CN115029696A - 一种CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层制备方法 - Google Patents

一种CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层(以45钢基体作为对照)的制备方法，利用发明人自行提出的机器人等离子熔覆系统，通过自动化的熔覆方法在45钢表面制备成分为CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+x wt.％BaF2/CaF2(x＝0,5,10,15)(x＝0时Ag粉含量也为0)高温自润滑耐磨涂层(以45钢基体作为对照)。本发明使用UG软件建立了曲面模型，使用CAM模块对曲面进行铣削，结合MATLAB、犀牛，实现了在平面和曲面上熔覆曲线图形的仿真，运用等离子熔覆系统，完成在平面和曲面上制备曲线曲面涂层。CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层的相组成分析发现，润滑相Ag+BaF2/CaF2的添加，使得涂层中产生了BCC相，涂层中Ag+BaF2/CaF2的添加，使得涂层的硬度增大；随着涂层中BaF2/CaF2含量的增加，涂层的摩擦系数降低，耐磨性能逐渐提高。

Description

一种CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层制备方法
技术领域
本发明属于合金涂层及其制备技术领域，具体涉及一种CoCrCuMoNi基高熵合金高温 自润滑耐磨涂层制备方法。
背景技术
随着科学技术的发展，机械零部件在材料选用与制造方法方面，都取得了极大进步。 一些机械零部件的摩擦副等运动件所使用的工程合金材料，不仅需要材料拥有优良的高温机 械强度，同时要求材料在高温工况下拥有良好且稳定的摩擦学性能。通过表面强化处理零部 件表面，在其上制备高温防护涂层，从而满足工作需要。
为了解决传统的润滑脂或润滑油在高温等极端工况下使用时，效率低下、耐久性能不 高等的问题，提高机械部件等的摩擦副等运动件表面的硬度及耐磨等特性。从而，研究制备 一种按照一定原则，以高熵合金作为基体相，通过添加增强相、润滑相和其它组分，采用等 离子熔覆等方法，使用机器人制备既具有高熵合金的高强度、高硬度、耐磨等特性，同时又 有在高温工况下的固体润滑剂自润滑性能的块体或涂层，从而满足零部件材料所需的性能， 另外，实现机器人等离子熔覆制备复杂曲面涂层。
发明内容
为了解决上述技术问题，本发明提供一种CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂 层制备方法，涂层成分为CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+x wt.％BaF2/CaF2(x＝0,5,10,15)(x＝0 时Ag粉含量也为0)，包括以下步骤：(1)CoCrCuMoNi涂层采用等离子同步送粉方式完成制备；(2)CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+x wt.％BaF2/CaF2(x＝5,10,15)高温自润滑耐磨涂层的制备首先采用火焰喷涂法进行粉末层预置，然后使用等离子重熔完成制备。
优选地，还包括以下步骤：使用UG软件设计并建立了复杂曲面的模型，同时使用其中CAM模块对曲面进行铣削加工，另结合MATLAB、犀牛软件，实现了在平面和曲面上熔 覆曲线图形的仿真，运用机器人等离子平台，完成在平面和曲面上熔覆制备曲线曲面涂层。
优选地，在平面和曲面上熔覆制备曲线曲面涂层还包括以下步骤：(1)在平面上熔覆制备曲线曲面涂层：①使用犀牛软件设计平面上熔覆的曲线，然后获得曲线的控制点文件； ②将曲线的控制点，通过MATLAB软件进行仿真模拟，同时生成工业机器人可识别的机器 人程序文件；③将机器人程序文件导入工业机器人软件中，利用工业机器人带动等离子熔覆 焊枪，在平面基体上自动熔覆第一道曲线图形；④重复上述①、②、③步骤，依次并列熔覆， 即完成在平面上的曲线形状的面涂层熔覆。
(2)在曲面上熔覆制备曲线曲面涂层：①使用UG软件设计并建立复杂曲面的模型，同时使用其中CAM模块对曲面进行铣削加工模拟，并获得曲面的铣削加工程序文件；②将曲面的铣削加工程序文件导入到数控铣床中，铣削加工出曲面模型；③将曲面的铣削加工程 序文件的数据处理后，利用犀牛软件获得铣削加工曲面的控制点文件；④使用犀牛软件设计 平面上熔覆的曲线，然后获得曲线的控制点文件；⑤将曲线的控制点与铣削加工曲面的控制 点，通过MATLAB软件，实现曲线在曲面上映射的仿真模拟，同时生成工业机器人可识别的 机器人程序文件；⑥将机器人程序文件导入工业机器人软件中，利用工业机器人带动等离子 熔覆焊枪，在平面基体上自动熔覆第一道曲线图形；⑦重复上述④、⑤、⑥步骤，依次并列 熔覆，即可完成在曲面上的曲线形状的面涂层熔覆。
优选地，所述CoCrCuMoNi涂层熔覆1道、3道并列搭接，CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag +x wt.％BaF2/CaF2(x＝5,10,15)涂层，每种成分的涂层均在其预置粉末层上等离子重熔1道、 3道并列搭接。
优选地，对CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层的相组成分析，CoCrCuMoNi 涂层中是以FCC相的Co-Cr-Mo-Ni固溶体与偏析的Cu为主；CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+x wt.％BaF2/CaF2(x＝5,10,15)涂层中的相组成中以BCC相为主，并存在少量FCC相；涂层中 润滑相Ag+BaF2/CaF2的添加，产生了较多BCC相。
优选地，通过对CoCrCuMoNi涂层表面与截面分析可得，①涂层中树枝晶组织(DR)是以Co-Cr-Mo-Ni固溶体为主且含有一定量Cu的FCC相组织；晶间组织(ID)中存在一定 量Co-Cr-Mo-Ni的FCC相固溶体组织；长条状组织中也存在一定量Co-Cr-Mo-Ni的FCC相 固溶体组织；CoCrCuMoNi高熵合金涂层中形成了以Co-Cr-Mo-Ni固溶体为主且含有一定量 Cu的FCC相组织；②截面分析发现涂层区中Cu偏析现象，随着越靠近融合区，涂层区中的 白色晶间组织(ID)、长条状组织所占面积增大，在最靠近融合区的附近主要是以白色晶间 组织(ID)、长条状组织为主；融合区中，Co、Cr、Cu、Mo、Ni元素均有存在，含量相差 不大；基体区中，含有极低含量的Co、Cr、Cu、Mo、Ni元素；从沿着涂层区-融合区-基体 区方向，涂层区中的白色晶间组织(ID)、长条状组织所占面积增大，晶体越来越细小，同 时看到Fe原子含量有一个逐渐增大的过程。
优选地，通过对CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+x wt.％BaF2/CaF2(x＝5,10,15)涂层表面与 截面分析可得，①涂层表面综合分析可得，涂层组织中存在大量Cu、Ag元素的FCC相组织， 涂层组织中Cu元素含量占比高时，Ag元素占比也较高，另外，涂层组织中存在α-Fe的BCC 相组织，并含有少量Mo化合物与F化合物；随着BaF2/CaF2含量增加，涂层组织中Cu元素占比整体存在先减小后增大的趋势，即说明Cu偏析现象先减弱后增强，另外，涂层组织中Ag元素占比整体也存在微弱的先减小后增大的趋势；②涂层截面综合分析可得，随着BaF2/CaF2含量增加，截面的涂层区组织中Cu、Ag元素含量减小，在Cu、Ag元素含量为极 大值的组织中，F、Fe元素含量为极小值，存在Cu元素含量极大值，这是与Cu元素在合金 体系中比较难溶解，容易产生Cu偏析现象有关系。
优选地，通过对CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层和45钢基体(作为对照)分别在25℃、300℃、600℃时的磨损形貌进行分析可得，①0-BaF2/CaF2涂层由于高熵合金的高硬度特点，在不同温度下均较45钢基体磨损表面更平整，耐磨性良好；②在25℃常温条件下，随着涂层中BaF2/CaF2含量的增加，涂层磨损表面逐渐变得光滑且摩擦环的宽度无明显的变化，主要是由于试验过程中在涂层润滑相的中低温固体润滑剂Ag在滑动过程中会塑性变形并容纳两个相互作用的表面，使得在涂层表明形成稳定摩擦效果；③在300℃条件下，由于试验过程中在涂层润滑相的中低温固体润滑剂Ag的塑性变形能力增强，以及BaF2/CaF2由高脆到塑性转变的协同作用，提高了涂层的耐磨性能，随着涂层中BaF2/CaF2含量的增加，涂层磨损表面逐渐变得均匀且摩擦环的宽度无明显的变化；④在600℃高温条件下，随着涂层中BaF2/CaF2含量的增加，涂层磨损表面逐渐变得均匀，且摩擦环的宽度不考虑涂层制备的缺陷无明显的变化，形成较浅且稳定的摩擦环，这表明试验过程中在涂层润滑 相的BaF2/CaF2由高脆到塑性转变后的润滑作用显著，使涂层的耐磨性能得到改善。
优选地，对比CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层每种组分和45钢基体(作 为对照)在25℃、300℃、600℃的局部磨损形貌分析发现，0-BaF2/CaF2涂层在三个温度下均 存在较45钢基体良好的剥落磨损，随温度升高，由于高熵合金特性使其在高温下仍具有高强 度和硬度，剥落磨损面积逐渐减小，从而耐磨损性能好；5wt.％-BaF2/CaF2涂层、10wt.％-BaF2/CaF2涂层、15wt.％-BaF2/CaF2涂层，随温度升高，磨损区剥落现象逐渐改善，出现较多的犁沟，磨损机理由剥落磨损转变为磨粒磨损，低温时涂层磨损表面部分区域平整细 致，温度增高时涂层磨损表面存在较浅犁沟，主要是由于涂层润滑相的中低温固体润滑剂Ag 的塑性变形增强了涂层低温耐磨性，而BaF2/CaF2在涂层中呈层片状结构，随温度升高由高 脆到塑性转变，在周期性应力作用下由小的层片状拉伸变形增大剥落，出现较浅犁沟。
优选地，通过对CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层和45钢基体(作为对照)分别在25℃、300℃、600℃时的摩擦系数曲线进行分析可得，在25℃常温下，0-BaF2/CaF2涂层耐磨性能最好，主要是因为高熵合金的高硬度特性，在磨损过程中对磨接触面积始终较 小，从而摩擦系数小，在具有润滑相的涂层中5wt.％-BaF2/CaF2涂层与10wt.％-BaF2/CaF2涂层摩擦系数曲线重合且低于15wt.％-BaF2/CaF2涂层，主要原因可能是润滑相的中低温固体 润滑剂Ag的塑性变形增强了涂层低温耐磨性，而15wt.％-BaF2/CaF2涂层中高熵合金基体相 含量低，涂层硬度相对较小，反而使得摩擦系数增大，耐磨性能较5wt.％-BaF2/CaF2涂层与 10wt.％-BaF2/CaF2涂层的差。
优选地，对比CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层每种组分和45钢基体(作 为对照)分别在25℃、300℃、600℃温度的摩擦系数曲线分析可得，45钢基体在600℃的摩 擦系数明显降低，可能是因为在600℃高温时45钢基体发生软化引起的；0-BaF2/CaF2涂层的 摩擦系数由于高熵合金的高硬度特性，在不同温度下比较接近；5wt.％-BaF2/CaF2涂层、10 wt.％-BaF2/CaF2涂层、15wt.％-BaF2/CaF2涂层中5wt.％-BaF2/CaF2涂层25℃与300℃的摩擦 系数接近，可能是由于其中高熵合金基体相含量较高，受高熵合金的高硬度特性影响，随着 涂层中BaF2/CaF2的提高，各组分涂层在不同温度下摩擦系数区分明显，主要原因在于低温 时润滑相的中低温固体润滑剂Ag的塑性变形增强了涂层低温耐磨性，温度逐渐升高，润滑 相中的BaF2/CaF2由高脆到塑性转变，降低了涂层高温下的摩擦系数，即耐磨性逐渐提高。
优选地，对CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层在25℃、300℃、600℃温度下(5～30min内)的平均摩擦系数分析表明，在25℃温度下，0-BaF2/CaF2涂层的平均摩擦系数最小，低温自润滑耐磨涂层，选择0-BaF2/CaF2涂层的成分配比较为合适；在300℃温度下，10wt.％-BaF2/CaF2涂层的平均摩擦系数最小，中温自润滑耐磨涂层，选择10 wt.％-BaF2/CaF2涂层的成分配比较为合适；在600℃温度下，15wt.％-BaF2/CaF2涂层的平均 摩擦系数最小，而后为5wt.％-BaF2/CaF2涂层的，15wt.％-BaF2/CaF2涂层的成分配比更合适 被选用，来制备高温自润滑耐磨涂层，另外，5wt.％-BaF2/CaF2涂层的平均摩擦系数较15wt.％-BaF2/CaF2涂层相差不大。
优选地，对CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层的截面试样硬度测试分析表 明，涂层中Ag+BaF2/CaF2的添加，使得涂层的硬度增大，且15wt.％-BaF2/CaF2涂层的硬度 大于5wt.％-BaF2/CaF2涂层、10wt.％-BaF2/CaF2涂层的硬度。从涂层区-融合区-基体区方向， 各涂层硬度逐渐降低，其中，各成分的涂层在涂层区硬度明显大于融合区、基体区硬度，而 融合区、基体区硬度相差较小。
优选地，上述方法制备的CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层(以45钢基体作为对照)在25-600℃范围内，在自润滑耐磨方面的应用。
本实施方式的原理和优点
为满足高温工况下工作的机械零部件对高温自润滑技术和具有高温耐磨性能材料越 来越高的要求，制备高熵合金基自润滑耐磨材料，既拥有基体合金的高强度、高硬度、高塑 性和韧性等优点，还拥有固体润滑剂的承载能力和耐磨特性，本发明利用发明人自行提出的 机器人等离子熔覆系统，在45钢表面制备CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层(以 45钢基体作为对照)，涂层成分为CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+x wt.％BaF2/CaF2(x＝0,5,10,15) (x＝0时Ag粉含量也为0)。
本发明采用机器人等离子熔覆系统在平面和曲面上制备曲线曲面涂层，并在45钢表 面制备CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层(以45钢基体作为对照)，涂层成分为CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+x wt.％BaF2/CaF2(x＝0,5,10,15)(x＝0时Ag粉含量也为0)，其中，CoCrCuMoNi涂层的制备采用等离子同步送粉完成熔覆，CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+xwt.％BaF2/CaF2(x＝5,10,15)成分的涂层，由于成分中的Ag、BaF2/CaF2粉末粒度较小，无法使 用等离子同步送粉方式完成制备，因此首先使用火焰喷涂技术(乙炔为燃气、助燃气为氧气) 在45钢基体表面进行粉末层预置，然后再进行等离子重熔制备涂层。相比于传统手工式操作， 制备的涂层精确性与可控性较差，且难以实现曲线曲面涂层的制备，本发明采用的涂层制备 方式实现了自动化，且使得涂层制备更加精确可控。本发明采用机器人等离子熔覆系统在45 钢表面制备的CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层(以45钢基体作为对照)，经 过制样后，利用X射线衍射仪(XRD)、带能谱的扫描电子显微镜(SEM、EDS)、高温摩 擦磨损试验机和显微硬度计研究了涂层的相结构、显微组织、元素分布与摩擦磨损性能和硬 度特性。通过高温摩擦磨损试验机对涂层(以45钢基体作为对照)在25℃、300℃、600℃ 三个温度下进行了摩擦试验分析，涂层在高温下的自润滑耐磨效果良好；随着涂层中 BaF2/CaF2含量的增加，涂层的摩擦系数降低，耐磨性能逐渐提高。另外，涂层中润滑相Ag+BaF2/CaF2的添加，产生了较多BCC相。
本发明使用UG软件设计并建立了复杂曲面的模型，同时使用其中CAM模块对曲面进行铣削加工，另结合MATLAB、犀牛软件，实现了在平面和曲面上熔覆曲线图形的仿真， 运用机器人等离子熔覆系统，完成在平面和曲面上制备曲线曲面涂层。
本发明对CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层的相组成进行分析，CoCrCuMoNi高熵合金涂层中是以FCC相的Co-Cr-Mo-Ni固溶体与偏析的Cu为主；CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+x wt.％BaF2/CaF2(x＝5,10,15)涂层中的相组成中以BCC相为主， 并存在少量FCC相，涂层中润滑相Ag+BaF2/CaF2的添加，产生了较多BCC相。
对CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层表面与截面分析。
对CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层和45钢基体(作为对照)在25℃、300℃、600℃时的磨损形貌、摩擦系数曲线进行分析。
对CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层在25℃、300℃、600℃温度下 (5～30min内)的平均摩擦系数分析。
对CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层的截面试样硬度测试分析。
附图说明
图1为本发明涂层制备的技术路线图。
图2为设计的曲面模型。
图3为曲面铣削加工模拟示意图。
图4为曲面铣削加工的部分程序。
图5为MATLAB中仿真生成的平面曲线图形。
图6为平面上等离子熔覆完成的图形：图6中(6-1)为单道曲线图形，(6-2)为三 道曲线并列图形、(6-3)为多道圆形并列图形。
图7为NURBS曲线映射的原理图。
图8为拟合出的曲面模型。
图9为拟合出的曲面上单道曲线。
图10为曲面上单道曲线熔覆图形。
图11为拟合出的曲面上双道映射曲线。
图12为搭建的机器人等离子熔覆系统。
图13为CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+x wt.％BaF2/CaF2(x＝5,10,15)涂层的预置粉末层。
图14为制备完成后CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层试样图。
图15为试样的切割位置图。
图16为摩擦磨损试验原理示意图。
图17为CoCrCuMoNi涂层的X射线衍射图谱。
图18为CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+x wt.％BaF2/CaF2(x＝5,10,15)涂层的X射线衍射 图谱。
图19为CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层的X射线衍射图谱。
图20为CoCrCuMoNi涂层表面SEM图。
图21为CoCrCuMoNi涂层表面EDS点扫描图。
图22为CoCrCuMoNi涂层表面EDS面扫描图。
图23为CoCrCuMoNi涂层截面SEM图。
图24为CoCrCuMoNi涂层截面EDS点扫描图。
图25为CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+x wt.％BaF2/CaF2(x＝5,10,15)涂层表面EDS点扫 描图(图(a)为5wt.％-BaF2/CaF2、图(b)为10wt.％-BaF2/CaF2、图(c)为15wt.％-BaF2/CaF2)。
图26为CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+5wt.％BaF2/CaF2涂层表面EDS面扫描图。
图27为CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+10wt.％BaF2/CaF2涂层表面EDS面扫描图。
图28为CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+15wt.％BaF2/CaF2涂层表面EDS面扫描图。
图29为CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+x wt.％BaF2/CaF2(x＝5,10,15)涂层截面SEM图(图(a)为5wt.％-BaF2/CaF2、图(b)为10wt.％-BaF2/CaF2、图(c)为15wt.％-BaF2/CaF2)。
图30为CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+x wt.％BaF2/CaF2(x＝5,10,15)涂层截面EDS线扫 描图(图(a)为5wt.％-BaF2/CaF2、图(b)为10wt.％-BaF2/CaF2、图(c)为15wt.％-BaF2/CaF2)。
图31为CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层在25℃时的磨损形貌(图(a)、(c)、(e)、(g)、(i)依次为45钢基体、0-BaF2/CaF2涂层、5wt.％-BaF2/CaF2涂层、 10wt.％-BaF2/CaF2涂层、15wt.％-BaF2/CaF2涂层的磨损形貌完整SEM图，图(b)、(d)、 (f)、(h)、(j)为相对应的磨损形貌局部SEM图)。
图32为CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层在300℃时的磨损形貌(图(a)、 (c)、(e)、(g)、(i)依次为45钢基体、0-BaF2/CaF2涂层、5wt.％-BaF2/CaF2涂层、10wt.％-BaF2/CaF2涂层、15wt.％-BaF2/CaF2涂层的磨损形貌完整SEM图，图(b)、(d)、 (f)、(h)、(j)为相对应的磨损形貌局部SEM图)。
图33为CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层在600℃时的磨损形貌(图(a)、 (c)、(e)、(g)、(i)依次为45钢基体、0-BaF2/CaF2涂层、5wt.％-BaF2/CaF2涂层、10wt.％-BaF2/CaF2涂层、15wt.％-BaF2/CaF2涂层的磨损形貌完整SEM图，图(b)、(d)、 (f)、(h)、(j)为相对应的磨损形貌局部SEM图)。
图34为CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层每种组分在25℃、300℃、600℃ 的局部磨损形貌(图(a)、(d)、(g)、(j)、(m)依次为45钢基体、0-BaF2/CaF2涂 层、5wt.％-BaF2/CaF2涂层、10wt.％-BaF2/CaF2涂层、15wt.％-BaF2/CaF2涂层在25℃的磨损 形貌局部SEM图，图(b)、(e)、(h)、(k)、(n)为相对应的涂层在300℃的磨损 形貌局部SEM图，图(c)、(f)、(i)、(l)、(o)为相对应的涂层在600℃的磨损形 貌局部SEM图)。
图35为CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层在25℃的摩擦系数曲线。
图36为CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层在300℃的摩擦系数曲线。
图37为CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层在600℃的摩擦系数曲线。
图38为45钢基体(图38-1)、CoCrCuMoNi涂层(图38-2)、CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+5 wt.％BaF2/CaF2涂层(图38-3)、CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+10wt.％BaF2/CaF2涂层(图38-4)、 CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+15wt.％BaF2/CaF2(图38-5)涂层分别在25℃、300℃、600℃温 度的摩擦系数曲线。
图39为CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层的平均摩擦系数。
图40为CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层的截面试样硬度。
具体实施方式
本发明利用机器人等离子熔覆系统，在平面和曲面上制备了曲线曲面涂层，同时，在 45钢表面制备CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层，涂层成分为CoCrCuMoNi+12.5 wt.％Ag+x wt.％BaF2/CaF2(x＝0,5,10,15)(x＝0时Ag粉含量也为0)(以45钢基体作为对照)， 其中，CoCrCuMoNi涂层的制备采用等离子同步送粉方式完成制备；CoCrCuMoNi+12.5 wt.％Ag+x wt.％BaF2/CaF2(x＝5,10,15)涂层的制备首先采用火焰喷涂法进行粉末层预置，然 后使用等离子重熔完成制备。
(一)曲面的UG建模加工技术：由于UG软件在曲面设计方面的优点，本发明采用 UG软件建立曲面模型，设计的曲面模型如图2所示，曲面铣削加工使用的是直径100mm， 高度为35mm的圆柱形毛坯，毛坯材质为45号钢，曲面的铣削加工是利用UG软件的辅助加 工CAM模块完成。通过对机床、刀具和工艺参数等进行参数计算，并在UG软件上进行参 数设置，来创建具体执行工序和走刀指令。根据加工精度和需求，输入工艺参数，UG软件 自动生成刀具加工轨迹，可以输入指令控制刀具根据加工轨迹进行路径演示；确定刀具加工 轨迹正确无误后，处理生成NC程序，继而将数控加工的控制指令代码输入UG软件中，通 过UG软件控制数控加工机床，完成数控加工程序的执行，进行曲面的粗加工和精加工的加 工铣削，如图3所示为曲面铣削加工模拟示意图。曲面铣削加工的部分程序如图4所示。
(二)平面和曲面上曲线曲面涂层制备。
1、平面上涂层制备：平面上熔覆制备涂层，是基于NURBS曲线理论，将设计的曲线图形，以合适的参数完成熔覆，熔覆的平面基体材料为45号钢，其尺寸为Φ100×10mm。首先利用犀牛软件设计熔覆图形，获得单道曲线图形的控制点并提取，将控制点在MATLAB中调试产生机器人程序(图5所示为MATLAB中仿真生成的平面曲线图形)，运用机器人等离 子熔覆系统即可熔覆平面上单道曲线图形，平面上涂层制备是在单道曲线图形的基础上，并列重复熔覆曲线图形即可得到，如图6所示为平面上等离子熔覆完成的图形，图6中(6-1)为单道曲线图形、图6中(6-2)为三道曲线并列图形、图6中(6-3)为多道圆形并列图形， 其中，图6中(6-3)经过熔覆多道圆形并列图形已形成完整平面涂层。在熔覆平面涂层过程中，不仅需要考虑等离子熔覆参数，同时还需在此参数前提下，调试选择合适的并列熔覆曲线图形的形状与并列偏移间距等的因素影响。
2、曲面上NURBS曲线映射制备涂层：制备涂层过程中，不仅需要在平面上制备，同时在实际的应用过程中，可能会遇到在曲面上的曲线曲面涂层制备，本文的研究是运用机器 人等离子熔覆系统，来熔覆制备曲线曲面涂层。其中，在曲面上的曲线曲面涂层制备是采用 NURBS曲线映射的方法，具体是将二维平面上的NURBS曲线，利用NURBS曲线映射的方法，投射到已经准备好的NURBS曲面模型上，该过程即成为NURBS曲线映射方法。曲面 上映射的曲线在经过插补运算，最终可转换成对机器人末端的姿态控制，从而可实现在曲面 上制备曲线曲面涂层，如图7所示为NURBS曲线映射的原理图。
制备复杂曲面涂层是以NURBS映射理论为基础，熔覆所用的曲面是用UG设计的曲面模型，再使用UG中的CAM模块进行刀路规划，生成曲面铣削加工文件，从而在数控铣 床上铣削加工完成的，将曲面铣削加工文件处理后，在MATLAB中可拟合出铣削加工的曲面， 图8所示为拟合出的曲面模型，曲面铣削加工文件在犀牛中处理后，即可得到曲面模型的控 制点参数，为曲线映射做好准备。
复杂曲面涂层的制备过程与平面上熔覆制备涂层类似，在犀牛软件中设计需要熔覆的 曲线模型，参数调整合适后，提取出设计的曲线模型的控制点，生成控制点文件，将设计的 曲线图形的控制点参数和要映射曲面模型的控制点参数，以及其他参数在MATLAB中映射仿 真(图9所示为拟合出的曲面上单道曲线)，即得到了机器人可识别的曲面上的映射曲线程 序，运用机器人等离子平台，并以合适的参数在曲面上熔覆，就可以获得曲面上单道曲线熔 覆图形如图10所示，曲面上涂层制备是在单道曲线图形的基础上，考虑等离子熔覆参数，同 时还需在此参数前提下，调试选择合适的并列熔覆曲线图形的形状与并列偏移间距等的因素 影响，并列重复熔覆曲线图形即可得到，图11所示为拟合出的曲面上双道映射曲线。
(三)CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层制备。
1、本发明选用45钢为基体材料，尺寸Φ60×10mm，表1所示为45钢各成分元素含量。
表1 45钢各成分元素含量
Figure BDA0003727253870000081
2、CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层材料。
本发明是利用机器人等离子熔覆系统制备一种CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐 磨涂层，成分为CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+x wt.％BaF2/CaF2(x＝0,5,10,15)(x＝0时Ag粉 含量也为0，BaF2/CaF2的质量比为68：32)，每种成分的涂层均配制150g粉末，x wt.％表 示BaF2/CaF2的配制质量x wt.％×150g，其中以高熵合金CoCrCuMoNi五种成分元素作为基体 相，以Ag+BaF2/CaF2作为润滑相的成分。
由于元素的原子半径存在区别，原子半径过大会导致晶格畸变产生；原子间的电负性 差异会导致产生不同的原子之间化学键；当元素间的混合焓越接近于0，更倾向于产生固溶 体，混合焓正向越大，会使得元素的偏析越严重，化合物更易产生。另外，尽可能使得元素 间晶体结构和原子半径相似，表2所示主要是选用的元素的基本参数。
表2选用元素室温下的基本参数
Figure BDA0003727253870000091
表3所示为合金元素间的混合焓。从表可以看到Co-Cr、Co-Mo、Cr-Ni、Mo-Ni元素间的混合焓均为负值且绝对值相差较小，另Co-Ni、Cr-Mo元素间的混合焓值为零，所以Co、Cr、Mo、Ni元素比较容易形成合金固溶体；由于Cu元素与其他元素间的混合焓值均为正值，且Cu-Cr元素间混合焓明显偏大，因此Cu元素在合金体系中比较难溶解，容易产生Cu偏析现象，形成化合物；Cu-Mo元素间的混合焓达到+19kJ/mol，同时Mo元素的电负性(表2) 也明显较大，容易导致晶格畸变现象的产生。
表3合金元素间的混合焓(kJ/mol)
Figure BDA0003727253870000092
选用的润滑相中的软金属固体润滑剂银(Ag)属于面心立方晶体结构(FCC)，具有低的剪切力，低温工况下仍然拥有良好的润滑性，能够在较宽的温度区间内稳定工作，将其加入硬质基体中，可以使得复合材料在宽的温度区间内具有良好耐摩擦磨损特性。
选用的润滑相中的碱金属BaF2与CaF2的金属原子与氟原子以离子键的形式结合，在 高温与腐蚀环境均有高的热和化学稳定性。中高温环境中，氟化物会发生脆性—塑形转变， 会在对磨表面产生分隔膜，进而提高润滑性，表4所示为氟化钡、氟化钙及比例混合物物理 特性和摩擦学性能。研究发现，BaF2/CaF2按68:32质量比烧结后，具有较低熔点，摩擦性明 显比单质BaF2、CaF2好。
表4氟化钡、氟化钙及比例混合物的物理特性和摩擦学性能
Figure BDA0003727253870000101
涂层所用粉末选用市售的Co、Cr、Cu、Mo和Ni粉，粉末粒度100～270目，Ag粉、 BaF2粉和CaF2粉的粉末粒度为100目，所有粉末均纯度>99.99％，表5所示为涂层熔覆所用 各元素粉末的配料质量，每种涂层成分的粉末总质量为150g，加入尺寸在2～10mm的玛瑙小 圆球10个左右，在转速110r/min条件下，用行星球磨机混合1.5h，然后放入干燥箱中，在 100℃下干燥1h，取出在室温下冷却后使用。
表5涂层制备所用各元素粉末的配料质量(g)
Figure BDA0003727253870000102
3、涂层制备的实验设备。
在制备涂层的过程中，除在制备成分为CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+x wt.％BaF2/CaF2 (x＝5,10,15)(BaF2/CaF2的质量比为68：32)涂层的过程中，由于成分中的Ag、BaF2/CaF2粉末粒度较小，无法使用等离子同步送粉方式完成制备，而使用火焰喷涂技术(乙炔为燃气、 助燃气为氧气)在45钢基体表面进行粉末层预置，后再进行等离子重熔制备涂层外，其他的 涂层制备均采用等离子同步送粉方式完成。
本发明采用的机器人等离子熔覆系统包括：工业机器人、等离子熔覆设备、等离子熔 覆工作装夹台、氩气(Ar)与辅助系统，图12所示为搭建的机器人等离子熔覆系统。
综合考虑上述影响因素，并经过前期试验，通过调节影响涂层熔覆结果的各项参数， 获得了比较理想的熔覆制备工艺参数，表6所示为等离子熔覆工艺参数。表中，CoCrCuMoNi 涂层的工艺参数是等离子同步送粉熔覆制备时选用的参数，CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+x wt.％BaF2/CaF2(x＝5,10,15)(BaF2/CaF2的质量比为68：32)涂层的工艺参数是火焰喷涂预 置粉末层后，等离子重熔时选用的参数。
表6等离子熔覆工艺参数
Figure BDA0003727253870000103
4、涂层试样制备。
涂层制备时，CoCrCuMoNi涂层熔覆1道、3道并列搭接，CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag +x wt.％BaF2/CaF2(x＝5,10,15)涂层，每种成分的涂层均在其预置粉末层上等离子重熔1道、 3道并列搭接。其中，CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+x wt.％BaF2/CaF2(x＝5,10,15)成分的涂层 先使用火焰喷涂技术在45钢基体表面进行粉末层预置(图13所示为x wt.％-BaF2/CaF2 (x＝5,10,15)成分的涂层预置的粉末层)，然后再进行等离子重熔制备涂层(图14所示为制 备的CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+x wt.％BaF2/CaF2(x＝0,5,10,15)(x＝0时Ag粉含量也为0) 高温自润滑耐磨涂层试样图)。
涂层制备制备完成后，使用线切割设备在制备的涂层上切割小块试样，具体是：在单 道涂层上切割尺寸为5×10×12mm、10×10×5mm的试样各一块，分别用作截面、表面分析试 样，在三道并列搭接的涂层上切割尺寸为10×22×5mm的试样三块，用作在25℃、300℃、600℃ 三个温度下的涂层表面摩擦磨损分析试样，另切割尺寸为10×22×5mm的三块基体试样，用 作三个温度下的涂层表面摩擦磨损对照分析试样，如图15所示为试样的切割位置图。
将切割好的试样的截面分析试样的截面、表面分析试样与表面摩擦磨损分析试样的表 面，依次使用240目、400目、600目、800目、1000目、1200目、1500目、2000目的砂纸 进行打磨，然后在抛光布上抛光处理，抛光期间喷洒粒度为0.5目的金刚石喷雾抛光剂，当 试样的表征面无明显的划痕且呈现镜面效果即可，抛光完成后的试样用超声清洗仪在丙酮溶液中进行清洗，随后放入干燥箱中干燥即完成试样制备，即可进行表征分析涂层试样。
5、试样分析测试方法。
试样的相结构分析，采用X射线衍射仪(简称XRD)。微观组织与成分的分析，采 用带能谱的扫描电子显微镜(简称SEM-EDS)。摩擦磨损分析试验，采用的是HT-1000型高 温摩擦磨损试验机，如图16所示为摩擦磨损试验原理示意图。试样的硬度测试使用HSV-1000 型数字式显微维氏硬度计。
(四)CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层的微观结构。
CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层的微观结构分析内容是使用X射线衍射 仪(XRD)、带能谱扫描电子显微镜(SEM、EDS)，对制备的涂层的相组成、表面微观组 织结构和截面微观组织结构进行分析，并探讨BaF2/CaF2含量的变化对涂层性能的影响规律。
1、CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层相组成分析。
图17所示为CoCrCuMoNi涂层的X射线衍射图谱。主要分析30°以后的衍射峰，由 图可以看到，CoCrCuMoNi涂层的衍射峰出现在41.36°、42.51°、43.23°、45.82°、50.33°、74.11°、 89.45°、95.11°处，从PDF标准卡数据库中，分析出图中各衍射峰可能属于的组成成分。分析 可得CoCrCuMoNi涂层中是以FCC相的Co-Cr-Mo-Ni固溶体与偏析的Cu为主。
图18所示为CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+x wt.％BaF2/CaF2(x＝5,10,15)涂层的X射线 衍射图谱。由于图谱衍射峰除5wt.％-BaF2/CaF2涂层在11.68°不存在外，其他均相似，因此 以CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+10wt.％BaF2/CaF2涂层为例进行分析。主要分析30°以后的衍 射峰，由图可以看到，涂层的衍射峰出现在43.23°、44.43°、64.81°、81.92°、98.42°处。在 43.23°衍射峰处，由前文分析可知，此处可能存在Cu，即存在FCC相；在44.43°、64.81°、81.92°、98.42°衍射峰处，44.43°的衍射峰值最大，文献[1]中分析表明，这四个衍射峰处均为 BCC相。
文献[1]Yeh J W,Chen S K,Lin S J,et al.Nanostructured High-EntropyAlloys with Multiple Principal Elements:Novel Alloy Design Concepts andOutcomes[J].Advanced Engineering Materials,2004,6(5):299-303.
图19所示为CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层的X射线衍射图谱。是综和上述对CoCrCuMoNi、CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+10wt.％BaF2/CaF2合金涂层相成分衍射图谱分析而获得的。涂层中润滑相Ag+BaF2/CaF2的添加，导致值最大的衍射峰向右产生了明显偏移，并且随BaF2/CaF2含量的增加，该衍射峰值先增大后减小；另外发现，涂层中润滑 相Ag+BaF2/CaF2的添加，产生了较多BCC相。
2、CoCrCuMoNi涂层微观结构。
(1)CoCrCuMoNi涂层表面微观结构。
图20所示为CoCrCuMoNi涂层表面SEM图。图(b)中所示灰色区域Ⅰ为树枝晶组织(DR)、白色区域Ⅱ为晶间组织(ID)，区域Ⅲ为产生的长条状组织，综合CoCrCuMoNi涂 层表面EDS点扫描图(图21、表7)、面扫描图(图22)分析。从图中可以分析出树枝晶组 织(DR)Ⅰ(谱图127、130所在区域)是以Co-Cr-Mo-Ni固溶体为主且含有一定量Cu的FCC 相组织。晶间组织(ID)Ⅱ(谱图128所在区域)中存在一定量Co-Cr-Mo-Ni的FCC相固溶 体组织。长条状组织Ⅲ(谱图126、129所在区域)中也存在一定量Co-Cr-Mo-Ni的FCC相 固溶体组织。
综上分析可以得到，树枝晶组织(DR)Ⅰ、晶间组织(ID)Ⅱ、长条状组织Ⅲ中均含有Co-Cr-Mo-Ni固溶体产生，CoCrCuMoNi涂层中形成了以Co-Cr-Mo-Ni固溶体为主且含有一定量Cu的FCC相组织。
表7图21对应CoCrCuMoNi涂层表面EDS点扫描图各点元素百分比(at.％)
Figure BDA0003727253870000121
(2)CoCrCuMoNi涂层截面微观结构。
图23所示为CoCrCuMoNi涂层截面SEM图。图(a)中所示A为CoCrCuMoNi涂层 区(即为涂层区)，B为CoCrCuMoNi涂层与45钢基体的融合区(即为融合区)，C为45 钢基体区(即为基体区)，综合CoCrCuMoNi涂层截面EDS点扫描图(图24、表8)分析。 分析图中涂层区A(谱图3、4、5、6、7、8所在区域)发现，在点谱图5处，Cu原子百分 比达到81.1％，非常明显高于合金涂层其他成分含量占比，并且聚集在一起，这与Cu容易产 生偏析现象相吻合，证明了Cu偏析现象，同时也印证了CoCrCuMoNi涂层的XRD衍射分析 结果和表面组织分析结果，随着越靠近融合区B，涂层区A中的白色晶间组织(ID)、长条 状组织所占面积增大，在最靠近融合区B的附近主要是以白色晶间组织(ID)、长条状组织 为主。融合区B(谱图2所在区域)中Fe原子百分比为55.1％，Co、Cr、Cu、Mo、Ni元素 均有存在，含量相差不大。基体区C(谱图1所在区域)中Fe原子百分比达到98.8％，含有 极低含量的Co、Cr、Cu、Mo、Ni元素。
综上分析，沿着涂层区-融合区-基体区方向，涂层区A中的白色晶间组织(ID)、长条状组织所占面积增大，表明晶体越来越细小，同时看到Fe原子含量有一个逐渐增大的过程。
表8图24对应CoCrCuMoNi涂层截面EDS点扫描图各点元素百分比(at.％)
Figure BDA0003727253870000131
3、CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+x wt.％BaF2/CaF2(x＝5,10,15)涂层微观结构。
(1)CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+x wt.％BaF2/CaF2(x＝5,10,15)涂层表面微观结构。
图25所示为CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+x wt.％BaF2/CaF2(x＝5,10,15)涂层表面EDS 点扫描图(图(a)为5wt.％-BaF2/CaF2涂层、图(b)为10wt.％-BaF2/CaF2涂层、图(c)为15wt.％-BaF2/CaF2涂层)，表9所示为图25(a)对应5wt.％-BaF2/CaF2涂层表面EDS点扫 描图中各点元素百分比，表10所示为图25(b)对应10wt.％-BaF2/CaF2涂层表面EDS点扫 描图中各点元素百分比，表11所示为图25(c)对应15wt.％-BaF2/CaF2涂层表面EDS点扫 描图中各点元素百分比，图26所示为CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+5wt.％BaF2/CaF2涂层表面 EDS面扫描图，图27所示CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+10wt.％BaF2/CaF2涂层表面EDS面扫 描图，图28所示为CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+15wt.％BaF2/CaF2涂层表面EDS面扫描图。
结合图25(a)、表9与图26对CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+5wt.％BaF2/CaF2涂层表 面微观组织分析。白色区域(谱图131、132、134、137、139、140所在区域)中谱图131所 在区域Cu、Ag元素含量占比高，谱图137所在区域Fe、Cu、Ag元素含量占比高，谱图139、 140所在区域Fe、Mo元素含量占比高，由CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+x wt.％BaF2/CaF2 (x＝5,10,15)涂层的XRD衍射分析可知，涂层组织中存在Cu的FCC相等，因此，谱图131 所在区域的组织中存在Cu元素的FCC相组织，同时还可能存在Ag元素的FCC相组织，谱 图137所在区域的组织中存在α-Fe(BCC相)、Cu元素的BCC、FCC相组织，同时还可能 存在Ag元素的FCC相组织，谱图139、140所在区域的组织中存在α-Fe(BCC相)的BCC 相组织；谱图132、134所在区域Cu元素含量占比高，由CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+x wt.％BaF2/CaF2(x＝5,10,15)涂层的XRD衍射分析可知，涂层组织中存在Cu，并且大量文献 表明Cu容易产生偏析现象，因此，谱图132、134所在区域的组织是以Cu元素为主的FCC 相组织。灰色区域(谱图133、141所在区域)中除Fe元素外，Mo、Cu、F元素含量占比高， 由CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+x wt.％BaF2/CaF2(x＝5,10,15)涂层的XRD衍射分析可知，涂 层组织中存在Cu等，因此，谱图133、141所在区域的组织是含有少量Cu，以及有少量Mo、 F元素化合物的FCC相组织。
结合图25(b)、表10与图27对CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+10wt.％BaF2/CaF2涂层 表面微观组织分析。白色区域(谱图147、148、150、151、152所在区域)中谱图147、151 所在区域Cu、Ag元素含量占比高，谱图148、150、152所在区域主要是以Fe、Cu、Ag元 素为主且含有少量F元素，由CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+x wt.％BaF2/CaF2(x＝5,10,15)涂层 的XRD衍射分析可知，涂层组织中存在Cu等，同时大量文献表明Cu容易产生偏析现象， 因此，谱图147、151所在区域的组织中存在Cu元素的FCC相组织，同时还可能存在Ag元 素的FCC相组织，谱图148、150、152所在区域的组织中存在α-Fe(BCC相)、Cu元素的 BCC、FCC相组织，同时还可能存在Ag元素的FCC相组织。灰色区域(谱图149所在区域) 中除Fe元素外，存在少量Cu，由CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+x wt.％BaF2/CaF2(x＝5,10,15) 涂层的XRD衍射分析可知，涂层组织中存在Cu，并且大量文献表明Cu容易产生偏析现象， 因此，谱图149所在区域的组织是含有少量Cu元素的FCC相组织。
结合图25(c)、表11与图28对CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+15wt.％BaF2/CaF2涂层 表面微观组织分析。白色区域(谱图142、145、146所在区域)中谱图142所在区域Cu、Ag 元素含量占比高且含有少量F元素，谱图145所在区域主要是以Cu元素为主，谱图146所 在区域Fe、Cu、Ag元素含量占比高且含有少量F元素，由CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+x wt.％BaF2/CaF2(x＝5,10,15)涂层的XRD衍射分析可知，涂层组织中存在Cu等，同时大量文 献表明Cu容易产生偏析现象，因此，谱图142所在区域的组织中存在Cu元素的FCC相组 织，同时还可能存在Ag元素的FCC相组织，谱图145所在区域的组织是以Cu元素为主的 FCC相组织，谱图146所在区域的组织中存在α-Fe(BCC相)、Cu元素的BCC、FCC相组 织，同时还可能存在Ag元素的FCC相组织。灰色区域(谱图143、144所在区域)中除Fe 元素外，存在少量Mo、Cu元素，由CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+x wt.％BaF2/CaF2(x＝5,10,15) 涂层的XRD衍射分析可知，涂层组织中存在Cu，同时大量文献表明Cu容易产生偏析现象， 因此，谱图143、144所在区域的组织是含有少量Cu元素的FCC相组织，同时组织中含有少 量Mo、F元素的化合物。
综合分析表明，涂层组织中存在大量Cu、Ag元素的FCC相组织，另外，涂层组织中存在α-Fe的BCC相组织，并含有少量Mo化合物与F化合物。随着BaF2/CaF2含量增加，涂 层组织中Cu元素占比整体存在先减小后增大的趋势，涂层组织中Ag元素占比整体也存在微 弱的先减小后增大的趋势。
表9图25(a)对应5wt.％-BaF2/CaF2涂层表面EDS点扫描图中各点元素百分比(at.％)
Figure BDA0003727253870000151
表10图25(b)对应10wt.％-BaF2/CaF2涂层表面EDS点扫描图中各点元素百分比(at.％)
Figure BDA0003727253870000152
表11图25(c)对应15wt.％-BaF2/CaF2涂层表面EDS点扫描图中各点元素百分比(at.％)
Figure BDA0003727253870000153
(2)CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+x wt.％BaF2/CaF2(x＝5,10,15)涂层截面微观结构
图29所示为CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+x wt.％BaF2/CaF2(x＝5,10,15)涂层截面SEM 图(图(a)为5wt.％-BaF2/CaF2涂层、图(b)为10wt.％-BaF2/CaF2涂层、图(c)为15wt.％-BaF2/CaF2涂层)，图30所示为CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+x wt.％BaF2/CaF2(x＝5,10,15) 涂层截面EDS线扫描图(图(a)为5wt.％-BaF2/CaF2涂层、图(b)为10wt.％-BaF2/CaF2涂层、图(c)为15wt.％-BaF2/CaF2涂层)。
结合图29(a)、图30(a)对CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+5wt.％BaF2/CaF2涂层截面 微观组织分析。涂层区(18-41um)的组织中Cu元素含量高且有少量Ag元素，45钢基体区 (0-13um)的组织中含有少量的Mo、F元素，并且在5um附近，Mo元素含量有一个最大值， Cu元素含量有一个最小值，这是与Cu元素在合金体系中比较难溶解，容易产生Cu偏析现 象，Cu-Mo元素间的混合焓大，同时Mo元素的电负性(表2所示)也明显较大，容易导致 晶格畸变现象的产生有关系。从45钢基体区-融合区-涂层区，除5um附近最值外，组织中 Cu、Ag元素含量升高，而后在涂层区保持稳定，组织中Mo、F元素含量降低。
结合图29(b)、图30(b)对CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+10wt.％BaF2/CaF2涂层截 面微观组织分析。45钢基体区(0-50um)的组织中除Fe元素外，含有较多F元素与少量的 Co元素，融合区(50-60um)的组织中除Fe元素外，含有较多F元素与少量的Mo元素，涂 层区(60-115um)在98um附近，Cu、Ag元素含量有一个最大值，F、Fe元素含量有一个最 小值，存在Cu元素含量最大值，这是与Cu元素在合金体系中比较难溶解，容易产生Cu偏 析现象有关系。从45钢基体区-融合区-涂层区，除98um附近最值外，组织中Cu、Mo元素 含量升高，组织中Fe、F元素含量降低。
结合图29(c)、图30(c)对CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+15wt.％BaF2/CaF2涂层截 面微观组织分析。涂层区(0-74um)的组织中除Fe元素外，F元素含量高且有少量Mo元素， 在4um附近，Ag、Cu元素含量有一个最大值，Fe元素含量有一个最小值，在25um与52um 附近，Mo元素含量有极大值，Fe、F元素含量有极小值，融合区(74-80um)的组织中除Fe 元素外，F元素含量较高，45钢基体区(80-110um)的组织中除Fe元素外，F元素含量较高 且含有少量的Co元素。从涂层区-融合区-45钢基体区，除4um、25um、52um附近极值外， 组织中Fe、F、Co元素含量升高，组织中Mo元素含量降低。
综合分析表明，随着BaF2/CaF2含量增加，截面的涂层区组织中Cu、Ag元素含量减小，在Cu、Ag元素含量为极大值的组织中，F、Fe元素含量为极小值，存在Cu元素含量极 大值，这是与Cu元素在合金体系中比较难溶解，容易产生Cu偏析现象有关系。
(五)CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层摩擦磨损性能与显微硬度。
涂层的摩擦磨损性能分析是使用HT-1000型高温摩擦磨损试验机，对涂层(包括45钢基体作参照)在25℃、300℃、600℃的摩擦学性能的测试分析。显微硬度的测试分析主要是对每种成分的高熵合金基高温自润滑耐磨涂层，在涂层的截面从涂层-融合区-基体方向， 选取一组点进行硬度测试后，分析涂层的硬度特性。
1、CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层在不同温度磨损形貌。
(1)CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层在25℃磨损形貌。
图31所示为CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层在25℃时的磨损形貌，图(a)、(c)、(e)、(g)、(i)依次为45钢基体、0-BaF2/CaF2涂层、5wt.％-BaF2/CaF2涂层、10wt.％-BaF2/CaF2涂层、15wt.％-BaF2/CaF2涂层的磨损形貌完整SEM图，图(b)、 (d)、(f)、(h)、(j)为相对应的磨损形貌局部SEM图。从图(a)、(c)、(e)、 (g)、(i)可以看到，45钢基体摩擦后，受损最为明显，0-BaF2/CaF2涂层磨损表面摩擦环 宽度大，约为其他涂层的2.5倍宽，且较45钢基体耐磨，主要是因为涂层中无润滑相，高熵 合金的高硬度特点使得涂层耐磨性提高，不能形成稳定的磨损圆形凹槽，从而在沿半径方向 对磨小球晃动明显，磨损表面摩擦环宽度大，随着涂层中BaF2/CaF2含量的增加，涂层磨损 表面逐渐变得光滑且摩擦环的宽度无明显的变化，这是由于试验过程中在涂层润滑相的中低 温固体润滑剂Ag在滑动过程中会塑性变形并容纳两个相互作用的表面，使得在涂层表明形 成稳定摩擦效果。从图(b)、(d)、(f)、(h)、(j)可看出，随涂层中BaF2/CaF2含 量的增加，涂层磨损表面越光滑平整且受损伤区域变小，45钢基体磨损表面的剥落磨损明显， 在0-BaF2/CaF2涂层由于高熵合金的高硬度，磨损表面存在较多的磨粒，较45钢基体磨损表 面更平整，磨损机理是磨粒磨损，5wt.％-BaF2/CaF2涂层、10wt.％-BaF2/CaF2涂层、15 wt.％-BaF2/CaF2涂层随涂层中BaF2/CaF2含量的增加，剥落现象逐渐好转，但均存在较浅的犁 沟，其磨损机理为磨粒磨损。综合上述表明，在25℃的常温下，随着涂层中BaF2/CaF2含量 的增加，涂层的受摩擦区域逐渐平整光滑且耐磨性逐渐增强。
(2)CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层在300℃磨损形貌。
图32所示为CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层在300℃时的磨损形貌，图(a)、(c)、(e)、(g)、(i)依次为45钢基体、0-BaF2/CaF2涂层、5wt.％-BaF2/CaF2涂层、10wt.％-BaF2/CaF2涂层、15wt.％-BaF2/CaF2涂层的磨损形貌完整SEM图，图(b)、 (d)、(f)、(h)、(j)为相对应的磨损形貌局部SEM图。从图(a)、(c)、(e)、 (g)、(i)可以看到，0-BaF2/CaF2涂层比其他涂层磨损表面摩擦环宽度明显较大，约为其 他涂层的2倍宽，这是由于涂层中无润滑相，高熵合金的高硬度特点使得涂层耐磨性提高， 不能形成稳定的磨损圆形凹槽，从而在沿半径方向对磨小球晃动明显，导致磨损表面摩擦环 宽度大，随着涂层中BaF2/CaF2含量的增加，涂层磨损表面逐渐变得均匀且摩擦环的宽度无 明显的变化，这是由于试验过程中在涂层润滑相的中低温固体润滑剂Ag的塑性变形能力增 强，以及BaF2/CaF2由高脆到塑性转变的协同作用，提高了涂层的耐磨性能；从图(b)、(d)、 (f)、(h)、(j)可看出，随涂层中BaF2/CaF2含量的增加，0-BaF2/CaF2涂层由于高熵合 金的高硬度，磨损表面存在较多的磨粒，较45钢基体磨损表面更平整，磨损机理是磨粒磨损， 5wt.％-BaF2/CaF2涂层、10wt.％-BaF2/CaF2涂层、15wt.％-BaF2/CaF2涂层随涂层中BaF2/CaF2含量的增加，磨损的犁沟较多，但逐渐好转，其磨损机理为磨粒磨损。综合上述表明，在300℃ 的温度，随着涂层中BaF2/CaF2含量的增加，磨损表面摩擦环宽度趋向一致，这是由于试验 形成的稳定磨损圆形凹槽较浅，使得在沿半径方向对磨小球晃动增大引起，同时涂层的耐磨 性进一步增强。
(3)CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层在600℃磨损形貌。
图33所示为CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层在600℃时的磨损形貌，图(a)、(c)、(e)、(g)、(i)依次为45钢基体、0-BaF2/CaF2涂层、5wt.％-BaF2/CaF2涂层、10wt.％-BaF2/CaF2涂层、15wt.％-BaF2/CaF2涂层的磨损形貌完整SEM图，图(b)、 (d)、(f)、(h)、(j)为相对应的磨损形貌局部SEM图。从图(a)、(c)、(e)、 (g)、(i)可以看到，45钢基体磨损表面摩擦环宽度明显大于其他涂层，随着涂层中BaF2/CaF2含量的增加，涂层磨损表面逐渐变得均匀，且摩擦环的宽度不考虑涂层制备的缺陷无明显的 变化，形成较浅且稳定的摩擦环，这表明试验过程中在涂层润滑相的BaF2/CaF2由高脆到塑 性转变后的润滑作用良好，使涂层的耐磨性能得到改善；从图(b)、(d)、(f)、(h)、 (j)也可看出，随涂层中BaF2/CaF2含量的增加，在涂层的磨损表面剥落现象明显改善，同 时产生较多浅的犁沟，并附有微小的颗粒，表明涂层磨损机制由剥落磨损转变为磨粒磨损， 这是因为试验过程中在涂层润滑相的BaF2/CaF2由高脆到塑性转变后在表面形成了相对连续 的润滑膜。
(4)涂层的每种组分在不同温度的局部磨损形貌。
图34所示为CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层每种组分在25℃、300℃、600℃的局部磨损形貌，图(a)、(d)、(g)、(j)、(m)依次为45钢基体、0-BaF2/CaF2涂层、5wt.％-BaF2/CaF2涂层、10wt.％-BaF2/CaF2涂层、15wt.％-BaF2/CaF2涂层在25℃的磨 损形貌局部SEM图，图(b)、(e)、(h)、(k)、(n)为相对应的涂层在300℃的磨 损形貌局部SEM图，图(c)、(f)、(i)、(l)、(o)为相对应的涂层在600℃的磨损 形貌局部SEM图。由图(a)、(b)、(c)可以看到45钢基体在三个温度下磨损均比较严 重，剥落磨损现象明显；图(d)、(e)、(f)可以看出0-BaF2/CaF2涂层在三个温度下均 存在较45钢基体良好的剥落磨损，随温度升高，剥落磨损面积逐渐减小，主要是因为高熵合 金特性使其在高温下仍具有高强度和硬度，从而耐磨损性能好；从图(g)～(o)看到不同组 分涂层，随温度升高，磨损区剥落现象逐渐改善，出现较多的犁沟，磨损机理由剥落磨损转 变为磨粒磨损，低温时涂层磨损表面部分区域平整细致，温度增高时涂层磨损表面存在较浅 犁沟，主要是由于涂层润滑相的中低温固体润滑剂Ag的塑性变形增强了涂层低温耐磨性， 而BaF2/CaF2在涂层中呈层片状结构，随温度升高由高脆到塑性转变，在周期性应力作用下 由小的层片状拉伸变形增大剥落，出现较浅犁沟。
2、CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层的摩擦学性能。
(1)涂层分别在25℃、300℃、600℃温度下的摩擦系数分析。
图35所示为CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层在25℃的摩擦系数曲线。图中45钢基体、5wt.％-BaF2/CaF2涂层、10wt.％-BaF2/CaF2涂层的摩擦系数在初始阶段，存在急剧增大过程，这是因为试样制备时，表面经过抛光处理，接触面积小，处于跑合磨损阶段；在稳定摩擦磨损阶段，随着摩擦磨损时间的增加，各组分的涂层的摩擦系数均保持稳定， 可以看到各组分的涂层摩擦系数曲线从高到低依次为45钢基体>15wt.％-BaF2/CaF2涂层>5 wt.％-BaF2/CaF2涂层＝10wt.％-BaF2/CaF2涂层>0-BaF2/CaF2涂层，即说明在常温下，0-BaF2/CaF2涂层耐磨性能最好，主要是因为高熵合金的高硬度特性，在磨损过程中对磨接触 面积始终较小，从而摩擦系数小，在具有润滑相的涂层中5wt.％-BaF2/CaF2涂层与10wt.％-BaF2/CaF2涂层摩擦系数曲线重合且低于15wt.％-BaF2/CaF2涂层，主要原因可能是润滑 相的中低温固体润滑剂Ag的塑性变形增强了涂层低温耐磨性，而15wt.％-BaF2/CaF2涂层中 高熵合金基体相含量低，涂层硬度相对较小，反而使得摩擦系数增大，耐磨性能较5wt.％-BaF2/CaF2涂层与10wt.％-BaF2/CaF2涂层的差。
图36所示为CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层在300℃的摩擦系数曲线。 图中0-BaF2/CaF2涂层的摩擦系数在初始阶段，无缓慢增大过程，可能是因为试样制备时，表 面经过抛光处理，接触面积小，处于跑合磨损阶段，同时由于高熵合金的高硬度，使得涂层 不易被磨损，从而无明显的跑合磨损阶段；在稳定摩擦磨损阶段，随着摩擦磨损时间的增加， 各组分的涂层的摩擦系数均有一致地降低趋势，各组分的涂层摩擦系数曲线从高到低依次为 45钢基体>5wt.％-BaF2/CaF2涂层>0-BaF2/CaF2涂层>15wt.％-BaF2/CaF2涂层>10wt.％-BaF2/ CaF2涂层，说明在300℃的温度下，合金涂层可以提高涂层的耐磨性，而0-BaF2/CaF2涂层的 摩擦系数低于5wt.％-BaF2/CaF2涂层的，可能是因为0-BaF2/CaF2涂层的高熵合金的高硬度， 同时5wt.％-BaF2/CaF2涂层中BaF2/CaF2由高脆到塑性转变，使得剥落磨损严重(结合图34)， 综合影响导致，15wt.％-BaF2/CaF2涂层的摩擦系数高于10wt.％-BaF2/CaF2涂层的，(结合图 34)可能是由于涂层中BaF2/CaF2由高脆到塑性转变且含量相对更高，使得磨损更加严重(犁 沟加深)，导致摩擦系数变大。
图37所示为CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层在600℃的摩擦系数曲线。 图中除0-BaF2/CaF2涂层外，其他涂层的摩擦系数在跑合磨损阶段的时间均缩短，原因可能是 45钢基体在600℃高温发生软化，以及5wt.％-BaF2/CaF2涂层、10wt.％-BaF2/CaF2涂层、15 wt.％-BaF2/CaF2涂层中BaF2/CaF2由高脆到塑性转变引起的，而0-BaF2/CaF2涂层由于高熵合 金的高硬度，使得涂层不易被磨损，从而无明显跑合磨损阶段；(结合图34)在稳定摩擦磨 损阶段，随着摩擦磨损时间的增加，45钢基体从15min开始摩擦系数增大，可能是45钢基 体在600℃高温发生软化，剥落磨损加剧导致，在0-BaF2/CaF2涂层、5wt.％-BaF2/CaF2涂层、 10wt.％-BaF2/CaF2涂层、15wt.％-BaF2/CaF2涂层中，0-BaF2/CaF2涂层由于高熵合金的高硬度 而摩擦系数最大，5wt.％-BaF2/CaF2涂层、10wt.％-BaF2/CaF2涂层、15wt.％-BaF2/CaF2涂层 因为润滑相中的BaF2/CaF2在600℃高温下，由高脆到塑性转变，从而耐磨性提高，摩擦系数 变小，其中15wt.％-BaF2/CaF2涂层的摩擦系数最小，可能是由于润滑相中的BaF2/CaF2含量 高且是更合适的成分配比的原因。
综合图35、图36、图37可以看到，随温度的升高，合金系涂层的摩擦系数曲线整体下移，即摩擦系数整体降低，同时合金系中0-BaF2/CaF2涂层到15wt.％-BaF2/CaF2涂层摩擦曲线形成的区间也逐渐变小，表明高温下合金系涂层有优良的耐磨性。
(2)涂层的每种组分在25℃、300℃、600℃温度下的摩擦系数分析。
图38所示为45钢基体(图38-1)、CoCrCuMoNi涂层(图38-2)、CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+5wt.％BaF2/CaF2涂层(图38-3)、CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+10wt.％BaF2/CaF2涂层(图38-4)、CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+15wt.％BaF2/CaF2(图38-5)涂层分别在25℃、 300℃、600℃温度的摩擦系数曲线。45钢基体在600℃的摩擦系数明显降低，可能是因为在 600℃高温时45钢基体发生软化引起的；0-BaF2/CaF2涂层的摩擦系数由于高熵合金的高硬度特性，在不同温度下比较接近；5wt.％-BaF2/CaF2涂层、10wt.％-BaF2/CaF2涂层、15 wt.％-BaF2/CaF2涂层中5wt.％-BaF2/CaF2涂层25℃与300℃的摩擦系数接近，可能是由于其 中高熵合金基体相含量较高，受高熵合金的高硬度特性影响，随着涂层中BaF2/CaF2的提高， 各组分涂层在不同温度下摩擦系数区分明显，主要原因在于低温时润滑相的中低温固体润滑剂Ag的塑性变形增强了涂层低温耐磨性，温度逐渐升高，润滑相中的BaF2/CaF2由高脆到塑性转变，降低了涂层高温下的摩擦系数，即耐磨性逐渐提高。
(3)涂层在25℃、300℃、600℃温度(5～30min内)的平均摩擦系数分析。
图39所示为CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层在25℃、300℃、600℃温度下(5～30min内)的平均摩擦系数，是5～30min内的摩擦系数均值。
由图39可以看出，45钢基体由于高温软化，使得其在600℃高温下，平均摩擦系数显 著降低，耐磨性提高。0-BaF2/CaF2涂层、5wt.％-BaF2/CaF2涂层的平均摩擦系数均呈现出在 25℃常温和600℃高温下较低，而在300℃中温下较高的现象，这可能主要是在常温时，润滑 相的中低温固体润滑剂Ag的塑性变形增强了涂层低温耐磨性，在高温时，润滑相中的 BaF2/CaF2由高脆到塑性转变，其润滑性能充分发挥，显著提高了涂层高温下的耐磨性。随着 温度升高，10wt.％-BaF2/CaF2涂层、15wt.％-BaF2/CaF2涂层的平均摩擦系数逐渐降低，涂层 的耐磨性能逐渐提高，呈现出线性变化关系，主要是由于涂层润滑相中的BaF2/CaF2润滑剂 含量相对较高，同时润滑剂Ag、BaF2/CaF2在随温度升高过程中，润滑性能的充分发挥所致。 在25℃温度下，0-BaF2/CaF2涂层的平均摩擦系数最小，且较45钢基体的降低了29.1％，说 明低温自润滑耐磨涂层，选择0-BaF2/CaF2涂层的成分配比较合适。在300℃温度下，10 wt.％-BaF2/CaF2涂层的平均摩擦系数最小，且较45钢基体的降低了35.6％，说明选择10 wt.％-BaF2/CaF2涂层的成分配比，来制备中温自润滑耐磨涂层较为合适。在600℃温度下，15 wt.％-BaF2/CaF2涂层的平均摩擦系数最小，而后为5wt.％-BaF2/CaF2涂层的；另外，15 wt.％-BaF2/CaF2涂层的平均摩擦系数，相较于45钢基体与5wt.％-BaF2/CaF2涂层，分别降低 了34.8％、5.4％，说明15wt.％-BaF2/CaF2涂层的成分配比更合适被选用，来制备高熵合金基 高温自润滑耐磨涂层；另外，5wt.％-BaF2/CaF2涂层的平均摩擦系数较15wt.％-BaF2/CaF2涂 层相差不大。
3、CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层截面的显微硬度
图40所示为CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层截面的显微硬度折线图。硬度测试是在涂层截面试样上沿涂层区-融合区-基体区方向，每种成分的涂层等间距测试13 个数据点，两点间距0.5mm，由图将0～2mm区间测得的硬度看作是涂层区硬度，将2.5～4.5mm 区间测得的硬度看作是融合区硬度，将5～6mm区间测得的硬度看作是45钢基体区硬度。
由图40可以看到，在涂层区、融合区，均存在涂层中Ag+BaF2/CaF2的添加，使得涂层的硬度增大，可能是由于涂层中Ag+BaF2/CaF2的添加，导致大量BCC相产生，从而提高 了涂层硬度，这与文献的研究相符合，即一般FCC相塑性和韧性较好，但强硬度较差，而 BCC相的硬度较高但塑性较差。其中，在涂层区，15wt.％-BaF2/CaF2涂层的硬度比5 wt.％-BaF2/CaF2涂层、10wt.％-BaF2/CaF2涂层的硬度明显较大，而5wt.％-BaF2/CaF2涂层、 10wt.％-BaF2/CaF2涂层的硬度接近；在融合区，x wt.％-BaF2/CaF2(x＝5,10,15)涂层的硬度相 差不大，比较接近。从涂层区-融合区-基体区方向，各涂层硬度逐渐降低，这可能是由于BCC相在涂层区中最多，融合区较少，而基体区中基本没有所导致的，另外，各涂层在涂层区硬度明显大于融合区、基体区硬度，而融合区、基体区硬度相差较小。

Claims (10)

1.一种CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层(以45钢基体作为对照)制备方法，涂层成分为CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+x wt.％BaF2/CaF2(x＝0,5,10,15)(x＝0时Ag粉含量也为0)，其特征在于，包括以下步骤：
(1)CoCrCuMoNi涂层的制备采用等离子同步送粉方式完成制备；
(2)CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+x wt.％BaF2/CaF2(x＝5,10,15)涂层的制备首先采用火焰喷涂法进行粉末层预置，然后使用等离子重熔完成制备。
2.根据权利要求1所述的CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层(以45钢基体作为对照)的制备方法，其特征在于，还包括以下步骤：
使用UG软件设计并建立了复杂曲面的模型，同时使用其中CAM模块对曲面进行铣削加工，另结合MATLAB、犀牛软件，实现了对平面和曲面上熔覆曲线图形的仿真，运用机器人等离子熔覆系统，完成在平面和曲面上制备曲线曲面涂层。
3.根据权利要求2所述的CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层(以45钢基体作为对照)的制备方法，其特征在于，在平面和曲面上制备曲线曲面涂层还包括以下步骤：
(1)在平面上熔覆制备曲线曲面涂层
①使用犀牛软件设计平面上熔覆的曲线，然后获得曲线的控制点文件；
②将曲线的控制点，通过MATLAB软件进行仿真模拟，同时生成工业机器人可识别的机器人程序文件；
③将机器人程序文件导入工业机器人软件中，利用工业机器人带动等离子熔覆焊枪，在平面基体上自动熔覆第一道曲线图形；
④重复上述①、②、③步骤，依次并列熔覆，即完成在平面上的曲线形状的面涂层熔覆。
(2)在曲面上熔覆制备曲线曲面涂层
①使用UG软件设计并建立复杂曲面的模型，同时使用其中CAM模块对曲面进行铣削加工模拟，并获得曲面的铣削加工程序文件；
②将曲面的铣削加工程序文件导入到数控铣床中，铣削加工出曲面模型；
③将曲面的铣削加工程序文件的数据处理后，利用犀牛软件获得铣削加工曲面的控制点文件；
④使用犀牛软件设计平面上熔覆的曲线，然后获得曲线的控制点文件；
⑤将曲线的控制点与铣削加工曲面的控制点，通过MATLAB软件，实现曲线在曲面上投影的仿真模拟，同时生成工业机器人可识别的机器人程序文件；
⑥将机器人程序文件导入工业机器人软件中，利用工业机器人带动等离子熔覆焊枪，在平面基体上自动熔覆第一道曲线图形；
⑦重复上述④、⑤、⑥步骤，依次并列熔覆，即可完成在曲面上的曲线形状的面涂层熔覆。
4.权利要求1所述方法制备的CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层(以45钢基体作为对照)，其特征在于，对涂层的相组成分析表明，CoCrCuMoNi涂层中存在较多FCC相；CoCrCuMoNi+12.5wt.％Ag+x wt.％BaF2/CaF2(x＝5,10,15)涂层中的相组成以BCC相为主，并存在少量FCC相；涂层中润滑相Ag+BaF2/CaF2的添加，产生了较多BCC相。
5.权利要求1所述方法制备的CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层(以45钢基体作为对照)，其特征在于，对涂层表面与截面SEM、EDS分析表明，CoCrCuMoNi涂层中只产生了FCC相组织，而Ag+BaF2/CaF2的添加，使得涂层中不仅有FCC相组织，同时产生了BCC相组织；从沿着涂层区-融合区-基体区方向，涂层区中的白色晶间组织、长条状组织所占面积增大，晶体越来越细小。
6.权利要求1所述方法制备的CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层(以45钢基体作为对照)，其特征在于，对涂层截面的试样硬度测试分析表明，涂层中Ag+BaF2/CaF2的添加，使得涂层的硬度增大，且15wt.％-BaF2/CaF2涂层的硬度大于5wt.％-BaF2/CaF2涂层、10wt.％-BaF2/CaF2涂层的硬度。从涂层区-融合区-基体区方向，各涂层硬度逐渐降低，其中，各涂层在涂层区硬度明显大于融合区、基体区硬度，而融合区、基体区硬度相差较小。
7.权利要求1所述方法制备的CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层(以45钢基体作为对照)，其特征在于，对涂层和45钢基体(作为对照)分别在25℃、300℃、600℃时的磨损形貌进行分析表明，0-BaF2/CaF2涂层在不同温度下均较45钢基体耐磨性好；在温度从25℃升高至300℃的中低温范围内，由于在涂层润滑相的中低温固体润滑剂Ag的塑性变形能力增强，以及BaF2/CaF2由高脆到塑性转变的协同作用，使得随着涂层中BaF2/CaF2含量的增加，涂层的中低温耐磨性能得到提高；在温度从300℃升高至600℃的中高温范围内，由于在涂层润滑相的BaF2/CaF2由高脆到塑性转变后的润滑作用显著，随着涂层中BaF2/CaF2含量的增加，涂层的中高温耐磨性能提高。
8.权利要求1所述方法制备的CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层(以45钢基体作为对照)，其特征在于，对涂层和45钢基体(作为对照)的摩擦系数曲线进行分析表明，随温度从25℃-300℃-600℃的变化，高熵合金基高温自润滑耐磨涂层的耐磨性提高，即涂层在高温下能较充分的发挥耐磨特性；随着涂层中BaF2/CaF2的提高，各组分涂层在低温时润滑相的中低温固体润滑剂Ag的塑性变形增强了涂层低温耐磨性，温度逐渐升高，润滑相中的BaF2/CaF2由高脆到塑性转变，涂层耐磨性逐渐提高。
9.权利要求1所述方法制备的CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层(以45钢基体作为对照)，其特征在于，对涂层在25℃、300℃、600℃温度下(5～30min内)的平均摩擦系数分析表明，在25℃、300℃温度，分别选择0-BaF2/CaF2涂层、10wt.％-BaF2/CaF2涂层的成分配比，更合适作为该温度下的高熵合金基自润滑耐磨涂层；在600℃温度下，15wt.％-BaF2/CaF2涂层的成分配比更合适被选用，来制备高熵合金基高温自润滑耐磨涂层。
10.权利要求1所述方法制备的CoCrCuMoNi基高熵合金高温自润滑耐磨涂层(以45钢基体作为对照)在25-600℃范围内，在自润滑耐磨方面的应用。
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