铬系热作模具钢H13 钢是一种强韧兼备的优质钢种，在高温下具有较高的强度、硬度和韧性，以及良好的耐热冲击性和耐热疲劳性，广泛应用于制造铝、镁合金压铸模具。但是，在周期性交变应力和循环冷热交替作用下，模具钢性能会随着服役时间增加而下降，最终导致模具局部或整体失效[1]。大型复杂构件压铸模具成本昂贵、制造繁琐，除了在制造模具钢时提高其综合力学性能，对失效模具进行修复也能在一定程度上延长模具使用寿命、提高利用率。因此，近年来模具修复技术得到了广泛关注。传统模具修复手段包括钨极惰性气体保护焊、等离子转移弧焊、热喷涂等。近年来激光增材制造技术迅速发展，基于粉末进给的激光熔化沉积(laser melting deposition,LMD) 技术能通过局部热量输入避免形成较大热影响区、产生较大残余应力和成形件扭曲变形，降低对母材和成形件的影响[2-3]，在模具修复行业中有着广阔前景。
LMD 过程涉及较多工艺参数，根据相关研究可知，激光功率、扫描速度和粉末进给速度直接影响粉末熔化和液态金属凝固，对沉积层的组织和性能产生重要影响[4-5]。Khalid Imran 等[6]在不同工艺参数下制备了沉积在铜合金上的H13 钢沉积层，分析其微观组织及显微硬度的变化。Telasang 等[7]用激光能量密度综合了激光功率和扫描速度，分析了激光能量密度对沉积层微观组织与力学性能的影响。研究指出，沉积层组织主要由马氏体、残余奥氏体和细小碳化物组成。李洪波等[8]在H13 钢基体上制备了由H13/Ni/WC 混合粉末组成的沉积层，获得了比基体更高的硬度和耐磨性。上述研究主要关注沉积层性能，而沉积层与基体的结合情况也是需要高度关注的，该结合性能是实际H13 钢模具修复与使用的关键。
目前LMD 技术在H13 钢上已有不少研究成果，但是沉积层逐层组织和性能的演变、沉积层与基体结合特征及其性能等方面的研究较少。本文通过LMD 技术在不同激光功率和扫描速度下制备了H13 钢沉积层，研究了不同激光功率和扫描速度下沉积层逐层组织变化，讨论了激光功率和扫描速度对沉积层强度、硬度和塑性，以及沉积层与基体结合强度的影响规律。
1 实验材料与方法
基体采用调质态H13 钢，沉积粉末材料采用气雾法制备的商用H13 钢球形粉末，基体和粉末的化学成分如表1 所示。粉末形貌如图1a 所示，粒径分布范围为50～150 μm，如图1b 所示。沉积前用800目砂纸将基体表面打磨至光滑，然后用无水乙醇清洗表面，最后烘干处理；粉末在50 ℃下烘干8 h，然后密封保存。
图1 H13 钢粉末形貌及粒径分布：(a)SEM 形貌；(b)粒径分布
Fig.1 Morphology and particle size distribution of H13 steel powder:(a)SEM image;(b)particle size distribution
表1 H13钢基体及粉末化学成分
Tab.1 Chemical composition of the H13 steel substrate and powder(mass fraction/%)
激光熔化沉积实验设备由配置6+2 轴机械手机器人KUKA KR30HA、碟片式激光器Trumpf 6006 和三路同轴送粉器GTVPF2/2 组成。采用氩气和氦气作为送粉和保护气体，气体流量分别为6 和10 slpm。激光光斑直径和离焦距离分别为4 和17 mm，粉末流量为13.3 g/min，扫描间距为2 mm。根据预实验结果设定激光功率分别为1 800、2 000 和2 200 W，扫描速度分别为400、500 和600 mm/min。
制备尺寸为10 mm×10 mm×10 mm 的微观组织分析试样，取样方式如图2a 所示。试样经研磨、抛光和浓度为4%硝酸酒精腐蚀后在Leica DM3000M 光学显微镜(OM)、FEI Nova Nano 430 和ZEISS Sigma 500 扫描电子显微镜(SEM)上进行显微组织分析，并利用SEM 配置的X 射线能谱仪(EDS)进行成分分析。使用Image Pro Plus 软件对SEM 图片进行处理，采用划线法对马氏体、奥氏体和碳化物的尺寸进行测量，进而对马氏体和碳化物的面积分数进行统计分析。利用Panalytical X-Pert-Pro X 射线多晶衍射仪(XRD)进行物相分析，得到的XRD 图谱用MDI Jade 6.0 软件进行形成相标定。根据阿基米德原理测量试样密度，然后计算其致密度，其中H13 钢理论密度为7.88 g/cm3。
图2 分析试样：(a)取样位置与方式；(b)拉伸试样形状与尺寸
Fig.2 Analytical samples:(a)sampling location and method;(b)shape and size of the tensile specimen
采用HVS-1000 数显式显微维氏硬度计对试样进行硬度测试。采用SHIMADZ AG-X 100 kN 万能材料试验机进行拉伸测试，拉伸试样分为LMD 和LMD-SUB 试样，其中LMD 试样完全由沉积层制得。为了测试沉积层与基体的结合强度，参考文献[9]的测试方法，制备了由一半沉积层与一半基体组成的LMD-SUB 试样。不同拉伸试样取样方式如图2a所示，拉伸试样形状与尺寸如图2b 所示。拉伸测试后对拉伸断口进行SEM 观察分析。
2 实验结果及讨论
2.1 微观组织
试样截面组织主要分为3 个区域：基体、热影响区和沉积层，如图3 所示。基体主要由回火马氏体和弥散分布的碳化物组成；热影响区是基体上部在沉积过程中被熔池加热所形成，与基体组织相对比，其部分马氏体板条状特征消失。
图3 沉积试样：(a)截面OM 形貌和沉积方向；(b)基体SEM 形貌；(c)热影响区SEM 形貌
Fig.3 Deposited sample:(a)OM image showing the morphology of the cross section and building direction;(b)SEM image showing the morphology of the substrate;(c)SEM image showing the morphology of the heat-affected zone
沉积层的组织主要受LMD 过程中传热的影响。Ashby 等[10]提出LMD 过程中冷却速度主要由工艺参数决定，函数表达式如下：
式中，T 和T0 分别为表面峰值温度和初始温度；q 为激光能量密度；dT/dt 为冷却速度；A 为表面吸收率；λ 为热传导率；v 为扫描速度。激光能量密度整合了激光功率和扫描速度[11]，函数表达式如下：
式中，p 为激光功率；rB 为激光光斑半径。根据式(1～2)可推断出，激光能量密度随着扫描速度的增加和激光功率的减少而减小，促使冷却速度不断提高。因此，不同扫描速度和激光功率的组合对应不同的冷却速度，进而产生不同的沉积层凝固组织。
当激光功率为2 000 W 不变时，不同扫描速度下沉积层光学形貌如图4a～c 所示。在OM 下可以观察到沉积层主要由柱状晶和等轴晶组成，并且沉积层间具有良好冶金结合。不同扫描速度下沉积层组织中出现数量不一的缺陷，包括圆形气孔和长条形裂纹，未见由于未熔合产生的孔洞。气孔主要分布在沉积层内部，而裂纹则贯穿沉积层间，如图4c 所示。结合表2 和图4a～c 结果可推断出，随着扫描速度增加，沉积层冷却速度提高，凝固时间缩短，在沉积方向温度梯度加大，组织中出现孔洞和裂纹的几率更高。孔洞来源于熔池中液态金属对流卷入的外界气体(如保护气体)，或高温下粉末中部分元素反应产生的气体[12-14]。扫描速度增加使得凝固时间缩短，气体从熔池中逸出的时间缩短，导致更多气体被保留在组织中，形成气孔。裂纹来源于快速凝固产生的残余拉应力，扫描速度增加导致温度梯度增大，残余拉应力随之提高[15]，在组织薄弱或应力集中区域，残余拉应力超过材料抗拉强度导致开裂。
图4 不同参数下沉积层微观组织：(a,d)2 000 W,400 mm/min;(b,e)2 000 W,500 mm/min;(c,f)2 000 W,600 mm/min;(g,i)1 800 W,500 mm/min;(h,j)2 200 W,500 mm/min
Fig.4 Microstructures of the deposited layers with different parameters:(a,d)2 000 W,400 mm/min;(b,e)2 000 W,500 mm/min;(c,f)2 000 W,600 mm/min;(g,i)1 800 W,500 mm/min;(h,j)2 200 W,500 mm/min
表2 阿基米德排水法测得的沉积试样相对致密度
Tab.2 The relative density of the deposited samples measured by the Archimedes method
当扫描速度为500 mm/min 不变时，不同激光功率下沉积层光学形貌如图4b,g 和h 所示。结合表2 和图中光学形貌结果可知，在一定范围内，沉积层致密度随着激光功率增加而提高，在Vandenbroucke 等[16]的研究中也报道过类似现象。这是由于熔池温度随着激光功率增加而提高，显著改善液态金属流动性，有利于其铺展和润湿行为[17]，金属粉末充分熔化并填充孔洞，从而降低孔隙率、提高组织致密度。
如图4d～f,i～j 的SEM 形貌所示，沉积层组织主要由板条马氏体、残余奥氏体和细小碳化物组成[18-20]。根据文献[21]结果可知，LMD 过程冷却速度达到103～104 K/s，远高于马氏体上临界冷却速度。因此，沉积层组织中含有大量的马氏体。图5 为不同激光参数下的沉积层中马氏体面积分数以及马氏体和奥氏体的尺寸统计结果。分析可知，随着扫描速度增加和激光功率减小，马氏体面积分数增大、尺寸减小，而残余奥氏体尺寸减小。这是由于熔池温度随着扫描速度增加和激光功率减小而降低，奥氏体晶粒长大以及成分均匀化的时间减少，导致残余奥氏体尺寸减小；同时温度梯度增大使得组织冷却速度有所增加，因此马氏体尺寸减小。此外，较少合金元素溶入奥氏体中，使奥氏体稳定性降低，从而升高了Ms，使得冷却后马氏体含量增加。
图5 微观组织的定量统计：(a)马氏体面积分数；(b)马氏体和奥氏体的尺寸(A 代表奥氏体，M 代表马氏体)
Fig.5 Quantitative statistics of microstructural characteristics:(a)area fraction of martensite;(b)sizes of martensite and austenite(A represents austenite,M represents martensite)
如上所述，不同的LMD 参数造成了不同的凝固传热过程，进而形成了不同的组织特征。此外，逐层的沉积造成热量的积累，因此沉积的每一层组织也存在差异。图6 为不同LMD 参数和不同沉积层的SEM 形貌。弥散分布的细小碳化物能阻碍位错运动，从而对基体具有强化作用，其强化效果主要与碳化物的尺寸和含量相关。通过统计图6 形貌中的碳化物尺寸和面积分数，获得了图7 的定量分析结果。分析可知，对于同一参数下的沉积试样，随着沉积层数增加，碳化物面积分数和尺寸均增大。对于不同参数的沉积试样，随着扫描速度减小和激光功率增大，在相同位置沉积层中的碳化物的面积分数和尺寸均增大。这是由于沉积层数增加，扫描速度减小和激光功率增大均导致冷却速度的降低，所以在凝固和被后续沉积层再加热的过程中，合金元素有更长扩散时间，促进了碳化物在共析转变中析出和长大，碳化物尺寸和含量均增大。
图6 不同参数下不同沉积层中的碳化物形貌：(a～c)2 000 W,400 mm/min;(d～f)2 000 W,500 mm/min;(g～i)2 000 W,600 mm/min;(j～l)1 800 W,500 mm/min;(m～o)2 200 W,500 mm/min
Fig.6 Carbides in different deposited layers under different parameters:(a～c)2 000 W,400 mm/min;(d～f)2 000 W,500 mm/min;(g～i)2 000 W,600 mm/min;(j～l)1 800 W,500 mm/min;(m～o)2 200 W,500 mm/min
图7 碳化物的尺寸和面积分数：(a)激光功率为2 000 W 时，400、500 和600 mm/min 下不同沉积层碳化物的尺寸和面积分数；(b)扫描速度为500 mm/min 时，1 800、2 000 和2 200 W 下不同沉积层碳化物的尺寸和面积。(横坐标第一个数字代表扫描速度和激光功率：(a)中1，2 和3 分别代表400、500 和600 mm/min，(b)中1，2 和3 分别代表1 800、2 000 和2 200 W；第二个数字代表位置：其中1，2 和3 分别代表第一、第二和第三沉积层)
Fig.7 Size and area fraction of carbides:(a)size and area fraction of carbides in different deposited layers at 400,500 and 600 mm/min for a laser power of 2 000 W;(b)size and area fraction of carbides in different deposited layers at 1 800,2 000 and 2 200 W for a scanning speed of 500 mm/min.(The first numbers in the horizontal coordinates represent the scanning speed and laser power:1,2,and 3 in(a)represent 400,500 and 600 mm/min,respectively;1,2,and 3 in(b)represent 1 800,2 000 and 2 200 W,respectively;and the second number represents the position:1,2,and 3 in(a)represent the first,second and third deposited layers,respectively)
H13 钢基体和不同参数下沉积层的XRD 图谱如图8 所示。对于调质态的基体，其残余奥氏体在回火过程中转变为马氏体，所以基体中检测到的马氏体衍射峰强度更高。在不同参数下，马氏体和奥氏体衍射峰的位置和强度变化不大，表明主要形成相的类型没有发生改变。XRD 图谱显示，基体中碳化物主要是M7C3 和M23C6 型碳化物，沉积层中碳化物包括M7C3 型和MC 型碳化物。随着扫描速度减小和激光功率增加，沉积层中碳化物衍射峰强度增强。
图8 XRD 图谱：(a)H13 钢基体和激光功率为2 000 W 时，不同扫描速度下沉积层的XRD 图谱；(b)扫描速度为500 mm/min时，不同激光功率下沉积层的XRD 图谱
Fig.8 XRD patterns:(a)XRD patterns of the H13 steel substrate and deposited layers at different scanning speeds when the laser power is 2 000 W;(b)XRD patterns of the deposited layers at different laser powers when the scanning speed is 500 mm/min
LMD 过程快速冷却，导致合金元素不均匀扩散，形成浓度分布以及马氏体形成温度不同的微区，马氏体被约束在不同的微区中先后形核长大，最后形成细小板条马氏体[22]。随着扫描速度增加和激光功率的降低，液态金属凝固速度加快，合金元素扩散越困难，形成的微区数量越多，最后形成更多细小的马氏体。残余奥氏体来源于未转变的高温奥氏体，液相快速凝固阻碍了碳化物析出，更多合金元素被保留在奥氏体中，进一步稳定残余奥氏体[23-24]。扫描速度增加，熔池温度有所下降，奥氏体化温度变低，形成更小的高温奥氏体晶粒[25]，所以得到的残余奥氏体则越小。残余奥氏体含量主要与马氏体开始转变温度Ms 有关，奥氏体中合金元素含量越高，高温奥氏体越稳定，Ms 越低，室温下得到的残余奥氏体则越多。因此，随着扫描速度增加和激光功率的降低，实验结果中马氏体面积分数增加、残余奥氏体尺寸减小，如图5 结果所示。但是马氏体含量变化不明显，且为主要相，因此图8 中参数变化时的衍射峰强度变化不明显。
碳化物的析出和长大与合金元素扩散有关。扫描速度越大和激光功率越小，液态金属冷却速度越大，非平衡凝固加重，合金元素从奥氏体中扩散时间更少，固溶在奥氏体中的合金元素越多，后续冷却时更少合金元素以碳化物形式析出[26-27]，导致碳化物析出数量减少，对应在XRD 图谱中观察到的碳化物衍射峰的强度降低。快速冷却时，碳化物形核数量多、生长时间短，所以最终形成的尺寸较小。与图3中基体回火析出的碳化物相比，沉积层中碳化物更细小，平均尺寸小于100 nm，如图6 所示。逐层沉积过程中，热量累积降低了熔池温度梯度，从而降低了后续沉积层冷却速度，同时更有利于合金元素扩散。所以随着沉积层数增加，碳化物的面积分数和尺寸均增大。
2.2 力学性能
不同参数下沉积试样截面硬度分布如图9 所示。分析可知，沉积层平均硬度在570～610 HV0.3 之间，明显高于基体(420 HV0.3)，这是由于LMD 组织主要为细小板条马氏体，其高硬度的特点对合金的硬度有决定性的作用。马氏体中的合金元素原子引起强烈点阵畸变，形成高密度位错，阻碍位错运动[28]，从而抵抗外力作用下的局部塑性变形，提高合金硬度。对于热影响区，随着与基体表面的距离增加，板条马氏体不断减少，晶粒粗化，导致其硬度降低，并且其中存在一个最低硬度区域。
图9 沉积试样截面硬度分布：(a)激光功率为2 000 W 时，不同扫描速度下的硬度分布；(b)扫描速度为500 mm/min 时，不同激光功率下的硬度分布
Fig.9 Cross-sectional hardness distribution of the deposited specimens:(a)hardness distribution at different scanning speeds when the laser power is 2 000 W;(b)hardness distribution at different laser powers when the scanning speed is 500 mm/min
进一步分析可知，沉积层平均硬度随着扫描速度增加和激光功率的降低而提高。这是由于如前所述，冷却速度随着扫描速度增加和激光功率减小而增加，使得马氏体数量增多、尺寸细化，组织抵抗局部塑性变形能力更强，所以硬度更高。随着激光功率减少，沉积层平均硬度提高3%～5%。第一沉积层在温度较低的基体上形成，此处温度梯度最大、冷却速度最快，所以形成更多细小板条马氏体，使得硬度较高。随着沉积过程不断进行，沉积层数增加使得热量不断累积，温度梯度减小、冷却速度下降，马氏体尺寸粗化，中部沉积层硬度有所降低。然而冷却速度降低有利于碳化物析出[29]，碳化物面积分数增大，析出强化效果更明显，使得试样顶部硬度有所提高。同理，因为热影响区硬度受熔池传导到基体上部的热量影响，因此在高扫描速度和低激光功率时对基体的软化效果会减弱。
表3 显示了基体与不同扫描速度下(激光功率为2 000 W)沉积层拉伸性能。与基体对比，沉积层的屈服强度和抗拉强度有明显提升，而塑性有所下降。由于沉积层组织为细小板条马氏体，内部具有高密度位错，对位错运动有阻碍作用，而且析出的细小碳化物同样能阻碍位错的运动[25]，所以沉积层组织具有比基体更高的强度。
表3 基体与不同扫描速度下(P=2 000 W)LMD和LMD-SUB试样的拉伸性能
Tab.3 The tensile properties of the substrate and LMD and LMD-SUB samples at different scanning speeds for a laser power of 2 000 W
随着扫描速度增加，沉积层屈服强度和抗拉强度先增加后减小，而塑性则一直减小。这是由于随着扫描速度增加，强度高的马氏体数量增多、尺寸细化。当扫描速度从500 mm/min 增加到600 mm/min时，组织中的冶金缺陷不断增多，如图4b～c 所示，拉伸过程中缺陷处由于应力集中首先成为裂纹源，局部组织失效加快断裂的进程，导致强度有所下降[30]。所以，相比于500 mm/min 时制得的沉积层，当扫描速度为600 mm/min 时LMD H13 钢抗拉强度和屈服强度分别降低8%和16%。
图10 为LMD 试样拉伸断口形貌。不同扫描速度下，图10a～c 的断口形貌中除了解理面，还可观察到弯曲的撕裂棱，表明试样均出现准解理断裂。准解理断裂过程中，首先在不同部位同时产生解理小平台，随后在外加应力作用下，解理裂纹不断长大，最后以塑性的方式撕裂残余连接部分形成撕裂棱。进一步分析可知，随着扫描速度增加，组织中马氏体增多，塑性变低，所以可以观察到撕裂棱数量减少、尺寸变短。
图10 不同参数下LMD 试样拉伸断口形貌：(a)2 000 W,400 mm/min;(b)2 000 W,500 mm/min;(c)2 000 W,600 mm/min;(d)1 800 W,500 mm/min;(e)2 200 W,500 mm/min
Fig.10 Tensile fracture morphology of LMD specimens at different parameters:(a)2 000 W,400 mm/min;(b)2 000 W,500 mm/min;(c)2 000 W,600 mm/min;(d)1 800 W,500 mm/min;(e)2 200 W,500 mm/min
表4 为不同激光功率下(扫描速度为500 mm/min)沉积层的拉伸性能。分析可知，随着激光功率增加，沉积层的强度提高约34%，塑性提高约2%。组织致密度随着激光功率增加不断提高，降低了拉伸过程中局部薄弱处应力集中导致提前开裂的几率，加上碳化物数量不断增加，所以沉积层的强度随着激光功率增加而提高。塑性提高则是由于组织中马氏体数量减少。图10b,d 和e 为不同激光功率下(扫描速度为500 mm/min)LMD 试样拉伸断口形貌，均表现出准解理断裂，并且随着激光功率增加，撕裂棱尺寸更大，韧窝数量更多，表明沉积层塑性不断提高。
表4 扫描速率为500 mm/min，不同激光功率下LMD 和LMD-SUB 试样拉伸性能
Tab.4 Tensile properties of LMD and LMD-SUB specimens under different laser powers at scanning speed of 500 mm/min
由表3 可知，当激光功率保持不变时，随着扫描速度由400 mm/min 增加到600 mm/min，沉积层与基体的结合强度降低约20%。不同扫描速度下(激光功率为2 000 W)的LMD-SUB 试样断裂位置与断口形貌如图11a～c 所示，其中400 mm/min 时断裂起源于基体一侧的热影响区，而500 和600 mm/min时断裂均起源于结合区域。扫描速度较低时，单位时间内输入熔池的热量更多，熔池温度更高，液态金属流动性更好，从而提高其在基体表面的润湿性[31]，结合区域中出现的孔洞减少；同时冷却速度较低，使得组织中热应力较低，有利于减少热裂纹的数量，所以沉积层与基体能形成较好的冶金结合。对比于沉积层，基体具有更低的强度和更好的塑性，所以在屈服阶段以后基体一侧产生更显著的塑性变形，出现明显的颈缩现象。相比于远离沉积层的基体，热影响区中的组织粗化、硬度有所下降，并且存在一个硬度最低区域，如图9a 所示。这使得裂纹倾向于在热影响区域起源，导致LMD-SUB 试样抗拉强度低于基体。如图11a 所示，试样为典型的韧性断裂，在对应的图11d 的断口形貌中可以观察到大量细小的韧窝。随着扫描速度增加，熔池温度下降，冷却速度加快，液态金属润湿性降低，结合区域中的孔洞和微裂纹增多，影响沉积层与基体的结合，导致结合区域成为断裂起源，结合强度下降。600 mm/min 时，在拉伸断口中的局部区域还可观察到完整的晶粒，说明沉积层与基体在较低输入热量和较高冷却速度下无法形成有效的冶金结合，导致结合强度显著下降。
图11 不同参数下LMD-SUB 试样断裂位置与断口形貌：(a,d)2 000 W,400 mm/min;(b,e)2 000 W,500 mm/min;(c,f) 2 000 W,600 mm/min;(g,i)1 800 W,500 mm/min;(h,j)2 200 W,500 mm/min
Fig.11 Fracture positions and morphologies of LMD-SUB samples under different parameters: (a,d)2 000 W,400 mm/min;(b,e)2 000 W,500 mm/min;(c,f) 2 000 W,600 mm/min;(g,i)1 800 W,500 mm/min;(h,j)2 200 W,500 mm/min
同时根据表4 分析可知，当扫描速度保持不变时，随着激光功率增加，沉积层与基体的结合强度提高约58%。图11b,e,g～j 显示了不同激光功率下(扫描速度为500 mm/min)LMD-SUB 试样断裂位置与断口形貌。较低激光功率导致第一沉积层凝固后由于熔合不足在结合区域中出现了更多缺陷，导致沉积层与基体无法形成强力的冶金结合，所以在孔等缺陷处产生应力集中开裂，使得结合强度更低。激光功率的提高能有效改善液态金属的流动性，提高组织致密度，所以LMD-SUB 试样的强度和塑性变形的程度提高，在断口中可观察到明显的撕裂棱，如图11e 所示。当激光功率达到2 200 W 时，沉积层与基体结合情况进一步改善。然而输入热量增多使得基体上部热影响区被软化程度提高，使热影响区中存在一个最低硬度区域，如图9b 所示，最终导致裂纹起源位置由结合区域转移至热影响区。同时在图11j 的断口中可观察到大量细小的韧窝，表明试样为典型的韧性断裂。
3 结论
(1)激光功率一定时，冷却速度随着扫描速度增加而提高，沉积层中马氏体尺寸减小、数量增加，强度和硬度提高。当扫描速度进一步提高到600 mm/min 时，组织中缺陷增多，加快了断裂的过程，导致沉积层强度下降。缺陷和马氏体增多使得组织塑性降低，沉积层表现为准解理断裂。
(2)扫描速度一定时，冷却速度随着激光功率增加而降低，沉积层中马氏体数量减少，硬度降低、塑性提高。激光功率增加能提高熔池温度，改善液态金属的流动性，沉积层中孔洞减少、组织致密性提高，加上碳化物数量增多，所以沉积层强度提高，表现为准解理断裂。
(3)随着扫描速度增加，沉积层与基体的结合强度不断下降，由发生于热影响区的韧性断裂转变为结合区域的脆性断裂；随着激光功率增加，沉积层与基体的结合不断改善，两者结合强度不断提高，断裂起源位置从结合区域转移到热影响区。
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