細(xì)晶W-Cu 復(fù)合FGM 制備及其顯微組織特征

郭垚峰，范景蓮，蔣冬福，劉濤

(中南大學(xué) 粉末冶金國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖南 長(zhǎng)沙，410083)

偏濾器是現(xiàn)代磁約束核聚變堆試驗(yàn)裝置一個(gè)非常重要的組成部分[1]，其主要功能是屏蔽來自器壁的雜質(zhì)，減少對(duì)中心等離子體的污染，排出來自中心等離子體的粒子流和熱流以及核聚變反應(yīng)過程中所產(chǎn)生的氦灰[2]。偏濾器主要由第一面壁材料、中間適配層、基體熱沉材料組成。第一壁材料直接承受來自等離子體的高能粒子流沖擊和高熱負(fù)荷沉積，W 合金被認(rèn)為是最有前景的第一壁材料[3]。熱沉材料主要負(fù)責(zé)傳遞第一壁產(chǎn)生的熱負(fù)荷，需要承受5～20 MW/m2的能量密度，目前通常選擇CuCrZr[4]作為熱沉材料。W-Cu梯度復(fù)合材料結(jié)合了銅的高熱導(dǎo)率、無氫脆性和鎢的高熔點(diǎn)、低腐蝕率、低氚滯留的特點(diǎn)，可以通過成分配比制備具有梯度膨脹系數(shù)的中間適配層，能夠很好地緩釋由于第一壁材料與熱沉材料熱性能不匹配而造成的熱應(yīng)力，是目前制備偏濾器適配層的最佳材料之一[5-7]。由于W 和Cu 物理性能差異很大[8]，采用傳統(tǒng)制備方法很難獲得高致密的W-Cu 梯度材料[9]。常規(guī)的梯度W 骨架滲銅工藝，Cu 相分布不均勻，易在W 坯體內(nèi)部形成閉孔，降低了材料的熱導(dǎo)率[10]。等離子噴涂法由于涂層與基體的結(jié)合以機(jī)械結(jié)合為主，結(jié)合強(qiáng)度低，且涂層孔隙率高，容易剝落[11]。激光燒結(jié)雖然有可以控制梯度粉末粒度、成分的優(yōu)點(diǎn)，但激光燒結(jié)易形成銅池，從W 端燒結(jié)可能引起Cu 相的大量揮發(fā)[12]。本文作者利用傳統(tǒng)粉末冶金方法粉末成分、粒度可控的優(yōu)勢(shì)，以偏鎢酸銨和硝酸銅晶體為原料[13-15]，采用溶膠噴霧干燥-煅燒還原-球磨工藝制備W-10Cu，W-20Cu，W-30Cu(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%，下同)3種復(fù)合粉末，研究活化W-Cu 粉末的特性，并制備高致密三層梯度W-Cu 復(fù)合材料。

1 實(shí)驗(yàn)方法

結(jié)合本課題組原有研究結(jié)果[16]，按材料成分配制混合溶膠，調(diào)節(jié)溶膠pH 為3～4。調(diào)整溶膠噴霧干燥—煅燒還原—球磨工藝分別制備W-10Cu，W-20Cu 和W-30Cu 3 種復(fù)合粉末，其中煅燒工藝為于150～500 ℃煅燒0.5～3 h，還原工藝為H2保護(hù)下于120～750 ℃分步還原，球磨工藝為高能球磨0～40 h。使用英國(guó)MICRO-PLVS 型激光粒度分析儀，統(tǒng)計(jì)不同球磨時(shí)間下復(fù)合粉末的粒度分布。在JSM-5600LV 型掃描電子顯微鏡上觀察不同球磨時(shí)間下粉末的形貌特征。在25 t 液壓機(jī)上，使用標(biāo)準(zhǔn)抗彎模具，采用分層鋪粉、模壓成型制備3 層梯度材料，每層梯度層鋪粉5 g。復(fù)合樣品梯度層粉末球磨時(shí)間如表1 所示。將壓坯在氫氣還原爐中900 ℃預(yù)燒，隨后在鉬絲爐中以氫氣為保護(hù)氣氛于1 380 ℃下燒結(jié)120 min，使用德國(guó)Leica 公司MeF3A 金相顯微鏡觀察樣品顯微組織，美國(guó)Buehler 公司Micromet5104 顯微硬度儀檢測(cè)梯度層維氏硬度，EDAX 公司Nova NanoSEM230 型能譜儀分析儀檢測(cè)梯度層成分變化。

表1 復(fù)合樣品梯度層粉末球磨時(shí)間Table 1 Milling time of W-Cu powder for composite material samplesh

2 結(jié)果與討論

2.1 W-Cu 梯度材料成分設(shè)計(jì)

功能梯度材料是由日本的新野正之等學(xué)者于1986 年首先提出的，最初設(shè)計(jì)就是為了減少材料內(nèi)部應(yīng)力[8]。由于W-Cu 梯度功能材料成分沿Y 方向一維連續(xù)變化，故采用WAKASHIMA 冪函數(shù)[17]描述W-Cu梯度成分組成：

式中：φ(Cu)為梯度方向上的Cu 體積分?jǐn)?shù)；h 為梯度功能材料的厚度；y(h≥y≥0)為相應(yīng)梯度層的位置；p為成分分布規(guī)律指數(shù)。由于Cu 較W 更容易燒結(jié)致密，故通常采用p≥1 作為成分分布指數(shù)。這種梯度結(jié)構(gòu)可以使富W 端梯度層成分平穩(wěn)過渡，利于燒結(jié)熱應(yīng)力的減小。為了制備面對(duì)等離子W 涂層與Cu 合金熱沉材料間的過渡層，采用W-10Cu，W-20Cu 和W-30Cu 為成分梯度制備復(fù)合材料。

2.2 W-Cu 復(fù)合粉末性能

圖1 所示為不同球磨工藝下W-10Cu 粉末SEM 形貌。由圖1(a)可知：溶膠噴霧法制備的W-Cu 復(fù)合粉末顆粒細(xì)小、均勻，均為近球形，但存在少量團(tuán)聚。球磨10 h 后的W-10Cu 粉末明顯變形，由近球形變形、破碎為片層狀結(jié)構(gòu)(如圖1(b)所示)。隨著球磨的進(jìn)行(如圖1(c)所示)，復(fù)合粉末進(jìn)一步破碎，片層厚度也進(jìn)一步減小。

圖2 所示為3 號(hào)樣品對(duì)應(yīng)的W-Cu 復(fù)合粉末粒度分布情況。由圖2 可知：沒有球磨的W-30Cu 粉末粒度呈正態(tài)分布，平均晶粒度為2.05 μm。球磨20 h 的W-10Cu 和W-20Cu 粉末粒度呈現(xiàn)雙峰狀分布，平均粒徑分別為1.03 和1.15 μm。這是由于在球磨過程中，顆粒與顆粒間、顆粒與磨球間反復(fù)的碰撞、擠壓，大尺寸顆粒不斷破碎為細(xì)小的新顆粒，體現(xiàn)在粒度分布曲線上就是原始正態(tài)分布的峰值的降低、細(xì)晶區(qū)出現(xiàn)新的峰。

圖1 不同球磨工藝下W-10Cu 粉末SEM 形貌Fig.1 SEM images of sol-spray-milling W-10Cu powders

粉末的燒結(jié)動(dòng)力主要來自表面能降低帶來的系統(tǒng)總能量降低。機(jī)械合金化作為一個(gè)非平衡過程，可以減小粉末粒度進(jìn)而增加粉末表面能、增加體系燒結(jié)活性。粉末液相燒結(jié)初期，固體W 顆粒隨著Cu 相的流動(dòng)而旋轉(zhuǎn)重排，體系發(fā)生致密化。W 顆粒的重排主要受液相Cu 的毛細(xì)管力帶動(dòng)，如式(2)所示[18]：

式中：Fc為毛細(xì)管力；γlv為液相與氣相的界面能(取1.28 J/m2)；D 為顆粒粒徑；m 為顆粒質(zhì)量(近似按照球形計(jì)算體積)；a 為顆粒在毛細(xì)管力作用下的重排加速度。通過粒徑分布可以計(jì)算出W-10Cu 和W-20Cu 球磨前后毛細(xì)管力，見表2。由表2 可知：W-10Cu 初始粒徑比W-20Cu 的略大，但球磨10 h 后，W-10Cu 顆粒細(xì)化更明顯。這是因?yàn)閃-20Cu 中銅含量較高，噴霧干燥后煅燒還原溫度略低，晶粒較細(xì)小。同時(shí)由于W-10Cu 中鎢含量高，脆性更強(qiáng)，對(duì)球磨過程更敏感，破碎效果更好，故球磨10 h 后顆粒反而比W-20Cu 的小。對(duì)比球磨前后的毛細(xì)管力和加速度變化，可以發(fā)現(xiàn)：球磨后的粉末顆粒表面積減小，但比表面積卻大大增加，故雖然單一顆粒受到的毛細(xì)管力減小，但運(yùn)動(dòng)加速度a∝D-2反而明顯增加，這從顆粒重排毛細(xì)管力的角度解釋了納米粉末燒結(jié)活性高的原因。

圖2 W-Cu 復(fù)合粉末粒度分布Fig.2 Particle size distributions of W-Cu composite powders

表2 噴霧干燥W-Cu 粉末球磨前后粒度及燒結(jié)毛細(xì)管力Table 2 Relationship between particle size and capillary force of W-Cu

表3所示為溶膠-噴霧干燥W-30Cu復(fù)合粉末一步液相燒結(jié)致密化情況。由表3 可知：超細(xì)W-30Cu 復(fù)合粉末活性很高，在1 380 ℃燒結(jié)120 min 已接近全致密?？紤]到W-10Cu 和W-20Cu 粉末鎢質(zhì)量分?jǐn)?shù)較高，燒結(jié)難度相對(duì)較大，故對(duì)這2 種粉末進(jìn)行溶膠-球磨處理。2 種粉末在1 380 ℃燒結(jié)120 min 致密化情況如表4 所示。由表4 可知：溶膠-球磨工藝制備的W-10Cu和W-20Cu 燒結(jié)活性很高，于1 380 ℃燒結(jié)120 min 的材料已基本致密，較常規(guī)W-Cu 粉末致密化溫度低。這是由于溶膠-球磨粉末成分混合均勻，在球磨過程中顆粒內(nèi)部產(chǎn)生大量位錯(cuò)和缺陷，同時(shí)晶粒進(jìn)一步細(xì)化。大量的晶格畸變和納米晶界的形成使粉末活性增大，有利于燒結(jié)的進(jìn)行[19]。

表3 W-30Cu 復(fù)合粉末1 380 ℃燒結(jié)致密化Table 3 Densification of W-30Cu composite powders at 1 380 ℃

表4 W-10Cu 和W-20Cu 溶膠-球磨粉末燒結(jié)相對(duì)密度Table 4 Relative density of W-10Cu,W-20Cu composite powders after milling %

2.3 W-Cu 梯度材料的制備與組織梯度分布特征

圖3 所示為梯度材料1 號(hào)樣品和4 號(hào)樣品于900 ℃預(yù)燒后的實(shí)物照片。由圖3 可知：未球磨的梯度材料向高銅端(顏色較淺)彎曲變形，與球磨40 h 的梯度材料彎曲方向相反。這說明球磨40 h 的W-10Cu和W-20Cu 粉末處于較高能量狀態(tài)，燒結(jié)收縮率很高，預(yù)燒階段的收縮速度甚至超過了未球磨的W-30Cu粉末。

圖3 W-Cu 梯度材料900 ℃預(yù)燒實(shí)物照片F(xiàn)ig.3 Images of W-Cu gradient materials after pre-sintering at 900 ℃

研究表明，W-Cu 梯度適配層中氣孔的存在會(huì)降低材料熱導(dǎo)率和涂層自身的結(jié)合強(qiáng)度，而且對(duì)核聚變?nèi)剂蠚怏w的滯留有影響[20]，故制備高致密、低變形的W-Cu 梯度材料有十分現(xiàn)實(shí)的意義。考慮到1 號(hào)樣品和4 號(hào)樣品的燒結(jié)變形情況相反，實(shí)驗(yàn)采用球磨時(shí)間適中的3 號(hào)樣品進(jìn)行高溫液相燒結(jié)，以降低梯度材料的燒結(jié)變形。圖4 所示為3 號(hào)樣品1 380 ℃液相燒結(jié)120 min 后的金相組織。由圖4 可知：分層鋪粉—壓制—燒結(jié)后的梯度材料接近全致密、層間結(jié)合完好，細(xì)小W 顆粒均勻分布在Cu 相形成的連續(xù)網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)中。進(jìn)而對(duì)梯度層進(jìn)行能譜分析，如圖5 所示。圖5(a)，(b)，(c)所示分別為設(shè)計(jì)前的W-30Cu，W-20Cu，W-10Cu 層的面掃描照片，由能譜分析可知每層成分均與原始設(shè)計(jì)存在偏差：W-30Cu 層和W-20Cu 層銅含量降低，W-10Cu 層銅含量略有增加。這是因?yàn)閷?shí)驗(yàn)采用1 380 ℃液相燒結(jié)，Cu 相熔化并帶動(dòng)W 顆粒流動(dòng)，三層梯度材料隨著Cu 相的黏性流動(dòng)而完整的結(jié)合在一起。同時(shí)，液相燒結(jié)過程中，梯度材料表面的Cu 相有部分溢出。檢測(cè)取樣時(shí)，對(duì)梯度燒結(jié)坯進(jìn)行了表面拋光處理，導(dǎo)致檢測(cè)結(jié)果中材料整體銅含量偏低。圖5(d)所示為W-30Cu 與W-20Cu 界面附近的線掃描。由于本研究制備的W-Cu 梯度材料，晶粒細(xì)小，二次顆粒的粒度為微米級(jí)，與能譜入射斑為同一數(shù)量級(jí)，故線掃描呈現(xiàn)鋸齒狀連續(xù)譜線。由圖5(d)可知：W-30Cu(右部分)白色的W 顆粒周圍包覆著較多的深色Cu 基體，對(duì)應(yīng)的線掃描中Cu 譜線較密集，強(qiáng)度也較高。由右向左進(jìn)入W-20Cu 區(qū)域，Cu 峰密集度明顯減小，W 峰密集度和強(qiáng)度則逐漸增加。液相Cu 流動(dòng)導(dǎo)致的均勻化帶來了梯度材料整體的高致密和梯度成分的漸變，在實(shí)際生活中有一定應(yīng)用價(jià)值?？紤]到梯度成分有所偏離，后續(xù)研究中將采用縮短燒結(jié)時(shí)間、降低燒結(jié)溫度、加壓燒結(jié)等措施，對(duì)Cu 相流失問題進(jìn)行控制。

圖4 梯度復(fù)合材料3 號(hào)樣品金相組織Fig.4 Microstructures of gradient material sample 3

圖5 梯度復(fù)合材料3 號(hào)樣品能譜分析Fig.5 Energy spectrum analysis of W-Cu gradient material sample 3

W-Cu 復(fù)合材料的硬度取決于W 的質(zhì)量分?jǐn)?shù)以及W 和Cu 間的結(jié)合強(qiáng)度，可以間接反映梯度材料的燒結(jié)狀況。對(duì)經(jīng)球磨工藝的W-Cu 梯度材料3 號(hào)樣品進(jìn)行顯微硬度分析，每個(gè)梯度層均取4 個(gè)硬度再求平均值，結(jié)果見表5。由表5 可知：由于Cu 質(zhì)量分?jǐn)?shù)的差異，3 層梯度材料沿梯度方向存在著硬度梯度，W-10Cu層硬度最大，W-10Cu 層與W-20Cu 層的硬度差小于W-20Cu 與W-30Cu 層的硬度差。這與前面的能譜分析結(jié)果一致，即W-10Cu 層與W-20Cu 層的成分差異小于W-20Cu 與W-30Cu 層的成分差異。表中的W-Cu理論硬度由下式計(jì)算得到[4]：

式中：Hc，Hw和HCu分別為W-Cu 復(fù)合材料的硬度、純W 的硬度(HV 為362)和純Cu 的硬度(HV 為44)；φ(W)為W 的體積分?jǐn)?shù)。此混合定律適用于雙組元、組元間無交互作用(或作用可忽略)的復(fù)合材料。W-Cu復(fù)合材料成分間固溶度較低[21]，可用式(3)估算其理論硬度。對(duì)比理論值與實(shí)測(cè)結(jié)果發(fā)現(xiàn)，本實(shí)驗(yàn)制備的三層梯度復(fù)合材料每層的硬度均大于理論硬度。這是因?yàn)樘荻炔牧涎睾穸确较虺煞痔荻葷u變，實(shí)測(cè)硬度為數(shù)組數(shù)據(jù)的平均值。同時(shí)，球磨帶來的粉末變形和加工硬化十分明顯，這導(dǎo)致燒結(jié)后的梯度材料顯微硬度較理論硬度普遍偏高。

表5 三層W-Cu 梯度材料顯微硬度Table 5 Micro-penetration hardness of W-Cu three layers gradient material

3 結(jié)論

1) 適當(dāng)?shù)娜苣z噴霧—煅燒還原—球磨工藝可以控制W-Cu 粉末形貌、粒度，進(jìn)而增加高W 含量W-Cu粉末燒結(jié)活性。球磨20 h 的W-10Cu 和W-20Cu 粉末晶粒細(xì)小、均勻，在1 380 ℃一步液相燒結(jié)120 min便基本致密化。球磨40 h 后的W-10Cu 和W-20Cu 粉末收縮率比未球磨的W-30Cu 粉末的收縮率大。

2) 球磨20 h 的溶膠-球磨W-Cu 復(fù)合粉末(3 號(hào)樣品)經(jīng)過3 層鋪粉壓制，于1 380 ℃液相燒結(jié)120 min后，梯度材料接近全致密、層間結(jié)合完好。能譜分析和顯微硬度分析表明，3 層梯度材料截面成分和硬度沿梯度方向連續(xù)漸變，與原始設(shè)計(jì)存在偏移，這是液相銅均勻化、流失的結(jié)果。

[1] Barabash V, Peacock A, Fabritsiev S, et al. Materials challenges for ITER-Current status and future activities[J]. Journal of Nuclear Materials,2007,370(367):21-32.

[2] 郭雙全, 馮云彪, 燕青芝, 等. 偏濾器中鎢與異種材料的連接技術(shù)研究進(jìn)展[J]. 焊接技術(shù),2010,39(9):3-7.GUO Shuangquan, FENG Yunbiao, YAN Qingzhi, et al.Development of joining technologies on tungsten with dissimilar materials for divertor[J].Welding Technology,2010,39(9):3-7.

[3] 朱大煥, 王坤, 王先平, 等. 偏濾器第一壁W/Cu FGM 的熱應(yīng)力模擬與優(yōu)化設(shè)計(jì)[J]. 稀有金屬材料與工程, 2011, 40(9):1658-1661.ZHU Dahuan, WANG Kun, WANG Xianping, et al. Thermal stress simulation and optimization design for the W/Cu FGM of divertors[J].Rare Metal Materials And Engineering,2011,40(9):1658-1661.

[4] 汪峰濤, 吳玉程, 王涂根, 等.W-Cu 面對(duì)等離子體梯度熱沉材料的制備和性能[J]. 復(fù)合材料學(xué)報(bào),2008,25(2):25-30.WANG Fengtao, WU Yucheng, WANG Tugen, et al.Fabrication and properties of the W-Cu gradient heat sink materials for plasma facing materials[J]. Acta Materiae Compositae Sinica,2008,25(2):25-30.

[5] Kitamura K, Nagata K, Shibui M,et al. Effects of interface edge configuration on residual stress in the bonded structures for a divertor application[J]. Journal of Nuclear Materials, 1998, 263:275-280.

[6] Zhou Z J, Tan J, Qu D D, et al. High heat loading performance of actively cooled W-Cu FGM-based components[J].International Journal of Minerals, Metallurgy and Materials,2011,18(4):467-471.

[7] 范景蓮, 劉濤, 朱松, 等.W-Cu 復(fù)合材料制備新技術(shù)與發(fā)展前景[J]. 硬質(zhì)合金,2011,28(1):56-65.FAN Jinglian, LIU Tao, ZHU Song, et al. New processing technology and prospective application of high performance W-Cu composites[J].Cemented Carbide,2011,28(1):56-65.

[8] Ling Y H,Li J T,Zhou Z J,et al.Fabrication and microstructure of W/Cu functionally graded material[J]. Journal of University of Science and Technology Beijing,2001,8(3):198-202.

[9] Zhang F B, Wang Z D, Cai H P, et al. The Characterization of W-Cu Composite Coating Prepared by Double-Glow Discharge[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2012,41(S1):323-326.

[10] 劉秋香, 謝仕芳, 陸德平.W-Cu 梯度熱沉材料的研究進(jìn)展[J].江西科學(xué),2012,30(4):499-502.LIU Qiuxiang, XIE Shifang, LU Deping. Research progress of tungsten/copper heat-sink gradient materials[J]. Jiangxi Science,2012,30(4):499-502.

[11] Zhou Z J, Song S X, Du J, et al. Performance of W-Cu FGM based plasma facing components under high heat load test[J].Journal of Nuclear Materials,2007,365(363):1309-1314.

[12] Pintsuk G, Brunings S E, Doring J E, et al. Development of W/Cu functionally graded materials[J]. Fusion Engineering and Design,2003,68(66):237-240.

[13] 范景蓮, 劉濤, 成會(huì)朝. 一種超細(xì)鎢銅復(fù)合粉末的制備方法:CN1846908[P].2005-04-14.FAN Jinglian, LIU Tao, CHENG Huichao. A way to manufacture super fine W-Cu powder: CN1846908[P].2005-04-14.

[14] 范景蓮, 朱松, 劉濤, 等. 超細(xì)/納米W-20Cu 復(fù)合粉末的液相燒結(jié)機(jī)制[J]. 中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào),2011,21(7):1587-1593.FAN Jinglian, ZHU Song, LIU Tao, et al. Mechanism of ultrafine/nano W-20Cu composite powder during liquid sintering[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2011,21(7):1587-1593.

[15] Fan J L, Liu T, Zhu S, et al. Synthesis of ultrafine/nanocrystalline W-(30-50)Cu composite powders and microstructure characteristics of the sintered alloys[J]. Int Journal of Refractory Metals and Hard Materials, 2012(30):33-37.

[16] 劉濤, 范景蓮, 田家敏, 等. 超細(xì)/納米W-10%Cu 復(fù)合粉末制備與燒結(jié)工藝[J]. 中南大學(xué)學(xué)報(bào)(自然科學(xué)版), 2009, 40(5):1235-1239.LIU Tao, FAN Jinglian, TIAN Jiamin, et al. Synthesis and sintering of ultra-fine/nanometer W-10%Cu composite powder[J]. Journal of Central South University (Science and Technology),2009,40(5):1235-1239.

[17] 劉彬彬, 謝建新.W-Cu 梯度功能材料的設(shè)計(jì)、制備與評(píng)價(jià)[J].粉末冶金材料科學(xué)與工程,2012,15(5):413-420.LI Binbin, XIE Jianxin. Design, fabrication and evaluation of W-Cu functionally graded materials[J]. Materials Science and Engineering of Powder Metallurgy,2012,15(5):413-420.

[18] Johnson J L, Brezovsky J J, German R M. Effect of liquid content on distortion and rearrangement densification of liquid-phase-sintered W-Cu[J]. Metallurgical and Materials Transactions A,2005,36(6):1557-1565.

[19] 田穎, 李運(yùn)剛, 焦陽. 超細(xì)W-Cu 復(fù)合粉末的制備現(xiàn)狀[J]. 粉末冶金技術(shù),2011,29(4):296-299.TIAN Ying, LI Yungang, JIAO Yang. Current situation of ultrafine W-Cu composite powders preparation[J]. Powder Metallurgy Technology,2011,29(4):296-299.

[20] 種法力. 適配層對(duì)鎢銅第一壁材料熱負(fù)荷性能的影響[J]. 特種鑄造及有色合金,2010,30(12):1096-1098.ZHONG Fali. Effects of different compliant layers on the heat performance of W/Cu PFC (plasma facing component)[J].Special Casting&Nonferrous Alloys,2010,30(12):1096-1098.

[21] 范景蓮, 劉濤, 田家敏, 等. 噴霧干燥-氫還原制備W-50Cu納米復(fù)合粉末過程中的相轉(zhuǎn)變[J]. 稀有金屬材料與工程,2008,37(11):1919-1923.FAN Jinglian, LIU Tao, TIAN Jiamin, et al. Phase transformation during synthesis of W-50Cu nanocomposite powder by spray-drying and hydrogen reduction process[J].Rare Metal Materials and Engineering,2008,37(11):1919-1923.