采用不同的激光功率在A356铝合金表面进行激光重熔试验,分析了重熔层的组织和显微硬度,并采用三点弯曲试验研究了重熔层的力学性能以及重熔层与基体的结合性能。结果表明:与基体相比,激光重熔层的硬度得到了大幅提升;重熔层中的细晶强化及第二相弥散强化提高了重熔层的强度,延缓了重熔层中第一裂纹的发生;重熔层与基板区域具良好的冶金结合能力,界面区域无裂缝;经激光重熔处理的试样表现出了良好的表面力学性能,在1500 W及2000 W激光功率下获得的重熔层与基体间未出现分层现象。

由于镁合金耐磨及硬度性能较差,应用激光重熔技术进行表面改性就显得尤为必要,其中激光功率因素所产生的影响十分显著。为了探究激光重熔中功率因素对稀土镁合金的微观组织结构,硬度以及摩擦磨损性能的影响。通过使用3 kW的DILAS半导体激光器对Mg-1.85Y-7.91Zn-0.75Zr(质量分数,%)合金进行不同功率下的激光重熔实验。采用光学显微镜(OM),电子扫描显微镜(SEM),X射线衍射仪(XRD)和能谱仪(EDS)观察所制得试样的组织,形貌,相成分及分布;使用显微硬度计测量维氏硬度;使用摩擦磨损试验机测试样品的摩擦磨损性能,从而得出不同激光功率对组织,性能的影响。研究表明,经过重熔处理的合金宏观凝固组织明显细化,且随着功率升高,晶粒变大,第二相分布愈加弥散。由于细晶强化,固溶强化以及弥散强化的影响导致了硬度和耐磨性提高,其中800,1000,1200,2000 W激光功率作用下重熔细晶区的维氏硬度平均值分别为90.97,93.47,94.20,95.53 HV,而粗晶基材区的维氏硬度平均值仅为63.90 HV,2000 W功率作用下的硬度照比基材提升了49.50%。随着功率的升高,耐磨性越高且逐渐从以黏着磨损为主过渡到以磨粒磨损为主。可见,激光重熔技术可以明显强化该稀土镁合金,激光功率的增大可以显著增加该合金的硬度以及抗摩擦磨损性能。

针对同步送粉式单层单道激光熔覆过程, 利用已验证的有限元模型和ANSYS软件分析了其温度场特征。依据加热区-脉冲区的分界点和任意时刻基板上表面温度曲线的峰值点, 以两几何平面截取单道熔覆模型, 获得用于翘曲变形分析的截面体。通过分析熔覆层上表面以及基板上、下表面在整个熔覆过程中的应力/应变状态, 发现该截面体模型会依次出现反向、正向弯曲, 熔覆零件在宏观上则表现为朝向激光束的翘曲变形。最后对单道熔覆过程基板翘变的原因进行了归纳总结。

采用连续点式锻压激光快速成形技术制备了TA15合金厚壁件，研究了不同退火温度对连续点式锻压激光快速成形TA15合金的显微组织以及室温拉伸力学性能的影响。分析了连续点式锻压塑性变形区大小及所制备TA15合金显微组织的形成机理，解释了退火过程中TA15合金层片组织转变为等轴组织的原因。实验结果表明，随着退火温度的升高，TA15合金退火组织等轴α晶粒体积分数越高，且晶粒尺寸越大，同时退火TA15合金强度降低、塑性升高。

采用激光熔覆技术，在Q235 钢表面分别制备了316L、不同质量分数(5%、10%、13.26%)和不同尺寸(纳米、微米)的316L-SiC 熔覆层。利用光学显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)、X 射线能谱仪(EDS)、X 射线衍射仪(XRD)等检测了熔覆层显微组织并分析了强化机制，利用显微硬度计和摩擦磨损试验机分析了熔覆层的横截面硬度分布和表面摩擦磨损性能。结果表明，316L+10%SiC 为适当的添加量。在相同添加量时，微米SiC 发生部分分解，有残留的SiC 相；纳米SiC 发生完全分解，生成新的强化相碳化物M7C3 和硅化物FeSi，新的强化相有效地抑制了柱状晶生长，使熔覆层组织转变为胞状晶，并且抑制了搭接重熔区的g-CrFeNi晶粒长大，其熔覆层硬度最高达到527 HV，比316L熔覆层提高了132%，与微米SiC 熔覆层相比，其硬度提高100 HV 以上，摩擦系数和磨损量均最小，具有优良的抗磨损性能。

采用单道搅拌摩擦搭接焊，实现了铜合金与不锈钢异种金属的焊接，在连铸结晶器用的Cu-Cr合金表面制备了304 不锈钢过渡层。通过激光熔覆技术，在不锈钢过渡层表面制备了含有WC 颗粒的镍基合金熔覆层。利用金相显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、能谱仪(EDS)、X 射线衍射仪(XRD)和显微硬度计，对镍基合金熔覆层和过渡层的显微组织、物相构成和硬度进行了分析。结果表明，不锈钢过渡层与铜基体形成了可靠的连接，在焊合区中下部形成了均匀的钢-铜层状结构；在层状结构中形成了金属间化合物NiCu₄，其硬度达337.26 HV；同时，镍基熔覆层组织致密，其强化相由γ-Ni、Ni₃Fe、WC、W₂C、和Cr₂₃C₆组成。显微硬度明显提高，平均显微硬度为485.0 HV，是铜合金基体的5.7倍。

通过激光熔覆技术，制备了不同碳含量的高碳铁基合金熔覆层。采用光学显微镜(OM)、X射线衍射仪(XRD)、扫描电子显微镜(SEM)及能谱仪(EDS)、显微硬度计和电化学工作站，对熔覆层的显微组织、物相构成、碳化物形貌及元素分布、硬度和耐蚀性能进行了较为系统的研究。实验结果表明，高碳铁基合金熔覆层组织均匀致密。当熔覆层中碳含量为2.5%(质量分数，下同)时，其组织为初生γ-Fe胞状树枝晶及晶间M7C3型碳化物；当熔覆层中碳含量为4.5%时，其组织为等轴树枝晶形貌的初生M7C3型碳化物及共晶(M7C3+γ-Fe)。随着熔覆层中碳含量的增加，其平均显微硬度由913.96 HV提高至到1421.54 HV；同时，熔覆层耐蚀性加强。

通过进行工艺参数(激光功率、扫描速度和送粉速率)可控的单道激光熔覆实验，观察了沉积轨迹横截面形貌的变化；提出了单一参数（δ参数，δ=wtan β/2h）控制的横截面形貌曲线方程。根据横截面几何特征参数：沉积轨迹宽度w、高度h、面积F和沉积角β的测量数据，用回归处理方法，给出了δ参数与横截面名义面积Fm（Fm=wh）之间的函数关系，得到了横截面形貌随Fm的变化规律；同时用F和β的测量数据验证了横截面形貌曲线方程。

研究了激光快速成形(LRF)Rene 80高温合金厚壁件的凝固组织和裂纹的形成机理。结果表明，激光快速成形Rene 80高温合金的凝固组织为与沉积高度方向平行的定向凝固枝晶组织，由于凝固偏析，MC型碳化物和γ-γ′共晶组织分布于定向凝固组织的枝晶间区域。激光快速成形Rene 80高温合金厚壁件含有许多长度大于10 mm，扩展方向与沉积高度方向平行的宏观裂纹。分析表明，这些裂纹为液化裂纹，其形成原因为：激光快速成形时，紧邻激光熔池的热影响区(HAZ)内沿晶界分布的低熔点γ-γ′共晶组织发生熔化，形成热影响区内沿晶界扩展的晶界液相，在热影响区冷却过程中，由于热影响区内固相的收缩应力作用，沿晶界扩展的固液界面被撕开，从而导致液化裂纹的产生。

研究了激光快速成形Inconel 718超合金试样3个相互垂直方向的拉伸力学性能，以及热处理对激光快速成形凝固组织与3个相互垂直方向拉伸力学性能的影响。结果表明，激光快速成形Inconel 718超合金试样3个相互垂直方向的拉伸力学性能均明显低于其锻件拉伸力学性能，且表现出明显的各向异性。经过热处理的Inconel 718超合金试样，其沿沉积高度方向定向外延生长的柱状枝晶组织转变为晶粒粗大且不均匀的等轴状再结晶组织，随Laves相固溶消失及强化相γ″和γ′大量析出，3个相互垂直方向上的拉伸力学性能均大幅度提高，其中，与基板平行的两个相互垂直方向上的拉伸力学性能均达到Inconel 718超合金锻件拉伸力学性能标准，但沿成形件高度方向，出现拉伸力学性低于Inconel 718超合金锻件拉伸力学性能标准的试样。