试验熔覆基材为45#钢，平均尺寸为5 mm × 100 mm × 100 mm，化学成分如 表1 所示。熔覆前，使用角磨机对基材表面打磨至光滑，并用丙酮或酒精溶液清洗基材表面油污和铁锈。熔覆材料为直径0.5 mm的Al丝、Cu丝、(NiCr)合金丝、Mo丝、Ti丝及碳纤维，利用实验室自制的绞丝机绞合制成成分分别为AlCu(NiCr)₂Mo、AlCu(NiCr)₂MoTi、AlCu(NiCr)₂MoC、AlCu(NiCr)₂MoTiC的单股缆式焊丝，分别记为S₁、S₂、S₃、S₄，其中下标表示金属丝数量，缆式焊丝实物图和截面示意图如 图1 所示。

熔覆设备采用奥太WSME-630逆变式多功能弧焊机，焊接示意图和试验熔覆系统如 图2 所示。本试验影响熔覆层质量的工艺参数主要为熔覆电流、机器人的扫描速度和送丝机的送丝速度。采用控制变量法依次改变熔覆电流、送丝速度和扫描速度，在45#钢表面制备了28道熔覆层，通过初步筛选具有较好宏观形貌的熔覆层来确定最优工艺参数，不同工艺参数下的熔覆层形貌如 图3 所示。 图3(a) 为不同电流下的熔覆层形貌，从图中可以看出，熔覆电流在80 A~110 A时，熔覆层宽度较窄，焊丝没有完全熔化，成型较差。电流在120 A时，熔覆层变宽，但焊丝仍没有完全熔化。随着电流的增加，熔覆层的熔宽逐渐增加，且电流在130 A后高熔点Mo丝可以完全熔化，但熔覆层厚度降低。因此为防止造成熔覆层稀释率过大，在保证熔覆层形貌较好的情况下尽可能选取较低电流150 A作为最优工艺参数。 图3(b) 为不同送丝速度下的熔覆层形貌。从图中可以看出，送丝速度在1 mm/s~6 mm/s时，熔覆层宽度基本不变且达到检测要求，但熔覆层较薄，成型较差。这是因为在电流较大、出丝量较小的情况下，基体材料上的电弧力和热输入均较大，热源位置下移，导致熔深增加。且电流增大后，弧柱直径增大，电弧斑点移动范围受到限制，因此熔宽近于不变。随着送丝速度的增加，熔覆层厚度增加，熔宽几近不变。为防止导丝管出入口造成堵丝现象，在熔覆层形貌较好的情况下尽可能选取较小的送丝速度8 mm/s作为最优工艺参数。 图3(c) 为不同扫描速度下的熔覆层形貌。从图中可以看出，在熔覆电流150 A，送丝速度8 mm/s的情况下，五组不同扫描速度下的熔覆层形貌均较好，因此选择熔覆层形貌最好的第二组作为最优选择，此时扫描速度为1 mm/s。此外，为防止空气中的氧气和氮气等有害成分进入熔池造成污染，需施加保护气氩气，其流速一般定为15 L/min。钨针尖端与基体表面间的距离太远或太近都会造成引弧失败，所以距离一般控制在4 mm左右。

焊后用电火花线切割机从单道熔覆的合金熔覆层切下15 mm × 8 mm × 5 mm(熔宽方向×熔高方向×熔覆方向)的试样，依次用60#、120#、240#、400#、600#、800#、1000#、1200#、1500#、2000#的砂纸打磨，并用抛光机抛光至镜面无划痕，然后用附带能谱仪的QUANTA FEG 450场发射扫描电子显微镜进行微观组织与成分分析。

利用线切割沿熔覆方向切割试样并打磨，试样尺寸为15 mm × 5 mm × 5 mm(熔宽方向×熔高方向×熔覆方向)，采用XRD-7000型的X射线衍射仪分析试样的物相组成，测试参数为：Cu靶Ka射线，电压40 kV，电流30 mA，扫描速度5˚/min，采样间距为0.02 deg，扫描范围为(2θ)：20˚~100˚。

熔覆层截面的显微硬度测试所需试样与SEM测试所需试样一致，采用HXD-1000TM数字式显微硬度计对高熵合金熔覆层试样进行显微硬度测量。测量时从熔覆层余高顶端垂直向下每250 μm取一个点，熔覆层区测量10个点，基体区5个点，加载载荷200 kgf，加载时间15 s。

采用HT-1000摩擦磨损试验机测试不同高熵合金熔覆层试样的耐磨性，试样尺寸为20 mm × 15 mm × 5 mm(熔覆方向×熔宽方向×熔高方向)，时间30 min，载荷1500 g，对磨材料Si₃N₄，摩擦半径3 mm，电机转速318 r/min。采用MT-500探针式材料表面磨痕测量仪测量试样的磨损截面面积，每120˚取一个探测位，每个试样测量三次取平均值，根据公式 [13] 计算试样磨损率(×10⁻³[mm³/N/mm])：

$W=\frac{V}{P\cdot L}$(1)

式中，V (mm³)为磨损体积，可通过公式 $V=Ax2nr$得到，A为磨损截面面积，r为摩擦半径；L (m)为摩擦总路程，P (N)为所施载荷。

图4 为AlCu(NiCr)₂MoX (X = Ti、C、Ti与C)高熵合金熔覆层的XRD衍射图。由图可知，AlCu(NiCr)₂Mo(S₁)高熵合金熔覆层组织由面心立方(FCC)结构的单一固溶体相组成，未形成其他相，结构相对简单，这是由于Cu (128 pm)、Ni (125 pm)、Cr (128 pm)具有相近的原子半径，可以形成无序的FCC单一固溶体相，由此表明AlCu(NiCr)₂Mo高熵合金具有较高的热稳定性 [14] [15] 。经分析，四个衍射峰所表示的结构与Cu (PDF#04-002-8854)重合，经查Cu的晶体结构为面心立方(FCC)结构。该FCC相的衍射峰处在43.216˚、50.330˚、73.935˚和89.684˚，各晶面指数分别为(1 1 1)、(2 0 0)、(2 2 0)、(3 1 1)。AlCu(NiCr)₂MoTi(S₂)和AlCu(NiCr)₂MoC(S₃)高熵合金熔覆层组织由FCC相和BCC相组成，AlCu(NiCr)₂MoTiC(S₄)熔覆层组织由FCC相、BCC相和TiC相组成。可以发现，熔覆层中物相数量最多只有3个，物相数量小于主元数，这是因为对于六元、七元合金体系来说，高熵合金材料高的混合熵抑制了金属间脆性化合物的形成，有利于形成简单的FCC和BCC固溶体相 [16] [17] [18] 。单独加入Ti元素或C元素后，熔覆层组织由单一的FCC固溶体结构转变为FCC + BCC的固溶体结构，FCC相的衍射峰位置基本没变，但其衍射峰强度降低。此时BCC相的出现是因为合金中具有较大原子半径的Mo或新加入的Ti元素与其他元素反应，使得合金产生了严重的晶格畸变效应，增加了晶格常数，从而有利于得到BCC晶格。因此，综合判断Ti或C元素是BCC相的促成元素 [19] [20] 。继Ti与C元素的同时加入，熔覆层组织中又出现了新的TiC (PDF#04-001-2754)增强相结构，这是因为Ti相比Cu、Ni 、Cr、Mo，其化学活性和与C的亲和力更强，在熔覆层凝固的过程中，会优先与C结合析出TiC，且AlCu(NiCr)₂Mo高熵合金体系引入C和强碳化物形成元素Ti之后，高熵效应起主导作用，抑制了除TiC外其他金属间化合物和碳化物的形成 [21] [22] 。此外C元素与Ti元素形成的碳化物具有最大的负混合焓(−109 KJ∙mol⁻¹)，根据吉布斯自由能定律，合金组元的混合焓越负，反应越容易生成，因此TiC会优先析出 [23] 。

图5 为AlCu(NiCr)₂MoX (X = Ti、C、Ti与C)高熵合金熔覆层截面在12倍(5 mm)和2000倍(30 μm)下的SEM图， 表2 为合金熔覆层截面的EDS分析结果。 图5(a) ~ 图5(b) 为AlCu(NiCr)₂Mo(S₁)的SEM图。由图可见，熔覆层与45#钢基体冶金结合良好，熔合线清晰可见。且由于TIG熔覆过程中的热输入大，冷却速度慢，熔覆层中只有少量气孔，不存在裂纹。 图5(b) 显示，熔覆层截面的微观组织在2000倍(30 μm)时清晰可见，合金组织由白色相(A区域)、灰色相(B区域)和深灰色相(C区域)组成，且从图中可以看出，白色相为粗大的树枝晶结构。白色相区域中Cu的含量为2.1%，灰色相区域中Cu的含量为26.4%，由此判断灰色相为以Cu为基的FCC固溶体相。白色相区域中Mo的含量高达56.9%，则该相为富Mo相。深灰色相(C区域)中Ni的含量高达37.3%，而Cu的含量为27.3%。尽管深灰色相中Cu的含量比灰色相高出0.9%，但由于深灰色相在整体区域中的占比相对较少，导致XRD衍射图中FCC相(以Cu为基的固溶体相)的衍射峰强度较高，进一步说明FCC相在整体结构中占据了主导地位。因此，深灰色相为富Ni相。

图5(c) ~ 图5(d) 为AlCu(NiCr)₂MoTi(S₂)高熵合金熔覆层截面的SEM图。由 图5(d) 可知，S₁和S₂试样的熔覆层截面在2000倍显微镜下展现出了明显的组织差异。白色相组织减少并且变得不连续，树枝晶结构特征不明显。进一步分析发现白色相中Cu的含量为2.9%，Mo的含量为45.9%。相反，灰色相中Cu的含量为15.5%，而Mo的含量为10.1%。由此判断灰色相是以Cu为基的FCC固溶体相，白色相是以(Mo，Cu，Ti)为基的BCC固溶体相。此外，深灰色相(F区域)中Ni的含量高达38.6%，判断该相为富Ni相。

图5(e) ~ 图5(f) 为AlCu(NiCr)₂MoC(S₃)高熵合金熔覆层截面的SEM图。由 图5(f) 可见，在2000倍显微镜下观察，S₃试样熔覆层的微观组织呈现出独特的形态。结合XRD与 表2 的综合分析，判断灰色相(H区域)是以Cu为基的FCC固溶体相，白色相是以(Mo, C)为基的BCC固溶体相。

图5(g) ~ 图5(h) 为AlCu(NiCr)₂MoTiC(S₄)高熵合金熔覆层截面的SEM图。由 图5(h) 可知，S₄试样熔覆层中的微观组织发生了显著变化。白色相转变为不连续的网状结构，将灰色相区域分隔开来。其中灰色相(J区域)为FCC相，而白色相(I区域)则为BCC相。此外，熔覆层中存在不规则的多边形块状黑色物质(K区域)，其中C和Ti的含量分别为67.1%和22.9%。结合XRD的分析结果，可以确定这种块状黑色物质(K区域)为TiC。

图6 为AlCu(NiCr)₂MoX高熵合金熔覆层表面的摩擦系数曲线。由图可知，熔覆层在摩擦磨损试验过程中经历了跑合磨损阶段和稳定磨损阶段两个阶段。跑合磨损阶段是指熔覆层在初次运转时，由于表面不平整、微小颗粒剥落等原因，导致熔覆层表面发生一定程度的磨损现象。在这个阶段，磨损速度较快，但是随着运转时间的增长和表面逐渐变得平整，磨损速度会逐渐减慢，进入稳定磨损阶段。稳定磨损阶段是指熔覆层在长时间运转后，表面磨损逐渐趋于稳定，磨损速度相对较低，熔覆层的使用寿命也相对较长。AlCu(NiCr)₂Mo (S₁)高熵合金熔覆层的摩擦系数在第三分钟便达到了稳定磨损阶段，而后趋于平稳，平均摩擦系数为0.556。AlCu(NiCr)₂MoTi(S₂)高熵合金熔覆层的摩擦系数一开始在0~1分钟内迅速上升，接着在1~8分钟期间保持稳定，随后又经历了一次急剧上升后下降的过程，最终趋于稳定，平均摩擦系数为0.263。摩擦系数曲线描述了物体表面间摩擦力与外加压力之间的关系。在这个情况下，一开始摩擦系数迅速上升可能是因为物体表面之间的微小不平整被填充或者被挤压，导致更多的接触点形成，从而增加了摩擦力。接着在1~8分钟期间的稳定阶段，可能是由于表面间的接触已经足够，且摩擦力被均匀分布，导致摩擦系数保持稳定。随后的急剧上升可能是因为某种外界因素，比如温度变化或者表面损伤，导致了摩擦力的突然增加。最终趋于稳定可能是因为系统重新达到了一个新的平衡状态，摩擦力和表面特性之间的相互作用再次达到了稳定。AlCu(NiCr)₂MoC(S₃)和AlCu(NiCr)₂MoTiC(S₄)高熵合金熔覆层的摩擦系数先是经历了急剧上升和缓慢上升，然后在第十四分钟左右达到了稳定磨损阶段，平均摩擦系数分别为0.462和0.565。

表3 为AlCu(NiCr)₂MoX高熵合金熔覆层表面的平均磨损截面面积， 图7 为对应高熵合金熔覆层表面摩擦磨损测试的磨损率。由图可知，AlCu(NiCr)₂MoTi(S₂)和AlCu(NiCr)₂MoC(S₃)高熵合金熔覆层表面的磨损率相等，由于S₂和S₃中BCC相的生成增加了其强度，磨损率相比AlCu(NiCr)₂Mo(S₁)减少97.43%，耐磨性有所提高。AlCu(NiCr)₂MoTiC(S₄)高熵合金熔覆层表面的磨损率相比S₁减少98.53%，磨损率最低，耐磨性最佳，这得益于BCC相及TiC硬质相的生成。

图8 为AlCu(NiCr)₂MoX高熵合金熔覆层表面的摩擦磨损形貌。 图8(a) 为AlCu(NiCr)₂Mo高熵合金熔覆层表面的磨损形貌。由图可见，熔覆层表面经摩擦后变得凹凸不平，沿摩擦方向产生深浅不一的犁沟和划痕，产生剥落坑的同时伴有粒状熔覆层的剥落及分层现象，磨损较为严重，磨损机制为粘着磨损和磨粒磨损。 图8(b) 为AlCu(NiCr)₂MoTi熔覆层表面的磨损形貌，由图可见，熔覆层表面没有产生明显的沟槽或划痕，但有少而浅的剥落坑及粒状熔覆层的脱落，磨损机制为粘着磨损。 图8(c) 为AlCu(NiCr)₂MoC熔覆层表面的磨损形貌，由图可见，摩擦后的熔覆层具有沿摩擦方向较浅且细小的划痕，磨损较轻。这是由于熔覆层中含有较高硬度与强度的BCC相及某些碳化物硬质相，这些物质具有较强的抵抗变形的能力，提升了熔覆层的耐磨性，磨损机制以磨粒磨损为主。 图8(d) 为AlCu(NiCr)₂MoTiC熔覆层表面的磨损形貌，由图可见，熔覆层分布有较多明显的的剥落坑及撕裂，并伴有较多的银色露状物质，判断其可能为高熔点物质碳纤维。剥落坑和撕裂的产生是由于疲劳磨损而引起的疲劳脱落，疲劳磨损则是由于在周期性应力加载下的疲劳断裂而引起的表面损伤和材料剥落。在摩擦过程中，由于循环应力的作用，材料表面会出现微裂纹和裂纹扩展，最终导致材料的剥离和脱落，而剥落坑的形成可以进一步促使疲劳裂纹的扩展和材料的剥离，从而加剧磨损过程。

图9 为AlCu(NiCr)₂MoX高熵合金熔覆层截面从熔覆层顶部余高开始，经过熔合线直至基体的显微硬度变化情况， 表4 为熔覆层的平均显微硬度。由图可知，AlCu(NiCr)₂Mo(S₁)和AlCu(NiCr)₂MoTiC(S₄)熔覆层的显微硬度变化较为平稳，平均显微硬度分别为370.98 HV_0.2、388.26 HV_0.2，硬度较低。AlCu(NiCr)₂MoTi(S₂)和AlCu(NiCr)₂MoC(S₃)熔覆层的显微硬度变化幅度较大，平均显微硬度分别为687.81 HV_0.2、543.08 HV_0.2。