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    機械合金化是將欲合金化的元素粉末按一定配比機械混合，用高能球磨機等設備將回轉機械能傳遞給粉末，粉末在球磨介質的反復沖撞下，承受沖擊、剪切、摩擦和壓縮多種力的作用，經歷反復的擠壓、冷焊合及粉碎，成為彌散分布的超細粒子，從而在固態下實現合金化．近年來機械合金化在理論和應用方面均引起材料界的極大關注．本文采用這種新型的固態合金化方法制備Ti-Mg合金。
1、試驗方法
    將粒度為325目的Ti粉（質量分數99.5%）和Mg粉（質量分數99.O%）按w(Mg)=9%，w(Ti)=91%混合后，與不銹鋼研磨球一起放入行星式高能球磨機的真空球磨罐中，對真空球磨罐抽真空后充人氬氣進行保護，分別在0、6、9、12、24、36、48 h后球磨進行取樣，然后在D8 ADVANCEX射線衍射儀上進行分析，用JSM -5600LV掃描電鏡對其形貌進行觀察。
2、試驗結果與討論
    圖1是Ti-Mg在不同球磨時間下樣品的X射線衍射圖譜，
從圖1可以看出，Ti-Mg經不同球磨時間后，Ti的Bragg衍射峰高度在球磨0～12 h過程中隨著球磨時間的增加緩慢地下降，并且其主峰向低衍射角位置移動；Mg的個別衍射峰位消失．這說明Mg原子作為間隙原子固溶到Ti中，使得Ti的品格常數增大，從而使Ti的Bragg衍射峰向低角度位置移動．隨著球磨繼續進行，至48 h時Ti峰強度進一步降低，衍射峰寬化程度更加明顯而Mg相的衍射峰已經完全消失。
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    球磨48 h，Mg的衍射峰已經完全消失，Ti衍射強度繼續降低，并且呈現明顯的寬展分布，這是由于晶粒尺寸下降和晶粒應力的形成引起的，說明Ti顆粒已成為亞微米晶或納米晶．此外，隨著球磨時間的延長，Ti的衍射峰繼續向低角度方向偏移，上述現象說明，隨著球磨時間的增加，Mg原子中的一部分固溶到Ti原子的晶格中，造成Ti的衍射峰寬化，Ti的衍射峰強度逐漸減弱，因為Ti原子的半徑大于Mg原子的半徑，導致Ti的晶格發生畸變，晶格膨脹使晶格常數增大，造成Ti的衍射峰向低角度方向偏移．所以Ti的衍射峰呈現更加明顯的寬展分布。
    圖2是Ti-Mg不同球磨時間后所得到的樣品的掃描電鏡圖片．從圖2可以看出，Ti-Mg混合粉末經6h球磨后為顆粒狀和平板狀混合粉末，平板狀區域的X射線能譜分析結果中只有Ti的特征峰，因此平板狀粉末的成分為Ti，顆粒狀區域的X射線能譜分析結果中只有Mg的特征峰，因此顆粒狀粉末成分為Mg，所以，Ti-Mg混合粉末球磨6h后Ti粉被撞擊成平板狀而Mg粉被破碎成顆粒狀，從圖2還可以看出，Ti-Mg混合粉末球磨后為片層“夾心”狀結構，即平板狀的Ti形成片層狀結構，細小的Mg顆粒均勻分布在Ti的片層上或片層間；隨著球磨時間的增加，片層逐漸減薄，顆粒逐漸變小變少．圖2f為Ti-Mg混合粉末球磨48 h后掃描電鏡下的高倍形貌圖，從圖中可以清晰地看到，細小顆粒已消失，只有層片狀結構，由圖l中X射線衍射分析結果可知，此時粉末已合金化．
    由上述掃描電子顯微分析結果可知Ti、Mg元素粉末的機械合金化是如下進行的：金屬Ti屬于韌性材料，而Mg屬于脆性材料，在球磨初期，Ti、Mg粉體被磨球不斷地擠壓、碰撞、破碎，韌性的Ti粉被擠壓成片狀，脆性的Mg粉被破碎成顆粒狀，在隨后的球磨過程中片狀的Ti粉和粒狀的Mg粉被同時破碎，形成許多新的清潔表面，在磨球的擠壓作用下彼此冷焊形成片層“夾心”狀結構，此時Mg的細小顆粒鑲嵌在Ti的片層之間．Ti的層狀粉體及細小顆粒狀的Mg在磨球的不斷撞擊下逐漸減小，致使在薄片狀Ti粉與細粒狀Mg粉的冷焊面上Ti、Mg原子通過擴散形成合金相的核，隨著球磨的持續進行，一方面，合金粉末被攪拌得更加均勻，另一方面，形成的厚度和粒度被進一步減小，并且粉末中的缺陷大量增加，這都促進了Ti、Mg原子進一步均勻擴散，最終實現Ti、Mg的機械合金化．
3、結論
    用機械合金化方法可使Ti和Mg形成固溶體．在球磨12 h的Ti-Mg合金中Mg的衍射峰已完全消失，Mg溶入到Ti中，且隨球磨時間的延長，Ti衍射峰寬化并向低角度位置偏移；球磨后已合金化的Ti-Mg固溶體呈“夾心‘狀層片結構，細小的Mg顆粒均勻分布在Ti的片層間，且隨球磨時間的增加，片層逐漸減薄，顆粒逐漸變小。