前言：我們精心挑選了數篇優質力學性能論文文章，供您閱讀參考。期待這些文章能為您帶來啟發，助您在寫作的道路上更上一層樓。

第1篇

1．1原材料

熟料：采用華新水泥廠的新型干法熟料（石膏外摻），其物理力學性能見表1；硬石膏：其化學成分見表2；脫硫渣：采用武鋼的干法煙氣脫硫渣，其化學成分見表3；粉煤灰：采用青山熱電廠的二級粉煤灰；礦粉：取自武鋼粉磨廠，其SO3含量為0．35％；標準砂：采用的標準砂是廈門ISO標準砂。

1．2方法

水泥標準稠度用水量、凝結時間和安定性檢驗按照GB／T1346—2001《水泥標準稠度用水量、凝結時間、安定性檢驗方法》［6］進行。水泥膠砂流動度按照GB／T2419—1999《水泥膠砂流動度測定方法》［7］進行。水泥膠砂強度按照GB／T1767l—1999《水泥膠砂強度檢驗方法》［8］進行。水泥膠砂干縮試驗按照JC／T603—2004《水泥膠砂干縮試驗方法》［9］進行。

1．3試驗配合比

試驗中控制熟料摻量為35％，礦粉摻量為30％，通過調節脫硫渣和硬石膏摻量，探討了脫硫渣及硬石膏摻量的變化對復合水泥性能的影響規律。其中，在脫硫渣和硬石膏復摻試驗中，脫硫渣與硬石膏中所含SO3比例為1∶1。

2結果與討論

2．1硬石膏（未摻脫硫渣）對水泥性能的影響

從A－1到A－3的試驗結果中可以看出：隨著石膏摻量的增加，水泥標準稠度用水量逐漸增大；水泥的凝結時間有所延長，SO3含量的變化從3．0％～4．0％，水泥初凝時間增加近60min，終凝時間增加近30min；此外，每組水泥的初凝和終凝時間相差60min左右。作出水泥各齡期力學強度隨石膏摻量變化趨勢圖，見圖1。從圖1中可知，該組水泥試樣的3d和28d的抗折強度均隨著硬石膏摻量的增加而逐漸增大，其抗壓強度與抗折強度有著相同的規律。

2．2脫硫渣（未摻硬石膏）對水泥性能的影響

從B－1到B－3的試驗結果中可以看出：隨著脫硫渣摻量的增加，水泥的標準稠度用水量呈逐漸增大的趨勢，水泥凝結時間也逐漸延長，同樣，SO3含量的變化從3．0％～4．0％，水泥的初凝及終凝時間均增加近150min；此外，每組水泥的初凝和終凝時間差達到180min左右。與A－1到A－3的試驗結果對比發現，SO3含量相同兩組試驗，摻脫硫渣的水泥試樣的標準稠度用水量、初凝及終凝時間均要大于摻硬石膏的水泥試樣，并且隨著SO3含量的增加，水泥凝結時間延長的幅度也隨之加大。當SO3含量都為3．0％時，兩者初凝相差10min，終凝相差131min；SO3含量都為3．5％時，兩者初凝相差25min，終凝相差137min；SO3含量都為4．0％時，兩者初凝相差103min，終凝相差241min。由此可見，脫硫渣能夠明顯延緩水泥的凝結時間，并且其緩凝效果要強于硬石膏。脫硫渣對水泥的緩凝作用，增大了水泥初凝和終凝的時間間隔，并且合理摻量的脫硫渣對水泥的緩凝效果能滿足相應規范對水泥凝結時間的要求。作出水泥各齡期力學強度隨脫硫渣摻量變化趨勢圖，見圖2。從圖2中可知，該組水泥試樣3d抗折、抗壓強度隨著脫硫渣摻量的增加先降低后增大，而28d抗折、抗壓強度則逐漸增大，并且28d強度值比較接近，脫硫渣摻量從9．2％增加到13．7％，28d抗壓強度提高了6．01％。但與A－1到A－3的試驗結果對比可發現，相同SO3含量的兩組試驗，摻有脫硫渣的水泥試樣的3d抗折、抗壓強度均低于摻硬石膏的水泥試樣。與A－1試樣相比，B－1試樣的3d抗折、抗壓強度分別降低11．1％和10．9％；與A－2試樣相比，B－2試樣的3d抗折、抗壓強度分別降低34．1％和40．2％；與A－3試樣相比，B－3試樣的3d抗折、抗壓強度分別降低38．6％和43．2％；然而摻有脫硫渣的水泥試樣28d抗壓強度值卻偏高，與A－1試樣相比，B－1試樣的28d抗壓強度提高了36．2％；與A－2試樣相比，B－2試樣的28d抗壓強度提高了32．8％；與A－3試樣相比，B－3試樣的28d抗壓強度提高了18．6％。由此可見，與硬石膏相比，脫硫渣的摻入對水泥早期強度的發展不利，且隨著脫硫渣摻量的增加，3d強度降幅增大；但脫硫渣有利于水泥后期抗壓強度的增長。

2．3脫硫渣和硬石膏復摻對水泥性能的影響

從C－1到C－3的實驗結果中可以看出：隨著SO3含量的增加，水泥試樣的標準稠度用水量逐漸增大，但水泥凝結時間相近，變化不明顯，水泥初凝時間將近10h，終凝時間到達12h左右，水泥凝結時間明顯偏長。由此說明脫硫渣與石膏復摻時會出現更強的緩凝效果，水泥凝結時間大幅延長。作出水泥各齡期力學強度隨SO3含量變化趨勢圖，見圖3。從圖3中可知，該組水泥試樣3d抗折、抗壓強度隨著SO3含量的增加先降低后增大，28d抗折強度逐漸增大，28d抗壓強度卻逐漸降低。但是，在相同SO3含量的情況下，與A組實驗進行比較發現，其變化規律與B組和A組比較結果的變化規律相似，即C組水泥試樣3d強度低于A組試樣，但28d抗壓強度仍然高于A組試樣；與A－1試樣相比，C－1試樣的28d抗壓強度提高了45．2％；與A－2試樣相比，C－2試樣的28d抗壓強度提高了36．2％與A－3試樣相比，C－3試樣的28d抗壓強度提高了13．2％。通過上述分析可知，脫硫渣和硬石膏進行復摻，使復合水泥的凝結時間大幅延長，其凝結時間已經不能滿足復合水泥對凝結時間的要求，但其對水泥強度的影響規律和單摻脫硫渣的水泥類似。因此，兩者復摻主要對水泥的凝結時間影響較大，可能是由于兩者摻配比例不合理的原因。

2．4脫硫渣對水泥干縮性能的影響

為了研究脫硫渣對水泥干縮性能的影響，本次試驗中選取A－1、B－1、B－2及B－3四組配比，測定了水泥砂漿的不同齡期的干縮率，試驗結果見圖4。從圖4中可以看出，4組水泥試樣的干縮率均隨著齡期的增加而增大，在養護的初期階段，水泥干縮率的增長速率較快，養護14d后，水泥干縮率的增長速率降低；比較A－1和B－1可知，在相同SO3含量的情況下，摻有脫硫渣的水泥試樣在各齡期的干縮率均低于摻硬石膏的水泥試樣；從B－1到B－3可看出，水泥試樣各齡期的干縮率隨著脫硫渣摻量的增加而降低。由此可見，脫硫渣的摻入能明顯改善水泥的干縮性能，且隨著脫硫渣摻量的增加，改善效果越好。

2．5脫硫渣對水泥緩凝及補償收縮效應機理分析

脫硫渣中Ca（OH）2的含量較高，這使水泥在水化初始即形成Ca（OH）2的高度過飽和液相，對鈣礬石生成影響最大的Ca2＋、OH－濃度與普通水泥相比要大的多，在水化初始形成鈣礬石的諸離子的溶度積K即超過了形成鈣礬石所需的臨界值Ksp，鈣礬石的析晶速率更快，晶體尺寸更小，生成更具有屏蔽作用的膠體狀鈣礬石覆蓋在水泥顆粒表面，延緩了水泥特別是C3A的水化［10］。而CaSO3·1／2H2O與C3A體系在純水中水化30min時即可生成膠體狀的C3A·CaSO3·11H2O覆蓋在C3A的表面，也可能造成C3A在開始之初水化延緩。由于脫硫渣中同時含有硫酸鈣和亞硫酸鈣這兩種物質，可能由于兩者的雙重作用效果，使得脫硫渣的緩凝效果要強于硬石膏。袁潤章等人研究了礦渣在不同介質下呈現出水硬活性的能力，礦渣通常只有在pH值大于12的堿性環境下才能呈現出一定的膠凝能力，同時CaSO4和Ca（OH）2共同作用下對礦渣的激發效果比Ca（OH）2單獨激發的效果更加顯著［11］。脫硫渣中含有大量的Ca（OH）2、CaSO4等活性激發組分，在大幅度提高水泥水化液相堿含量的同時，不僅可以促進礦渣和粉煤灰活性更早地被激發，還能大大提高礦渣和粉煤灰的二次水化反應程度，進而提高水泥后期強度增長率［12］。通過摻入脫硫渣能促進水泥水化過程中鈣礬石晶體的生成，通過鈣礬石的吸水腫脹和結晶膨脹作用來達到微膨脹的作用，顯著改善水泥的收縮和抗裂性能。

3結論

第2篇

試驗原料為真空冶煉并鍛造而成的鍛坯，首先在鍛坯上截取直徑為4.0mm、長10.0mm的圓柱試樣，采用熱膨脹儀測得合金鋼材料的A1和A3分別為710℃和930℃。采用二輥軋機將1200℃保溫90min的鍛坯熱軋為厚度為3.0mm的熱軋板，并對其依次進行酸洗、冷軋，最后得到厚度為1.2mm的雙相鋼冷軋薄板，其主要化學成分w(%)：0.10C、1.35Si、1.88Mn、0.007P、0.0056S，余量為Fe。在冷軋鋼板上沿軋制方向截取長220mm、寬60mm雙相鋼試樣，并進行連續退火試驗。根據實驗測得的A1和A3，確定退火溫度分別為735、760、785、810和835℃。將試樣加熱至退火溫度并進行保溫處理，保溫時間為6min，然后將試樣冷卻至685℃后淬火到240℃，保溫12min后冷卻至室溫。對工藝參數不同的退火板取樣，利用熱場發射掃描電子顯微鏡及EBSD技術對其進行顯微組織觀察和相結構分析，并采用電子萬能試驗機對其力學性能按照國標要求進行測試。

2試驗結果及分析

2.1顯微組織

圖1是退火溫度為735、760、785、810和835℃時雙相鋼連續退火后的組織。可以看出，不同溫度條件下的退火組織均為馬氏體和鐵素體，無明顯差異。同時發現馬氏體（硬相）呈凸起島狀，且均勻分布在鐵素體（軟相）的晶界上，形成了由軟相和硬相組成的雙相組織[4]。通過ImagesProPlu和彩色金相圖片對不同退火溫度下馬氏體的體積分數進行定量分析，研究組織中的相構成[5]。統計數據顯示，馬氏體的體積分數隨退火溫度的升高由13.8%增加至19.7%，且馬氏體島尺寸增大。這是由于在退火過程中，奧氏體隨退火溫度的升高逐漸增多；同時，C元素以及其他合金元素的擴散率也增大，奧氏體的尺寸增大。大部分奧氏體組織在淬火處理后轉變為馬氏體，增加了馬氏體的體積分數以及尺寸。由圖1還可以看到，馬氏體島中心位置顏色較暗，而與鐵素體交界區域出現了光亮圈。這是因為C元素的熱擴散速率較大，使其在連續退火過程中擴散較充分，使鐵素體與奧氏體中的碳濃度達到了平衡狀態。而Mn元素在奧氏體組織中的擴散速率小于其在鐵素體組織中的擴散速率，導致鐵素體與奧氏體的交界區域成為富Mn區，而淬透性與Mn的含量呈正比例關系，不同淬透性導致其內部較暗，而與鐵素體的交界呈現光亮圈。

2.2相結構

退火溫度分別為735℃和785℃時，汽車用高Si雙相鋼材料連續退火后的EBSD圖像如圖2所示。（采用黑色標記殘余奧氏體，其他顏色標記馬氏體和鐵素體）可以看出，不同退火溫度條件下雙相鋼組織中均得到了分布于鐵素體晶界上的粒狀殘余奧氏體組織。這是由于雙相鋼材料中Si元素的含量較高，在退火過程可促進鐵素體中C元素向奧氏體擴散，提高了奧氏體相中的含碳量；同時在冷卻過程中Si元素還可以對碳化物的析出起到抑制作用，降低了奧氏體相中的碳損失。高碳奧氏體相的Ms點較低，因此具有較高的熱穩定性，在室溫條件下穩定存在并被保留。經測量，殘余奧氏體的晶粒直徑均小于1μm，穩定性較高。圖3給出了雙相鋼在760℃時退火后的透射照片。可以看出，部分殘余奧氏體組織呈薄膜狀，分布于板條馬氏體組織中。薄膜狀奧氏體由于尺寸較小，同時周圍包裹了馬氏體束，提高了其成核所需表面能，因此增加了其向馬氏體轉變的難度。

2.3力學性能

表1給出了不同退火溫度下雙相鋼連續退火后的力學性能。可知，隨著退火溫度升高，試驗鋼抗拉強度呈現先升高后降低。這是由于當退火溫度高于735℃后，馬氏體的體積分數開始急劇增加，抗拉強度也隨之大幅提高；當退火溫度超過785℃后，馬氏體的體積分數不再增加，但在冷卻階段生成的鐵素體體積分數逐漸增加，相比原始鐵素體，新生鐵素體的含碳量較高，導致馬氏體的含碳量下降，抗拉強度也隨之降低。傳統低Si雙相鋼材料的抗拉強度為630MPa時，伸長率為23.0%。相比之下，退火溫度為785℃時高Si雙相鋼材料的綜合力學性能較高，抗拉強度為702MPa時，伸長率為25.5%，均高于傳統低Si雙相鋼。伴隨退火溫度的升高，試驗鋼的屈強比未發生明顯變化，最大為0.58，最小為0.44。傳統低Si雙相鋼材料的屈強比為0.47，相比之下，除735℃退火外，雙相鋼的屈強比較低，因此其成型性能較好。這是由于鋼中的Si元素不僅可以降低鐵素體中C元素的含量，還可以對冷卻及時效過程中碳化物的析出起到抑制作用，使C元素聚集在奧氏體中；此外，由于新生鐵素體出現的無沉淀區降低了雙相鋼的屈服強度，因此其屈強比也隨之下降。

3結論

第3篇

面對高技術時代對高性能鈦合金材料日益緊迫的要求，非連續增強鈦基復合材料因其具有的高比強、高比剛度、耐高溫和耐蝕性能已成為研究的熱點。人們對其制備工藝、微結構、力學性能等進行了一系列的研究，而這些研究的主要目標為外加法制備的鈦基復合材料。而本研究則采用原位合成工藝制備非連續增強的鈦基復合材料。與外加法比較，原位合成法因其工藝簡單、材料性能優異，在技術和經濟上更為可行。增強體的原位合成，避免了增強體的污染問題，也避免了熔鑄過程中存在的潤濕性問題，有利于制備性能更好的復合材料。然而，為了低成本高效制備高性能的鈦基復合材料尚有許多問題需要解決。因此，從理論和實驗上研究這些問題，對低成本高效制備高性能的鈦基復合材料具有非常重要的理論和實際意義。

針對金屬基復合材料發展應用中的關鍵問題??成本和性能，本文開發設計了新型的鈦基復合材料的制備工藝，可以低成本高效制備性能優異的鈦基復合材料。即可利用鈦與碳化硼、硼及石墨之間的自蔓燃高溫合成反應，采用普通的鈦合金冶煉工藝制備出單純TiB晶須、單純TiC顆粒增強或TiB晶須和TiC粒子混雜增強的鈦基復合材料。為了拓展鈦基復合材料的應用領域，為制備高性能的鈦基復合材料打下堅實的基礎，本文的研究主要包括以下幾個方面工作：

1、研究了利用鈦與石墨、硼及碳化硼之間的反應制備TiB和TiC增強鈦基復合材料的原位合成機理。利用熱力學理論計算了鈦與石墨、硼、碳化硼反應的Gi自由能DG和反應生成焓DH，結果表明：各個反應的Gi自由能DG值都為負值，說明在熱力學上上述反應是可行的。雖然在熱力學上可以利用鈦與碳化硼之間的化學反應合成TiB2和TiC增強體，但從化學平衡考慮，TiB2不能穩定存在于過量鈦中，因此能夠穩定存在于普通鈦合金中的增強體為TiB和TiC。上述反應都為高放熱的反應，從理論上講絕熱溫度都大于自蔓燃高溫合成的判據，表明反應能自發維持。

2、利用非自耗電弧爐和自耗電弧爐經普通的鈦合金鑄造工藝制備出單純TiB晶須、單純TiC顆粒增強或TiB晶須和TiC粒子混雜增強的鈦基復合材料。X射線衍射分析結果表明：原位合成的增強體為TiB、TiC。這些增強體分布非常均勻，主要呈現為短纖維狀、樹枝晶狀和等軸或近似等軸狀。電子探針和帶能譜的掃描電鏡分析結果表明：短纖維狀增強體為TiB，而樹枝晶狀和等軸或近似等軸狀增強體為TiC。實驗結果與理論分析一致，這為原位自生鈦基復合材料的工業化生產提供了依據。

3、研究了原位合成鈦基復合材料增強體的生長機制，結果表明：增強體的生長機制與凝固過程及增強體的晶體結構密切相關。原位合成的增強體以形核與長大的方式從熔體中析出而長大。對于原位合成TiB和TiC混雜增強的鈦基復合材料，經歷了析出初晶、二元共晶和三元共晶三個階段。由于不同的晶體結構，增強體TiB與TiC形成不同的生長形態。TiB具有B27晶體結構，易于沿[010]方向生長長成短纖維狀，而且TiB橫截面的形狀呈多邊形，其晶面主要由(100)、(10)和(101)組成。同時，在TiB的(100)面上容易形成層錯。而TiC具有NaCl型對稱結構，容易長成樹枝晶狀、等軸狀和近似等軸狀。發現原位合成的增強體TiB容易在（100）面上形成高密度的層錯，層錯的形成與增強體的晶體結構、生長機制有關，同時也有利于降低增強體與基體合金界面的晶格畸變。而原位合成增強體TiC的晶格比較完整，偶爾在(111)面上形成孿晶，該孿晶結構在增強體形核與長大的過程中形成。

4、研究了合金元素鋁的加入對原位合成鈦基復合材料微結構及力學性能的影響。合金元素鋁的加入，并不改變復合材料的物相組成，也不改變復合材料的凝固過程，但由于合金元素的存在，阻礙了增強體的形核與長大過程，導致形成的TiB和TiC初晶更為細小，尤其是使TiC增強體易于形成等軸狀。合金元素鋁不僅固溶強化了基體合金，而且細化增強體也有利于提高復合材料的力學性能。

5、利用透射電鏡、高分辨透射電鏡對原位合成(TiB TiC)/Ti復合材料界面微結構進行研究和分析，發現兩種增強體與基體的界面均為清潔界面，為直接的原子結合、界面結合狀況良好。TiC增強體與基體合金沒有確定的位相關系，而TiB增強體與基體合金存在以下位相關系：、、(0002)Ti//(001)TiB和以及、(0002)Ti//(200)TiB和。該位相關系在凝固過程中形成，與增強體的晶體結構及基體合金的晶體結構密切相關，形成該位相關系有利于降低增強體與基體合金界面的晶格畸變能。

6、研究了鑄態鈦基復合材料和熱鍛后高溫鈦基復合材料的力學性能。由于原位合成增強體的加入，鈦基復合材料的力學性能與相應基體合金比較有了明顯的提高，在增強體含量為8％時，其彈性模量E、屈服強度s0.2和抗拉強度分別達到131.2GPa，1243.7MPa和1329.8MPa，與基體合金Ti6242比較分別提高了19.3，47.4和45.5。其強化機理主要來源于增強體承載、晶粒細化及高密度位錯的形成。石墨的加入，形成更多等軸狀、近似等軸狀TiC粒子有利于提高復合材料的室溫性能，這與短纖維狀TiB的存在導致復合材料低應力斷裂有關。

7、研究了原位合成鈦基復合材料的高溫瞬時拉伸性能。在600oC、650oC和700oC的抗拉強度分別超過800MPa，750MPa和650MPa，與高溫性能較好的IMI834合金比較，在600oC的抗拉強度提高幅度超過25。隨著溫度的提高，其屈服強度、抗拉強度降低，塑性提高，但與基體合金比較高溫強度有了明顯的提高。斷口分析表明：低溫時，裂紋由增強體斷裂引起，而在高溫時裂紋最先在短纖維晶須TiB的端面上形核，然后裂紋擴展到基體合金中，最后導致材料失效。說明低溫時，增強體承載對提高復合材料的力學性能非常有利，而在高溫時，其強化作用主要由增強體與位錯的交互作用引起。位錯容易在短纖維狀晶須TiB的端面處塞積，形成裂紋源導致材料失效。因此與等軸狀及近似等軸狀增強體TiC比較，短纖維狀增強體TiB對復合材料高溫力學性能的強化效果要低一些。這也是石墨的加入形成等摩爾的TiB和TiC增強體有利于提高復合材料高溫性能的主要原因。

8、研究了原位合成鈦基復合材料的高溫蠕變性能和持久斷裂性能。原位合成鈦基復合材料的高溫蠕變經歷了典型的蠕變變形的三個階段。蠕變持久強度與基體合金比較有了明顯的提高。持久強度與溫度及載荷密切相關，溫度和載荷的提高都降低復合材料的高溫蠕變和高溫持久性能。石墨的加入形成更多的TiC粒子，同樣有利于提高鈦基材料的持久強度。在高溫、持久載荷作用下，材料的失效仍然主要由短纖維端面處形成裂紋而導致材料失效引起。

本研究首先從理論上分析了原位合成TiB、TiC及TiB和TiC混雜增強鈦基復合材料的原位合成機制，并以此為基礎開發出了一種新型鈦基復合材料加工工藝。利用該工藝鈦合金生產廠家可以在不改變設備和工藝的條件下，低成本高效制備高性能的鈦基復合材料。而采用該原位合成工藝制備復合材料的性能是可設計和可控制的，針對不同的應用條件，可以設計不同成分的基體合金及不同含量、不同配比增強體的復合材料以滿足不同的需求。從合金相圖、增強體晶體結構及凝固理論相結合分析了原位合成增強體的生長機制、生長形態、分布狀態以及界面微區特征。研究了鈦基復合材料的微觀組織對鈦基復合材料力學性能的影響規律。這些研究為以后制備高性能的鈦基復合材料和拓展 鈦基復合材料的應用領域打下了堅實的理論基礎和為批量生成提供了實用途徑。近兩年來，研究成果引起了國家航空航天部門的關注，國家“十五”軍工重點課題和航天支撐基金、航天創新基金課題獲得了批準。并將用于我國的先進戰略導彈XX－2改，戰術導彈XX－19及新一代洲際導彈和潛地導彈的構件。鑒于該技術在國防軍工方面具有的戰略意義以及在民用領域的潛在應用前景，與國內大型鈦合金加工企業—寶鋼集團五鋼有限公司開展產業化研究，完成了該材料的中試過程，實現了新型鈦基復合材料的工業化生產。研制開發的材料近期將在國家戰略、戰術武器、宇宙飛船等方面得到驗證和應用。并將逐漸推廣應用于民用領域，為國民經濟的發展作出貢獻。

關鍵詞非連續增強鈦基復合材料，原位合成，生長機制，凝固，晶體結構，微觀結構，力學性能，位向關系，界面結構

Fabrication,MicrostructureandMechanicalPropertiesofinsituSynthesizedTitaniumMatrixComposites

ATRACT

Duetoincreasingrequirementfortitaniumalloywithhighpropertiesinhightechnologyera,discontinuouslyreinforcedtitaniummatrixcompositesownthefollowingadvantages:highecificstrength,highecificmodulus,highelevatedtemperatureproperty,wearresistanceandlowfabricatingcost,sotheyhavebecometheresearchhotot.Theproceingtechnique,microstructureandmechanicalpropertieshavebeenexteivelystudied.However,themainaimisdiscontinuouslyreinforcedtitaniummatrixcompositepreparedbytraditionaltechniquesuchaspowdertechnologyandliquidmetallurgy,wheretheceramicparticlesaredirectlyincorporatedintosolidorliquidmatricesreectively.Inthispaper,paredwithtraditionaltechnique,insitutechniqueownthefollowingadvantages:thetechniqueisverysimpleandthepropertiesareexcellent,soitiseasiertofabricatetitaniummatrixcompositesintechnologyandeconomic.Theinsitusynthesisofceramicparticleavoidsthepollutionofreinforcementsandwettabilityexistingincastingtechnique,soitisvaluabletofabricatetitaniummatrixcompositeswithbetterproperties.However,therearestillquitealotofproblemstoberesolvedinordertofabricatetitaniummatrixcompositeswithhighpropertiessimplyandatlowfabricationcost.Therefore,theresearchontheseproblemsintheoryandexperimentisveryimportant.

Itiswellknownthatthekeyproblemindevelopmentandalicationofmetalmatrixcompositesiscostandproperty.Anewtechniquehasbeendesignedtoproducetitaniummatrixcomposites,inwhichitispoibletofabricatetitaniummatrixcompositeswithhighpropertiessimplyandatlowfabricationcost.TitaniummatrixcompositesreinforcedwithTiBwhisker,TiCparticleorTiBwhiskerandTiCparticle,wereproducedbycommontitaniumalloycastingtechniqueutilizingtheself-propagationhigh-temperaturesynthesisreactiobetweentitaniumandboron,graphite,B4C.Inordertodeveloptheutilizationareaoftitaniummatrixcompositesandmakebasisforproducingtitaniummatrixcompositeswithhighproperties,thefollowingworkshavebeendeveloped.

1.InsitusynthesismechanismoftitaniummatrixcompositesreinforcedwithTiB,TiCorTiBandTiCutilizingthereactiobetweentitaniumandboron,graphite,B4Chavebeeninvestigated.GifreeenergyDGandformationenthalpyDHofreactiobetweentitaniumandboron,graphite,B4Cwerecalculatedbythermodynamictheory.TheGifreeenergyDGofabovereactioisnegative,whichindicatesthattheabovereactioallcantakeplace.ItispoibletosynthesizeTiB2andTiCutilizingthereactionbetweentitaniumandB4C.However,coideringfromchemicalbalance,TiB2cannotexistintitaniummatrixalloystably.Theabovereactioreleasequitealotofheat.Moreover,theadiabatictemperatureisgreaterthanthetheoreticalcriterion,whichindicatesthatthereactioncanbesustainedbyitself,namelyself-propagationhigh-temperaturesynthesisreactioncanoccur.

2.TitaniummatrixcompositesreinforcedwithTiBwhisker,TiCparticleorTiBwhiskerandTiCpart iclehavebeenproducedbynon-coumablevacuumarcremeltingfurnaceandcoumablevacuumarcremeltingfurnace.TheresultsofX-raydiffractionshowthattheinsitusynthesizedreinforcementsareTiBandTiC.Thereinforcementsweredistributeduniformlyinmatrixalloy.Theshapesofreinforcementsareshort-fibreshape,dendriticshapeandequiaxedshapeornear-equiaxedshape.Thereinforcementwithshort-fibreshapeisTiB,thereinforcementwithdendriticshapeandequiaxedshapeornear-equiaxedshapeisTiC.Theexperimentalresultisingoodagreementwiththeoreticalresult,whichprovidesgistforcommercialproductionofinsitusynthesizedtitaniummatrixcomposites.

3.Thegrowthmechanismsofreinforcementsininsitusynthesizedtitaniummatrixcompositeshavebeeninvestigated.Thegrowthmechanismsarecloselyrelatedtosolidificationpathsandcrystalstructures.Thereinforcementsdiersefrommeltandgrowinthewayofnucleationandgrowth.FortheinsitusynthesizedTiBwhiskerandTiCparticlereinforcedtitaniummatrixcomposites,thereinforcementsundertakethefollowingthreestages:primarycrystal,binaryeutecticandternaryeutectic.Duetothedifferentcrystalstructures,TiBandTiCgrowindifferentshapes.TiBisliabletogrowalong[010]directionandformshort-fibreshapeduetoit’sB27crystalstructure.TheshapeofTiBatcrosectionispolygon,thecrystalfacesarecomposedwith(100),(101)and(10).Moreover,thereisstackingfaultinTiBandthestackingfaultislikelytoformat(100)crystalface.TiCwithNaClcrystalstructuregrowsindendritic,equiaxedornear-equiaxedshape.

4.Theeffectsofaluminumadditiononmicrostructureandmechanicalpropertiesofinsitusynthesizedtitaniummatrixcompositeshavebeeninvestigated.Theadditionofalloyingelementaluminumdoe’tchangephasesandadjustthesolidificationpath.However,thealloyingelementhindersthenucleationandgrowthofreinforcementsthatresultinmorefineTiBandTiCreinforcementsandmakeTiCreinforcementsgrowwithequiaxedparticleseasily.Aluminumnotonlystrengthethematrixalloybysolidsolutionstrengthening,butalsoimprovesthemechanicalpropertiesbyrefiningthereinforcements.

5.TheinterfacialmicrostructuresofinsitusynthesizedTiBwhiskerandTiCparticlesreinforcedtitaniummatrixcompositeshavebeenoervedbymeaoftramiionelectronicmicroscopyandhigh-resolutiontramiionelectronicmicroscopy.Theresultsshowthattheinterfacesareveryclean.Theyarebondedwell.ThereisnocoistentcrystallographicrelatiohipbetweenTiCandtitanium.However,therearefollowingcoistentcrystallographicrelatiohibetweenTiBandtitanium:,,(0002)Ti//(001)TiB,and,,(0002)Ti//(200)TiB.Moreover,itiscloselyrelatedtothecrystalstructuresofreinforcementandmatrixalloy.Theformationofabovecrystallographicrelatiohiisvaluabletodecreasetheenergyoflatticestrainbetweenreinforcementandmatrixalloy.

6.Themechanicalpropertiesofcast-titaniummatrixcompositesandhigh-temperaturetitaniummatrixcompositesafterhot-forginghavebeeninvestigated.Duetotheincorporationofinsitusynthesizedreinforcements,themechanicalpropertiesimproveobviouslycomparedwithmatrixalloy.Whenthevolumeofreinforcementsis8,theYoung’smodulusE,yieldstrengths0.2andteilestrengthare131.2GPa,1243.7MPaand1329.8MPa,reectively.Theyimprove19.3,47.4and45.5,reectively.Thestrengtheningmechanismsincludethefollowingfactors:undertakingloadofreinforcements,refinementofgrainsizeandformationofhigh-deitydislocatio.TheadditionofgraphiteformsmoreTiCparticleswithequiaxedornear-equiaxedshapethatisvaluabletoimprovethemechanicalpropertiesoftitaniummatrixcompositesatroomtemperature.ThisisrelatedtoexistingofTiBthatresultfractureofcompositesatlowlevelofaliedstrain.

7.Theultimateteilemechanicalpropertiesoftitaniummatrixcompositesatelevatedtemperaturehavebeeninvestigated.Theultimateteilestrengthsofinsitusynthesizedtitaniummatrixc ompositesat600oC,650oCand700oCare786.1MPa,657.4MPaand564.3MPa,paredwithIMI834alloy,theultimateteilestrengthat600oCimproves23.8.Astemperatureincreases,theyieldstrengthandultimatestrengthdecrease,paredwithmatrixalloy,themechanicalpropertiesathightemperatureofinsitusynthesizedtitaniummatrixcompositesimproveobviously.Theanalysisoffracturesurfacesshowthatcrackareformedduetothefractureofreinforcementsatlowtemperature,whilethecracksarelikelytonucleateattheendsofshort-fibreTiBandpropagatetomatrixalloyathightemperaturesothatcompositesfailure.Theyindicatethatundertakingloadofreinforcementsisvaluabletoimprovethemechanicalpropertiesatlowtemperature.Athightemperature,thestrengtheningeffectresultsfromtheinteractionbetweenreinforcementsanddislocatio.DislocatioareliabletoaccumulateandentangleattheendsofTiBwhiskers,paredwithequiaxedornear-equiaxedTiCparticle,thestrengtheningeffectofTiBwhiskerontitaniummatrixcompositesislowerthanthatofTiC.ThisisalsothemainreasonthattheadditionofgraphitetoformmoreTiCisvaluabletoimprovethemechanicalpropertiesathightemperature.