通过建立三维瞬态仿真模型，分析了HT250灰铸铁在激光重熔过程中的温度分布及其变化规律，探讨了激光功率对激光熔池温度场的影响。利用超景深显微镜和扫描电镜，观察了激光单熔道的几何特征和显微组织，用硬度计测试了熔道横截面的显微硬度。研究结果表明，激光重熔后，熔道呈半圆弧形，由表层向内依次为重熔区、热影响区和母材，激光功率增加，激光熔池的峰值温度升高，熔道的深度加深、宽度加宽。数值模拟激光熔池的计算几何尺寸，与工艺试验中激光重熔熔道的实际测量值基本相吻合，证明了模型的可靠有效。另外，工艺试验结果表明，HT250灰铸铁重熔区的显微组织为细小的树枝状变态莱氏体，重熔区的平均硬度约为1000 HV，约为母材硬度的5倍。

利用额定功率为3 kW的Nd∶YAG固体激光器开展激光重熔蠕墨铸铁气门座实验,通过扫描电镜、显微硬度仪,采用荧光粉探伤方法分析激光表面重熔蠕墨铸铁气门座的宏观形貌、显微组织、硬度分布以及重熔层是否存在裂纹。结果表明:经激光表面重熔后,重熔层中部区域组织为枝晶组织,在枝晶组织间弥散分布着针状物和颗粒状物;石墨的扩散降低了材料熔点,由于激光的快速加热和冷却等,重熔层与基体交界处形貌为锯齿形,且在热影响区观察到马氏体壳和莱氏体壳的双壳组织;不同区域的加热和冷却速度的差异导致重熔区表面到基体硬度逐渐降低;调控激光参数可以有效抑制气门座激光重熔层的裂纹。在激光功率为500 W,离焦量为-1 mm,激光扫描速度小于等于5 mm/s的重熔工艺参数下,可以获得无裂纹的重熔层。

Mg及其合金由于密度低、加工性能好和比强度高而在轻金属中占有较大的比重。其差的耐蚀性成为其广泛应用的最大障碍。研究采用激光表面处理的办法对铸态的ZM2、ZM5和ZM6合金进行了提高耐蚀性和显微硬度的实验。实验采用500W Nd:YAG脉冲激光器进行重熔和快淬ZM2、ZM5和ZM6合金表面。对激光表面处理区的显微组织与原基材的组织采用金相显微镜和扫描电镜进行了对比观察。采用阳极动电位测试的办法对激光处理区和基材放在NaCl溶液中进行了耐蚀性表征,经激光处理后耐蚀性得到提高。

建立了激光表面快速熔凝条件下温度场的二维数值模型,并利用有限差分法对Cu-Mn合金在激光表面快速熔凝条件下的温度场进行了计算.计算结果表明该模型能准确描述激光表面快速凝固条件下熔池的温度场信息,而且在保证计算精度的条件下简化了计算(相对于三维).计算结果与实验结果相吻合.

研究了激光重熔工艺参数对三种不同成分的Cu-Mn合金重熔区微观组织生长方向的影响.结果表明,熔池中微观组织的生长方向强烈地受激光工艺参数(激光输出功率和扫描速度)和合金成分的影响.通过选择合适的工艺参数,实现了与Bridgman法类似的超高温度梯度快速定向凝固,其温度梯度可高达106 K/m,速度可高达24 mm/s.利用激光表面熔凝技术实现超高温度梯度快速定向凝固的关键在于:1) 在激光熔池内获得与激光扫描速度方向一致的温度梯度;2) 根据合金凝固特性选择适当的激光工艺参数以获得胞晶组织.

采用CO2连续波工业激光器在Cr12钢表面进行了激光处理试验,利用光学显微镜、电子显微镜观察了激光熔凝处理后Cr12钢的组织,并比较了激光处理前后的耐磨性.结果表明,激光熔凝后获得超细化的枝晶组织,其组织为树枝状初晶A′和树枝间层片状共晶(A′+(Cr、Fe)7C3).组织细化,奥氏体应力应变诱发马氏体转变,磨损中大量位错团的产生是激光处理后Cr12钢耐磨性提高的原因.

以合金相交多区域统一模型为基础,利用数值模拟方法,对脉冲Nd:YAG激光表面熔凝过程的非稳态温度场和熔区内的流场进行了理论分析。能量方程求解中考虑了固液相变潜热的吸收与释放；合金元素气化热损失、自然对流与辐射热损失；动量方程求解中考虑了热表面张力与浮力联合驱动流。结合实验条件计算了1Cr18Ni9Ti不锈钢在低频脉冲熔凝情况下熔区的形状和尺寸,并与实验解剖进行了比较。结果表明,在占空比较小时,系列脉冲中每一脉冲形成的表面熔区形状和尺寸可用定点轴对称脉冲模型很好地近似。