Optimization on hydrogenation-dehydrogenation preparation of titanium powders by SHS
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摘要:
为优化自蔓延高温合成法氢化脱氢制备钛粉工艺过程，改变传统钢球球磨为闭环气流研磨，改变传统抽空脱氢工艺为减压点燃工艺，研究了优化工艺下自蔓延高温合成法氢化和脱氢前后样品微观结构、物相组成、化学成分和粒度分布。结果表明，自蔓延高温合成氢化制得的氢化钛氢含量较高（4.662%，质量分数），闭环气流研磨氢化后样品粒度均匀，粒度分布范围为40～250 μm。与传统抽空脱氢工艺相比，减压点燃脱氢工艺有助于控制钛粉样品中N、O、C含量。
Abstract:To optimize the hydrogenation-dehydrogenation process for preparing titanium powders by self-propagating high-temperature synthesis (SHS) method, the traditional steel ball milling process was replaced by the new closed-loop air current grinding process, and the traditional evacuation process for dehydrogenation process was replaced by the decompression-ignition process. The microstructure, phase component, chemical composition, and particle size distribution of the samples prepared by the optimization process were studied. In the results, the hydrogen mass fraction in the titanium hydride samples is high (4.662%) after SHS hydrogenation, and the particle size distribution of the TiH2 particles is uniform with the range of 40~250 μm after the closed-loop air flow grinding process. The new dehydrogenation process is beneficial to control the N, O, and C content in the titanium powder samples.
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钛及钛合金具有良好的生物相容性、高比强度、优异的耐腐蚀性、良好的耐热性和热稳定性，在航空航天、军工与医疗等领域有着广泛的应用[1]，但成本较高限制了其应用。粉末冶金技术具有近净成形的特点，可以通过最小消耗来显著降低钛产品的成本，目前粉末冶金钛合金已应用于社会的各个行业[2−3]。高质量的钛粉是制备粉末冶金钛合金的关键，钛粉的制备方法主要包括气体雾化法（gas atomization，GA）、等离子旋转电极工艺（plasma rotating electrode process，PREP）、电极感应熔化-气体雾化法（electrode induction melting-gas atomization，EIGA）、等离子体雾化法（plasma atomization，PA）、感应等离子体球化法（induced plasma spheroidization，IPS）、电解工艺、Armstrong工艺和氢化−脱氢法（hydrogenation-dehydrogenation，HDH）等[4−5]，其中气体雾化、等离子旋转电极和氢化−脱氢工艺最为常见。气体雾化生产的粉末呈球形，粒度分布范围为50～300 μm，粉末性能较好，但是制备工艺相对复杂。等离子旋转电极工艺制备的粉末也为球形，粒度范围为100～300 μm，该粉末具有良好的流动性和填充性能，但价格相对较高。通过改变球磨条件，氢化–脱氢工艺很容易生产粒度变化很大的产品，具有很高的灵活性，这是粉末冶金压制工序的一个重要影响因素[6]；除此之外，氢化−脱氢工艺制备的钛粉经表面处理后，可获得较好的流动性，从而用于粉末床熔融增材制造[7]。
采用氢化–脱氢工艺制备钛粉是以海绵钛或废钛为原料，利用钛具有的较高吸氢密度（氢原子密度可达～9.2×1022 个/cm2[8]），将原料升温至～400 ℃并连续通入氢气，经氢化形成脆性氢化钛，再利用脆性氢化物易于研磨和筛分的特点，获得氢化钛粉，再经真空脱氢氢化钛粉后得到纯钛粉末[9]。但该方法制备的钛粉容易存在C、O和N含量较高的问题，限制了其在高端领域的应用。相关研究者一直在探索优化该工艺，致力于低成本生产钛粉的同时获得更高的品质[10−12]。
自蔓延高温合成技术（self-propagation high-temperature synthesis，SHS）的应用使氢化−脱氢工艺得到改进，并且降低了成本，该方法基于钛与氢在燃烧模式下的放热反应，效率高、氢化时间短，与传统的钛在稳态加热后加氢方法相比，该工艺更具优势[6,10]。Sytschev等[11]研究了自蔓延高温合成工艺下，氢在海绵钛中的扩散过程，氢需要足够的时间渗透到海绵钛的中心部分，所以需要较长的时间进行氢化，在尽可能提高工艺温度和提供过量氢气的情况下，可提高氢在钛中的扩散速度。Hayazi等[12]通过X射线衍射分析和Rietveld精修等手段较为系统的研究了等温和非等温条件下，氢化−脱氢工艺过程中脱氢过程的物相及晶体结构转变。Ma和Francis[13]研究了氢化−脱氢工艺过程中的晶体结构转变，在氢化初期，海绵钛与氢的扩散逐渐饱和，形成固溶体，当达到晶型转变温度时，α-Ti转变为β-Ti的晶体结构，继续增加β-Ti中的氢含量，直到达到Ti–H体系相图中的最大加氢量，形成氢化钛相中的TiH2。
本研究改变自蔓延高温合成氢化–脱氢工艺中抽真空脱氢工艺为减压点燃工艺，研究过程前后样品的物相组成、微观结构、粒度分布和化学成分，为制备高品质钛粉提供了新思路。
1. 实验材料及方法
以粒度为2.0～12.7 mm的0A级海绵钛为原料，其化学成分如表1所示，通过自蔓延高温合成氢化–脱氢工艺制备钛粉。首先将～75 kg海绵钛置于氢化炉内，封闭反应器，用氢气置换反应器内空气约10 min，继续注入氢气，使氢压达到0.1 MPa；使用镍铬电阻丝引燃位于海绵钛顶部的粉末，当自蔓延反应发生后，反应器内的压力降低，此时注意保证氢气的持续供给，并保持反应器内氢压至少0.25 MPa；当反应器内压力不再下降时，氢化反应结束。将氢化后的氢化钛粉末冷却至室温后，进行研磨。研磨过程采用高压高速氩气流交汇循环冲击的闭环气流磨设备[14]，研磨腔压力为0.55 MPa，喂料阀频率为20 Hz，分级轮频率50 Hz，研磨时间约6 h。研磨后对物料进行筛分，可获得质量分数～85%、粒径300目的氢化钛粉体，然后将潮湿的氢化钛粉末置于真空干燥箱中，加热至100 ℃，恒温12 h，烘干后备用。
表 1 试样化学成分（质量分数）Table 1. Chemical composition of samples% 样品及状态 Si Fe Cl C N O Mn Mg H Sn Ni Cr Al Cu 海绵钛原料 0.005 0.017 0.040 0.006 0.003 0.051 0.001 0.005 0.001 0.004 0.001 0.002 0.003 0.005 氢化后氢化钛粉末 0.004 0.016 0.050 0.008 0.004 0.062 0.001 0.004 4.662 0.003 0.001 0.004 0.002 0.004 气流磨后氢化钛粉末 0.004 0.018 0.050 0.008 0.008 0.071 0.001 0.003 4.654 0.003 0.001 0.006 0.002 0.004 脱氢后钛粉 0.001 0.024 0.030 0.003 0.006 0.072 0.001 0.005 0.035 0.002 0.002 0.008 0.003 0.004 脱氢实验在自行研发的脱氢炉中进行，该炉的特点是炉上配置有放压点火装置，如图1（a）所示。首先将氢化钛粉均匀分散在钛脱氢槽中，放入炉内，抽真空，关闭真空阀，按照设定的脱氢工艺加热至850 ℃。当炉内压力增加至0.1 MPa时，点燃氢气排气口，约30 h后炉内压力不再增加，关闭出气阀，并开启真空泵，抽真空约2 h后，冷却至室温，完成脱氢工艺。实验过程中物相及结构演变如图1（b）所示。
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图 1 自蔓延高温合成技术脱氢炉示意图（a）和物相及结构变化（b）Figure 1. Schematic diagram of the dehydrogenation furnace used in HDH technology (a) and the variation of phase and structure (b)采用X射线衍射仪（X-ray diffraction，XRD）分析样品晶体结构和物相组成，Cu靶Kα射线，工作电压30 kV，电流40 mA。利用ZEISS Sigma 500场发射扫描电子显微镜（field emission scanning electron microscope，FESEM）观察样品微观结构，并使用OXFORD Ultim Extreme能谱仪（energy disperse spectroscope，EDS）确定样品中各元素分布。通过Winner2000ZD激光粒度仪测量样品粒度。采用Leco-ONH836氧氮氢联测分析仪测定样品N、O和H元素含量。利用Thermo-iCAP7200电感耦合等离子体发射光谱仪测定样品金属元素含量，并通过化学滴定法测定样品中氯含量。
2. 结果与讨论
2.1 氢化−脱氢工艺热力学分析及相图
自蔓延高温合成加氢过程是氢化–脱氢工艺获得高质量氢化钛的关键步骤，氢化钛的合成是在固−气体系中进行过滤燃烧，并进行放热（式（1））。
$$\rm Ti(s) + H_{2}(g) \to TiH_{2}(放热) $$ (1) 虽然氢在α-Ti和β-Ti中均有氢脆表现，但随着氢含量的提高，当氢含量超出β-Ti中固溶态氢的溶解度时，晶界及向内方向会析出片状或块状氢化物γ相，使β-Ti体积膨胀约18%[15]。根据图2中H−Ti体系相图，当H/(H+Ti)摩尔比为0.58时（H/Ti原子比为1.38），析出γ相。有研究表明，当提高H/(H+Ti)摩尔比至0.61时（H/Ti原子比为1.58），基体会高度畸变；当H/(H+Ti)摩尔比至0.66后（H/Ti原子比1.97），易脆相δ会完全取代α和γ相[16]。所以，为了闭环气流研磨的高效进行，尽可能多的生成钛的δ易脆相，需要控制H/Ti原子比超过1.97。
自蔓延高温合成加氢过程的主要特点是产物的组成和燃烧参数强烈依赖于气体介质的压力、组成、装载量和气体渗透率，由于加氢过程是可逆反应，存在平衡态，根据热力学方程推导的氢在钛中固溶度（CH）与压力（P）关系如式（2）[17]所示。
$$ {C_{\text{H}}}{\text{ = }}A \cdot {P^{{1 \mathord{\left/ {\vphantom {1 2}} \right. } 2}}}\exp \left( { - \frac{{\Delta E}}{{RT}}} \right) $$ (2) 式中：A代表常数，∆E为氢从气态到固溶态转变的能量，P代表氢压，T为开氏温度，R为热力学常数，取
8.31441 J/(mol·K)。当温度不再增加时，可以通过增加氢压来控制平衡方向，氢压越大，固溶进钛中的氢量越多。有研究表明，当压力为0.1 MPa时，在室温条件下固溶的氢量为19×10−6 μg/g[18]。但在实际生产中，氢压一般控制在一定的范围，因为氢压越大，加氢过程释放的热量越多，温度达到320 ℃后，α、γ和β三相共存；当温度达到833 ℃后，转变为单一体心立方β相，在此温度变化过程中，当氢/钛原子比超过1.85，冷却到室温后，形成δ易脆相；但随着温度的升高，氢化钛会发生分解（分解温度约为680 ℃），式（1）会向相反方向进行[19−21]。根据实验数据可以推断，当控制自蔓延氢化炉氢气压力为0.25 MPa并维持氢化炉温度在350～500 ℃之间，可获得接近氢/钛原子比为2:1的氢化钛。
2.2 原料海绵钛物相分析
对原料海绵钛进行了X射线衍射分析、扫描电镜观察和能谱分析，结果如图3所示。由图可知，原料海绵钛为α相体心立方结构单质钛（PDF#01-
1198 ），钛颗粒分布范围为5～20 μm，并呈紧密堆叠状。能谱分析说明Ti元素随基体形状分布，并无其他元素，样品符合GB/T2524 -2019海绵钛0A级国家标准。![]()
图 3 氢化前原料海绵钛X射线衍射分析（a）、扫描电镜观察（（b）～（c））和能谱分析（（d）～（e））Figure 3. XRD patterns (a), FESEM images ((b)~(c)), and EDS analysis ((d)~(e)) of the sponge titanium samples before hydrogenation2.3 氢化−脱氢过程
氢化样品的X射线衍射图谱如图4（a）所示，自蔓延高温合成氢化产物对应的是δ相面心立方晶格（FCC）TiH1.971（PDF#07-0370）和少部分的TiH2（PDF#09-0371），二者只是晶格点阵存在差异。氢原子半径较小（≤0.2 nm），具有很高的扩散迁移率和较高的渗透性，一次点燃钛粉后，30%～50%的氢气被转化就可确保接下来的自蔓延燃烧过程顺利进行[22]。在自蔓延高温合成加氢反应中，局部热效应引发了海绵钛和氢之间的放热反应，燃烧过程首先在海绵钛外部薄薄一层位置进行，随着氢化的进行，燃烧在海绵钛的整体中逐层传播，燃烧导致氢渗透到钛中。对比吸氢前后海绵钛显微形貌（图4（b）和图4（c））发现，钛颗粒产生裂缝，并失去原有的完整性，海绵钛表面出现了不同尺寸的裂缝。这是因为随着氢气浓度和温度的不同，吸氢过程中氢原子在钛晶格间隙位置的占位变化很大，从而引起点阵畸变和点阵常数的增大，氢渗透到钛中导致海绵钛表面出现大小不同的裂缝，这也被称为体胀效应[23]，氢气通过开放的裂缝渗透到海绵钛颗粒中，可保证其更好的吸氢。接下来的冷却工序一般要花费更长时间（氢化时间的4～5倍）。
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图 4 氢化试样X射线衍射分析（a）、吸氢前后海绵钛显微形貌（（b）～（c））和氢化试样元素分布能谱分析（（d）～（f））Figure 4. XRD patterns of the hydrogenation samples (a), FESEM images of the sponge titanium samples before and after hydrogenation ((b)~(c)), and EDS analysis ((d)~(f)) of the hydrogenation samples after根据图4（d）～图4（f）能谱面扫元素分布和表1化学分析结果可知，自蔓延高温合成加氢后样品中的H质量分数达到4.662%，且略高于理论值（4.040%），并超过了文献中同方法所获得的加氢量[6]，表明了本实验自蔓延高温合成加氢过程的高效率，这可能与加氢过程中较高的压力有关。值得注意的是，该氢量除满足作为钛粉前驱体外，也满足钛用作贮氢材料时的指标要求[24]。此外，氢化后样品的氧含量有较大增加，这可能与储存不当导致的“吸潮”有关。
化学成分分析（表1）显示，闭环气流研磨成粉后N、O含量均有不同程度的上升，Fe含量几乎不变，这与传统钢球球磨相比获得了较大提升。一般认为，在采用钢球球磨时，球磨时间较短，几乎不会影响粉末的性能，但随着球磨时间的延长，产品会受到较大的污染[25]。值得注意的是，有研究表明TiHx中的x值会随着研磨时间的延长而减小[26]。
氢化钛烘干后进入脱氢工序，脱氢过程需要大量能量破坏金属间氢化物键，为吸热反应，如式（3）所示。有研究表明，钛吸氢的激活能为78.6 kJ/mol，氢化钛脱氢的激活能为105.6 kJ/mol[27]，所以脱氢过程孕育期较长，较吸氢过程相比需要更长的时间。
$$\rm TiH_{2}(s) (吸热) \to Ti(s) + H_{2}(g) $$ (3) 本研究受到炼油厂对油气处理时采用的点燃“火炬”启发，在自蔓延高温合成工艺脱氢过程中提出了减压点燃方法，根据氢在Ti中的扩散系数（D，cm2/s）与温度（T，℃）的关系设定脱氢温度，如式（4）所示[28]，800 ℃时，氢在Ti中扩散系数较高，约1.5×10−5 cm2/s，继续增加温度，脱氢速率增加很小[29]。
$$ D{\text{ = 1}}{\text{.8}} \times {\text{1}}{{\text{0}}^{ - 2}}\exp \left( { - \frac{{12380}}{{RT}}} \right) $$ (4) 为保证最终脱氢后得到产物不含β-Ti，脱氢过程需要采用非等温阶梯式升温工艺[30]，升温工艺如图5所示。首先，在300 ℃恒温5 h脱去残余水汽和有机物等杂质，避免脱氢时火焰的“爆震”；温度到达500 ℃约10 min后，压力表示数开始增大，意味着氢化钛开始放氢；继续升温至600 ℃，并保温10 h，此过程是β-Ti完全转换为α-Ti的关键[12]，此过程中压力增长缓慢，约1 h后，H2的释放速率加快，当压力达到约0.1 MPa时，点燃出气口，并根据炉内压力调节出气阀控制火焰，然后继续升温至800 ℃。由图5压力变化曲线可知，低温时氢化钛脱氢扩散极为缓慢，这是因为氢化钛中化合态氢先分解转变为游离态氢，而后扩散至金属表面，同其他吸附在固体表面的氢原子结合成氢分子后逃逸，并随着温度的升高，扩散系数逐渐增大，且氢化钛起始分解温度随着升温速率的增加而增高。脱气完成后，进入冷却工序，实验发现，即使冷却后的钛粉也具有较高的活性，容易出现钛粉的强烈氧化，甚至燃烧，所以脱氢后钛粉出炉时，需采用氩气吹扫的方式以防止其氧化。
冷却出炉后对脱氢样品进行检测分析，图6（a）X射线物相分析表明脱氢粉末大部分为密排六方晶格（HCP）单相α-Ti（PDF#44-
1294 ），相变过程为δ-Ti→(δ+α)-Ti→(δ+α+β)-Ti→ (β+α)-Ti→α-Ti[28]。衍射图谱中存在面心立方（FCC）δ相TiH1.5（PDF#78-2216 ），可能是因为在脱氢后期固溶态的氢需要更高的能量。所以在该工艺下，如何更充分的脱氢还有待于进一步探究。脱氢后样品的微观结构如图6（b）～图6（c）所示，与氢化后微观形貌相比，样品原有的破碎状及明显边缘消失，展现出较为光滑的边缘，从图6（c）中可以清晰地看到层间的紧密堆叠状态。有研究表明，TiH2脱氢至Ti过程中，晶格体积变化为19.4%[28]，使其比纯Ti粉在粉末冶金过程中更具优势。值得注意的是，在传统工艺中，脱气过程采用真空脱气方式，脱气炉很难绝对密封，高温下空气很容易进入，造成氧、氮含量增加；但在本工艺下，氧和氮含量上升较少，说明减压脱氢过程可有效控制物料高温进气的情况。![]()
图 6 脱氢试样X射线衍射分析（a）、扫描电镜观察（（b）～（c））和Ti元素分布能谱分析（（d）～（f））Figure 6. XRD patterns (a), FESEM images ((b)~(c)), and Ti element distribution in EDS analysis ((d)~(f)) of the dehydrogenation samples对脱氢前后闭环气流研磨后样品粒度分布进行分析，结果如图7所示，脱氢前后粒度分布相差不大，主要分布在40～50 μm，但脱氢前粒度更偏向于正态分布，脱氢后存在3%～4%的3 μm物料，可能是因为脱氢时物料粒径较小，表面活化能较大，容易发生物料团聚。
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图 7 脱氢前后样品的粒度分布曲线Figure 7. Particle size distribution curve of the sample before and after dehydrogenation3. 结论
（1）经自蔓延高温氢化后，粉末由钛的氢化物δ相组成，具有与式TiH1.971相对应的四方晶格；减压脱氢后的粉末大部分为六方密排晶格的单相α-Ti。氢化物中氢质量分数为4.662%，高于化学计量比4.040%。
（2）将原有抽空脱氢工艺改变为减压点燃方式脱氢。此方法稳定性良好，不仅降低了电力消耗，增加了真空系统寿命，而且有助于控制样品中N、O、C含量。
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图 1 自蔓延高温合成技术脱氢炉示意图（a）和物相及结构变化（b）
Figure 1. Schematic diagram of the dehydrogenation furnace used in HDH technology (a) and the variation of phase and structure (b)
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图 3 氢化前原料海绵钛X射线衍射分析（a）、扫描电镜观察（（b）～（c））和能谱分析（（d）～（e））
Figure 3. XRD patterns (a), FESEM images ((b)~(c)), and EDS analysis ((d)~(e)) of the sponge titanium samples before hydrogenation
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图 4 氢化试样X射线衍射分析（a）、吸氢前后海绵钛显微形貌（（b）～（c））和氢化试样元素分布能谱分析（（d）～（f））
Figure 4. XRD patterns of the hydrogenation samples (a), FESEM images of the sponge titanium samples before and after hydrogenation ((b)~(c)), and EDS analysis ((d)~(f)) of the hydrogenation samples after
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图 6 脱氢试样X射线衍射分析（a）、扫描电镜观察（（b）～（c））和Ti元素分布能谱分析（（d）～（f））
Figure 6. XRD patterns (a), FESEM images ((b)~(c)), and Ti element distribution in EDS analysis ((d)~(f)) of the dehydrogenation samples
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图 7 脱氢前后样品的粒度分布曲线
Figure 7. Particle size distribution curve of the sample before and after dehydrogenation
表 1 试样化学成分（质量分数）
Table 1 Chemical composition of samples
% 样品及状态 Si Fe Cl C N O Mn Mg H Sn Ni Cr Al Cu 海绵钛原料 0.005 0.017 0.040 0.006 0.003 0.051 0.001 0.005 0.001 0.004 0.001 0.002 0.003 0.005 氢化后氢化钛粉末 0.004 0.016 0.050 0.008 0.004 0.062 0.001 0.004 4.662 0.003 0.001 0.004 0.002 0.004 气流磨后氢化钛粉末 0.004 0.018 0.050 0.008 0.008 0.071 0.001 0.003 4.654 0.003 0.001 0.006 0.002 0.004 脱氢后钛粉 0.001 0.024 0.030 0.003 0.006 0.072 0.001 0.005 0.035 0.002 0.002 0.008 0.003 0.004 
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[1] Zhang C L, He X, Liu C, et al. Record high Tc element superconductivity achieved in titanium. Nat Commun, 2022, 13: 5411 DOI: 10.1038/s41467-022-33077-3
[2] Zhang D Y, Qiu D, Gibson M A, et al. Additive manufacturing of ultrafine-grained high-strength titanium alloys. Nature, 2019, 576: 91 DOI: 10.1038/s41586-019-1783-1
[3] 杨宇承, 潘宇, 路新, 等. 粉末冶金法制备颗粒增强钛基复合材料的研究进展. 粉末冶金技术, 2020, 38(2): 150 Yang Y C, Pan Y, Lu X, et al. Research progress on particle-reinforced titanium matrix composites prepared by powder metallurgy method. Powder Metall Technol, 2020, 38(2): 150
[4] Fang Z Z, Froes F H, Zhang Y. Extractive Metallurgy of Titanium. Amsterdam: Elsevier, 2020
[5] Sun P, Fang Z Z, Xia Y, et al. A novel method for production of spherical Ti−6Al−4V powder for additive manufacturing. Powder Technol, 2016, 301: 331 DOI: 10.1016/j.powtec.2016.06.022
[6] Goso X, Kale A. Production of titanium metal powder by the HDH process. J Southern Afr Inst Min Metall, 2011, 111(3): 203
[7] Kim Y I, Kim D K, Kim I, et al. Enhancing spreadability of hydrogenation-dehydrogenation titanium powder and novel method to characterize powder spreadability for powder bed fusion additive manufacturing. Materi Des, 2022, 226: 111247
[8] 黄刚, 曹小华, 龙兴贵. 钛-氢体系的物理化学性质. 材料导报, 2006, 20(10): 128 DOI: 10.3321/j.issn:1005-023X.2006.10.032 Huang G, Cao X H, Long X G. Physical and chemical properties of titanium-hydrogen system. Mater Rev, 2006, 20(10): 128 DOI: 10.3321/j.issn:1005-023X.2006.10.032
[9] McCracken C, Barbis D. Production of fine titanium powders via the hydride-dehydride (HDH) process. Powder Inject Mould Int, 2008, 2(2): 55
[10] Song Y L, Dou Z B, Zhang T A, et al. Research progress on the extractive metallurgy of titanium and its alloys. Miner Process Extr Metall Rev, 2022, 42: 535
[11] Sytschev A E, Kovalev D Y, Busurin S M, et al. Influence of synthesis conditions on the structure and phase formation during the SHS hydration of titanium. Russ J Non-Ferrous Met, 2015, 56(1): 86 DOI: 10.3103/S1067821215010150
[12] Hayazi N F, Wang Y, Chan S L I. Unlocking the metastable phases and mechanisms in the dehydrogenation process of titanium hydride. Mater Charact, 2020, 161: 110128 DOI: 10.1016/j.matchar.2020.110128
[13] Ma Q, Francis H F. Titanium Powder Metallurgy. Amsterdam: Elsevier, 2015
[14] 李星宇, 章林, 秦明礼, 等. 气流磨处理对烧结钨粉微观组织和力学性能的影响. 粉末冶金技术, 2021, 39(3): 251 Li X Y, Zhang L, Qin M L, et al. Effect of jet milling processing on microstructure and mechanical properties of the sintered tungsten powders. Powder Metall Technol, 2021, 39(3): 251
[15] 戴坤良. TiH2粉体脱氢特性和压制与烧结行为研究[学位论文]. 长沙: 湖南大学, 2009 Dai K L. Dehydrogening Character, Compactibility and Sintering Performance of TiH2 Powder [Dissertation]. Changsha: Hunan University, 2009
[16] Chen C Q, Li S X, Lu K. The defor mation behavioes of gamma hydrides in titanium under cyclic straining. Acta Mater, 2003, 51(4): 931 DOI: 10.1016/S1359-6454(02)00495-0
[17] Rasooli A, Divandari M, Shahverdi H R, et al. Kinetics and mechanism of titanium hydride powder and aluminum melt reaction. Int J Miner Metall Mater, 2012, 19(2): 165 DOI: 10.1007/s12613-012-0533-2
[18] 罗顺忠, 杨本福, 龙兴贵. 中子发生器用氚靶的研究进展. 原子能科学技术, 2002, 36(4-5): 290 DOI: 10.7538/yzk.2002.36.z1.0290 Luo S Z, Yang B F, Long X G. Research progress on tritide target in neutron generator. At Energy Sci Technol, 2002, 36(4-5): 290 DOI: 10.7538/yzk.2002.36.z1.0290
[19] Matijasevic L B, Banhart J, Fiechter S, et al. Modification of titanium hydride for improved aluminium foam manufacture. Acta Mater, 2006, 54(7): 1887 DOI: 10.1016/j.actamat.2005.12.012
[20] 李光明, 甘礼华, 陈龙武, 等. 氢化钛的制备及其分解. 应用化学, 1998, 15(1): 77 DOI: 10.3724/j.issn.1000-0518.1998.1.77 Li G M, Gan L H, Chen L W, et al. The formation and decomposition of titanium hydride. Chin J Appl Chem, 1998, 15(1): 77 DOI: 10.3724/j.issn.1000-0518.1998.1.77
[21] 李大武, 李继荣, 李展超, 等. 升温速率对TiH2热分解反应动力学的影响. 材料与冶金学报, 2009, 8(3): 175 Li D W, Li J R, Li Z C, et al. Effect of heating rate on thermolysis reaction kinetics of TiH2. J Mater Metall, 2009, 8(3): 175
[22] Wang H T, Lefler M, Fang Z Z, et al. Titanium and titanium alloy via sintering of TiH2. Key Eng Mater, 2010, 436: 157 DOI: 10.4028/www.scientific.net/KEM.436.157
[23] Savvakin D H, Humenyak M M, Matviichuk M V, et al. Role of hydrogen in the process of sintering of titanium powders. Mater Sci, 2012, 47: 651 DOI: 10.1007/s11003-012-9440-y
[24] Bhosle V, Baburaj E G, Miranova M, et al. Dehydrogenation of TiH2. Mater Sic Eng A, 2003, 365(1): 190
[25] 洪艳, 曲涛, 沈化森, 等. 氢化脱氢法制备钛粉工艺研究. 稀有金属, 2007, 31(3): 311 Hong Y, Qu T, Shen H S, et al. Titanium production through hydrogenation and dehydrogenation process. Chin J Rare Met, 2007, 31(3): 311
[26] Bhosle V, Baburaj E G, Miranova M, et al. Dehydrogenation of anocrystalline TiH2 and consequent consolidation to form dense Ti. Metall Mater Trans A, 2003, 34: 2793 DOI: 10.1007/s11661-003-0180-3
[27] 黄利军, 虞炳西, 高树浚. 钛吸氢和放氢动力学. 金属功能材料, 1998, 5(3): 124 Huang L J, Yu B X, Gao S J. Kinetics of hydrogen absorption and desorption by titanium. Metall Funct Mater, 1998, 5(3): 124
[28] Chen T, Yang C, Liu Z, et al. Revealing dehydrogenation effect and resultant densification mechanism during pressureless sintering of TiH2 powder. J Alloys Compd, 2021, 873: 159792 DOI: 10.1016/j.jallcom.2021.159792
[29] Kennedy A R, Lopez V H. The decomposition behavior of as-received and oxidized TiH2 foaming-agent powder. Mater Sci Eng A, 2003, 357(1): 258
[30] Stepura G, Rosenband V, Gany A. A model for the decomposition of titanium hydride and magnesium hydride. J Alloys Compd, 2012, 513: 159 DOI: 10.1016/j.jallcom.2011.10.012
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