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1 引言
陶瓷刀具以其卓越的高温性能、硬度及耐磨性得到了人们的普遍重视。但是，陶瓷材料的强度和韧性低，在许多加工条件下易于因破损而失效，这大大限制了它的 应用范围，尤其是在自动加工领域，陶瓷刀具由于可靠性太差，很少在自动化加工设备中使用，尽管陶瓷材料可以通过一些增韧和补强的方法如颗粒增韧、相变增韧 和晶须增韧等来提高其强度和断裂韧性，但提高的幅度十分有限。七十年代出现了陶瓷涂层刀具，它结合了陶瓷材料和硬质合金材料的优点，在拥有与硬质合金材料 相近的强韧性能的同时，耐磨性大大提高，能达到未加涂层刀具的几倍到十几倍，并且使加工效率显著提高，从而成为刀具材料的一个重要研究方向，在现代制造业 尤其是在自动化加工中得到了广泛应用和迅速的发展。目前刀具的涂层方法仍以化学气相沉积法(CVD)和物理气相沉积法(PVD)为主，这两种方法在生产实 践中己日渐成熟，但仍存在一些问题，比较突出的是目前应用的涂层刀具只是刀片表面涂层，而且涂层与基体间的界面结合强度低，涂层易剥落，这样就使涂层不可 能做得太厚，因此在使用中涂层的使用寿命不会太长，一旦涂层被磨掉，刀具就会迅速磨损，这种情况使进一步提高涂层刀具寿命变得十分困难，另外涂层刀片基本 上不具备重磨性，这将限制其在粗加工和大型加工设备中的应用。
本研究提出了在硬质合金粉末表面涂层Al2O3陶瓷制备刀具材料的新方法， 成功地将溶胶—凝胶法引人刀具材料的制备过程。溶胶—凝胶法作为一种湿化学合成方法，具有设备简单、工艺易于控制、制品纯度和均匀度高等优点，近几年被广 泛用于制作超导材料、光电材料、铁电材料、光导纤维，光盘介质、纳米级陶瓷粉末及陶瓷薄膜、晶须和各种复合材料。由于溶胶中胶粒尺寸很小(纳米级)，具有 很大的比表面能和强烈的吸附趋势，有可能形成结构致密、与基体结合牢固的陶瓷涂层。这种方法变传统的宏观涂层为微观涂层，突破了原有的刀具涂层的局限，是 对探索制作涂层刀具新方法的一种有益尝试。
2 实验
选取异丙醇铝[Al(C3H7O)3](北京化学试剂总厂，分析纯)为前 驱物。以去离子水(自制)作为溶剂，用硝酸[HNO3](山东省化工研究院)作为胶溶剂，将上述原料按Al(C3H7O)3:H2):HNO3=1: (60～300):(0.07～0.88)的比例混合均匀，水浴恒温85℃，并施以强力搅拌，48h后即获得均一稳定的勃姆石溶胶。
选用含有 WC和TiC的硬质合金粉末作为基体材料．首先将基体粉末球磨100h，再将球磨过的粉末在丙酮中进行超声波清洗，然后在稀酸中浸泡处理，处理后的粉末用 去离子水清洗干净，加入到乙醇和水的混合溶液中，并施以强力搅拌和超声波振荡，令其分散均匀；此时加入勃姆石溶胶，保持搅拌，使粉末表面均匀地涂覆上一层 胶体；然后静置一段时间，待分层后，经抽滤、干燥得到涂层粉末，将涂层粉末在900～1200℃的温度下进行预烧结，以使涂层充分转化为Al2O3陶瓷。
涂层后的粉末再加入微量粘结金属球磨混合均匀，干燥过筛，将混和料装入f42mm的石墨模具，热压烧结，烧结温度范围1450～1850℃，保温10～30min，压力15～40MPa。
将热压制成的圆片切割成截面为3mmx4mm的试样条，经精磨、抛光后用三点弯曲法测量试样的抗弯强度，跨距30mm ，加载速度0.5mm/min；用压痕法测量试样的硬度和断裂韧性，使用维氏压头，载荷200N ；用Hitachi S-570型扫描电子显微镜(SEM )分别观察涂层粉末和试样断口的形貌，用JEM-1000型高压透射电子显微镜(TEM)观察了粉末涂层的形态。
切削实验使用的机床是C620-1普通车床改装的无级变速车床；工件为T10A工具钢(硬度为55～61HRC)；刀具材料分别是FTC1、 FTC2(以上为粉末涂层材料)、LT55(陶瓷刀具，自制)、YT15 硬质合金和YB01氧化铝一碳化钛复合涂层硬质合金刀片(以上为株州硬质合金厂产品)；刀具的儿何角度分别为Kr=7°、g0=-5°、ls=-5°、 b0=90°、er=90°。干式切削。
3 结果和讨论
1. 涂层粉末的形貌和结构
湿化学法涂层可以通过不同材料之间的物理吸附或化学键合来实现。就实验中所使用的碳化物粉末而言，其粒度为微米级，颗粒表面缺陷多，比表面积大，活性 高．通过扫描电子显微镜观察(图1(a))可以看到，粉末颗粒表面圆滑，无棱角，相互间形成大量团聚结构。粉末经稀酸浸溃处理之后，颗粒表面的氧化物被清 除掉，在表层形成了大量的悬空键。为了达到具有较低能量的稳定状态，粉末表面的悬空键会吸附水分而形成W-HO(以WC为例)的结构。
(a)
(b)
图1 WC粉末颗粒的TEM照片
(a)
(b)
图2 涂层TiC粉末的表面形态
在勃姆石溶胶中，胶粒的尺寸为纳米级，具有极大的比表面积，其吸附能力更强，只是由于胶粒吸附了带有同种电荷的离子而相互排斥才形成了均一稳定的悬浮 体系。当粉末与溶胶混合时，粉末的介入破坏了胶粒的离子氛，并且粉末与胶粒的尺寸相差很大，所以胶粒很容易吸附在粉末的表面。这时，胶粒中的Al-OR (R为异丙醇基)和Al-OH会与W-OH通过氢键结合在一起，形成强烈的吸附层。随后，涂层中部分水解的醇化物与基体表面的-OH发生缩合反应形成Al -O-W的化学键结构。干燥后的涂层粉末经过长时间球磨后，涂层并未脱落，这说明涂层与基体的结合相当牢固，两者之间主要是以化学键形式，而不是以物理吸 附方式结合的。这种键结合形式能使涂层和粉末之间具有较高的结合强度，从而在烧结后仍能基本保持涂层的完整性，并且在涂层和基体颗粒之间形成良好的界面。 图1(b) 是经烧结后的涂层粉末。可以看出，与图1(a)相比，由于已经形成了一层陶瓷涂层，粉末的表面形态发生了很大变化，涂层很薄，厚度并不均匀，涂层颗粒比未 涂层颗粒表面略显粗糙，但涂层相当完整，没有裂纹或剥落的情况。
图2是TiC粉末涂层在预烧结前后的TEM照片。预烧结前(图2(a)) 涂层为非晶态的勃母石，结构较为散乱松弛，表面起伏不平，尚带有明显的胶粒粘连形态的痕迹，并且涂层相对较厚，涂层颗粒间的粘结十分严重。另外从图2 (a)中也能看到一些散落的涂层物质，是在粉末的分散过程中形成的，但同时涂层仍然保持得较为完整。烧结后(图2(b))的涂层变薄(箭头指处是较为明显 的涂层)，表面和界面更为整齐和清晰，结构也显得更为致密，涂层和粉末表面的结合也比较好，界面没有可见的缝隙和孔洞，但是涂层和粉末的粘结强度明显下 降，在分散的过程中，部分表面的涂层已经脱落，涂层粉末颗粒之间的粘结也同时减弱了。图中两个颗粒的涂层只有一小部分粘在一起。
2. 材料的力学性能
在实验中：基体材料的选择对涂层粉末材料的性能具有重要的影响．以YT14、 YW1和YG6硬质合金为粉末基体烧制成的材料分别标记为FYT 、FYW和FYG)内部存在许多微裂纹，力学性能比较差，很难磨成抗弯强度试样。在充分考虑材料的物理匹配和化学相容性的基础上，对基体粉末中碳化物的比 例进行了调整，得到了两种分别以TiC 和(WC , TiC)为主要成分的粉末基体，由此制成的两种涂层粉末材料FTC1和FTC2则表现出良好的力学性能．几种涂层粉末硬质合金材料的力学性能在表1中分别 列出，两种自制的氧化铝基的陶瓷刀具材料的性能也同时列出进行比较。
两种涂层粉末材料的硬度比一般硬质合金要高得多，而强度则略低一些，其中FTC2的抗弯强度最高达1100MPa，已经接近YT15硬质合金的水平． FTC1和FTC2的性能与两种陶瓷刀具材料LT55和SG4相似， PTC1和SG4同样具有较高的硬度，但FTC1的强度要比SG4平均高50MPa，FTC2则与LT55的硬度接近，其平均扰弯强度比LT55高约 80MPa。另外，FTC1和FTC2的断裂韧性都比LT 55和SG4明显要高一些。
表1 几种粉末涂层材料的力学性能 材料 硬度
HV
GPa 屈服强度
sbb
MPa 冲击韧性
KICMPa·m½ 能否
用于
刀具
FYT 140 - 7.5 否
FYW 17.5～18.5 - 6.7～7.2 否
FYG 15.5 - 5.5 否
FTC1 18.5～23.0 800～1000 5.8～7.4 可
FTC2 18.0～20.3 860～1100 5.0～5.9 可
LT55 21.0 900 5.0 可
SG4 21.5 850 4.9 可
在复合材料的烧结过程中，当碳化物粉末中含有杂质时，杂质离子由于尺寸或电价上的差异，更倾向于在晶界富集，对晶界的运动产生一定的牵制作用，即所谓的杂 质牵制效应。当碳化物粉末被包覆上一层Al2O3时，Al2O3涂层对碳化物晶界的移动产生阻碍作用，碳化物晶界要向前运动，必须克服Al2O3涂层所造 成的阻力，而Al2O3的晶界要向前运动时，碳化物顾粒又起到了钉扎的作用。这种相互牵制的结果，细化了材料的晶粒，由于脆性材料的破坏以沿晶断裂为主。 当裂纹沿着晶界扩展时，材料的晶粒越细，裂纹的扩展路径就越曲折，扩展的路程也就越长，因此就能消耗更多的断裂能量。另外，一般材料的初始裂纹尺寸与晶粒 尺寸相当，所以晶粒越细，初始裂纹的尺寸也就越小，综合两方面的效果，因为涂层滞缓了晶粒在烧结过程中的长大，所以只要粉末的初始尺寸小，就能得到具有较 高强度和断裂韧性的细晶粒材料(图2) ．在这种涂层粉末材料中，理想的状态是Al2O3 将碳化物完全包覆，颗粒间的烧结行为只发生在Al2O3/Al2O3及Al2O3/金属之间，而碳化物颗粒并不相互接触，而是被Al2O3均匀地分隔开， 这种近似于单一材料烧结的情况更有助于形成高致密度的结构，当然实际情况要相差很多，仍然是一种复合材料烧结的情况。但是从另一个角度看，即把Al2O3 作为一种添加剂，由于它是以液相浸涂的形式引入的，所以其在基体材料中分布更为均匀，而且涂层粉末未经过预烧结，Al2O3和碳化物之间的界面具有更高的 强度。界面强度的提高，会大大增加材料破坏时穿晶裂纹的数量。图3中FTC1材料的断口有清晰的解理台阶，部分晶粒断面处有滑移纹，明显具有穿晶断裂的特 征。大量穿晶断裂的形成，消耗了裂纹扩展的能量，提高了材料的强度和断裂韧性。
图3 FTC1试样断口形貌
图4 v=75m/min切削淬硬T10工具钢时后刀面的磨损情况
图5 v=75m/min切削淬硬T10工具钢时后刀面的磨损情况
3. 切削效果
为了检验新型刀具材料的效果，分别与普通硬质合金刀具、陶瓷刀具和CVD法Al2O3陶瓷涂层刀具进行了对比实验。图4是刀具FTC1、LT55和 YT15在v=75m/min，f=0.1mm/r，ap=0.15mm 的切削条件下切削淬硬T10A工具钢时后刀面磨损情况。由图可以看出，在这样的条件下，由于工件材料较硬，当切削长度为530m时，YT15后刀具磨损已 达到0.58mm，不能继续切削，而LT55和FTC1切削长度为2650m后，后刀面磨损才约0.3mm，两者的磨损情况相似，FTC1的磨损比 LT55还要轻微一些。
图5是YB01、FTC1和FTC2在v=75m/min，f=0.1mm/r，ap=0.15mm 的切削条件下切削淬硬T10A工具钢时后刀面磨损情况。可见在切削淬硬材料时，由于FTC1和FTC2涂层较薄，所以在初期磨损阶段磨损量要比YB01 大，但是粉末涂层材料在进入正常磨损阶段后，磨损均匀稳定，而YB01的正常磨损阶段则比较短，在切削长度达到520m后，就进入急剧磨损阶段，这主要是 因为刀片的硬质合金涂层此时已基本被磨掉，功效也大大降低。另外，YB01在切削过程中前刀面有贝壳状剥落，可能是由于在切削力较大较大时，涂层被挤裂失 败，从而降低了涂层的效能。而FTC1和FTC2在切削速度较低时，一般不发生破损。在YB01后刀面磨损达到0.3mm后，由于切削时涂层不再起作用。 刀尖变钝，切削中的振动加剧，加工表面也变得十分粗糙，几乎不能再进行切削。这样看来，新型涂层刀具的使用寿命至少要比YB01提高一倍。
4 结论
利用溶胶—凝胶法在碳化物粉末表面涂覆了一薄层Al2O3，涂层与基体之间主要是以化学键形式结合；使用这种复合粉末烧结成的刀具材料晶粒细小均匀，具 有很高的硬度和较高的强度，其断裂形式以沿晶断裂为主，同时存在相当数量的穿晶断裂；这种刀具材料在切削淬硬材料时，切削性能与陶瓷刀具相近，明显优于普 通硬质合金刀具和A12O3涂层刀具。表现出良好的综合性能，是一种具有很大发展潜力的新型刀具材料。
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1 引言
陶瓷刀具以其卓越的高温性能、硬度及耐磨性得到了人们的普遍重视。但是，陶瓷材料的强度和韧性低，在许多加工条件下易于因破损而失效，这大大限制了它的 应用范围，尤其是在自动加工领域，陶瓷刀具由于可靠性太差，很少在自动化加工设备中使用，尽管陶瓷材料可以通过一些增韧和补强的方法如颗粒增韧、相变增韧 和晶须增韧等来提高其强度和断裂韧性，但提高的幅度十分有限。七十年代出现了陶瓷涂层刀具，它结合了陶瓷材料和硬质合金材料的优点，在拥有与硬质合金材料 相近的强韧性能的同时，耐磨性大大提高，能达到未加涂层刀具的几倍到十几倍，并且使加工效率显著提高，从而成为刀具材料的一个重要研究方向，在现代制造业 尤其是在自动化加工中得到了广泛应用和迅速的发展。目前刀具的涂层方法仍以化学气相沉积法(CVD)和物理气相沉积法(PVD)为主，这两种方法在生产实 践中己日渐成熟，但仍存在一些问题，比较突出的是目前应用的涂层刀具只是刀片表面涂层，而且涂层与基体间的界面结合强度低，涂层易剥落，这样就使涂层不可 能做得太厚，因此在使用中涂层的使用寿命不会太长，一旦涂层被磨掉，刀具就会迅速磨损，这种情况使进一步提高涂层刀具寿命变得十分困难，另外涂层刀片基本 上不具备重磨性，这将限制其在粗加工和大型加工设备中的应用。
本研究提出了在硬质合金粉末表面涂层Al2O3陶瓷制备刀具材料的新方法， 成功地将溶胶—凝胶法引人刀具材料的制备过程。溶胶—凝胶法作为一种湿化学合成方法，具有设备简单、工艺易于控制、制品纯度和均匀度高等优点，近几年被广 泛用于制作超导材料、光电材料、铁电材料、光导纤维，光盘介质、纳米级陶瓷粉末及陶瓷薄膜、晶须和各种复合材料。由于溶胶中胶粒尺寸很小(纳米级)，具有 很大的比表面能和强烈的吸附趋势，有可能形成结构致密、与基体结合牢固的陶瓷涂层。这种方法变传统的宏观涂层为微观涂层，突破了原有的刀具涂层的局限，是 对探索制作涂层刀具新方法的一种有益尝试。
2 实验
选取异丙醇铝[Al(C3H7O)3](北京化学试剂总厂，分析纯)为前 驱物。以去离子水(自制)作为溶剂，用硝酸[HNO3](山东省化工研究院)作为胶溶剂，将上述原料按Al(C3H7O)3:H2):HNO3=1: (60～300):(0.07～0.88)的比例混合均匀，水浴恒温85℃，并施以强力搅拌，48h后即获得均一稳定的勃姆石溶胶。
选用含有 WC和TiC的硬质合金粉末作为基体材料．首先将基体粉末球磨100h，再将球磨过的粉末在丙酮中进行超声波清洗，然后在稀酸中浸泡处理，处理后的粉末用 去离子水清洗干净，加入到乙醇和水的混合溶液中，并施以强力搅拌和超声波振荡，令其分散均匀；此时加入勃姆石溶胶，保持搅拌，使粉末表面均匀地涂覆上一层 胶体；然后静置一段时间，待分层后，经抽滤、干燥得到涂层粉末，将涂层粉末在900～1200℃的温度下进行预烧结，以使涂层充分转化为Al2O3陶瓷。
涂层后的粉末再加入微量粘结金属球磨混合均匀，干燥过筛，将混和料装入f42mm的石墨模具，热压烧结，烧结温度范围1450～1850℃，保温10～30min，压力15～40MPa。
将热压制成的圆片切割成截面为3mmx4mm的试样条，经精磨、抛光后用三点弯曲法测量试样的抗弯强度，跨距30mm ，加载速度0.5mm/min；用压痕法测量试样的硬度和断裂韧性，使用维氏压头，载荷200N ；用Hitachi S-570型扫描电子显微镜(SEM )分别观察涂层粉末和试样断口的形貌，用JEM-1000型高压透射电子显微镜(TEM)观察了粉末涂层的形态。
切削实验使用的机床是C620-1普通车床改装的无级变速车床；工件为T10A工具钢(硬度为55～61HRC)；刀具材料分别是FTC1、 FTC2(以上为粉末涂层材料)、LT55(陶瓷刀具，自制)、YT15 硬质合金和YB01氧化铝一碳化钛复合涂层硬质合金刀片(以上为株州硬质合金厂产品)；刀具的儿何角度分别为Kr=7°、g0=-5°、ls=-5°、 b0=90°、er=90°。干式切削。
3 结果和讨论
1. 涂层粉末的形貌和结构
湿化学法涂层可以通过不同材料之间的物理吸附或化学键合来实现。就实验中所使用的碳化物粉末而言，其粒度为微米级，颗粒表面缺陷多，比表面积大，活性 高．通过扫描电子显微镜观察(图1(a))可以看到，粉末颗粒表面圆滑，无棱角，相互间形成大量团聚结构。粉末经稀酸浸溃处理之后，颗粒表面的氧化物被清 除掉，在表层形成了大量的悬空键。为了达到具有较低能量的稳定状态，粉末表面的悬空键会吸附水分而形成W-HO(以WC为例)的结构。
(a)
(b)
图1 WC粉末颗粒的TEM照片
(a)
(b)
图2 涂层TiC粉末的表面形态
在勃姆石溶胶中，胶粒的尺寸为纳米级，具有极大的比表面积，其吸附能力更强，只是由于胶粒吸附了带有同种电荷的离子而相互排斥才形成了均一稳定的悬浮 体系。当粉末与溶胶混合时，粉末的介入破坏了胶粒的离子氛，并且粉末与胶粒的尺寸相差很大，所以胶粒很容易吸附在粉末的表面。这时，胶粒中的Al-OR (R为异丙醇基)和Al-OH会与W-OH通过氢键结合在一起，形成强烈的吸附层。随后，涂层中部分水解的醇化物与基体表面的-OH发生缩合反应形成Al -O-W的化学键结构。干燥后的涂层粉末经过长时间球磨后，涂层并未脱落，这说明涂层与基体的结合相当牢固，两者之间主要是以化学键形式，而不是以物理吸 附方式结合的。这种键结合形式能使涂层和粉末之间具有较高的结合强度，从而在烧结后仍能基本保持涂层的完整性，并且在涂层和基体颗粒之间形成良好的界面。 图1(b) 是经烧结后的涂层粉末。可以看出，与图1(a)相比，由于已经形成了一层陶瓷涂层，粉末的表面形态发生了很大变化，涂层很薄，厚度并不均匀，涂层颗粒比未 涂层颗粒表面略显粗糙，但涂层相当完整，没有裂纹或剥落的情况。
图2是TiC粉末涂层在预烧结前后的TEM照片。预烧结前(图2(a)) 涂层为非晶态的勃母石，结构较为散乱松弛，表面起伏不平，尚带有明显的胶粒粘连形态的痕迹，并且涂层相对较厚，涂层颗粒间的粘结十分严重。另外从图2 (a)中也能看到一些散落的涂层物质，是在粉末的分散过程中形成的，但同时涂层仍然保持得较为完整。烧结后(图2(b))的涂层变薄(箭头指处是较为明显 的涂层)，表面和界面更为整齐和清晰，结构也显得更为致密，涂层和粉末表面的结合也比较好，界面没有可见的缝隙和孔洞，但是涂层和粉末的粘结强度明显下 降，在分散的过程中，部分表面的涂层已经脱落，涂层粉末颗粒之间的粘结也同时减弱了。图中两个颗粒的涂层只有一小部分粘在一起。
2. 材料的力学性能
在实验中：基体材料的选择对涂层粉末材料的性能具有重要的影响．以YT14、 YW1和YG6硬质合金为粉末基体烧制成的材料分别标记为FYT 、FYW和FYG)内部存在许多微裂纹，力学性能比较差，很难磨成抗弯强度试样。在充分考虑材料的物理匹配和化学相容性的基础上，对基体粉末中碳化物的比 例进行了调整，得到了两种分别以TiC 和(WC , TiC)为主要成分的粉末基体，由此制成的两种涂层粉末材料FTC1和FTC2则表现出良好的力学性能．几种涂层粉末硬质合金材料的力学性能在表1中分别 列出，两种自制的氧化铝基的陶瓷刀具材料的性能也同时列出进行比较。
两种涂层粉末材料的硬度比一般硬质合金要高得多，而强度则略低一些，其中FTC2的抗弯强度最高达1100MPa，已经接近YT15硬质合金的水平． FTC1和FTC2的性能与两种陶瓷刀具材料LT55和SG4相似， PTC1和SG4同样具有较高的硬度，但FTC1的强度要比SG4平均高50MPa，FTC2则与LT55的硬度接近，其平均扰弯强度比LT55高约 80MPa。另外，FTC1和FTC2的断裂韧性都比LT 55和SG4明显要高一些。
表1 几种粉末涂层材料的力学性能 材料 硬度
HV
GPa 屈服强度
sbb
MPa 冲击韧性
KICMPa·m½ 能否
用于
刀具
FYT 140 - 7.5 否
FYW 17.5～18.5 - 6.7～7.2 否
FYG 15.5 - 5.5 否
FTC1 18.5～23.0 800～1000 5.8～7.4 可
FTC2 18.0～20.3 860～1100 5.0～5.9 可
LT55 21.0 900 5.0 可
SG4 21.5 850 4.9 可
在复合材料的烧结过程中，当碳化物粉末中含有杂质时，杂质离子由于尺寸或电价上的差异，更倾向于在晶界富集，对晶界的运动产生一定的牵制作用，即所谓的杂 质牵制效应。当碳化物粉末被包覆上一层Al2O3时，Al2O3涂层对碳化物晶界的移动产生阻碍作用，碳化物晶界要向前运动，必须克服Al2O3涂层所造 成的阻力，而Al2O3的晶界要向前运动时，碳化物顾粒又起到了钉扎的作用。这种相互牵制的结果，细化了材料的晶粒，由于脆性材料的破坏以沿晶断裂为主。 当裂纹沿着晶界扩展时，材料的晶粒越细，裂纹的扩展路径就越曲折，扩展的路程也就越长，因此就能消耗更多的断裂能量。另外，一般材料的初始裂纹尺寸与晶粒 尺寸相当，所以晶粒越细，初始裂纹的尺寸也就越小，综合两方面的效果，因为涂层滞缓了晶粒在烧结过程中的长大，所以只要粉末的初始尺寸小，就能得到具有较 高强度和断裂韧性的细晶粒材料(图2) ．在这种涂层粉末材料中，理想的状态是Al2O3 将碳化物完全包覆，颗粒间的烧结行为只发生在Al2O3/Al2O3及Al2O3/金属之间，而碳化物颗粒并不相互接触，而是被Al2O3均匀地分隔开， 这种近似于单一材料烧结的情况更有助于形成高致密度的结构，当然实际情况要相差很多，仍然是一种复合材料烧结的情况。但是从另一个角度看，即把Al2O3 作为一种添加剂，由于它是以液相浸涂的形式引入的，所以其在基体材料中分布更为均匀，而且涂层粉末未经过预烧结，Al2O3和碳化物之间的界面具有更高的 强度。界面强度的提高，会大大增加材料破坏时穿晶裂纹的数量。图3中FTC1材料的断口有清晰的解理台阶，部分晶粒断面处有滑移纹，明显具有穿晶断裂的特 征。大量穿晶断裂的形成，消耗了裂纹扩展的能量，提高了材料的强度和断裂韧性。
图3 FTC1试样断口形貌
图4 v=75m/min切削淬硬T10工具钢时后刀面的磨损情况
图5 v=75m/min切削淬硬T10工具钢时后刀面的磨损情况
3. 切削效果
为了检验新型刀具材料的效果，分别与普通硬质合金刀具、陶瓷刀具和CVD法Al2O3陶瓷涂层刀具进行了对比实验。图4是刀具FTC1、LT55和 YT15在v=75m/min，f=0.1mm/r，ap=0.15mm 的切削条件下切削淬硬T10A工具钢时后刀面磨损情况。由图可以看出，在这样的条件下，由于工件材料较硬，当切削长度为530m时，YT15后刀具磨损已 达到0.58mm，不能继续切削，而LT55和FTC1切削长度为2650m后，后刀面磨损才约0.3mm，两者的磨损情况相似，FTC1的磨损比 LT55还要轻微一些。
图5是YB01、FTC1和FTC2在v=75m/min，f=0.1mm/r，ap=0.15mm 的切削条件下切削淬硬T10A工具钢时后刀面磨损情况。可见在切削淬硬材料时，由于FTC1和FTC2涂层较薄，所以在初期磨损阶段磨损量要比YB01 大，但是粉末涂层材料在进入正常磨损阶段后，磨损均匀稳定，而YB01的正常磨损阶段则比较短，在切削长度达到520m后，就进入急剧磨损阶段，这主要是 因为刀片的硬质合金涂层此时已基本被磨掉，功效也大大降低。另外，YB01在切削过程中前刀面有贝壳状剥落，可能是由于在切削力较大较大时，涂层被挤裂失 败，从而降低了涂层的效能。而FTC1和FTC2在切削速度较低时，一般不发生破损。在YB01后刀面磨损达到0.3mm后，由于切削时涂层不再起作用。 刀尖变钝，切削中的振动加剧，加工表面也变得十分粗糙，几乎不能再进行切削。这样看来，新型涂层刀具的使用寿命至少要比YB01提高一倍。
4 结论
利用溶胶—凝胶法在碳化物粉末表面涂覆了一薄层Al2O3，涂层与基体之间主要是以化学键形式结合；使用这种复合粉末烧结成的刀具材料晶粒细小均匀，具 有很高的硬度和较高的强度，其断裂形式以沿晶断裂为主，同时存在相当数量的穿晶断裂；这种刀具材料在切削淬硬材料时，切削性能与陶瓷刀具相近，明显优于普 通硬质合金刀具和A12O3涂层刀具。表现出良好的综合性能，是一种具有很大发展潜力的新型刀具材料。
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