采用激光熔覆技术在H13基体表面制备H13与Cr₃C₂-NiCr复合粉末的熔覆层,首先借助扫描电子显微镜(SEM)、能谱仪(EDS)和X射线衍射(XRD)观察分析粉末和涂层的微观组织与相结构以及两者的结合特征,然后通过热震试验测试熔覆层的热疲劳性能,接着测试涂层表面和截面的显微硬度,最后使用高温摩擦磨损试验机测试各种因素对基体与熔覆层耐磨性的影响。结果表明,85%H13+15%NiCr-Cr₃C₂复合粉末的熔覆层质量最好,复合粉末主要由Fe-Ni相和Fe-Cr相组成,熔覆层主要物相为马氏体、Cr₃C₂、Cr₇C₃和(Cr·Fe)₇C₃。经过激光熔覆处理后,熔覆层的显微硬度随着Cr₃C₂-NiCr含量的增多而增大,熔覆层表面的显微硬度值接近1100 HV,熔覆层的平均显微硬度为920 HV。在相同条件下,基体的磨损深度显著大于熔覆层,表明熔覆层的耐磨性明显优于基体。

为了对H13模具钢进行更好的强化和修复，在H13钢基体上采用激光熔覆制备了H13/Ni/WC混合粉末双层梯度熔覆层，在两层熔覆层的初始粉末中，Ni/WC混合粉末的质量分数分别为15%和30%。测试并比较了基体与熔覆层的显微硬度、高温硬度、热疲劳性能和耐磨损性能，探讨了熔覆层的磨损机理。熔覆层横截面的显微硬度从基体到熔覆层外表面呈明显的梯度分布规律，接近熔覆层外表面区域的显微硬度为1100 HV，而基体的显微硬度仅为400 HV。高温硬度测试结果表明：随着测试温度升高，基体和接近熔覆层外表面区域的硬度均下降，且熔覆层下降的幅度大于基体，室温时基体和熔覆层的硬度分别为1347.68 HV和1510.35 HV；当测试温度达到800 ℃时，基体和熔覆层的硬度分别下降到1006.8 HV和921.4 HV；当测试温度为500 ℃左右时，两区域的硬度相当。耐磨性测试结果表明：当测试温度在500 ℃以下时，熔覆层的耐磨性优于基体；当测试温度在500 ℃及以上时，熔覆层的耐磨性低于基体。主要原因是当测试温度低于500 ℃时，熔覆层中马氏体的强度和硬度很高，使得熔覆层较基体具有更高的硬度；但当测试温度高于500 ℃时，会发生退火现象，从而导致熔覆层表面的硬度和耐磨性急剧下降。

为了提高钛合金的摩擦学性能, 采用激光熔覆技术在Ti-6Al-4V合金基体表面制备了以“原位”生成TiB2、CrB、TiC等为增强相、γ-Ni基固溶体为增韧相及h-BN为润滑相的γ-Ni基高温自润滑复合涂层。采用 X射线衍射仪(XRD)、扫描电子显微镜(SEM)、能谱仪(EDS)分析了涂层的物相和显微组织, 在球-盘式高温摩擦磨损试验机上测试了不同温度下(室温、300、600 ℃)复合涂层的摩擦学性能。结果表明:激光熔覆制备的复合涂层与基体呈冶金结合, 该复合涂层的摩擦系数和磨损率都远低于Ti-6Al-4V基体;在高温600 ℃时, 复合涂层的磨损率和平均摩擦系数为5.13×10-5 mm3/Nm和0.184, 相对于钛合金基体分别降低了81.8%、38%, 表现出良好的高温自润滑耐磨性能。

以H13钢为基体材料，以Co基合金和同粒径范围介孔WC的混合粉末为合金材料，采用半导体激光器在基体表面进行激光熔覆，通过介孔WC的特殊结构，获得均匀的高性能覆层。采用扫描电镜、能谱仪、X-射线衍射分析仪和显微硬度计研究熔覆层的显微组织、元素分布、相组成和显微硬度。利用高温磨损试验机对熔覆层在常温和高温下的磨损性能进行对比分析。结果表明，熔覆层主要由γ-Co以及碳化物硬质相WC、 Cr3C2、(Cr,Co)23C6和Cr7C3组成。由于介孔WC颗粒对熔覆层的弥散强化和固溶强化的作用，激光熔覆层显微硬度比基体提高了2倍左右。在600 ℃高温下，由于碳化物硬质相的作用，熔覆层的高温耐磨性相比H13基体提高了3倍左右，熔覆层的高温磨损形式主要以氧化磨损为主。由于温度的升高，熔覆层表面形成氧化膜，从而对熔覆层进行有效保护，因此熔覆层的耐磨性随着温度的增加而提高。

为提高Ti-6Al-4V钛合金的摩擦学性能，以金属陶瓷NiCr-Cr3C2和自润滑颗粒WS2复合合金粉末为原料，采用激光熔覆技术在钛合金表面制备出了以硬质TiC和TiWC2为耐磨增强相、Ti2CS和CrS金属硫化物为自润滑相的高温自润滑耐磨复合涂层。采用 X射线衍射仪(XRD)、扫描电子显微镜(SEM)、能谱仪(EDS)分析了涂层的物相及显微组织结构；分别在室温、300 ℃和600 ℃时利用Si3N4陶瓷球对磨来测试涂层和基体的干滑动磨损性能，并分析了其磨损机理。结果表明：复合涂层的平均硬度为1005 HV0.2，约为基体(360 HV0.2)的3倍，从室温到600 ℃，由于增强相TiC、TiWC2和自润滑相CrS、Ti2CS的综合效应，复合涂层的摩擦系数和磨损率相比基体均显著降低，具有良好的高温自润滑耐磨性能。

为了提高奥氏体不锈钢的高温耐磨性能，采用中空激光熔覆技术在1Cr18Ni9Ti奥氏体不锈钢表面制备出以(Cr,Fe)7C3为增强相,γ(Ni,Fe)固溶体为基体的高温耐磨复合涂层。分别在室温、300 ℃和600 ℃时测试了涂层和不锈钢基体的干滑动磨损性能，并讨论了其磨损机理。结果表明,涂层的耐磨性能明显优于不锈钢基体。室温时，不锈钢的磨损机理为粘着磨损，涂层为磨粒磨损；300 ℃时，不锈钢的磨损机理为粘着磨损和磨粒磨损，涂层为粘着磨损；600 ℃时，不锈钢磨损表面出现脆性断裂、塑性变形及严重氧化，涂层表面发生轻微的磨粒磨损和粘着磨损。由于摩擦抛光作用和均匀连续转移膜的形成，涂层在600 ℃时的耐磨性能高于300 ℃。

以Ni-Cr-C-CaF2复合合金粉末为原料, 采用激光熔覆技术, 在γ-TiAl合金基体表面制备出高温自润滑耐磨复合材料涂层, 采用X射线衍射(XRD)、扫描电子显微镜(SEM)和能谱仪(EDS)等手段对所制备复合材料涂层的显微组织进行了分析。结果表明, 该复合材料涂层由初生的短棒状或树枝状TiC和次生的块状Al4C3碳化物增强相以及细小、弥散、球状分布的CaF2固体润滑颗粒均匀分布在塑韧性良好的NiCrAlTi (γ) 固溶体基体中, 其平均显微硬度约为HV 650, 是基体TiAl 合金的2倍。

利用扫描电镜（SEM）、透射电镜（TEM）和X射线衍射（XRD）等手段对高铬钢轧辊激光熔凝层的显微组织、相结构、回火稳定性及高温耐磨性能进行了分析。结果表明，高铬钢激光熔凝处理后剖面区由熔凝区、热影响区(HAZ)和基体组成。基体组织为回火马氏体和网状M7C3型碳化物，激光熔凝处理使基体中脆性碳化物完全溶解，表面熔凝区组织得到高度细化，呈现组织梯度，生成奥氏体和M23C6型碳化物，热影响区由隐晶马氏体、残余奥氏体和弥散的碳化物组成。激光熔凝区由于细晶强化、固溶强化和位错强化的共同作用，回火稳定性明显提高，560 ℃回火后出现二次硬化，峰值硬度达到672 HV。高温滑动磨损条件下激光熔凝层具有优良的耐磨性能。