Proszek stopu Ni60 był pokryty laserem na płycie stalowej 42CrMo w celu przygotowania powłoki kompozytowej na bazie niklu oraz morfologii powierzchni, mikrostruktury, fazy, twardości Vickersa, odporności na zużycie i wytrzymałości na ścinanie warstwa okładzinowa zostały przeanalizowane. Jednocześnie przeanalizowano kompleksowy wpływ mocy lasera i prędkości skanowania na organizację oraz właściwości cierne i ścierne warstwy okładziny laserowej. Wyniki pokazują, że typy faz każdej warstwy okładziny Ni60 są spójne przy różnych energiach właściwych. Gdy energia właściwa jest zbyt wysoka lub zbyt niska, powierzchnia warstwy okładziny będzie wytwarzać duże rozpryski lub ablację; jej mikrotwardość jest około 1.4~1.96 razy wyższa niż podłoża, a jej twardość stopniowo wzrasta wraz ze spadkiem energii właściwej, podczas gdy współczynnik tarcia i ilość zużycia stopniowo maleją wraz ze spadkiem energii właściwej; warstwa okładziny ma wysoką wytrzymałość na ścinanie, która może osiągnąć 225~259 MPa; gdy energia właściwa wynosi 4.8 kJ/cm2, powierzchnia warstwy okładziny ma małe rozpryski, wzór łusek ryb jest ściśle ułożony, a grubość jest jednolita, a organizacja jest gęsta, właściwości mechaniczne są doskonałe, a warstwa okładziny i podłoże osiągnęły dobre wiązanie metalurgiczne.

Stal 42CrMo to rodzaj stali o dużej wytrzymałości i dużej ciągliwości. Jest często stosowany w metalurgii, górnictwie, lotnictwie i innych dziedzinach, np. jako materiał na cylindry pomp tłokowych. Pompa tłokowa jest niezbędnym elementem układu hydraulicznego, w którym tłok stanowi główny element pompy tłokowej. Transport cieczy może odbywać się wyłącznie poprzez ruch posuwisto-zwrotny tłoka i cylindra. Ze względu na charakter ruchu tłoka i cylindra, ciągła praca o dużej intensywności znacznie skraca żywotność pompy tłokowej, która często ulega awarii z powodu zużycia powierzchni. Jeśli części zostaną wymienione bezpośrednio podczas konserwacji, będzie to kosztowne, a stosowanie tanich imitacji części wiąże się z większą liczbą ukrytych zagrożeń w użytkowaniu pompy tłokowej. Napawanie laserowe to rozwijająca się technologia, w której wykorzystuje się laser wysokoenergetyczny jako źródło ciepła w celu szybkiej i wydajnej naprawy powierzchni obrabianego przedmiotu. Pokrycie powierzchni przedmiotu obrabianego odpowiednim proszkiem stopowym może znacząco poprawić odporność powierzchni na zużycie, odporność na korozję oraz inne właściwości. W porównaniu z technologiami obróbki powierzchni, takimi jak powlekanie chemiczne czy osadzanie z fazy gazowej, napawanie laserowe ma zalety, których trudno zastąpić innymi technologiami. Należą do nich: wysoka gęstość energii, niski stopień rozcieńczenia, szybkie tempo chłodzenia i mała strefa wpływu ciepła. Li i in. zastosowali napawanie laserowe do nałożenia mieszanki 30% SiC i 70% stopu na bazie Ni na płytę stalową, zbadali mikrostrukturę i zachowanie się powłoki podczas ślizgania na sucho i odkryli, że jej współczynnik tarcia i szybkość zużycia uległy znacznemu zmniejszeniu, a powierzchnia podłoża stalowego uzyskała dobrą odporność na zużycie. Proszek stopowy Ni60 to samotopliwy proszek stopowy na bazie niklu, równomiernie wymieszany z Ni, Cr, B i Si. Stop ten ma szereg zalet, takich jak dobra odporność na zużycie, odporność na korozję, odporność na wysoką temperaturę, wysoką twardość i odporność na utlenianie, i jest szeroko stosowany w technologii wzmacniania powierzchni. Warstwę wierzchnią stali 42CrMo można naprawić i wzmocnić poprzez nakładanie laserowe Ni60, co pozwala w pełni wykorzystać zalety stopów na bazie niklu i poprawić właściwości powierzchniowe stali. Parametry procesu nakładania powłoki mają bezpośredni wpływ na mikrostrukturę i właściwości mechaniczne warstwy nakładanej powłoki, dlatego niezwykle istotne jest dokładne zbadanie parametrów procesu. Huang i in. zbadano wpływ prędkości skanowania na mikrostrukturę i właściwości cierne kompozytów na bazie Ni3Al zawierających nanopłytki grafenu (NG). Wyniki pokazują, że próbki NG syntetyzowane przy prędkości skanowania 450 mm/s mają gęstą i drobną mikrostrukturę, a także wyższą gęstość względną (98.6%), niższy współczynnik tarcia (0.23) i szybkość zużycia (5.5×10-6 mm3/ (N·m). Optymalizacja prędkości skanowania pozwala skutecznie kontrolować twardość powierzchni i względną gęstość NG, a także parametry tarcia. Kobryn i in. zbadali wpływ mocy lasera i prędkości poprzecznej na mikrostrukturę, porowatość i wysokość ułożenia warstw Ti-6Al-4V osadzanego laserowo i odkryli, że szerokość kryształów kolumnowych zmniejszała się wraz ze wzrostem szybkości chłodzenia, a grubość kryształów niestopionych i porowatość zmniejszały się wraz ze wzrostem prędkości poprzecznej i poziomu mocy. Qiu i in. zbadano mikrostrukturę i właściwości próbek Invar36 poddanych selektywnemu stapianiu laserowemu. Wyniki wykazały, że gdy prędkość lasera v była mniejsza niż 53.33 mm/min, porowatość była niska (mniej niż 0.5%); v>53.33 mm/min, gdy porowatość znacznie wzrosła. Oprócz parametrów wymienionych powyżej, badany jest również wpływ czynników takich, jak wstępnie ustawiona grubość warstwy, średnica plamki i szerokość impulsu na warstwę osłonową. Ponadto badane są także kompleksowe efekty różnych parametrów, takich jak właściwa energia lasera (E), która jest kompleksowym czynnikiem wpływającym na moc lasera, prędkość skanowania i średnicę plamki oraz stanowi ważny wskaźnik oceny procesu napawania laserowego.

Powłoka Ni60 została przygotowana na powierzchni stali 42CrMo przy użyciu proszku stopowego Ni60. Energię właściwą kontrolowano poprzez regulację mocy lasera i prędkości skanowania. Przeanalizowano wpływ energii właściwej na jakość formowania, mikrostrukturę, mikrotwardość, wytrzymałość na ścinanie i odporność na zużycie warstwy okładzinowej w celu uzyskania wysokiej jakości warstwy okładzinowej.

1 Materiały i metody doświadczalne

1.1 Materiały eksperymentalne
Materiałem podłoża eksperymentalnego jest stal konstrukcyjna stopowa 42CrMo o wymiarach 150 mm×100 mm×10 mm. Przed testem powierzchnia została wygładzona papierem ściernym metalograficznym, a następnie użyto acetonu i alkoholu do usunięcia zanieczyszczeń powierzchniowych. Proszek okładzinowy był kulistym Ni60 o wielkości oczek około 300. Jego mikrostruktura jest pokazana na rysunku 1, a jego skład chemiczny jest pokazany w tabeli 1.

1.2 Metoda eksperymentalna
W tym teście zastosowano metodę wstępnego utwardzania proszku. Proszek stopowy i alkohol równomiernie wymieszano w moździerzu. Gdy mieszanina stała się lepka, rozprowadzono ją na powierzchni podłoża za pomocą rozprowadzacza proszku i umieszczono w piecu suszarniczym w celu wstępnego podgrzania do 120 °C na 0.5 h. Laser Nd:YAG LWS-1000 został użyty do napawania laserowego w atmosferze argonu z szybkością przepływu gazu 12 l/min. Schemat procesu napawania pokazano na rysunku 2.

Energia właściwa E jest ważnym wskaźnikiem procesu napawania laserowego i można ją obliczyć według następującego wzoru: E = P/v * D (1).

Gdzie: E——energia właściwa, kJ/c㎡;

P——moc lasera, W;

v——prędkość skanowania, mm/s;

D——średnica plamki, mm.

Próbki poddane różnym energiom właściwym ponumerowano od L1 do L6, a konkretne procesy laserowe przedstawiono w tabeli 2.

Po nałożeniu powłoki próbki wycinano w kierunku prostopadłym do kierunku skanowania, stosując cięcie drutem iskrowym, a próbki szlifowano i polerowano, a próbki metalograficzne wytrawiano wodą królewską o zawartości mas 33%, a mikrostrukturę i właściwości mechaniczne badano. Do analizy fazy warstwy powłoki użyto dyfraktometru rentgenowskiego X´Pert PRO MPD, do obserwacji mikrostruktury warstwy powłoki użyto skaningowego mikroskopu elektronowego Regulus8230, do pomiaru twardości warstwy powłoki w celu ustalenia prawa rozkładu użyto cyfrowego mikrotwardościomierza VTD401, a do przeprowadzenia testów ścinania na próbkach użyto elektronicznej uniwersalnej maszyny wytrzymałościowej AGS-X. Test tarcia i zużycia przeprowadzono przy użyciu uniwersalnego testera tarcia i zużycia MMW-1A. Wielkość próbki wynosiła cylinder Φ4.8 mm×12 mm. Materiał pierścienia szlifierskiego stanowiła stal 45 po obróbce cieplnej. Prędkość testu wynosiła 100 obr./min w temperaturze pokojowej, obciążenie wynosiło 20 N, a czas testu 30 min.

2 Wyniki eksperymentów i dyskusja

2.1 Makroskopowa morfologia powłoki
Rysunek 3 przedstawia morfologię powierzchni warstw okładzin laserowych o różnych energiach właściwych pod mikroskopem stereoskopowym. Na rysunku 1 widać od L6 do L3, że powłoki uzyskane przy różnych energiach właściwych wszystkie wykazują ściśle ułożoną morfologię łuski rybiej pod działaniem lasera i mają wyraźny metaliczny połysk pod ochroną argonu. Gdy energia właściwa jest mała (L1, L2), energia napromieniowania na jednostkę powierzchni jest niska, a niektóre proszki nie topią się na czas, tworząc rozpryski. Wraz ze wzrostem energii właściwej lasera (L3, L4) energia napromieniowania jest umiarkowana, rozpryski są zmniejszone, a połączenie między łuskami rybimi staje się zwarte z luźnego, a grubość jest jednolita. Gdy energia właściwa wzrasta do 5.6 kJ/cm2 (L5), na powierzchni pojawiają się pewne przypalenia i rozpryski, wzór łuski rybiej stopniowo staje się nierówny, a jakość formowania ulega pogorszeniu. Dzieje się tak, ponieważ wraz ze wzrostem energii właściwej, promieniowanie otrzymywane na jednostkę powierzchni staje się silniejsze, podczas gdy szybkość absorpcji proszku przez laser pozostaje w przybliżeniu niezmieniona, co zwiększa siłę między laserem a proszkiem i łatwo powoduje rozpryski, wpływając na morfologię powierzchni. Ponadto, gdy energia właściwa jest duża, jednostka powierzchni otrzymuje zbyt dużo energii, co prowadzi do ablacji i utleniania proszku.

2.2 Skład fazowy i mikrostruktura
Rysunek 4 przedstawia dyfraktogramy rentgenowskie warstw płaszcza z trzema energiami właściwymi lasera (L1, L4 i L6). Jak pokazano na rysunku 4, gdy energia właściwa lasera wynosi odpowiednio 4.35 kJ/c㎡, 5.40 kJ/c㎡ i 5.80 kJ/c㎡, głównymi fazami warstwy płaszcza są (Fe, Ni), austenit i FeNi3, a intensywność piku dyfrakcyjnego jest wysoka. Wraz ze wzrostem energii właściwej wzrasta energia napromieniowania na jednostkę powierzchni, odpowiednio wzrasta krystaliczność powłoki, a intensywność piku dyfrakcyjnego stopniowo wzrasta. Można zauważyć, że intensywność piku wzrasta znacząco od L1 do L4 (energia właściwa wzrasta od 4.35 kJ/c㎡ do 5.40 kJ/c㎡). Porównując powierzchnie pików dyfrakcji rentgenowskiej obu warstw, można stwierdzić, że warstwa L4 zawiera więcej faz (Fe, Ni) i innych niż warstwa L1, podczas gdy energia właściwa zmienia się od warstwy L4 do warstwy L6 (energia właściwa wzrasta z 5.40 kJ/c㎡ do 5.8 kJ/c㎡), a odpowiadające temu zmiany intensywności pików dyfrakcyjnych są stosunkowo niewielkie.

Rysunek 5 przedstawia mikrostrukturę warstwy płaszcza przy różnych energiach właściwych. Cała warstwa płaszcza nie ma porów, pęknięć i ma gęstą strukturę. Zgodnie z morfologią organizacyjną można ją ogólnie podzielić na trzy obszary: górny, środkowy i dolny. Wyniki pokazują, że mikrostruktura warstwy płaszcza przy różnych energiach właściwych lasera składa się głównie z miąższu, dendrytów i kryształów kolumnowych (L1~L6). Ze względu na szybkie właściwości krzepnięcia powłoki laserowej, trudno jest wyhodować dendryty wtórne, więc większość dendrytów to krótkie dendryty pierwotne. Z kolei im wyższa energia właściwa lasera, tym bardziej złożona jest jego mikrostruktura. W powłoce L1 energia właściwa jest mała, energia pochłonięta na jednostkę powierzchni jest niska, a prędkość krzepnięcia stopionego jeziorka jest szybka, dzięki czemu ziarna krzepną zanim zdążą urosnąć, tworząc drobne ziarna miąższu (L1) w powłoce. Gdy energia właściwa wzrasta z 4.35 kJ/c㎡ (L1) do 4.64 kJ/c㎡ (L2) i 4.80 kJ/c㎡ (L3), pochłonięta energia wzrasta, a częściowe kryształy płaszcza w środkowej części powłoki L2 wydłużają się w krótkie pręty, zmierzając do ziaren kolumnowych, a krótkie ziarna w kształcie prętów w dolnej części L3 przekształcają się w smukłe ziarna kolumnowe, które rosną preferencyjnie wzdłuż pionowej izotermy. Zgodnie z teorią krzepnięcia stopu Laxmanna, wzór w tym momencie to GL/R＜ΔT0/2DL (2)
Gdzie: GL——gradient temperatury fazy ciekłej na froncie międzyfazowym, ℃;
R——szybkość krzepnięcia, mm/h;
T0——różnica temperatur międzyfazowych ciało stałe-ciecz, ℃;
DL——współczynnik dyfuzji substancji rozpuszczonej w fazie ciekłej;
Ogólnie rzecz biorąc, ΔT0 i DL stopów są stałymi. Jeśli GL jest uważane za niezmienione, gdy R jest większe niż krytyczna szybkość krzepnięcia składnika przechłodzenie (Rc≈1.9 μm/s) jest bliskie 2-krotności, miękisz stopniowo przekształca się w dendryty, a niektóre dendryty można zobaczyć w przerwach między kryształami kolumnowymi w środkowym obszarze L4. Wraz ze wzrostem energii właściwej kryształy kolumnowe stopniowo wchodzą w fazę stabilnego wzrostu, a duża liczba kryształów kolumnowych jest widoczna w środku. Gdy szybkość wzrostu jest większa niż 20-krotność krytycznej szybkości krzepnięcia Rc, przebija się przez fazę stabilnego wzrostu, a niektóre krótkie ramiona wtórne (L6) stopniowo pojawiają się po obu stronach kryształów kolumnowych.

2.3 Rozkład twardości oraz tarcie i zużycie
Rysunek 6 przedstawia rozkład twardości warstwy okładzinowej do podłoża przy różnych energiach właściwych. Twardość mierzona jest punkt po punkcie od powierzchni warstwy okładzinowej do kierunku skanowania prostopadle. Pięć punktów mierzonych jest poziomo w odstępach 50 μm, a średnia wartość jest przyjmowana jako średnia twardość na tej głębokości. Wyniki pokazują, że średnia twardość w odległości 50 μm od powierzchni warstwy okładzinowej od L1 do L6 wynosi odpowiednio 380.2HV0.1, 364.5HV0.1, 358.1HV0.1, 350.4HV0.1, 350.3HV0.1 i 348.1HV0.1. Twardość powierzchni jest najwyższa, gdy energia właściwa wynosi 4.35 kJ/cm2 (L1). W porównaniu z matrycą 42CrMo (średnia twardość 210HV0.1), warstwa płaszcza Ni60 wykazuje wyższą mikrotwardość, która jest około 1.4~1.96 razy większa od twardości matrycy, a prawo rozkładu mikrotwardości jest podobne, to znaczy, twardość obszaru warstwy płaszcza jest wysoka, a twardość matrycy stopniowo maleje. Wyższa twardość warstwy płaszcza jest głównie przypisywana połączonemu efektowi wzmocnienia roztworu stałego (Fe, Ni), wzmocnienia dyspersyjnego wygenerowanej in situ fazy FeNi3 w warstwie płaszcza i wzmocnienia drobnoziarnistego spowodowanego szybkim nagrzewaniem i chłodzeniem powłoki laserowej. Z krzywej na rysunku 6 można zobaczyć, że wraz ze wzrostem energii właściwej twardość warstwy płaszcza stopniowo maleje. Jednocześnie, jak omówiono powyżej, wraz ze wzrostem energii właściwej, struktura krystaliczna powłoki stopniowo przekształca się w kryształy kolumnowe i dendryty, a wzrost kryształów kolumnowych zmniejsza jej mikrotwardość. Wśród nich, dynamiczne zachowanie roztopionych jezior L3 i L5 wykazuje pewne różnice. Twardość środkowej strefy transformacji strukturalnej jest wyższa niż powierzchni. Wynika to z pełnej konwekcji cieplnej roztopionego jeziorka pod tą energią właściwą. Średnia mikrotwardość powłoki L1~L3 jest wyższa niż L4~L6. Z drugiej strony, wzrost energii właściwej powoduje, że energia napromieniowania na jednostkę powierzchni jest wyższa, wzrasta współczynnik rozcieńczenia warstwy powłoki, a więcej pierwiastków Fe w materiale macierzystym wchodzi do roztopionego jeziorka, co zmniejsza ogólną twardość powłoki. Pod wpływem szybkich cech krzepnięcia powłoki laserowej, struktura środkowych i dolnych obszarów warstwy powłoki jest najbardziej złożona. Gdy wzrasta energia właściwa, można zaobserwować, że kryształy kolumnowe i dendryty zwiększają się i przeplatają z kryształami płaszcza, co powoduje złożone zmiany w twardości obszaru powłoki, co odpowiada rozkładowi fluktuacji twardości powłoki na rysunku 6.

Rysunek 7 przedstawia krzywą zależności współczynnika tarcia od czasu dla warstwy osłonowej Ni60 przy różnych energiach właściwych. Można zauważyć, że współczynnik tarcia wzrasta szybko w początkowej fazie tarcia L1~L6 i osiąga stabilny etap tarcia po około 100 s. Gdy energia właściwa wynosi 4.35 kJ/c㎡ (L1), średni współczynnik tarcia warstwy okładzinowej wynosi około 0.29, a gdy energia właściwa wynosi 5.8 kJ/c㎡ (L6), średni współczynnik tarcia wynosi około 1.3. Porównując warstwy płaszcza przy różnych energiach właściwych, można stwierdzić, że średni współczynnik tarcia płaszcza maleje wraz ze spadkiem energii właściwej, a ogólny trend zmian jest zasadniczo zgodny z trendem zmian mikrotwardości przy energii właściwej. Zgodnie z prawem Archarda odporność na zużycie warstwy okładzinowej jest dodatnio skorelowana z jej mikrotwardością. Wraz ze wzrostem energii właściwej wzrasta stopień rozcieńczenia warstwy płaszcza, duża ilość pierwiastków Fe przepływa do warstwy płaszcza, a zawartość fazy twardej maleje, co powoduje zmniejszenie twardości warstwy płaszcza. Jednocześnie zwiększenie grubości mikrostruktury ma również negatywny wpływ na twardość. Powoduje to względny wzrost przyczepności materiału powłoki, a podczas tarcia na powierzchni występuje większe odkształcenie plastyczne i przenoszenie produktów tarcia, co zwiększa opór tarcia pomiędzy pierścieniem szlifierskim i współczynnik tarcia. Z porównania stopnia zużycia warstwy osłonowej Ni60 (L1~L6) na rysunku 8 wynika, że ​​stopień zużycia warstwy osłonowej jest różny dla różnych energii właściwych. Ilość zużytego materiału wynosi 0.8 mg, gdy energia właściwa wynosi 4.35 kJ/c㎡ (L1), a ilość zużytego materiału wynosi 1.9 mg, gdy energia właściwa wynosi 5.8 kJ/c㎡ (L6). Od L1 do L6, w miarę wzrostu energii właściwej, twardość powłoki maleje, wzrasta ilość produktów tarcia wytwarzanych na powierzchni tarcia, a stopień zużycia stopniowo wzrasta. Powierzchnię tarcia i zużycia powłoki Ni60 scharakteryzowano za pomocą SEM. Jak pokazano na rysunku 9, na powierzchni powłoki L1~L6 pojawiły się różne uszkodzenia, w tym bruzdy, cząstki ścierne i częściowo złuszczone kleje. W przypadku L1 (4.35 kJ/c㎡) na powierzchni ścieralnej warstwy okładzinowej widoczne są płytkie i wąskie bruzdy. W tym momencie warstwa okładziny ma dużą twardość i najlepszą odporność na zużycie, co jest zgodne ze współczynnikiem tarcia i stopniem zużycia warstwy okładziny przy różnych energiach właściwych. Jednocześnie na powierzchni warstwy okładzinowej można zaobserwować rozproszone cząstki ścierne. Są to twarde cząstki, które odpadają podczas tarcia, co wskazuje na zużycie ścierne warstwy okładziny. Gdy wzrasta energia właściwa (L2~L4), liczba cząstek ściernych, które odpadają z powierzchni, stopniowo wzrasta i następuje niewielkie łuszczenie się (L3). W miarę jak twardość powierzchni maleje, powierzchnia cierna ulega dalszemu zużyciu, ilość produktów tarcia wzrasta, a pod wpływem siły ścinającej tworzy się pewna grubość filmu transferowego, który przylega do powierzchni. Gdy energia właściwa jest większa niż 5.6 kJ/cm2 (L5~L6), pod dużym powiększeniem można zobaczyć przezroczystą warstwę transferową przyczepioną do powierzchni zużycia, a stopień zużycia sięga 1.9 mg. Na podstawie morfologii interfejsu ciernego przy różnych energiach właściwych można zauważyć, że głównym zachowaniem się warstwy okładziny w warunkach zużycia wskutek tarcia suchego jest zużycie kompozytowe, łączące zużycie ścierne i zużycie adhezyjne.

2.4 Wytrzymałość na ścinanie warstwy okładzinowej
Rysunek 10 przedstawia krzywą siły ścinającej w czasie dla warstwy okładzinowej Ni60 przy różnych energiach właściwych napawania laserowego. Z rysunku wynika, że ​​maksymalne obciążenie, jakie warstwa okładzinowa i interfejs łączący podłoże mogą wytrzymać przy różnych energiach właściwych, wynosi około
2500 N, a jej wytrzymałość na ścinanie może osiągnąć 225~259 MPa, co wskazuje, że warstwa okładziny Ni60 i podłoże 42CrMo osiągnęły dobre wiązanie metalurgiczne. Gdy energia właściwa wynosi 4.35 kJ/cm2 (L1), wytrzymałość na ścinanie wynosi 234 MPa, natomiast gdy wynosi 4.46 kJ/cm2 (L2), wynosi 259 MPa. Następnie, wraz ze wzrostem energii właściwej, wytrzymałość na ścinanie nieznacznie waha się wokół 230 MPa. Ze względu na różnicę energii napromieniowania na jednostkę powierzchni przy różnych energiach właściwych, z jednej strony warstwa okładziny ma różne współczynniki rozcieńczenia, co wpływa na rozkład pierwiastków stopowych w pobliżu linii fuzji, a z drugiej strony ma złożoną mikrostrukturę. Oba mają kompleksowy wpływ na wytrzymałość na ścinanie warstwy okładziny i podłoża.

Wnioski 3

(1) Typy faz warstwy płaszcza Ni60 są spójne przy różnych energiach właściwych, co ma duży wpływ na jakość formowania powierzchni i rozkład struktury. Gdy energia właściwa jest zbyt wysoka lub zbyt niska, powierzchnia będzie wytwarzać duże rozpryski lub oparzenia. Wraz ze wzrostem energii właściwej struktura warstwy płaszcza staje się grubsza do pewnego stopnia i zmienia się z drobnych kryształów w kryształy kolumnowe; gdy energia właściwa wynosi 4.8 kJ/c㎡, powierzchnia warstwy płaszcza ma małe rozpryski, wzór łuski rybiej jest ściśle ułożony, a grubość jest jednolita, struktura jest gęsta i wolna od defektów, a także osiągane jest dobre wiązanie metalurgiczne.
(2) Po laserowym nałożeniu powłoki Ni60, mikrotwardość warstwy powłoki jest znacznie lepsza w porównaniu z podłożem, które jest około 1.4~1.96 razy większe od twardości podłoża. W warstwie powłoki, połączony efekt wzmocnienia roztworu stałego (Fe, Ni), in-situ formowania twardej fazy wzmocnienia dyspersyjnego FeNi3 i wzmocnienia drobnoziarnistego warstwy powłoki sprawia, że ​​warstwa powłoki ma wyższą mikrotwardość. Jej wartość twardości stopniowo wzrasta wraz ze spadkiem energii właściwej. Jednocześnie, pod wpływem energii właściwej i prawa rozkładu struktury powłoki, jej twardość stopniowo maleje od warstwy powłoki do podłoża.
(3) Zgodnie z prawem zmiany mikrotwardości warstwy okładzinowej przy różnych energiach właściwych, współczynnik tarcia i odpowiadająca mu ilość zużycia warstwy okładzinowej będą się zmniejszać wraz ze spadkiem energii właściwej. Gdy energia właściwa zmniejszy się z 5.8 kJ/c㎡ do 4.35 kJ/c㎡, jej współczynnik tarcia zmniejszy się z 1.3 do 0.29, a ilość zużycia zmniejszy się z 1.9 mg do 0.8 mg; w warunkach zużycia przez tarcie suche, głównym zachowaniem zużycia warstwy okładzinowej jest kompozytowa forma zużycia łącząca zużycie ścierne i zużycie adhezyjne.
(4) okładziny laserowe Powłoka Ni60 ma dobrą odporność na ścinanie, która może osiągnąć 225~259 MPa. Warstwa okładzinowa i podłoże osiągają dobre wiązanie metalurgiczne, a energia właściwa ma niewielki wpływ na wytrzymałość na ścinanie. Biorąc pod uwagę wpływ energii właściwej na formowanie, mikrostrukturę i właściwości mechaniczne warstwy okładzinowej, można zauważyć, że warstwa okładzinowa ma lepszą wydajność, gdy energia właściwa wynosi 4.8 kJ/c㎡.