CN114540808A - 一种TiC增强Al-Co-Cr-Fe-Ni-Nb高熵合金曲面涂层等离子熔覆方法 - Google Patents

Abstract

一种TiC增强Al‑Co‑Cr‑Fe‑Ni‑Nb高熵合金曲面涂层等离子熔覆方法，它涉及一种机器人轨迹控制算法及熔覆工艺对高熵合金涂层制备方法研究。本发明在于解决目前等离子熔覆技术缺乏自动化控制，很难实现对任意复杂自由曲线曲面涂层制备精确控制的问题，以及传统合金性能单一的问题。通过研究NURBS曲线曲面及NURBS函数映射曲线原理，提出了基于机器人等离子熔覆对复杂曲线曲面模型的加工控制算法，以及根据高熵合金成分设计理论，和各元素的主要性能设计确定高熵合金成分，通过基于机器人等离子熔覆再制造平台实现对高熵合金涂层的制备，并将制备的高熵合金涂层通过各性能检测设备检测制成的合金涂层性能，最终检测结果显示涂层的各性能均优于基体材料。

Description

一种TiC增强Al-Co-Cr-Fe-Ni-Nb高熵合金曲面涂层等离子熔 覆方法

技术领域

本发明涉及一种基于机器人的等离子熔覆高熵合金曲面涂层制备领域，具体涉及一种TiC增强Al-Co-Cr-Fe-Ni-Nb高熵合金涂层(即AlCoCrFeNiNb0.5-x％TiC(x＝0,5,10,15)高熵合金涂层)的制备方法。

背景技术

《中长期铁路网规划》中已经明确提出，中国高速铁路要在2020年完成16000km高速铁路客运专线的主体工程建设，目前我国高速铁路建设工程正开始迎来快速的历史性发展机遇，正处于一个跨越式发展的关键时期，届时，中国将成为全球最大的高速铁路运输国家。

现阶段铁道车辆运行中存在着大量的在苛刻工况环境下，运行的摩擦运动副零部件。铁道车辆以及机械设备，在正常的使用过程中会造成由于环境所引起的腐蚀，零部件之间相互运动产生的磨损，以及因为在使用期间一些复杂的工况所造成的发生在材料表面的失效和破坏。随着我国现代化技术水平的进一步提高和新型工业制造体系的建立，铁道车辆也在进一步高速化、重载化，因此对其提出了更高的技术要求，即要求能够在高速、重载、高温和其它及其恶劣的条件及工况下保持长时间、稳定地运行。传统的机械设计和制造中主要的解决办法大都是对结构及其整体材料的机械设计和制造方式上来解决这个问题，较少地重视对基材的选择与对表面处理材料之间进行有机结合。然而在现实生产活动条件下，如果仅仅为了使得零部件能够达到一定的性能要求就将其中所有零件的总体材料都全部选择了特殊的材料，一是其中所存在的局限性，例如零件大小和尺寸多样化、整体材料加工困难程度大；二是虽然这些零件在运行中都能够满足正常的性能要求，但这样就可能会导致生产成本大幅提升，以及还可能会对特殊原材料进行资源浪费。更何况在很多情况下，我们并不能找到一种材料能同时满足多种要求的整体和表面统一的材料。因此，我们需要根据不同的应用情况挑选出，并与之相互配合成一种能够很好地达到满足某种实际使用性能需要的复合金属材料，通过对其表面进行热处理的方法，在一些普通廉价金属材料的表面进行熔覆或者直接渗入已经设计过的复合金材料。

为了满足进一步的高速化、重载运输的铁路车辆，提高其列车中的关键耐磨、抗腐蚀零配件的实际使用性能及降低列车养护的成本，迫切需要开发研究出一种具有优异耐摩擦特性及能够较长的使用寿命而且又能够获得较高质量的耐磨性材料。只有逐步解决铁道车辆上关键部件设计制造生产所涉及的问题，才能够大幅度地改善了铁路车辆重要的耐磨、防锈零配件的实际使用性能、减少了列车设备制造与维护的费用，从而为实现列车高技术发展建立雄厚的技术储备。由于国内高速铁路建设工程的飞速发展，以及运输业的提高，必须提高中国铁路机车车辆制造水平，尤其对于车辆关键零部件性能和质量的研发制造水平，而将表面涂层工程技术应用到高速列车机械设备及其关键耐磨、抗腐蚀性能好的零配件上，具有重要的社会经济价值和深刻的现实意义。

在人类社会的进步和发展历程中，金属材料对其进步和发展具有极其重要的意义。近百年来研究者尽管已经发现数十种金属单质，但是现如今纯金属已无法满足工业生产和科研的需求，这就需要研发各种性能的合金。随着研究的加深，目前学者对传统合金体系的研究也已经非常成熟，在原有理念的思想下，创造新合金体系的道路似乎更加曲折。

二十世纪末叶均蔚教授首次提出高熵合金这一新的合金理念。高熵合金，主要是由于组成合金的元素多，其包含五种及以上，造成合金体系的混合熵较高。高熵合金的性质则是由组成的各主元素所共同作用的结果，所以高熵合金表现出许多优异的综合性质。相比而言，传统合金由于组成合金元素比较单一，一般只有一种主要元素，所以对于传统的合金而言其性能主要是该元素所决定的，因此性能上具有很大的局限。再加上传统合金研究比较早，到如今对其研究已经非常成熟，积累的成果也进入饱和，所以高熵合金的提出对新材料的研究提出了新的方向。

由于高熵合金技术是最新提出的合金概念，为合金从理论上和实践到技术上的研究都带来了一场崭新的变化，也给经济社会发展带来了新的效益。目前已经有许多研究者开始研究高熵合金，不过，大多针对高熵合金制备技术的研究，学者大多都将重点放在了制备方式、元素质量设计、元素含量、制备方式等各个领域，对合金组织、性能的影响。研究的材料主要目标就是从AI、Ti、V、Cr、Mn、Fe、Co、Ni等元素中选择五种及以上的元素；对其性能的研究主要集中于硬度，耐磨性、抗腐蚀强度等，其他性能方面的研究相对较少，仅有部分高校的学者研究高熵合金的微观机理。

目前，高熵合金制备工艺和方法主要包括粉末冶金、熔炼法、表面改性技术等。每种制备方法都具有自身的特点以及不同的应用范围，并且不同的制备方法所制备出的试样形态各不相同。

随着近年来我国经济的不断稳步发展，人们开始想要更高质量生活条件。进入新时代我们提出资源节约型，环境友好型社会，所以必须进行节能减排。在制造行业，为有效缓解有效资源的多利用，减轻工业生产制造对环境的污染，研究者提出再制造技术。再制造技术是对已经废旧的或者损坏零部件应用先进的技术手段对其进行修复或改进已达到零部件再次使用的目的。再制造技术因以高效、环保、节省资源等优点成为制造行业的新的制造方向。再制造技术最为重要的技术是表面改性技术，其主要是通过各种办法在原有的材料表面涂覆一些性能优异的材料，以改善原有材料的某些性能，比如耐磨性、耐腐蚀性等。

等离子熔覆技术，是将等离子弧作为热源，以合金粉末作为材料通过等离子弧加热来制备熔覆层，从而不仅使基体材料的表面性能得以优化，通过等离子熔覆制备的涂层质量和稳定性较好，与基体材料结合良好。而且对已经发生损坏的材料也可进行修复，拓宽了在金属复合材料领域的更加多元化和应用。

发明内容

铁道车辆中往往存在着许多材料或者零部件，在苛刻的工况条件下运行，其在运转期间互相运动所产生的磨损会导致发生在材料表面的失效和破坏。为了解决上述问题，本发明提供一种TiC增强Al-Co-Cr-Fe-Ni-Nb高熵合金曲面涂层(即AlCoCrFeNiNb_0.5-x％TiC(x＝0,5,10,15)高熵合金涂层)的制备方法，包括以下步骤：

(1)通过MATLAB编程软件进行NURBS算法编写，建立NURBS数学仿真模型；

(2)等离子熔覆工艺参数的选择，在大量的试验基础上确定不同工艺参数下涂层的外观形貌、与基体结合的质量等作为参考依据，以选择合适的工艺参数作为最终高熵合金涂层等离子熔覆的制备工艺参数；

(3)在最适合工艺参数下在45#钢基体上分别制备AlCoCrFeNiNb_0.5-0％TiC、AlCoCrFeNiNb_0.5-5％TiC、AlCoCrFeNiNb_0.5-10％TiC、AlCoCrFeNiNb_0.5-15％TiC高熵合金涂层；

(4)提出了NURBS函数映射曲线参数表达式等离子熔覆策略，完成在复杂的曲面的涂层制备。

本发明中对制备完成的涂层进行微观组织分析和性能检测

本发明的原理和优点：

一、本发明选用的元素为Co、Cr、Fe、Ni、Al、Nb这些元素的晶体结构简单，其中Co、Cr、Fe、Ni元素的互溶性比较良好；Ni元素能有效的抑制制备合金过程中由Al元素引起的缺陷，更加地利于改善了合金的抗氧化和耐磨性；Cr元素可促使合金产生BCC相固溶体，降低合金的强度和硬度，提高其塑性；同样Al元素也能够促使合金产生BCC相固溶体，增强合金的性能；Co通过粘合作用使合金的塑性增加，而Nb元素为共晶组织形成元素。

二、本发明中TiC应具有高硬度、高熔点等优点，且具有优异综合性能，比如良好的耐磨性能等，所以将TiC作为高熵合金增强相以提高合金的耐磨性。

三、本发明一种利用机器人等离子熔覆技术高熵合金涂层制备方法中基于NURBS曲线曲面模型，利用MATLAB编程软件以及机器人工具箱开发高精度曲线曲面插补算法从而实现高精度六自由度机器人的姿态控制，以完成更高质量的涂层制备。

四、本发明中高熵合金涂层制备为在Matlab中进行NURBS曲线图形设计建模，设计该曲线的控制点P，次数p，节点矢量U以及权因子ω。

五、本发明中根据所设计单道直线的参数，进行了插补计算，再将所设计的插补点转换为工业机器人逆运动学的计算，最终最为机器人的加工控制轨迹，实现对等离子熔覆的加工控制，完成所模型设计的涂层制备。

六、本发明中复杂曲面的高熵合金涂层制备为依据NURBS曲面算法设计一个具有代表性的复杂曲面模型，在此程序中设计复杂NURBS曲面特征参数，具体包括控制点P、次数p、权因子ω、节点矢量U，最终确定复杂NURBS曲面形状。

七、本发明中将确定好的复杂NURBS曲面参数代入Rhino犀牛软件，在该软件内建立复杂NURBS曲面模型，并以UG/NX软件可以识别的格式进行文件保存，并通过拉伸、切除等操作构建出包含该复杂NURBS曲面特征的实体模型。

八、本发明中利用UG/NX软件的CAM模块，根据模型设置合适的操作类型参数和切削参数，生成可用的数控加工路径；本发明中铣削复杂NURBS曲面工序按照粗加工—半精加工—精加工的加工工序完成对曲面的铣削。通过UG的后处理构造器，新建一个后处理文件，随后在UG/CAM模块中后处理加工工序中采用上述构建的三轴后处理文件，完成曲面加工数控G代码程序的输出；将已编写好的曲面加工工序通过三轴后处理输出。将构造好的数控程序导入加工用数控铣床，完成复杂NURBS曲面数控铣削加工制造。

九、本发明中对在复杂曲面上的高熵合金涂层的制备依据NURBS函数映射曲线原理，设计一条NURBS函数映射曲线的过程是，首先设计一条在XOY平面上的NURBS复杂曲线C(u)，这一过程包括设计该曲线的控制点P，次数p，节点矢量U以及权因子ω，再将这条复杂曲线上各点的坐标值经过线性变化后作为NURBS复杂曲面的u、v两个参数值，代入该NURBS复杂曲面控制程序，便可以在曲面上产生一系列的点，这一系列的点便形成了一条在该曲面上的复杂曲线。这条曲线虽然是通过平面NURBS曲线经过一系列变化得到，但它不是NURBS曲线，无法通过NURBS曲线模型描述，因此称之为NURBS函数映射曲线。

十、根据NURBS函数映射曲线原理设计一映射曲线以及复杂曲面，通过NURBS函数映射曲线算法计算出机器人加工控制轨迹，经基于机器人等离子熔覆再制造硬件系统平台完成在任意复杂曲面上的涂层制备。

上述方法制备TiC增强AlCoCrFeNiNb0.5高熵合金曲面涂层。

优选地，以45#钢为基体，利用基于机器人自动化控制的等离子熔覆技术成功制备AlCoCrFeNiNb_0.5-x％TiC(x＝0,5,10,15)高熵合金涂层，涂层与基体结合处熔覆曲线弧度适中，并且熔覆区域结合良好，无气孔及裂纹的出现，说明熔覆工艺参数选择恰当，熔覆涂层质量良好。在未添加TiC时，AlCoCrFeNiNb_0.5-0％TiC高熵合金涂层的组织结构简单，只有BCC1相。随着TiC的加入，涂层中出现类(Ti,Nb)C、TiC化合物，其含量随TiC含量增加而增加。TiC的加入使AlCoCrFeNiNb_0.5高熵合金涂层共晶组织逐渐消退，并且促进了BCC2的生成。

优选地，AlCoCrFeNiNb_0.5-x％TiC(x＝0,5,10,15)高熵合金涂层在适合工艺参数下制备的显微维氏硬度最高分别为708HV、789HV、715HV和695HV，而基体的硬度是230HV左右，因此极大的提高了基体的硬度。添加TiC后，高熵合金涂层硬度受到固溶强化、硬质类(Ti,Nb)C、TiC的影响，随着TiC含量的增加，硬度先上升后下降。当TiC含量为5％时，涂层硬度最高。

优选地，AlCoCrFeNiNb_0.5-x％TiC(x＝0,5,10,15)高熵合金涂层耐磨性与基体相比均显著提高。未添加TiC涂层材料主要受到磨粒磨损的影响。添加TiC后情况有所改善，耐磨性提高，熔覆层磨损表面几乎没有出现犁沟，磨粒磨损已不是主要的磨损机制。当TiC含量为5％时，涂层耐磨性最佳，磨损表面上只产生粘着的氧化膜，且摩擦系数基本为0.52。

附图说明

图1为AlCoCrFeNiNb_0.5-x％TiC(x＝0,5,10,15)高熵合金曲面涂层的制备方法的步骤流程图；

图2为基于NURBS曲线原理设计的三道等离子熔覆实验的轨迹图；

图3为AlCoCrFeNiNb_0.5-x％TiC(x＝0,5,10,15)高熵合金曲面涂层的制备的结果图，其中图3.1为AlCoCrFeNiNb_0.5-0％TiC熔覆图，图3.2为AlCoCrFeNiNb_0.5-5％TiC熔覆图，图3.3为AlCoCrFeNiNb_0.5-10％TiC熔覆图，图3.4AlCoCrFeNiNb_0.5-15％TiC熔覆图；

图4为基于NURBS曲面原理设计的模型图，其中图4.1为MATLAB中二次NURBS曲面，图4.2为导入UG中的NURBS曲面模型图；

图5为粗加工刀轨仿真与实际加工图，其中5.1为粗加工刀路轨迹图，5.2为粗加工切削仿真图，图5.3为三轴铣床粗加工NURBS曲面过程图，图5.4为三轴铣床粗加工完的NURBS曲面图；

图6为精加工刀轨仿真与实际加工图，其中6.1为精加工刀路轨迹图，图6.2为精加工切削仿真图，图6.3为三轴铣床精加工NURBS曲面过程图，图6.4为三轴铣床精加工完的NURBS曲面图；

图7为映射曲线模型仿真图与曲面涂层制备图，其中图7.1为二维平面上设计曲线模型图，图7.2为MATLAB映射曲线模型仿真图，图7.3为在三轴铣床精加工完的NURBS曲面上等离子熔覆映射曲线涂层制备过程图，图7.4为三轴铣床精加工完的NURBS曲面上等离子熔覆映射曲线涂层制备结果图；

图8为AlCoCrFeNiNb_0.5-0％TiC高熵合金涂层XRD图；

图9为AlCoCrFeNiNb_0.5-5％TiC高熵合金涂层XRD图；

图10为AlCoCrFeNiNb_0.5-10％TiC高熵合金涂层XRD图；

图11为AlCoCrFeNiNb_0.5-15％TiC高熵合金涂层XRD图；

图12为AlCoCrFeNiNb_0.5-0％TiC高熵合金表面涂层SEM图；

图13为AlCoCrFeNiNb_0.5-5％TiC高熵合金表面涂层SEM图；

图14为AlCoCrFeNiNb_0.5-10％TiC高熵合金表面涂层SEM图；

图15为AlCoCrFeNiNb_0.5-15％TiC高熵合金表面涂层SEM图；

图16为AlCoCrFeNiNb_0.5-0％TiC高熵合金表面的面分布图；

图17为AlCoCrFeNiNb_0.5-5％TiC高熵合金表面的面分布图；

图18为AlCoCrFeNiNb_0.5-10％TiC高熵合金表面的面分布图；

图19为AlCoCrFeNiNb_0.5-15％TiC高熵合金表面的面分布图；

图20为AlCoCrFeNiNb_0.5-0％TiC高熵合金截面涂层SEM图；

图21为AlCoCrFeNiNb_0.5-5％TiC高熵合金截面涂层SEM图；

图22为AlCoCrFeNiNb_0.5-10％TiC高熵合金截面涂层SEM图；

图23为AlCoCrFeNiNb_0.5-15％TiC高熵合金截面涂层SEM图；

图24为不同TiC含量AlCoCrFeNiNb_0.5-x％TiC(x＝0,5,10,15)高熵合金涂层显微硬度图；

图25为AlCoCrFeNiNb_0.5-x％TiC(x＝0,5,10,15)截面涂层SEM图，其中图25.1为AlCoCrFeNiNb_0.5-0％TiC截面涂层SEM图，图25.2为AlCoCrFeNiNb_0.5-5％TiC截面涂层SEM图，图25.3为AlCoCrFeNiNb_0.5-10％TiC截面涂层SEM图，图25.4AlCoCrFeNiNb_0.5-15％TiC截面涂层SEM图；

图26为基体和不同TiC含量AlCoCrFeNiNb_0.5高熵合金涂层摩擦系数曲线图；

图27为基体和不同TiC含量AlCoCrFeNiNb_0.5高熵合金涂层的表面磨损形貌，其中图27.1为基体表面磨损形貌图，图27.2为AlCoCrFeNiNb_0.5-0％TiC高熵合金表面磨损形貌图，图27.3为AlCoCrFeNiNb_0.5-5％TiC高熵合金表面磨损形貌图，图27.4为AlCoCrFeNiNb_0.5-10％TiC高熵合金表面磨损形貌图，图27.5为AlCoCrFeNiNb_0.5-15％TiC高熵合金表面磨损形貌图。

具体实施方式

如图1所示为本发明步骤流程图。

具体实施方式一：为了使等离子熔覆制备得到与基体材料结合良好、熔覆涂层的质量及性能优异的高熵合金涂层，研究者得出的结论是所选取的高熵合金的组成元素首先要组织简单，所制备的合金不能形成太多的金属间化合物，因此应选择组织结构单一的金属材料进行研究。

截止目前，研究者大高熵合金进行大量的研究，涉及的元素有5～13种，其中应用较多的元素有Al、Co、Si、Cu、Ni、V、Ti、Mo、Fe、Cr、Nb、V等元素。本文选用的元素为Co、Cr、Fe、Ni、Al、Nb这些元素的晶体结构简单，其中Co、Cr、Fe、Ni元素的互溶性比较良好；Ni元素能有效的抑制制备合金过程中由Al元素引起的缺陷，更加地利于改善了合金的抗氧化和耐磨性；Cr元素可促使合金产生BCC相固溶体，降低合金的强度和硬度，提高其塑性；同样Al元素也能够促使合金产生BCC相固溶体，增强合金的性能；Co通过粘合作用使合金的塑性增加，而Nb元素为共晶组织形成元素。除此之外，在对高熵合金组元中主要成分进行选择时，还需要综合考虑各元素的原子半径、晶体结构、电负性等多种影响因素，组元间的原子半径相差越小，晶体结构越稳定，其固溶度就越高。电负性差值越小，组元之间就越有利于生成固溶体。如表1所示为高熵合金各元素的相关参数。高熵合金之间能否构造成简单稳定的固溶体还与各组元合金之间的混合焓、混合熵有关，根据吉布斯自由能定律，各组元的混合焓和混合熵都会影响高熵合金之间固溶体的自由能，而当自由能越低时，固溶体越易形成且越稳定。各元素之间的混合焓如表2所示。TiC应具有高硬度、高熔点等优点，且具有优异综合性能，比如良好的耐磨性能等，所以将TiC作为高熵合金增强相以提高合金的耐磨性。

表1合金元素参数表

表2元素之间的混合焓(KJ/mol)

本发明在AlCoCrFeNiNb_0.5高熵合金中分别添加质量分数为5％、10％、15％的TiC颗粒，制得不同的等离子熔覆涂层，研究TiC含量对AlCoCrFeNiNb_0.5高熵合金涂层微观结构组织与性能的影响。本试验选用纯度大于99％、粒度为60-120μm的粉末状Al、Co、Cr、Fe、Ni、Nb、TiC元素配制AlCoCrFeNiNb_0.5-0％TiC、AlCoCrFeNiNb_0.5-5％TiC、AlCoCrFeNiNb_0.5-10％TiC、AlCoCrFeNiNb_0.5-15％TiC四组高熵合金涂层，配料总质量为200g，在精度为0.0001的精密电子天平中进行称重，称重过程中，实际配料质量与理论配料质量间的误差控制在0.001g。

具体实施方式二：本发明用于等离子熔覆制备涂层的原材料均是高纯度粉末，其粒度均60-120目，选用纯度大于99％。将所需的Al、Co、Cr、Fe、Ni、Nb及TiC粉末原料按照设计的成分在精度为0.0001mg的电子天平上进行称量，将已经称量好的各种粉末原料放入球磨机中以便对其进行充分的研磨混合。选择球磨机参数转速为120r/min，球磨时间为2h。在等离子熔覆实验开始前将混合均匀的合金粉末放入干燥箱中，在120℃条件下干燥1h，目的是去除合金粉末中残存水蒸气，防止混合后的粉末因水分结块而影响熔覆实验过程，最终影响熔覆质量。

具体实施方式三：本发明等离子熔覆按照单道和三道搭接单层堆焊的方法制备合金涂层。将熔覆好的涂层样品采用线切割方式将单道涂层沿截面切开，制成高约5mm的试样件。实验检测前，将单道横截面试样件依次用240#、400#、600#、800#、1000#、1200#、1500#、2000#砂纸进行打磨，然后用粒度为0.5目的金刚石喷雾抛光剂在转速为1900r/min的抛光机上将试样进行抛光处理，最后的抛光的结果是使截面上无明显的抛光划痕且其整体截面清洁光亮。最后将抛光后的试样整体侵在超声波设备中的无水酒精容器中利用超声进行清洗，吹风机吹干制成试样，用来进行截面显微组织及硬度分析。

将三道的熔覆涂层采用线切割方式切下10mm×10mm×5mm的长方体试样，依次用240#、400#、600#、800#、1000#、1200#、1500#、2000#砂纸进行打磨，然后用粒度为0.5目的金刚石喷雾抛光剂在转速为1900r/min的抛光机上将试样进行抛光处理，最后的抛光的结果是使表面上无明显的抛光划痕且其整体表面清洁光亮。最后将抛光后的试样整体侵入在超声波设备中的无水酒精容器中利用超声进行清洗，吹风机吹干制成试样，用以观察合金涂层表面显微组织、X射线衍射、EDS分析。

将三道的熔覆涂层采用线切割方式切下13mm×22mm×5mm的长方体试样，依次用240#、400#、600#、800#、1000#、1200#、1500#、2000#砂纸砂纸进行打磨，然后用粒度为0.5的金刚石喷雾抛光剂在转速为1900r/min的抛光机上将试样进行抛光处理，最后的抛光的结果是使使表面上无明显的抛光划痕且其整体表面清洁光亮。最后将抛光后的试样整体侵入在超声波设备中的无水酒精容器中利用超声进行清洗，吹风机吹干制成摩擦磨损试样。

具体实施方式四：本发明使用Quanta 450FEG热场发射扫描电镜(兰州理工大学)，进行显微组织结构及化学成分和含量的分析。其放大倍数20～1000000倍，加速电压是200～30kV，分辨率是3.0nm，探针电流是2μA，工作距离是10mm。

具体实施方式五：本发明采用XRD-7000型(日本京岛，兰州交通大学)X射线衍射仪对试样进行相结构分析。测试参数为：铜靶辐射(Cu-Kα，λ＝0.15405nm)，电压为40KV，管电流为30mA，扫描速度5°/min，步长为0.02deg，扫描范围为(2theta)：20°-90°。测试数据用Jade分析。

具体实施方式六：本发明维氏硬度仪器是HVS-1000型显微硬度计，测试载荷为500g，保压时间为15s，测试顺序为从涂层底部到涂层顶部，选取试样14个不同的位置测量其数据。

具体实施方式七：本发明实验在干燥条件下进行，使用中科院兰州物化所高温摩擦磨损试验机HT-1000，进行摩擦磨损实验。试验时将试样件固定在摩擦磨损试验机固定台上，并且将对磨材料放置于试样件上方，启动实验设备使试样件与对磨材料做相对旋转运动。

实验温度为常温，为了保证除温度以外实验条件的一致性，选择硬度对温度变化不敏感的直径为5mm的硬质Si₃N₄陶瓷小球作为对磨小球，加载力为10N，摩擦环的直径为6mm，摩擦速度为318.08r/min，实验时间为1800s。

具体实施方式八：本发明中影响等离子熔覆实验的因素较多，不过由于实验前期大量实验数据积累探索，确定等离子熔覆最优的喷嘴与基体表面间的距离为6mm～9mm，扫描速度为1.4mm/s，因此，本实验主要对工作电流和送粉转速作为变量，研究它们对等离子熔覆涂层质量的影响。具体参数及熔覆结果见表3。实验以高熵合金AlCoCrFeNiNb_0.5为熔覆材料，确定其最佳熔覆工艺，并将此工艺参数作为本文所有高熵合金的熔覆实验所用的参数。

表3等离子熔覆工艺参数

本发明中对于高熵合金AlCoCrFeNiNb_0.5熔覆成型好，电流的变化以及送粉速率的变化对熔覆实验宏观形貌的影响较小，其主要的对比变化主要是熔覆涂层的宽度和高度，结合涂层的制备条件，确定选择保护气Ar流量6L/min，离子气Ar流量1.7L/min，电流115A，送粉转速15mm/s，喷枪与基板距离为7～9mm，扫描速度为1.4mm/s。

具体实施方式九：本发明根据所设计单道直线的参数，进行了插补计算，再将所设计的插补点转换为工业机器人逆运动学的计算。

在实际的机械加工中，工业自动机器人往往还是无法直接有效地准确识别工业机器人的旋转运动角度等这些相关数据信息，首先需要获取机器人末端执行器的位置与角度关系，即对刀过程，然后通过MATLAB工具箱再对机器人的逆运动学计算，最终可以得到的结果是机器人关节的旋转角度以及末端执行器的空间几何位置，通过编程将位置角度关系转换成机器人所识别的脉冲值。因为ROTSY仿真软件能够模拟机器人在实际工作中的关节姿态运动情况以及空间位置变化，所以将MATLAB中生成的机器人脉冲值导入ROTSY仿真软件进行机器人姿态运动模拟。姿态仿真模拟的目的是来阻止机器人有可能在实际加工过程中由于姿态选择失误而引起的机器人末端工具与加工工件之间发生碰撞的情况。

具体实施方式十：本发明中设计和制备三道的等离子熔覆涂层。图2为基于NURBS曲线原理设计的三道等离子熔覆实验的轨迹图。按照加工程序加工三道的实验结果如图3所示，其中图3.1为高熵合金AlCoCrFeNiNb_0.5-0％TiC熔覆图，图3.2为高熵合金AlCoCrFeNiNb_0.5-5％TiC熔覆图，图3.3为高熵合金AlCoCrFeNiNb_0.5-10％TiC熔覆图，图3.4为高熵合金AlCoCrFeNiNb_0.5-15％TiC熔覆图。熔覆试样也将作为第四章金相试样，对其进行组织及性能测试。

具体实施方式十一：本发明中图4.1所示为一张由点云模拟得出的二次NURBS曲面，曲面的控制网格如图中折线框所示。由于六自由度机器人刚度不足，不能铣削45#钢材料，所以将设计好的NURBS曲面导入UG三维制图软件，通过UG导出3轴立式数控铣床的刀路轨迹，加工NURBS曲面，图4.2所示为导入UG中的NURBS曲面模型。

曲面粗加工刀具选取直径为10mm的端面铣刀，加工余量为4mm，切削模式为往复式铣削，如图5.1所示为粗加工刀路轨迹，图5.2为粗加工切削仿真。图5.3所示为三轴铣床粗加工NURBS曲面过程，图5.4所示为三轴铣床粗加工完的NURBS曲面。

如图6.1所示为精加工刀路轨迹，6.2为精加工切削仿真，图6.3所示为三轴铣床精加工NURBS曲面过程，图6.4所示为三轴铣床精加工完的NURBS曲面。

具体实施方式十二：对复杂曲面上的基于机器人自动化等离子熔覆涂层的精确控制轨迹路线方法，提出NURBS函数映射曲线算法，即首先设计二维平面上的复杂曲线模型，将其通过NURBS函数映射曲线算法将二维模型曲线投射到一个已经设计的NURBS曲面上，此过程即为NURBS函数映射。将映射的曲线进行插补运算最终转换为对机器人的姿态控制，从而实现更高质量的等离子熔覆涂层的制备。试验证明通过NURBS函数映射曲线进行路径规划，可完成在任意复杂曲面上进行任意曲线涂层的制备。

具体实施方式十三：NURBS曲面上的等离子熔覆轨迹路线加工控制实例如下，首先在二维平面上设计曲线模型图7.1所示为同心圆图形，然后映射到该3D NURBS曲面上，如图7.2所示。图7.3是在图6.4三轴铣床精加工完的NURBS曲面上等离子熔覆映射曲线涂层制备过程图。图7.4为图6.4三轴铣床精加工完的NURBS曲面上等离子熔覆映射曲线涂层制备结果图。

具体实施方式十四：图8为未添加TiC的AlCoCrFeNiNb_0.5-0％TiC高熵合金熔覆层射线晶体衍射图谱及标定结果。从图可知：涂层相结构简单，AlCoCrFeNiNb_0.5-0％TiC高熵合金涂层出现了体心立方结构固溶体(BCC1)的衍射峰，说明此时合金由BCC1构成。为了更好地确定衍射谱标定出其相组成成分，需要从衍射谱中判断得出试样所属的晶系、各衍射面指数、晶格常数等参数，并与PDF标准卡数据库进行比对确定相组成。从图14中我们可以看出衍射峰1主要出现在45°，65°，82°附近，其各衍射面指数为(1 1 0)、(2 0 0)、(2 1 1)，则判断衍射峰1属于体心立方结构，通过立方晶系计算晶格常数a的公式为：

公式中，θ为最强衍射峰的角度，λ为入射光束的波长，h、k、l为对应于最强衍射峰的晶面指数θ。由公式计算可以得出，涂层AlCoCrFeNiNb_0.5-0％TiC高熵合金BCC1的晶格常数a为2.8780nm，查看PDF数据库后可确定出占据主要晶相的BCC1其晶格常数为2.878nm，与XRD衍射结果相符。所以AlCoCrFeNiNb_0.5高熵合金涂层由BCC1相构成。

图9为添加5％TiC的AlCoCrFeNiNb_0.5高熵合金熔覆层X射线晶体衍射图谱及标定结果。由上可知，未添加TiC的AlCoCrFeNiNb_0.5基体由BCC1相组成。此时加入5％TiC后，出现两个了新的衍射峰，标定结果显示，此两相为TiC和类(Ti,Nb)C(面心立方)，即加入5％TiC的高熵合金涂层由BCC1、TiC和类(Ti,Nb)C相构成。类(Ti,Nb)C出现主要原因可能是高熵合金AlCoCrFeNiNb_0.5中加入TiC后，部分Ti和Nb与C结合形成稳定的TiC和NbC复合陶瓷相，而NbC与TiC的空间结构相同，都属于典型的NaCl型面心立方结构。类(Ti,Nb)C固溶体是一种Ti取代NbC中Nb原子位置而形成的固溶体，其中NbC为母相，因此该固溶体与NbC保持着相同的晶格结构。

图10为添加10％TiC的AlCoCrFeNiNb_0.5高熵合金熔覆层X射线晶体衍射图谱及标定结果。添加10％TiC后，出现一个新的衍射峰，查询相关文献及PDF数据库发现，只有NiAl化合物的结构与XRD衍射结果相符合，因此可判断新的衍射峰为以NiAl化合物的体心立方固溶体相，是一种有序的二次固溶体，标定为BCC2。之所以形成该相的原因是由于Al与Ni之间的混合焓为所有元素中最小(ΔH＝-22kJ/mol)，容易形成较为稳定的结构。随着TiC元素含量的逐步增加，BCC2相出现，此时相组成为BCC1、TiC、类(Ti,Nb)C和BCC2相结构。

图11为添加15％TiC的AlCoCrFeNiNb_0.5高熵合金熔覆层X射线晶体衍射图谱及标定结果。当添加15％TiC后，BCC2结构的固溶体峰强逐渐增加，说明此时BCC2相含量增多，随着TiC的增加有利于BCC2相的生长。相反BCC1相峰强逐渐减小，说明随着TiC的增加抑制BCC1相的生长。

具体实施方式十五：图12是AlCoCrFeNiNb_0.5-0％TiC高熵合金涂层组织SEM图，从图12.1可看出，AlCoCrFeNiNb_0.5-0％TiC高熵合金涂层包含A相(富含Fe相)和B相(富含Nb/Fe/Al的相)。熔覆层中存在暗灰色A相，结合XRD标定可判断此相为BCC1相，晶界清晰可见。晶界处灰白色组织整体呈现断续网状形貌，对其局部放大如图12.2显示，是生长形成的共晶组织。

根据高熵合金成分设计理论的基础上，Guo等基于大量的科学研究中总结发现一般规律，即要形成稳定的固溶体是需要一定的条件。他们发现高熵合金中元素当符合-22≤ΔHmix≤7J/K·mol，δ≤8.5，11≤ΔSmix≤19.5J/K·mol时，很容易形成简单固溶体；并且研究了VEC与多组元高熵合金相结构之间的关系，他们研究发现当VEC＜6.87时，合金更倾向于形成BCC固溶体，而当VEC＞8时，则更容易形成FCC固溶体。后来研究者以此理论引出参数Ω，此参数综合ΔHmix与ΔSmix影响效果，认为只有当Ω>1.1时，固溶体才相对稳定，否则，合金组元会发生局部偏聚，不易于固溶体稳定存在。

对AlCoCrFeNiNb_0.5-0％TiC高熵合金的ΔHmix、ΔSmix、VEC、δ进行了初步计算，结果如表4所示。高熵合金涂层中的A和B属于中熵涂层(8.314JK-1mol-1≤ΔSmix≤1.5R＝12.471JK-1mol-1)或低熵涂层(ΔSmix<R＝8.314JK-1mol-1)。当满足Ω≥1.1(Ω＝T_m*ΔS_mix/|ΔH_mix|)和δ≤6.6％(δ是原子尺寸差)的条件时，在许多高熵合金中仅形成固溶体相。如表4所示，涂层的所有Ω值和δ值均满足条件。根据ΔG_mix＝ΔH_mix-T_m*ΔS_mix和Ω，高熵可以帮助降低吉布斯的自由能，这样既可以使得合金的体系变得更稳定，也有利于降低Ω值，促进固溶性体的形成。涂层中B相的VEC值完全符合上述标准，但A相的VEC值不符合，该冲突可能与不同的加工条件有关，原因在于Guo等人给出的结论。

表4 AlCoCrFeNiNb_0.5高熵合金的ΔH_mix,ΔS_mix,VEC,ΔG_mix,Δδ,Ω,T_m计算值

结合图13.1可看出，与上一节分析相似，AlCoCrFeNiNb_0.5-5％TiC高熵合金涂层包含A相(富含Fe相)，B相(富含Nb/Ti/C相)和C相(富含Ti C相)。熔覆层中存在暗灰色A相，结合XRD结果可知此相为BCC1相，晶界清晰可见。晶界处灰白色组织整体呈现断续网状形貌，对其局部放大如图13.2显示，是生长形成的共晶组织，图中还有一些灰色不规则片状的B相，结合XRD结果显示此析出相为类(Ti,Nb)C相。大块黑色C相为TiC增强相，如C处所示。扫面照片与AlCoCrFeNiNb_0.5-0％TiC高熵合金涂层的显微组织对比发现，生长形成的共晶组织开始慢慢减少。

由扫描照片还可以看出，AlCoCrFeNiNb_0.5-5％TiC高熵合金复合材料中TiC增强相界面清晰、与基体结合紧密，整体上呈大块多边形状。复合材料的微观组织结构与凝固时的冷却速度密切相关，如果在凝固的过程中冷却速度增加，形核功将逐渐减小，同时由于冷却速度的增加也会直接导致扩散变难，因此整个合金晶粒的平均大小和尺寸都会因为冷却速度的增加而逐渐变小。对于一个大块多边形状TiC增强相的形成原因，可能主要是由于TiC颗粒在空气中冷速较低时，凝固冷却时间较长，多边形TiC颗粒聚集到一起从而形成了较大的TiC。

从图14.1可看出，与上一节分析相似，AlCoCrFeNiNb_0.5-10％TiC高熵合金涂层包含A相(富Fe/Al/Ni相)，B相(富含Nb/Ti/C相)和C相(富含TiC相)。熔覆层中存在暗灰色A相，结合XRD结果可知此相为BCC相，晶界清晰可见。晶界处灰白色组织整体呈现断续网状形貌，对其局部放大如图14.2显示，是生长形成的共晶组织。图14.1中还有一些灰色不规则片状的B相，结合XRD结果显示此析出相为类(Ti,Nb)C相。大块黑色C相为TiC增强相，如C处所示。AlCoCrFeNiNb_0.5-0％TiC高熵合金涂层和AlCoCrFeNiNb_0.5-10％TiC高熵合金涂层的显微组织照片对比发现，生长形成的共晶组织解离而逐渐消失，转变为不规则片状结构，结合EDS分析不规则片状结构为类(Ti,Nb)C相，说明TiC含量增加会促进类(Ti,Nb)C相的生长。图A处所指的BCC1相富含Fe含量开始减少，说明TiC含量增加会抑制BCC1相的生长，这也与XRD分析结果一致，但此时BCC1相仍为主要相。

从图15.1可看出，与上一节分析相似，AlCoCrFeNiNb_0.5-15％TiC高熵合金涂层包含A相(富Fe/Al/Ni相)，B相(富含Nb/Ti/C相)和C相(富含TiC相)。熔覆层中存在暗灰色A相，结合XRD结果可知此相为BCC相，晶界清晰可见。图中还有一些灰色不规则片状的B相，结合XRD结果显示此析出相为类(Ti,Nb)C相。大块黑色C相为TiC增强相，如C处所示。AlCoCrFeNiNb_0.5-0％TiC高熵合金涂层和AlCoCrFeNiNb_0.5-15％TiC高熵合金涂层的显微组织照片对比发现，生长形成的共晶组织解离而完全消失，转变为不规则片状结构，结合EDS分析不规则片状结构为类(Ti,Nb)C相，说明TiC含量增加会促进类(Ti,Nb)C相的生长。同时TiC含量增加会抑制BCC1相的生长，相反促进BCC2相的生长，这也与XRD分析结果一致，但此时BCC1相仍为主要相。

具体实施方式十六：对高熵合金AlCoCrFeNiNb_0.5-0％TiC涂层表面进行能谱成分分析(EDS)，面扫描结果如图16所示。同时对16SEM图各区域进行了能谱成分分析，结果如表5所示，表中还包括各合金的名义成分。从表中可以看出，涂层中各相Fe含量均高于其名义含量，这是因为45#钢基体中Fe元素含量较高，在高能光束的作用下，其部分Fe元素扩散至涂层中，导致涂层中Fe含量偏高，而基体中除了Fe元素，还含有Cr、Al、Ni、Co元素，含量虽不高，但也可能造成一定程度的扩散，涂层表面Al、Cr、Fe、Co、Ni五种元素分布均匀，基本不存在成分偏聚。相比而言，Nb出现了偏聚。

表5 AlCoCrFeNiNb_0.5高熵合金涂层EDS分析结果(at.％)

高熵合金AlCoCrFeNiNb_0.5-5％TiC涂层表面进行能谱成分分析(EDS)，面扫描结果如图17所示。同时对17SEM图各区域进行了能谱成分分析，结果如表6所示，表中还包括各合金的名义成分。从表中可以看出，与AlCoCrFeNiNb_0.5表面能谱成分分析一样，涂层中各相Fe含量均高于其名义含量，这是因为45#钢基体中Fe元素含量较高，在高能光束的作用下，其部分Fe元素扩散至涂层中，导致涂层中Fe含量偏高，而基体中除了Fe元素，还含有Cr、Al、Ni、Co元素，含量虽不高，但也可能造成一定程度的扩散，Al、Cr、Fe、Co、Ni五种元素分布均匀，基本不存在成分偏聚，而Nb、Ti、C出现了偏聚。TiC中Ti、C中偏聚明显，而类(Ti,Nb)C中主要体现在Nb与Ti的偏聚，并且从图中看出主要发生在黑色TiC的周围。

表6 AlCoCrFeNiNb_0.5-5％TiC高熵合金涂层EDS分析结果(at.％)

AlCoCrFeNiNb_0.5-10％TiC涂层表面进行能谱成分分析(EDS)，面扫描结果如图18所示。同时对18SEM图各区域进行了能谱分析，结果如表7所示，表中还包括各合金的名义成分。由面扫描结果可清晰地观察到合金AlCoCrFeNiNb_0.5-10％TiC涂层表面Al、Cr、Fe、Co、Ni五种元素分布均匀，基本不存在成分偏聚。而Nb、Ti、C出现了偏聚。TiC中Ti、C中偏聚明显，而类(Ti,Nb)C中主要体现在Nb与Ti的偏聚，并且从图中看出发生在黑色TiC的周围，以及灰白色不规则片状结构。相对而言，BCC1、BCC2相中Nb元素含量甚少，主要富集Fe、Cr、Al、Ni元素。

表7 AlCoCrFeNiNb_0.5-10％TiC高熵合金涂层EDS分析结果(at.％)

AlCoCrFeNiNb_0.5-15％TiC涂层表面进行能谱成分分析(EDS)，面扫描结果如图19所示。同时对19SEM图各区域进行了能谱分析，结果如表8所示，表中还包括各合金的名义成分。由面扫描结果可清晰地观察到合金AlCoCrFeNiNb_0.5-15％TiC涂层表面Al、Cr、Fe、Co、Ni五种元素分布均匀，基本不存在成分偏聚，说明BCC1相(A区域)，BCC2相(A区域)，而Nb、Ti、C出现了偏聚，TiC中Ti、C中偏聚明显，类(Ti,Nb)C中主要体现在Nb与Ti的偏聚，并且从图中看出发生在黑色TiC的周围，以及灰色不规则片状结构。相对而言，BCC1、BCC2相中Nb元素含量甚少，主要富集Fe、Cr、Al、Ni元素。

表8 AlCoCrFeNiNb_0.5-15％TiC高熵合金涂层EDS分析结果(at.％)

具体实施方式十七：图20为AlCoCrFeNiNb_0.5-0％TiC高熵合金涂层与45#钢基体的结合区域处的显微组织。从图20.2放大图中可以看出更加清晰的生长形成的共晶组织。结合对高熵合金涂层表面的显微组织分析，图20.1熔覆层中存在暗灰色一相如A处所示，结合XRD结果可知此相为BCC1结构的固溶体，晶界清晰可见。

从图21.1中可以看到，AlCoCrFeNiNb_0.5-5％TiC高熵合金涂层与45#钢基体的结合区域。涂层结合处熔覆曲线弧度适中，并且熔覆区域结合良好，无气孔及裂纹的出现，说明熔覆工艺参数选择恰当，熔覆涂层质量良好。图21.2中可以看到熔覆层中存在暗灰色A相，结合XRD结果可知此相为BCC1相，晶界清晰可见。晶界处灰白色组织整体呈现断续网状形貌，对其局部放大如图21.2显示，是生长形成的共晶组织。图中还有一些灰色不规则片状的B相，结合XRD结果显示此析出相为类(Ti,Nb)C相。大块黑色C相为TiC增强相，如C处所示。扫面照片与AlCoCrFeNiNb_0.5-0％TiC高熵合金涂层的显微组织对比发现，生长形成的共晶组织开始慢慢减少。

从图22.1中可以看到，AlCoCrFeNiNb_0.5-10％TiC高熵合金涂层与45#钢基体的结合区域。涂层结合处熔覆曲线弧度适中，并且熔覆区域结合良好，无气孔及裂纹的出现，说明熔覆工艺参数选择恰当，熔覆涂层质量良好。图22.2熔覆层中存在暗灰色一相如A处所示，结合XRD结果可知此相为BCC结构的固溶体，晶界清晰可见。图中还有一些灰色不规则片状的B相，结合XRD结果显示此析出相为类(Ti,Nb)C相。大块黑色C相为TiC增强相，如C处所示。AlCoCrFeNiNb_0.5-0％TiC高熵合金涂层和AlCoCrFeNiNb_0.5-10％TiC高熵合金涂层的显微组织照片对比发现，生长形成的共晶组织解离而逐渐消失，转变为不规则片状结构，结合EDS分析不规则片状结构为类(Ti,Nb)C相，说明TiC含量增加会促进类(Ti,Nb)C相的生长。同时也说明TiC含量增加会抑制BCC1相的生长，相反促进BCC2相的生长，这也与XRD分析结果一致，但此时BCC1相仍为主要相。

图23.1中可以看到，AlCoCrFeNiNb_0.5-15％TiC高熵合金涂层与45#钢基体的结合区域。结合区域处整体呈现出具有一定弧度的曲线，曲线弧度适中，并且无微小气孔及裂纹，说明工艺恰当，熔覆良好。图23.2熔覆层中存在暗灰色一相如A处所示，结合XRD结果可知此相为BCC结构的固溶体，晶界清晰可见。图中还有一些灰色不规则片状的B相，结合XRD结果显示此析出相为类(Ti,Nb)C相。大块黑色C相为TiC增强相，如C处所示。扫面AlCoCrFeNiNb_0.5-0％TiC高熵合金涂层和AlCoCrFeNiNb_0.5-15％TiC高熵合金涂层的显微组织照片对比发现，生长形成的共晶组织完全解离消失，转变为不规则片状结构，结合EDS分析不规则片状结构为类(Ti,Nb)C相，说明TiC含量增加会促进类(Ti,Nb)C相的生长。同时TiC含量增加会抑制BCC1相的生长，这也与XRD分析结果一致，但此时BCC1相仍为主要相。

具体实施方式十八：利用维氏硬度计对AlCoCrFeNiNb_0.5-0％TiC、AlCoCrFeNiNb_0.5-5％TiC、AlCoCrFeNiNb_0.5-10％TiC、AlCoCrFeNiNb_0.5-15％TiC高熵合金涂层进行硬度测试，因为酒精硝酸溶液会腐蚀涂层，对硬度测试造成一定影响，因此对所有的涂层都没有进行腐蚀处理，而只是抛光以进行检测。将所得数据整理归纳后在制图软件上画出硬度折线图，如图24所示。由图可知，整体来看从高熵合金的熔覆层到基体材料，显微硬度下降趋势非常明显，其中熔覆层(CZ)硬度最高，而涂层与基体结合区(BZ)也就是热影响区(HAZ)硬度降幅较大，明显低于熔覆层区的硬度值，但基体材料(Substrate)的硬度最低。

由图可看出高熵合金涂层熔覆层区的硬度均高于结合区及基体，熔覆层区硬度是基体的3～4倍。图中可以看到在熔覆层区的几个硬度值整体相差不大，无大幅度起落，说明高熵合金涂层熔覆层区的组织均匀，一定程度上反映涂层质量的良好。随着TiC含量的升高，高熵合金涂层的硬度呈现先上升后下降，当TiC含量从0％增至5％时，涂层平均硬度逐渐升至最高，达到789HV。这是因为首先涂层在高熵效应作用下主要由大量的硬质BCC相构成，BCC固溶体相的存在是使涂层具有高硬度的根本；其次随着TiC含量的增加，类(Ti,Nb)C，TiC大量陶瓷增强相弥散分布在涂层中，可能对涂层中硬度的提高作用强于部分BCC相和共晶组织含量减少带来的作用。当TiC含量超过5％时，可能因为在制备高熵合金涂层时，TiC粉末的增加影响高质量高熵合金涂层的制备，再加上制备后的TiC颗粒不均匀分布在熔覆高熵合金涂层中，而是散乱的浮于涂层表面，如图25所示，最终可能影响了TiC含量超过5％时涂层的硬度，对这一问题的解决可以在以后制备等离子熔覆涂层时加超声振动仪，使得涂层中各元素均匀分布。虽然添加TiC后涂层硬度有所下降，但仍然要比基体45#钢的硬度高的多。

具体实施方式十九：图26为基体45#钢、AlCoCrFeNiNb_0.5-0％TiC、AlCoCrFeNiNb_0.5-5％TiC、AlCoCrFeNiNb_0.5-10％TiC、AlCoCrFeNiNb_0.5-15％TiC高熵合金涂层在常温下的摩擦系数随时间的变化曲线图。由图31可以看出摩擦系数在摩擦刚开始阶段变化比较大。这是由于在刚开始和试样材料摩擦时，在载荷的作用力下，实验设备所检测到的瞬间时的摩擦系数，然后看到各试样材料的摩擦系数下降，这是由于前期对试样表面进行了抛光处理的结果，导致试样表面比较光滑，这个阶段也称跑合磨损阶段，时间较短。其中基体45#钢用了4分钟，而高熵合金涂层基本都用了5分钟左右，在跑合磨损阶段基体45#钢的平均摩擦系数为0.49，AlCoCrFeNiNb_0.5的平均摩擦系数为0.57，AlCoCrFeNiNb_0.5-5％TiC的平均摩擦系数为0.51，AlCoCrFeNiNb_0.5-10％TiC的平均摩擦系数为0.58，AlCoCrFeNiNb_0.5-15％TiC的平均摩擦系数为0.44。跑合磨损阶段之后，是稳定磨损阶段。这个阶段磨损速率曲线相对较为平稳，摩擦系数变化缓和，波动较小。稳定磨损阶段，基体45#钢的平均摩擦系数为0.59，AlCoCrFeNiNb_0.5的平均摩擦系数为0.64，AlCoCrFeNiNb_0.5-5％TiC的平均摩擦系数为0.52，AlCoCrFeNiNb_0.5-10％TiC的平均摩擦系数为0.66，AlCoCrFeNiNb_0.5-15％TiC的平均摩擦系数为0.61。

具体实施方式二十：图27.1-27.5是常温下基体45#钢、AlCoCrFeNiNb_0.5-0％TiC、AlCoCrFeNiNb_0.5-5％TiC、AlCoCrFeNiNb_0.5-10％TiC、AlCoCrFeNiNb_0.5-15％TiC高熵合金涂层的磨损表面形貌图。图27.1为基体45#钢在Si₃N₄陶瓷球下被摩擦实验30min后的表面形貌，从图中涂层表面出现大量的由摩擦造成的犁沟、划痕和细小的颗粒，并且整个磨损表面上犁沟的方向是沿着摩擦实验的滑动方向，对其研究发现犁沟、划痕的形成是由于在磨损微粒的犁削作用下形成，表现出磨粒磨损的特征。另外，在磨损表面上还可以观察到少量断续的附着物，附着物是由于粘合点拉拔而形成，这是典型的粘着磨损的特征。摩擦副Si₃N₄陶瓷球具有极高的硬度，一般在1380HV左右，而45#钢基体的硬度一般在230HV左右，所以Si₃N₄陶瓷球的硬度要比45#钢的基体高很多。基体因为硬度低，所以其塑性变形和抗抗剪切力都比较小，与高硬度带载荷的对摩材料发生相互摩擦时，基体材料的表面就会因对摩材料地渐渐深入而产生微切削力，使得基体材料表面发生磨粒磨损的特征，出现犁沟等。

图27.2为AlCoCrFeNiNb_0.5-0％TiC在Si₃N₄陶瓷球下被摩擦实验30min后的表面形貌，与基体一样表现出磨粒磨损的特征。从图中涂层表面出现大量的由摩擦造成的犁沟、划痕和细小的颗粒，并且整个磨损表面上犁沟的方向是沿着摩擦实验的滑动方向。另外，在磨损表面上还可观察到裂纹和黑色脆性氧化层分层剥落的痕迹，这是典型的氧化磨损的特征。这主要是由于与摩擦副的快速摩擦使摩擦处材料表面温度升高，发生氧化反应产生氧化皮，在摩擦过程中产生裂纹甚至剥落。

图27.3-27.5为AlCoCrFeNiNb_0.5-5％TiC、AlCoCrFeNiNb_0.5-10％TiC、AlCoCrFeNiNb_0.5-15％TiC在Si₃N₄陶瓷球下被摩擦实验30min后的表面形貌，涂层抗磨损程度与基体和AlCoCrFeNiNb_0.5-0％TiC涂层相比有了很大的提高，研究分析可能主要是由于AlCoCrFeNiNb_0.5-5％TiC涂层的硬度有了很大的提高，涂层硬度的提高使得其抗塑性变形与抗剪切力的作用加强，因此使得涂层的耐磨性得到改善。从图中发现，加入TiC元素后三种熔覆涂层的磨损方式基本类似，熔覆涂层表现的磨粒磨损特征不再明显，磨损面地犁沟减少，而相反主要是出现不同程度的粘着。图27.3可以观察到磨损表面比较干净几乎没有出现犁沟，分析原因可能是与其他涂层相比，5％TiC涂层的硬度最高，使得其抗塑性变形与抗剪切力的作用加强，能很好地抵抗其产生的磨粒磨损，磨粒磨损已不是主要的磨损机制。图中黑色粘着处为氧化皮，所以在磨损实验中出现粘着及剥落现象。

最后应说明的是：以上所述仅为本发明的优选实施例而已，并不用于限制本发明，尽管参照前述实施例对本发明进行了详细的说明，对于本领域的技术人员来说，其依然可以对前述各实例所记载的技术方案进行修改，或者对其中部分技术特征进行等同替换。凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。

Claims (10)

1.一种TiC增强Al-Co-Cr-Fe-Ni-Nb高熵合金曲面涂层等离子熔覆方法，其特征在于，包括以下步骤：

1)高熵合金涂层成分设计，设计TiC增强Al-Co-Cr-Fe-Ni-Nb高熵合金涂层，即AlCoCrFeNiNb0.5-x％TiC(x＝0,5,10,15)高熵合金涂层；

2)采用基于六自由度机器人等离子熔覆工艺，选择合适的工艺参数作为最终高熵合金涂层等离子熔覆的制备工艺参数，在最佳工艺下在45#钢基体表面制备AlCoCrFeNiNb0.5-x％TiC(x＝0,5,10,15)高熵合金曲面涂层。

2.根据权利要求1所述的TiC增强Al-Co-Cr-Fe-Ni-Nb高熵合金曲面涂层等离子熔覆方法，其特征在于，还包括以下步骤：

1)复杂NURBS曲面的建模

①在Matlab软件中构建NURBS曲面插补程序，在此程序中设计复杂NURBS曲面特征参数，具体包括控制点P、次数p、权因子ω、节点矢量U，最终确定复杂NURBS曲面形状；

②将确定好的复杂NURBS曲面参数代入Rhino犀牛软件，在该软件内建立复杂NURBS曲面模型，并以UG/NX软件可以识别的格式进行文件保存；

③将上述复杂NURBS曲面文件在UG/NX软件中打开，并通过拉伸、切除等操作构建出包含该复杂NURBS曲面特征的实体模型。

2)曲面铣削数控程序的生成

①利用UG/NX软件的CAM模块，根据模型设置合适的操作类型参数和切削参数，生成可用的数控加工路径；本发明中铣削复杂NURBS曲面工序按照粗加工—半精加工—精加工的加工工序完成对曲面的铣削；

②通过UG的后处理构造器，新建一个后处理文件，随后在UG/CAM模块中后处理加工工序中采用上述构建的三轴后处理文件，完成曲面加工数控G代码程序的输出；将已编写好的曲面加工工序通过三轴后处理输出；

3)复杂NURBS曲面的铣削加工

将构造好的数控程序导入加工用数控铣床，完成复杂NURBS曲面数控铣削加工制造。

3.根据权利要求1所述的TiC增强Al-Co-Cr-Fe-Ni-Nb高熵合金曲面涂层等离子熔覆方法，其特征在于所述的基于机器人等离子熔覆再制造硬件系统、等离子熔覆再制造软件系统、熔覆工艺的设计构造具体包括以下步骤：

1)基于机器人等离子熔覆再制造硬件系统的搭建

本发明使用的基于机器人等离子熔覆平台选择上海多木实业有限责任公司研发生产的多功能等离子熔覆堆焊机，设备主要包括控制系统、输料传动系统、气路输送系统及水冷循环系统四个大部分。将等离子熔覆堆焊设备的喷枪夹持于六自由度工业机器人末端执行器，从而搭建一套完整的基于机器人等离子熔覆再制造系统。在整个熔覆实验过程中，是将设计并配比好的高熵合金粉末经混粉机充分混合，然后将其放入等离子熔覆熔覆设备的送粉器中，把设计好的NURBS模型经过MATLAB计算成机器人可识别的脉冲控制程序并导入机器人控制柜中，将混合金合粉末通过送粉导管，并以氩气作为输送粉末载体，送至等离子喷枪。熔覆的轨迹和扫描速度都有六自由度机器人控制。启动机器人运动程序的同时引弧，夹持于机器人末端执行器的喷枪沿着既定轨迹在基材上进行熔覆。等离子喷枪处的等离子弧所产生的高温将基体的表面材料一同与合金粉末熔化，又经气体的快速冷却使得基体材料与混合合金粉末结合在一起，最终制备成所需要的涂层；

2)等离子熔覆再制造软件系统

为使得等离子熔覆实验得到更好的涂层质量，需要对熔覆实验过程更加精准的控制，包括轨迹路线和扫描速率。要实现对机器人轨迹的精确控制，首先提出利用NURBS描述复杂曲线曲面模型，将加工的模型通过数学公式更加近似直观的表示，本实验通过MATLAB编程软件开发复杂模型涂层制备的插补算法，将设计好的曲线曲面各参数值通过基于Matlab机器人工具箱进行机器人关节逆运算，并转换成机器人可识别的脉冲程序，将其导入等离子再制造系统并制备出与NURBS复杂模型一致性高的涂层；

3)熔覆工艺过程设计

熔覆工艺过程设计为：MatLab编程软件中设计NURBS曲面→熔覆轨迹路线规划→熔覆轨迹路线插补→熔覆程序生成→曲面数控加工→机器人熔覆系统对曲面实施既定轨迹熔覆。

4.等离子熔覆技术的制备工艺和参数对于熔覆涂层的质量有着非常重要的作用，如果工艺参数合适，可以得到质量较高的高熵合金涂层，其与基体材料的结合较好，形状规则。否则，如果工艺参数不适，可能得到熔覆质量不好的涂层，其将影响我们对涂层结构和性能的进一步研究，因此也就无实际应用。本发明中确定选择保护气Ar流量6L/min，离子气Ar流量1.7L/min，电流115A，送粉转速15mm/s，喷枪与基板距离为7～9mm，扫描速度为1.4mm/s。

5.根据权利要求1所述的TiC增强Al-Co-Cr-Fe-Ni-Nb高熵合金曲面涂层等离子熔覆方法，其特征在于所述的以NURBS曲线原理为基础设计和制备三道等离子熔覆涂层的制备。

6.根据权利要求1所述的TiC增强Al-Co-Cr-Fe-Ni-Nb高熵合金曲面涂层等离子熔覆方法，其特征在于所述的NURBS函数映射曲线在复杂曲面上的原理及涂层制备，具体构造方法为：

1)NURBS函数映射曲线原理

设计一条NURBS函数映射曲线的过程是，首先设计一条在XOY平面上的NURBS复杂曲线C(u)，这一过程包括设计该曲线的控制点P，次数p，节点矢量U以及权因子ω，再将这条复杂曲线上各点的坐标值经过线性变化后作为NURBS复杂曲面的u、v两个参数值，代入该NURBS复杂曲面控制程序，便可以在曲面上产生一系列的点，这一系列的点便形成了一条在该曲面上的复杂曲线。这条曲线虽然是通过平面NURBS曲线经过一系列变化得到，但它不是NURBS曲线，无法通过NURBS曲线模型描述，因此本课题组称之为NURBS函数映射曲线；

2)NURBS函数映射曲线涂层制备

根据NURBS函数映射曲线原理设计一映射曲线以及复杂曲面，通过NURBS函数映射曲线算法计算出机器人加工控制轨迹，经基于机器人等离子熔覆再制造硬件系统平台完成在任意复杂曲面上的涂层制备。

7.权利要求1所述方法制备的TiC增强AlCoCrFeNiNb0.5高熵合金曲面涂层，其特征在于，以45#钢为基体，利用基于机器人自动化控制的等离子熔覆技术成功制备AlCoCrFeNiNb0.5-x％TiC(x＝0,5,10,15)高熵合金涂层，涂层与基体结合处熔覆曲线弧度适中，并且熔覆区域结合良好，无气孔及裂纹的出现，说明熔覆工艺参数选择恰当，熔覆涂层质量良好。在未添加TiC时，AlCoCrFeNiNb0.5-0％TiC高熵合金涂层的组织结构简单，只有BCC1相。随着TiC的加入，涂层中出现类(Nb,Ti)C、TiC化合物，其含量随TiC含量增加而增加。TiC的加入使AlCoCrFeNiNb0.5高熵合金涂层共晶组织逐渐消退，并且促进了BCC2的生成。

8.权利要求1所述方法制备的TiC增强Al-Co-Cr-Fe-Ni-Nb高熵合金涂层，其特征在于AlCoCrFeNiNb0.5-x％TiC(x＝0,5,10,15)高熵合金涂层在最优工艺参数下制备的显微维氏最高硬度分别为708HV、789HV、715HV和695HV，而基体的硬度是230HV左右，因此极大的提高了基体的硬度。添加TiC后，高熵合金涂层硬度受到固溶强化、硬质类(Nb,Ti)C、TiC的影响，随着TiC含量的增加，硬度先上升后下降。当TiC含量为5％时，涂层硬度最高。

9.权利要求1所述方法制备的TiC增强Al-Co-Cr-Fe-Ni-Nb高熵合金涂层，其特征在于，AlCoCrFeNiNb0.5-x％TiC(x＝0,5,10,15)高熵合金涂层耐磨性与基体相比均显著提高。未添加TiC涂层材料主要受到磨粒磨损的影响。添加TiC后情况有所改善，耐磨性提高，熔覆层磨损表面几乎没有出现犁沟，磨粒磨损已不是主要的磨损机制。当TiC含量为5％时，涂层耐磨性最佳，磨损表面上只产生粘着的氧化膜，且摩擦系数基本为0.52。

10.一种基于工业机器人的TiC增强Al-Co-Cr-Fe-Ni-Nb高熵合金曲面涂层等离子熔覆制备方法，在装备上也适用于基于数控机床的等离子熔覆，在焊接方法上也适用于GTAW、GMAW、激光熔覆和电子束熔覆等工艺。

Images