒度为15～53 μm，其化学成分如表2所示。将熔覆粉末预先放置在烘干箱中140℃保温1h。

超高速激光熔覆设备选用最大输出功率为3.3kW的LDF-3000-40型半导体激光器，激光光斑直径为1mm，采用同轴送粉方式。基于前期试验基础，优选的对成形性能影响较为明显的工艺参数为激光功率 P、扫描速度 V、道次间距 H，设计正交试验。本试验采用三因素三水平的正交试验方法，依次进行单道与多道熔覆的正交试验，探究激光功率 P、扫描速度 V、道次间距 H 对熔覆层形状尺寸、宏观形貌、显微硬度的影响，以及熔覆层组织形态、耐性特征，具体正交试验方案如表3和表4所示。基于正交试验，初步获得最优工艺参数，并在此基础上设置多道熔覆的对比性试验，进一步确定各工艺参数对宏观形貌的影响规律，最终得出成形效果最优的工艺参数组合，具体多道熔覆的对比性试验方案如表5所示。

在超高速激光熔覆试验中发现，送粉量的改变主要表现为对熔覆层厚度的影响，送粉量过小会导致熔覆层有效厚度降低，过大则可能产生不完全熔化。为了便于研究，在可选择的送粉量参数范围内选择常用的送粉量值并保持不变，为36g/min；同时采用Ar气对熔池进行保护，气流量为10L/min。

1.2 结构表征及力学性能测试

将超高速激光熔覆获得的试样进行切割取样，沿垂直于激光扫描方向进行线切割，获取熔覆层横截面，然后通过研磨、电解抛光、化学腐蚀制备金相试样，电解液为高氯酸酒精溶液，化学腐蚀液为FeCl3溶液。使用RX50M型金相显微镜和GeminiSEM500型扫描电子显微镜观察熔覆层微观形貌，并对其显微组织进行观察分析和能谱分析。利用DHV-1000Z型显微维氏硬度计，对试样横截面不同位置进行多次硬度测试，测试条件为外加载荷2.94N，加载时间15s。利用MRH-1型摩擦磨损试验机，将熔覆层试样制成试环，进行试环-试块滑动磨损试验，试验加载力为200N，试环直径40mm，试环转速200r/min，磨损时间60min。

2 结果与讨论

2.1 形状尺寸

超高速激光熔覆成形过程中，单道熔覆形状尺寸对多道熔覆成形的熔覆层形貌有着重要的影响，其中熔宽 w、熔高 h、宽高比(w/h)是描述单道熔覆形状尺寸的重要参量。为了研究不同工艺参数下单道熔覆形状尺寸的变化，采用正交试验参数进行单道熔覆试验，观察不同参数下 w、h、(w/h)的变化，单道正交试验获得的熔覆试样截面形貌如图1所示，正交试验方案和结果如表6所示。分析图1与表6中结果可知，单道熔覆道形貌受激光功率、扫描速度的影响较大，而道次间距在超高速激光熔覆过程中，通过激光熔覆头沿钢轴基体轴向的水平方向的移动速度控制，主要表现在多道熔覆时对搭接率的影响，对单道熔覆道形貌有一定影响，但影响较小。为了进一步分析不同工艺参数对熔覆道宽度、宽高比的影响，采用极差分析法对正交试验结果进行分析，其中 K_ij表示因素 i 相关的水平 j 的3个试验结果的平均值，R 为极差。对表6中的数据进行处理，得到正交试验结果的直观分析表，如表7、表8所示。

结合图1与表7、8中的结果可以看出，当扫描速度为25m/min时，熔覆道宽度约为900 μm，高度也相对较高。当扫描速度增大到45m/min时，熔覆道宽度明显减小，但减小幅度趋缓，而熔高持续减小，宽高比增大。对比发现，扫描速度对熔宽、宽高比的影响最大，随着扫描速度的增大，单位距离所熔覆的金属量减少，因此熔宽明显减小；熔高也有相同变化趋势；当扫描速度较大时，宽高比增大较为明显，单道熔覆层表面曲线更为平滑。当多道搭接时，搭接底部区域容易产生缺陷，增大宽高比增大有利于减少熔覆缺陷。

通过对比表7、8中的结果发现，激光功率与道次间距对熔宽的影响相对较小，影响规律不明显。这应该与激光功率变化范围较小、道次间距变化值对激光头水平移动速度影响较小有关。激光功率、道次间距变化范围有限，对单位长度距离上熔覆的金属含量影响较小。对比发现，在试验设计的工艺参数变化范围内，熔宽、宽高比受激光功率与进给量的影响较小，主要的影响因素是扫描速度。激光功率由1.5kW升到1.9kW时，对熔宽、熔高的影响较小，对熔池深度的影响相对明显。当激光功率较大、扫描速度较低时，基体受热输入影响存在一定范围的热影响区，但基体熔化量较少、熔池深度较小；而其他试样基体表面熔深很小，几乎可以忽略。说明超高速激光熔覆对基体的热输入较小，基体表面熔化变形小，因此产生的稀释作用与热影响区也较小。

由于超高速激光熔覆过程中，激光束能量主要作用在粉末上，对基体的热输入较低，因此基体熔化面积很小，熔池较浅，几乎可以忽略不计，稀释率相应也较低。当激光功率较大、扫描速度较低时，熔池深度有所增加，稀释率也会随之升高，如图1中试样7所示。因此，为了抑制多道搭接过程中搭接区域底部熔合缺陷，可以在保证冶金结合的条件下，适当增加扫描速度、降低激光功率，获得表面曲线平滑、冶金结合牢固、稀释率低的单道熔覆层。

2.2 宏观形貌

超高速激光熔覆涂层的宏观形貌，是判断所选工艺参数是否合理的重要依据，对熔覆质量有着重要的影响。为研究工艺参数对熔覆层形貌的影响、获得较好的熔覆层，按照正交试验表中的试验方案进行多道熔覆试验，每组制备熔覆层总宽度为15mm，所得9组试验结果的表面宏观形貌如图2所示。超高速激光熔覆技术制备的熔覆层表面相较传统激光熔覆整体平整度更好，无传统激光熔覆表面常见的尺寸较大的起伏，以及搭接处明显的沟壑形貌，熔覆层表面搭接细密且无裂纹，表面精度更高，但不同工艺参数下仍存明显区别。对比图2中各个试样发现，试样1、4、8成形性明显较差，表面有波纹状凸起，其中熔覆试样2、试样5、试样3成形性优于其他试样。

通过观察图2发现，在所设计正交试验条件下，当激光功率增大到1.9kW时，对应的试样熔覆层表面均出现略为明显的凹凸起伏，整体宏观平整度相对低激光功率时较差，但在试验参数变化范围内，增大激光功率导致熔覆层宏观形貌变差的效果并不十分明显。这是因为随着激光功率的增大，激光束对熔池输入的能量增加，熔池中金属的对流、蒸发效果增强，同时基体因热输入增大产生的熔深尺寸增大，使得熔覆层的宏观平整度变差。由于正交试验选取的激光功率变化范围相对较小，且单道熔覆的金属量相对传统熔覆技术也较小，因此在正交试验中激光功率变化对熔覆层宏观形貌的影响规律并不是十分明显。

对比图2中不同扫描速度条件下各组试样的熔覆层宏观形貌发现，随着扫描速度从25m/min增加到45m/min，对应试样的熔覆层宏观平整度明显增加。在低扫描速度时存在的明显波纹状凸起，随着扫描速度的增加而消失，试样表面宏观形貌明显更为平整。这是因为随着扫描速度的增大，热输入减小，单位面积熔覆的金属量减少，而且超高速激光熔覆宏观形貌与单道形状尺寸之间存在密切的联系，当扫描速度增大时，单道熔覆道尺寸减小、宽高比增大，有利于获得平整的熔覆层表面形貌。

观察图2中道次间距由0.25mm增大到0.35mm后的各组试样发现，熔覆层整体平整度均随着道次间距的增加变得更为平整。这是因为随着道次间距增大，熔覆层的搭接率也将随之降低，从而减小了基体表面熔覆层中熔覆金属的堆积，使得熔覆层表面波纹状凸起减少，熔覆层的表面平整度也随之提高。

在超高速激光熔覆成形过程中，熔覆层的成形形貌受多个工艺参数的共同影响，不同参数组合下的激光能量输入不同，熔覆层形貌与熔覆过程中激光能量输入熔覆层的能量密度大小密切相关。在保证其他条件不变的情况下，为了衡量不同激光功率、扫描速度、道次间距组合的条件下，激光束输入熔覆层能量的大小，建立激光功率、扫描速度、道次间距与单位熔覆面积激光束输入熔覆层能量密度的关系式，表示为

$E=P/(V\times H)$

式中，E 为单位面积熔覆层所受激光能量密度，P 为激光功率，V 为扫描速度，H 为道次间距。在超高速激光熔覆成形过程中，随着激光功率的增大，熔覆层所受激光能量密度随之增大；而随着扫描速度、道次间距的增大，熔覆层所受激光能量密度随之减小。

对正交试验各组参数对应的能量密度 E 进行计算，计算结果如表9所示。结合图2发现，随着能量密度的增大，熔覆层宏观平整度呈现变差的趋势，当 E>9.5时，对应的试样表面开始出现明显的波纹状凸起，熔覆层宏观平整度开始显著变差。随着扫描速度的增加，能量密度 E 明显减小，熔覆道尺寸减小、熔覆层厚度降低、熔覆金属减少，熔覆层表面平整度也随之明显提高；同时激光功率的减小、道次间距的增大与扫描速度增大表现出的影响规律一致，都会使熔覆层单位面积所受激光能量密度降低，使熔覆层获得更好的平整度。

基于单道、多道正交试验结果，同时考虑到随着扫描速度和道次间距的增大，熔覆层的厚度将会减小，为了保证熔覆层具有一定的厚度，确定最优工艺参数为：激光功率1.5～1.7kW，扫描速度35m/min，道次间距0.30～0.35mm的参数范围组合。

为进一步明确工艺参数对成形性能的影响规律，在正交试验选取的最优参数组合基础上分别改变激光功率、扫描速度和道次间距，设计单因素对比试验，进行超高速激光熔覆多道熔覆成形性对比试验，每组参数进行多道熔覆的宽度为5mm，熔覆试样如图3所示。通过对比图3a中三组不同激光功率的试样发现，随着激光功率的增大，表面平整度下降；观察图3b中试样发现，当扫描速度增加时，表面平整度变好；对比图3c中试样发现，随着道次间距的增大，表面平整度越高。通过计算发现，试样10、14和16的能量密度E的值均小于9.5，相应地，其表面平整度较好；而试样13的能量密度最大，表面平整度也最差。多道单因素对比试验发现，所得规律与正交试验所得结论一致，最优工艺参数组合得到进一步验证。

2.3 组织分析

图4 为扫描电子显微镜（Scanning electron microscope, SEM）下超高速激光熔覆正交试验试样熔覆层底部、中部、顶部的典型显微组织形貌。从图4中可以看出，熔覆层组织细小、致密，且熔覆层不同位置组织形貌有所变化。图4a为熔覆层底部区域的组织形貌，在熔覆层底部存在较少量的柱状晶，组织形态以等轴晶为主，在熔覆层中存在尺寸十分细小的白色网状结构。通过高倍数背散射（Back-scatter(ed) diffraction, BSD）对熔覆层组织进行观察，确定白色网状物为碳化物，如图5所示。这是由超高速激光熔覆技术的成型特点，导致熔覆过程中加热冷却速度极快、形核率高，晶粒来不及长大，形成大量细小的等轴晶。由于M2高速钢含有大量合金元素，部分合金元素在晶界处形成网络状碳化物。熔覆层组织大小、形状受温度梯度 G 和晶粒长大速度 R 的影响，而熔化凝固过程中熔覆层与基体层间温度梯度极大，冷却速度极快，熔覆层底部形成少量柱状晶，与基体形成良好的冶金结合^[23]。由于超高速激光熔覆激光光斑尺寸小、扫描速度快，产生的熔池小、存在时间短，单道熔覆金属量较小，因此金属凝固过程获得极大的冷却速度。熔覆层在凝固过程，柱状晶来不及长大，再加上熔池内的搅拌作用，组织显著细化，合金元素来不及扩散偏聚，得到的组织细小均匀。

图4b为熔覆层中部组织，主要为等轴晶，晶粒尺寸虽相较熔覆层底部晶粒尺寸略有增大，但相较传统激光熔覆尺寸仍较为细小。这是因为在每个熔覆道的中心区域内，温度梯度减小，热量向四周传递，速度相对较慢，散热方向相对均匀，形成的等轴晶尺寸有所增大。同时在熔覆层中，由于熔覆道次间不断搭接，新的熔覆道对已凝固熔覆道再次加热，受到热循环的影响，导致已经凝固的熔覆道受到不同程度的热作用，组织与性能发生改变。在道次间搭接产生的熔合线处，已凝固冷却熔覆道表面少量金属发生重熔，而新道次底部与已凝固金属接触，热量传递较快，冷却速度较大，获得的组织晶粒尺寸较为细小；而靠近道次间熔合线的已凝固组织，受到新道次热输入的影响，晶粒则会变得相对粗大，使熔覆层中部组织产生交替变化，如图6所示。图4c所示为熔覆层顶部等轴晶，晶粒尺寸相比熔覆层中部较为细小。这是因为熔覆层顶部与空气接触，热量损失较快，凝固速度较，且受热循环的影响也较小，晶粒尺寸较为细小。

利用扫描电子显微镜配套的能谱仪（EDS） 进行线扫描分析试样中W、Mo、Cr、V等合金元素含量变化，结果如图7所示。从图7中可以看出，在熔覆层与基体的熔合线附近熔覆层合金元素含量呈梯度变化，说明熔覆层与基体熔合较好，基体对其产生稀释作用，产生冶金结合。但通过合金元素变化曲线发现，基体对熔覆层稀释作用的影响范围较窄，仅有距熔合线约5 μm范围内的熔覆层被稀释，降低基体对熔覆层性能的影响。通过对熔覆层合金元素进行面扫描分析，其元素分布扫描结果如图8所示，可以看出熔覆层中主要元素分布相对均匀，无明显偏析，基体整体富含大量合金元素，避免了传统制造方式中M2钢中含有大量粗大碳化物、元素偏聚等导致的力学性能变差的问题，熔覆层性能更为均匀稳定。

2.4 显微硬度

轧辊等部件在使用过程中对表面硬度有着较高的要求，往往硬度越高，强度和耐磨性也越好。图9为9组正交试验多道熔覆试样熔覆层至9Cr2Mo钢基体的显微硬度图。从图9中可以看出，超高速激光熔覆制备的M2熔覆层整体显微硬度较高，均高于基体硬度，可以较好地实现表面强化作用。接近熔合线处的熔覆层，由于受到基体的稀释作用，显微硬度略有降低。而在基体接近熔合线处，由于受到超高速激光熔覆过程热输入的影响，形成热影响区，显微硬度出现先升高再降低的变化趋势，并逐渐回归基体平均硬度范围，但由于对基体热输入相对较小，所以热影响区范围相较传统熔覆技术较小，减小了对基体的影响。

由于熔覆层受到热累积的作用，熔覆层中晶粒大小存在一定的循环变化，力学性能也随之改变，因此针对熔覆层中不同特征区域的显微硬度进行对比。对熔覆层中的道次间熔合线处，以及每道熔覆道次中心部位进行显微硬度测量对比，测量结果如图10所示。从图10中可以看出，熔覆层中各熔覆道次的中心部位显微硬度随工艺参数改变变化相对较大，且相较熔覆层中的熔合线处有着不同程度的硬度降低现象，而熔覆层中的道次间熔合线处显微硬度整体较高且变化幅度较小。这是因为熔覆层中的道次间熔合线上方冷却速度较快，晶粒极为细小，且受其后面道次的热影响较小，硬度较高；紧临熔合线下方的组织受到新熔覆道次热输入的影响，距熔合线较近的已凝固组织受到高温作用，部分残余奥氏体转化为马氏体，且M2高速钢有高温回火硬化的特性，因此熔合线处硬度较高。而熔覆道次中心部位在凝固时热量扩散相对较慢，又受到新熔覆道热输入的影响，组织粗化，因此硬度有不同程度的下降，且受工艺参数影响较大。对比发现，提高能量密度，有利于获得提高道次中心部位的显微硬度。这是因为输入能量较小时，M2钢快速凝固，相较于一定范围内高能量密度下的晶粒尺寸而言，达到的晶粒细化程度相对较小，但使得大量合金元素留在集体中来不及扩散生成碳化物，同时也抑制了残余奥氏体向马氏体的转变，因此硬度相对较低。超高速激光熔覆制备M2涂层时，涂层硬度较高，且适当提高能量密度，可获得平均硬度更高的熔覆层。

2.5 耐磨性

利用试环-试块滑动磨损试验，对M2熔覆层的摩擦磨损性能进行测试，并将熔覆有M2涂层的试环与无涂层的9Cr2Mo基体的摩擦磨损性能进行对比。在试验前对相应的试环的硬度进行测量，未熔覆基体硬度约为62.9HRC，熔覆有M2熔覆层的试环硬度约为64HRC。对摩擦磨损试验前后试环、试块的质量进行多次称重并取平均值进行计算，发现未熔覆涂层的基体试环在摩擦磨损试验后质量损失18mg，而对应的对磨试块的质量损失为134mg；熔覆有M2涂层的试环的质量却增加了约5.8mg，其对应的对磨试块的质量则损失了168mg。通过对比发现，未熔覆涂层的试环失重较为明显，而M2熔覆层的硬度较高，且有涂层试环对应的对磨试块的质量损失更大，可以看出其耐磨性好于基体，但熔覆有M2涂层的试环在摩擦磨损试验后质量增加，还需要结合具体的摩擦磨损形貌来解释。

对熔覆有M2涂层的试环与未熔覆的基体试环的摩擦磨损形貌进行观察，摩擦磨损试验后二者形貌如图11、图12所示。未熔覆涂层的基体试环表面出现较为明显的磨损轨迹，且摩擦磨损轨迹较为完整，且具有一定深度，同时还存在黏着磨损导致的剥落现象。相较之下，熔覆有M2涂层的试环表面磨损面积则较小，且摩擦磨损形成的轨迹尚不完整，无较深摩擦磨损轨迹，磨损轨迹完整性也低于基体试环。对M2熔覆层表面的摩擦磨损形貌进行进一步观察，其微观形貌如图13所示。通过观察图13发现，熔覆层表面无明显磨损、剥落痕迹，但存在明显的犁沟，且表面附着少量的氧化物，主要表现为磨粒磨损。通过对表面形貌的观察分析，解释了熔覆有M2涂层的试环在摩擦磨损试验后质量没有损失反而升高的原因，是因为M2熔覆层表面磨损痕迹较轻，质量损失极少，因此在表面附着少量氧化物后出现了增重的现象。通过摩擦磨损对比试验验证，由于超高速激光熔覆技术制备的M2熔覆层中含有大量碳化物强化相，因此在拥有较高硬度的同时也具有较好的耐磨性。

3 结论

（1）超高速激光熔覆扫描速度对熔覆道宽度、宽高比影响较大，随着扫描速度的增大，熔覆道宽度减小；当扫描速度为45m/min时，宽高比明显增大，而激光功率与道次间距对熔覆道宽度、宽高比影响则较小。

（2）随着超高速激光熔覆激光功率的减小，及扫描速度的增大、道次间距的增大，可以获得更为平整的宏观形貌；且随着能量密度的增大，会出现波纹状凸起，熔覆层宏观平整度变差。确定最优工艺参数为：激光功率1.5kW，扫描速度35m/min，道次间距0.30mm的组合和激光功率1.7kW，扫描速度35m/min，道次间距0.35mm的组合。

（3）超高速激光熔覆技术制备的试样中，M2涂层中主要为等轴晶，晶粒边界出现网状碳化物； 熔合线处晶粒尺寸较为细小，熔覆道中心部位组织相对较大，道次间熔合线下方组织粗化明显；在基体与熔覆层熔合界面处，熔覆层受到基体材料的稀释作用，证明熔覆层与基体形成了良好的冶金结合，且熔覆层元素成分分布较均匀。

（4）超高速激光熔覆技术制备的M2涂层显微硬度较高，均高于基体硬度，但受工艺参数影响，在熔覆层各熔覆道次的中间部位显微硬度略有降低，可适当提高热输入改善。

（5）通过熔覆层与基体的摩擦磨损对比试验可知，超高速激光熔覆制备的M2熔覆层的耐磨性优于基体，具有较好的耐磨性。

参考文献