曹杰義，肖平安，雷 豹，張小虎，范安平，軒翠華

(湖南大學 材料科學與工程學院，長沙 410082)

由于在醫(yī)療、汽車、國防軍工、航空航天和體育器材制造等行業(yè)具有良好的應用需求和發(fā)展前景，超細晶(簡稱UFG，指晶粒尺寸小于等于5 μm的組織)鈦制備已成為鈦加工業(yè)近年越來越關注的一個發(fā)展方向[1?2]。目前，制備超細晶鈦合金的主要技術是大塑性變形(Severe plastic deformation，SPD)和熱氫處理(Thermohydrogen processing，THP)。SPD是通過對塊體金屬進行超大塑性變形來獲得具有超細晶組織的高強輕質合金；SPD的具體制備工藝比較復雜，制備出的超細晶純鈦的強度可以達到Ti-6Al-4V的水平，塑性更好[3?5]。THP利用氫作為一種過渡性合金元素，在正確控制工藝參數(shù)的條件下通過吸氫—固溶—脫氫等主要步驟達到顯著改善鈦合金的目的。經處理后鈦合金一般為細片狀組織，可實現(xiàn)強度和韌性的同時提高[6?8]。但是，SPD存在對合金塑性和設備及模具要求很高、工序復雜、成本高和難以制備大制品等明顯不足，所以目前仍然停留在實驗室研發(fā)階段，而THP雖然已經得到工業(yè)應用，但其處理流程繁長并主要用于提高α+β-Ti的熱加工成形能力和力學性能。因此，迫切需要研發(fā)新的經濟型短流程超細晶鈦制備技術。

本課題組戴坤良[9]在TiH2粉末的壓制燒結研究中發(fā)現(xiàn)，原料粉末的顯微組織特征對所獲燒結鈦制品的顯微組織具有顯性遺傳關系。本文作者對TiH2粉體的高能行星球磨規(guī)律開展系統(tǒng)研究，并對球磨粉末燒結樣品的顯微組織特征進行考察，以探索采用這種新技術方案制備UFG鈦的可行性。

1 實驗

1.1 實驗原料

實驗用 TiH2原料粉末由昊天鈦粉加工有限公司生產。表1所列為粉末的成分。通過激光粒度分析儀測得其D50為17.5 μm。

表1 TiH2原料粉末的化學成分Table 1 Composition of raw material powder of TiH2 (mass fraction, %)

1.2 實驗方案

實驗內容主要由兩部分構成：第一部分主要研究TiH2粉末的高能行星球磨規(guī)律。首先確定球磨速度為200 r/min，然后通過改變行星球磨過程中的球料比和球磨時間，重點研究球磨過程中TiH2粉末的粒度組成的改變、相轉變情況和球磨對TiH2粉末脫氫特性的影響，最終對高能行星球磨的工藝進行優(yōu)化；第二部分主要研究球磨TiH2粉末燒結樣品的顯微組織特征。

高能球磨在自制臥式行星球磨機上進行，使用鋼質球罐。球罐的裝料系數(shù)為0.5；球磨用鋼球由直徑分別為15、10和6 mm的鋼球級配構成，級配比為3:5:10。為了盡量減少水分和空氣對 TiH2粉末球磨的不良影響，球磨罐裝好料后先在烘箱中烘干以去除水汽，然后在緊固球罐蓋后利用其上面的兩個排氣閥門先后接機械泵抽真空和通入高純Ar氣(純度≥99.99%)，以形成保護性氣氛，并最終使罐內 Ar氣壓保持與大氣壓基本相當?shù)乃健?/p>

球磨后超微TiH2粉體的活性很高，在空氣中易自燃。為此，一方面在球磨粉末中添加質量分數(shù)為 4%的聚乙二醇(PEG)作為過程控制劑，以降低球磨粉末的活性；另一方面，球磨粉末的取樣在充滿高純 Ar氣的手套箱中進行。

球磨TiH2粉末的壓制在769YP?15A型粉末壓片機上進行，采用單向壓制方式壓制直徑為15 mm的圓柱壓坯。為改善球磨TiH2粉末的壓坯質量，在壓制時另外使用硬脂酸(SA)酒精溶液潤滑模具內腔。壓坯的脫脂在 GSL1600X型管式爐內進行，全程通高純 Ar氣進行保護。

脫脂壓坯的燒結在附帶高真空系統(tǒng)的 GSL1600X型管式爐上進行，真空度可達10?3Pa數(shù)量級。燒結由兩個基本過程組成，首先是在升溫過程中TiH2逐步脫氫轉變?yōu)殁伔郏缓笫桥鳂釉诟邷叵卤責Y。高溫燒結工藝統(tǒng)一為1 050 ℃、3 h。

1.3 分析方法

在BT?9300H激光粒度分布儀上測量粉末的粒度組成。用 D50表示粉末的平均徑，而粉末的粒度分布特性采用粒度跨度值ψ來進行描述，其計算公式如下：

式中：D50為一個樣品的累計粒度分布分數(shù)達到 50%時所對應的粒度；D90為一個樣品的累計粒度分布分數(shù)達到 90%時所對應的粒徑；D10為一個樣品的累計粒度分布分數(shù)達到10%時所對應的粒徑。ψ越小，說明粒度分布越窄。

采用FEI QUANTA 200型環(huán)境掃描電鏡(SEM)對粉末進行形貌觀察。采用 X射線衍射儀 D8?advance(Cu靶，λ=0.154 05 nm)分析球磨過程中以及經過燒結后粉末或者燒結樣品的物相構成。采用Sta449C型同步差熱分析儀分析 TiH2粉末的脫氫特性以及聚乙二醇的分解行為，升溫速率為10 ℃/min，分析過程中通高純Ar氣進行保護。在MM6金相顯微鏡上觀察和分析燒結樣品的孔隙分布和顯微組織。所使用的樣品腐蝕液組成為V(HNO3):V(HF):V(H2O)=3:5:100。

2 結果與分析

2.1 時間對TiH2粉末球磨的影響

圖1所示為原料粉末及球料比為 20:1時分別經0.5、2、5、10和15 h球磨后TiH2粉末的SEM像。從圖1中可以看出，原料為不規(guī)則的多角形，粒度分布較廣。與原料相比，球磨0.5 h后粉末的形貌雖然基本上仍保持不規(guī)則多角形，但棱角已經明顯鈍化，粉體粒度明顯細化，但粉末的粒徑差仍十分明顯；球磨2 h后，不僅粉體的平均粒度迅速減小，而且粒徑的均勻性大大改善。隨著球磨時間的延長，TiH2粉體的D50逐步減小到亞微米級，粒度分布的范圍也越來越集中；但是，球磨超過10 h后，粉末粒徑差異又再次變大。表2所列為在激光粒度分布儀上測得的經不同時間球磨后粉體的D50和ψ值。

圖1 不同球磨時間下TiH2粉末的SEM像Fig.1 SEM images of TiH2 powder at different ball milling times: (a)0 h; (b)0.5 h; (c)2 h; (d)5 h; (e)10 h; (f)15 h

通過對圖1和表2進行分析，可將TiH2粉末的高能行星球磨劃分成3個主要階段：在球磨的初期(0～5 h)，尤其是前2 h內，主要是粉末破碎和粒徑的迅速減小。原始粉末的棱角處為應力集中部位，在球磨過程中脆性TiH2粉末經受磨球的劇烈沖擊、研磨并與罐壁之間發(fā)生劇烈的摩擦，在應力的作用下，短時間內形成大量微裂紋并快速擴展，造成尖銳棱角處應力超過極限而發(fā)生破碎。

表2 不同球磨時間后TiH2粉末的粒度Table 2 TiH2 powder sizes at different milling times

當球磨時間超過5 h后，粉末已顯著細化，且尖銳的棱角得到有效鈍化，因此，粉末的破碎效率大大降低，此時球磨進入中期階段。此階段的特點是粉末的破碎與焊合逐步達到動態(tài)平衡，粉末平均粒徑趨于穩(wěn)定，粉末粒度實現(xiàn)均勻化。在粉末的粒度分布上表現(xiàn)為粒徑范圍變窄并越來越集中，粒度分布峰值增高；粉末形貌表現(xiàn)為表面光潔圓滑的亞微米粉末。

球磨后期，由于TiH2粉末粒度非常細小，活性很高，而且球磨介質帶入雜質的影響也逐漸顯現(xiàn)，球磨時粉末間將以焊合為主，粉末粒度的平衡被打破，發(fā)生焊合粗化現(xiàn)象。

通過以上分析，可以得到最佳的球磨時間為10 h左右。

2.2 球料比對TiH2粉末球磨的影響

圖2所示為當球磨時間為10 h時采用不同球料比獲得的TiH2粉末的SEM形貌。由圖2可見，球料比對粉末粒徑及其均勻性具有重要影響。當球料比為5:1時，所獲得的球磨粉末的粒度均勻性很差，大顆粒粉末粒徑仍大于5 μm；當球料比為10:1和15:1時，球磨粉末的粒徑大部分依舊大于 1 μm，均勻性仍然較差；只有當球料比為20:1時，球磨粉末粒徑完全達到亞微米級，且均勻性良好。

圖2 不同球料比對球磨TiH2粉末的SEM形貌的影響Fig.2 Effect of different mass ratios of ball to powder on SEM images of TiH2 powder: (a)5:1; (b)10:1; (c)15:1; (d)20:1

在高能球磨過程中，粉末的破碎是粉末與磨球和磨罐及粉末之間共同作用的結果，其中粉末與磨球的碰撞、沖擊和碾壓占主導作用[10]。球料比太小將導致磨球與單位質量粉末的有效碰撞次數(shù)減少和球磨作用能量下降，直接導致粉末細化效率的降低。另外，由于是使用臥式行星球磨機，當球料比較小時，粉末細化帶來的體積膨脹效應也易產生不利。因為在離心力作用下，粉末體積增大后容易堆積在球罐內靠近罐口處，導致粉末粒徑的均勻性變差。相反，增大球料比時，磨球的碰撞次數(shù)增加，單位質量粉末獲得的沖擊能量得到提高，因此，粉末的破碎效果和粒度均勻性逐步改善。但是，粉末破碎效率高低與球磨介質帶入的雜質量之間是一對矛盾，需要合理控制單位球磨能的大小。

對比圖1和2可以看出，球料比對脆性TiH2粉末高能球磨的影響大于球磨時間的影響。綜合考慮可知，球料比取20:1比較合理。

2.3 球磨過程中的相變化

圖3所示為球料比為20:1時TiH2粉末經不同時間球磨后的XRD譜；圖4所示為在不同的球料比條件下經10 h球磨后粉末樣品的XRD譜。通過分析原料粉末的衍射峰，確定其組成為TiH1.924。由XRD譜可見，沒有新的衍射峰出現(xiàn)，說明球磨過程中粉末中沒有發(fā)生相變。

圖3 球料比為20:1時球磨不同時間后TiH2粉末的XRD譜Fig.3 XRD patterns of TiH2 powder at mass ratio of ball to powder being 20:1 after milling for different times

圖4 球料比不同時經10 h球磨后TiH2粉末的XRD譜Fig.4 XRD patterns of TiH2 powder after milling for 10 h at different mass ratios of ball to powder

由圖 3中衍射峰隨球磨時間變化的規(guī)律可以發(fā)現(xiàn)，隨著球磨時間的延長，衍射峰寬化和矮化越來越明顯；尤其是位于43°和74°左右的衍射峰在經過5 h球磨后便已產生平化現(xiàn)象，至15 h球磨后基本消失。從圖4可以看出，與原料粉末的XRD譜相比，隨著球料比的增加，衍射峰矮化和寬化越來越明顯。但是當球料比超過10:1后，衍射峰的變化趨于穩(wěn)定。導致衍射峰寬化主要有3種因素，即晶粒細化導致應力釋放引起的線形寬化、微觀畸變引起的線形寬化和實驗條件引起的線形寬化。由于都是在同等條件下完成實驗，可以認為實驗條件導致峰的寬化相同，因而推斷出衍射峰的寬化主要由晶粒細化以及顆粒的微觀畸變導致的結構缺陷以及晶格應力造成。在球磨過程中，粉末經磨球強烈的碰撞與沖擊，內部形成大量結構缺陷，微觀變形加大。在反復沖擊碾磨作用下，粉末發(fā)生晶格松弛并最終破碎，且隨著球磨時間的增加，粒度不斷細化，生成大量亞微米粒子，應力得以釋放，從而使衍射峰寬化。隨著球磨時間的延長，粉末越來越細小，破碎也越來越難，最終破碎效果與焊合作用達到平衡。正如圖3顯示的衍射峰形狀變化規(guī)律所示，當球磨超過10 h后，粉末粒徑已經達到了動態(tài)平衡極限。在圖4中當球料比為20:1時，經10 h球磨后位于74°的衍射峰才基本消失，也較好地證明了球料比選取20:1的合理性。

2.4 球磨對TiH2粉末脫氫行為的影響

BHOSLE[11]用TEM原位觀察了TiH2粉在真空環(huán)境下加熱分解過程中的相變，得出TiH2脫氫分兩步完成：第一步TiH2→TiHx(0.7＜x＜1.1)；第二步 TiHx→Ti，即在升溫過程中，TiH2首先部分發(fā)生脫氫，生成TiHx，TiHx是一種六方結構的亞穩(wěn)相，在高溫下比TiH2更穩(wěn)定；隨著溫度的不斷升高，TiHx繼續(xù)脫氫，最終轉變成具有密排六方結構的 α-Ti。KENNEDY[12]用 XRD方法研究了TiH2在氬氣氛中加熱脫氫的相變過程，認為 TiH2的分解過程為 TiH2→TiH1.5→Ti。本文作者所在課題組通過水淬與XRD相結合的方法研究了TiH2在氬氣氛中的脫氫規(guī)律，得到與文獻[12]相似的研究結論：TiH2→TiH1.5→α-Ti(H 固溶)→α-Ti[9]。將 TiH2粉在真空環(huán)境下以450 ℃分別保溫20、60和120 min后，用XRD檢測其成分，結果見圖5。從圖5中可以看到：保溫20 min后，TiH2基本未發(fā)生分解，這可能是由于真空爐管傳熱較慢，短時間內TiH2還沒未達到脫氫溫度。保溫 60 min后，TiH2已經全部轉變?yōu)門iH1.5，且部分TiH1.5已經轉變?yōu)門i，未發(fā)現(xiàn)其他明顯的TiHx相產生。保溫120 min后，TiH2幾乎全部轉變?yōu)門i，只剩少量的TiH1.5。由此可以得出，TiH2在真空中的分解過程亦為TiH2→TiH1.5→Ti。

圖5 TiH2粉在450 ℃保溫20～120 min后的XRD譜Fig.5 XRD patterns of TiH2 powder at 450 ℃holding for 20?120 min

對球料比為20:1條件下經過不同時間球磨獲得的TiH2粉末進行DSC分析，圖6為所獲得的測試結果。由圖6可見，在DSC曲線上出現(xiàn)了兩個明顯的吸熱峰。由于分析條件與文獻[9]的基本相同，因此，可認為DSC曲線上左邊的第一個吸熱峰對應TiH2→TiH1.5轉變，而第二個吸熱峰對應TiH1.5→Ti轉變。

圖6 不同球磨時間下TiH2粉末的DSC曲線Fig.6 DSC curves of TiH2 powder at different milling times

圖7所示為圖6中兩個吸熱峰的放大圖。通過對比可以發(fā)現(xiàn)，與原料粉末的脫氫起止溫度相比，當球磨時間不超過 10 h時，隨著球磨時間的延長，球磨TiH2粉末的脫氫起止溫度逐漸降低，最大溫度差異可達83 ℃；但當球磨時間達到15 h時，第二吸熱峰的起止轉變溫度又有所升高。表3所列為不同球磨TiH2粉末的脫氫轉變特征溫度的DSC測試結果。

圖7 DSC曲線的放大圖Fig.7 Enlarged DSC curves: (a)First endothermic peak;(b)Second endothermic peak

球磨使 TiH2粉末脫氫溫度下降的基本原因是粉體的能量增高，使得其穩(wěn)定性下降。因為在高能球磨過程中，TiH2粉末(尤其是其無序區(qū)域)受磨球的沖擊破碎形成新的表面和晶界，并在新形成的表面以及晶界處形成大量缺陷；缺陷的出現(xiàn)導致粉體自由能增加，熱穩(wěn)定性下降，從而使脫氫分解溫度降低。此外，粉末粒度愈細，缺陷集中的無序區(qū)域愈多，無序區(qū)域的能量愈高[13?14]，也有利于氫原子在較低的溫度下脫離鈦原子的約束，發(fā)生脫氫轉變。至于球磨15 h后轉變溫度出現(xiàn)反而提升的現(xiàn)象，剛好與粉末再次發(fā)生焊合粗化相一致。

表3 不同球磨時間TiH2粉末的DSC脫氫特征溫度Table 3 DSC dehydrogenation characteristic temperatures of TiH2 powder at different milling times

2.5 球磨TiH2粉末燒結樣品的顯微組織

選取以上確定的最佳球磨工藝參數(shù)制備球磨TiH2粉末，經壓制成形和脫脂后，最后按照1 050 ℃、3 h燒結工藝進行真空燒結。燒結坯樣收縮均勻，表面呈銀白色金屬光澤，無肉眼可見缺陷，收縮率為24.4%，孔隙度較低，密度為4.508，燒結密度與理論密度幾乎一致。經分析，燒結后的坯樣含0.11% Fe，這應該是磨球對粉末產生的污染。圖8所示為原料粉末與球磨粉末燒結樣品的顯微組織。其中，原料粉末的燒結工藝為1 250 ℃、3 h。由圖8可知，原料粉末燒結樣品的顯微組織為粗大的等軸晶，平均晶粒尺寸約為40 μm。而球磨粉末燒結樣品的顯微組織十分均勻，晶粒尺寸均已經降至5 μm以下，達到了超細晶材料的晶粒度要求。

圖8 不同球磨時間下TiH2粉燒結后的顯微組織Fig.8 Microstructures of sintered TiH2 powder at different milling times: (a)0 h; (a)10 h

圖9所示為在除球料比變化外其他球磨條件與上面相同時獲得的球磨粉末燒結樣品的顯微組織。由圖9可見，球料比對顯微組織的演變有顯著影響，隨著球料比的增加，晶粒細化的效果與晶粒尺寸的均勻性均得到了改善。

圖9 不同球料比球磨TiH2粉燒結后的顯微組織Fig.9 Microstructures of sintered TiH2 powder at different mass ratios of ball to powder: (a)5:1; (b)15:1

對于高能球磨TiH2粉末，經常規(guī)真空燒結就能獲得超細晶鈦的機理，作者有以下觀點：1)按照文獻[9]的研究結果，氫化鈦的脫氫轉變過程分3個階段進行：TiH2→TiH1.5→α-Ti(H 固溶)→α-Ti，其中 TiH2→TiH1.5的轉變機理模式為球形對稱邊界反應，TiH1.5→Ti(H固溶)的轉變機理模式為化學反應。由于不是金屬相變中常見的形核?長大機制，因此，獲得的α-Ti(H固溶)能夠保留球磨粉末的顯微組織特征，具有十分細小的晶粒度；在隨后的升溫過程中鈦的同素異構發(fā)生轉變，但是由于α-T?β-Ti具有很強的顯微組織遺傳性，所以經過轉變后仍然是超細晶的β-Ti；2)由于H為強β-Ti穩(wěn)定化元素，當固溶的 H量很高時，可使純 Ti的β轉變溫度由886 ℃降至330 ℃[15]。因此，脫氫后也可能直接獲得具有球磨粉末顯微組織特征的β-Ti。3)最終經過1 050 ℃、3 h燒結仍然能夠獲得具有超細晶顯微組織的鈦制品，其根本原因是由于此燒結過程中β-Ti的晶粒長大傾向小。而β-Ti的晶粒長大傾向小可歸結為二個方面：首先，由TiH2粉末脫氫獲得的鈦粉末表面不存在氧化膜，因此燒結活性高，使得燒結溫度能夠由普通鈦粉的1 250 ℃降低至1 050 ℃，有利于抑制晶粒合并長大。此外，Ti(H固溶)要實現(xiàn)固溶氫的完全脫除，通常需要在高真空條件下保溫數(shù)小時才能完成；但是實際的燒結升溫速度較快，使得β-Ti在最高燒結下仍然固溶了一定量的H，固溶H的存在可能有利于抑制β-Ti晶粒相互合并長大。對于固溶H是否存在這種作用，將進一步開展深入研究。因為如果獲得證實，將能夠為普通鈦粉末的燒結開發(fā)一種置H燒結新技術，以實現(xiàn)顯微組織控制與改善，從而提高燒結鈦合金的性能。

3 結論

1)高能行星球磨能夠高效細化 TiH2粉末的粒度并粒度分布高度集中，但是超過最佳球磨時間后粉體的評價粒度又會發(fā)生異常聚集長大。

2)TiH2粉末經過高能行星球磨之后其脫氫行為會發(fā)生顯著改變，但是并沒有引發(fā)相轉變。脫氫特征溫度的改變程度與球磨粉末的 D50存在明顯的內在關系。

3)TiH2粉末的高能行星球磨工藝對燒結制品的顯微組織有顯著影響。使用優(yōu)化的球磨工藝對 TiH2粉末進行處理，然后采用常規(guī)壓制?真空燒結工藝就可以制備出超細晶鈦。這很可能成為一種超細晶鈦短流程經濟制備的新方法。

[1]AZUSHIMA A, KOPP R, KORHONEN A.Severe plastic deformation (SPD)processes for metals[J].Manufacturing Technology, 2008, 57: 716?735.

[2]張國寶, 彭楚峰, 吳 鶴.超細晶/納米晶鈦合金的研究與進展[J].材料導報, 2007, 21(11): 9?11.ZHANG guo-bao, PENG Chu-feng, WU He.Development and prospect of nano/ultrafine-structured Ti alloy[J].Materials Review, 2007, 21(11): 9?11.

[3]STOLYAROV V V, ZHU Y T, ALEXANDROV I V, LOWE T C, VALIEV R Z.Grain refinement and properties of pure Ti processed by warm ECAP and cold rolling[J].Materials Science and Engineering A, 2003, 343(1/2): 43?50.

[4]STOLYAROV V V, ZHU Y T, LOWE T C, VALIEV R Z.Microstructure and properties of pure Ti processed by ECAP and cold extrusion[J].Materials Science and Engineering A, 2001,303(1/2): 82?89.

[5]王幸運, 趙西成, 楊西榮, 王 成.ECAP制備超細晶鈦的力學性能研究[J].熱加工工藝, 2009, 38(10): 9?15.WANG Xing-yun, ZHAO Xi-cheng, YANG Xi-rong, WANG Cheng.Study on mechanical properties of ultra-fine grained pure Ti processed by ECAP[J].Hot Working Technology, 2009,38(10): 9?15.

[6]KOLACHEV B A, NOSOV V K, LEBEDEV I A.Reversible hydrogen alloying of titanium alloys[J].Russia Journal of Non-Ferrous Metals, 1985, 3: 104?107.

[7]趙永慶, 曹興民, 奚正平.熱氫處理對兩相鈦合金及β鈦合金加工態(tài)組織的影響[J].稀有金屬材料與工程, 2007, 36(7):1145?1148.ZHAO Yong-qing, CAO Xing-min, XI Zheng-ping.Effects of thermohydrogen treatment on the microstructures of TC21 and Ti40 alloys as forging[J].Rare Metal Materials and Engineering,2007, 36(7): 1145?1148.

[8]LIAO B, WANG T S, YONG K, XIAO F R, LI Y Y.Effect of thermochemical processing with hydrogen on the formation and morphology of the orthorhombic phase in the Ti3Al-based super-α2alloy[J].Materials Letters, 1995, 22(5/6): 227?231.

[9]戴坤良.TiH2粉體脫氫特性和壓制與燒結行為研究[D].長沙:湖南大學, 2009: 1?62.DAI Kun-liang.Dehydrogenation characteristic and repression and sintering behavior of TiH2powder[D].Changsha: Hunan University, 2009: 1?62.

[10]MAURICE D R, COURTNEY T H.The physics of mechanical alloying: A first report[J].Metallurgical and Materials Transactions A, 1990, 21(1): 289?303.

[11]BHOSLE V.Dehydrogenation of TiH2[J].Materials and Engineering A, 2003, 356: 190?199.

[12]KENNEDY A R.The decomposition behavior of as-received and oxidized TiH2foaming-agent powder[J].Materials Science and Engineering A, 2003, 357: 258?263.

[13]SURYANARAYANA C.Mechanical alloying and milling[J].Progress in Materials Science, 2001(46): 1?184.

[14]楊君友, 吳建生, 曾振鵬.機械合金化過程中粉末的變形及其能量轉化[J].金屬學報, 1998, 34(10): 1061?1067.YANG Jun-you, WU Jian-sheng, ZENG Zhen-peng.Investigation on the deformation and energy transfer of powders during mechanical alloying[J].Acta Metallurgica Sinica, 1998,34(10): 1061?1067.

[15]LIU C T, WU T I, WU J K.Formation of nanocrystalline structure of Ti-6Al-4V alloy by cyclic hydrogenationdehydrogenation treatment[J].Materials Chemistry and Physics,2008, 110(2/3): 440?444.