一種Ti-Ta合金及其制備方法和應(yīng)用的制作方法
【專利摘要】本發(fā)明涉及一種Ti-Ta合金及其制備方法和應(yīng)用，屬于粉末冶金制備【技術(shù)領(lǐng)域】。本發(fā)明所述Ti-Ta合金，以原子百分比計包括：Ti50-80％、Ta 20-50％；所述Ti-Ta合金的孔隙率為2.0-15.5％；所述Ti-Ta合金含有富Ta區(qū)和富Ti區(qū)，富Ta區(qū)與富Ti區(qū)交替分布，相鄰的富Ta區(qū)與富Ti區(qū)之間存在過渡區(qū)；所述富Ta區(qū)以原子百分比計包括：Ta 70-80％、Ti 30-20％；所述富Ti區(qū)以原子百分比計包括：Ti 70-80％、Ta 30-20％。本發(fā)明以粒度為45～150μm的鈦粉和粒度度為1～10μm的鉭粉為原料，通過粉末冶金法得到了彈性模量適中、強(qiáng)度高的鈦合金。本發(fā)明的制備過程簡單，成本低，降低能耗，適合于大批量生產(chǎn)。
【專利說明】一種T1-Ta合金及其制備方法和應(yīng)用

【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001]本發(fā)明涉及一種T1-Ta合金及其制備方法和應(yīng)用，屬于粉末冶金制備【技術(shù)領(lǐng)域】。技術(shù)背景
[0002]在人工生物醫(yī)用植入金屬材料中，鈦合金因其良好的力學(xué)性能(高比強(qiáng)度、低彈性模量)，優(yōu)異的生物相容性，以及抗腐蝕、耐磨損等性能，成為人造關(guān)節(jié)、骨創(chuàng)傷產(chǎn)品、脊柱矯形內(nèi)固定系統(tǒng)的首選。然而，傳統(tǒng)的醫(yī)用鈦合金主要面臨以下幾個問題:
[0003]①毒性。常見植入鈦合金如T1-6A1_4V，T1-6Al-7Nb等材料中含有Al，V等元素，都被證明是對人體有害的元素，在長期使用過程中會不可避免滲入到周邊組織，對植入者健康產(chǎn)生潛在威脅。
[0004]②彈性模量過高。人體骨骼彈性模量較低(10?40GPa)，而通用植入鈦及鈦合金一般為α或α+β型，一般具有較高的模量，作為植入體會產(chǎn)生應(yīng)力屏蔽作用，導(dǎo)致其與植入組織不能產(chǎn)生較好的力學(xué)融合，造成植入失敗。
[0005]③強(qiáng)度低。植入鈦合金在人體復(fù)雜的生物環(huán)境中經(jīng)歷長期的應(yīng)力作用，過低的強(qiáng)度容易導(dǎo)致材料發(fā)生斷裂、失效，造成植入失敗。
[0006]為了克服元素的毒性，目前國際上研發(fā)集中在無毒、無過敏性元素的生物醫(yī)用鈦合金體系,添加Nb，Ta, Zr, Sn, Mo等作為合金元素。這些元素已被證明不含毒性，同時有助于鈦合金中β相的形成。β相能夠降低彈性模量，同時增強(qiáng)耐磨性以及抗腐蝕性能。除了通過生成β相降低彈性模量，研究發(fā)現(xiàn)，多孔材料也能夠有效降低彈性模量。粉末冶金方法制備鈦合金因具有適當(dāng)孔隙，能使材料的彈性模量下降，而受到研究者的廣泛關(guān)注。盡管孔隙度增高能夠大幅降低鈦合金的彈性模量，但過高的孔隙度又會降低材料的強(qiáng)度而導(dǎo)致植入失敗。如何平衡彈性模量與強(qiáng)度又成為新的難題，開發(fā)低彈性模量、高強(qiáng)度且生物相容性好的植入β型鈦合金體系成為當(dāng)今研究的熱點。
[0007]在眾多β相添加元素中，Ta元素是公認(rèn)的生物相容性最好、抗腐蝕能力最強(qiáng)的添加元素。zhou等人開發(fā)了 T1-Ta系列的β型醫(yī)用鈦合金(Zhou Y L, Niinomi M, AkahoriΤ.Effects of Ta content on Young’ s modulus and tensile properties of binaryT1-Ta alloys for b1medical applicat1ns [J].Materials Science and Engineering: A, 2004，371 (I): 283-290.)。其選取成分 T1-10, 20，30，40，50，60，70，80 (wt.% ) Ta, M終產(chǎn)品為晶粒尺寸在50-60 μ m、無孔隙存在的均勻合金體。經(jīng)測試其彈性模量相對較低(70-100GPa)，抗拉強(qiáng)度在400_700MPa之間。但由于Ta元素熔點較高，因此制備該合金需要在較高的溫度(3000°C以上)對母合金進(jìn)行熔煉，同時為了獲得較好的組織與力學(xué)性能，需在熔煉后進(jìn)行均勻化退火、軋制等加工，這些苛刻條件和復(fù)雜工序限制了其在工業(yè)化大批量生產(chǎn)。
[0008]中國發(fā)明專利(CN 102146534 A)公布了一種T1-Nb-Ta-Zr近β型醫(yī)用鈦合金的制備方法，通過該方法制備出的鈦合金晶粒尺寸在20-30 μ m,無孔隙存在，具有較低彈性模量(42-65GPa)，抗拉強(qiáng)度有所提高(590_971MPa)，但由于添加元素種類過多，成分控制困難，為了保證難熔Ta元素的均勻化，需選用Nb-Ta中間合金提供Ta元素，之后需經(jīng)過多次熔煉-熱處理-軋制-熱處理等一系列復(fù)雜加工程序，難度大，成本極高。
[0009]中國發(fā)明專利(CN 101418392 A)公布了一種生物多孔鈦的制備方法。該方法采用粉末冶金工藝，通過添加造孔劑獲得多孔鈦合金，產(chǎn)品孔隙度在60?70%之間，彈性模量大于0.3GPa，但抗拉強(qiáng)度僅為40MPa左右，并不能滿足實際應(yīng)用中對材料強(qiáng)度的要求。
[0010]由上可知，制備一種彈性模量低、強(qiáng)度較高、生物相容性好、同時成本低廉能夠?qū)崿F(xiàn)大規(guī)模生產(chǎn)和應(yīng)用的鈦合金顯得十分重要。


【發(fā)明內(nèi)容】

[0011]本發(fā)明的目的在于克服現(xiàn)有技術(shù)不足而提供一種工藝簡單，成分設(shè)計合理，燒結(jié)后得到彈性模量低、抗拉強(qiáng)度高、生物相容性好的粉末冶金醫(yī)用T1-Ta合金。
[0012]本發(fā)明一種T1-Ta合金，以原子百分比計包括:
[0013]Ti 50-80% ；
[0014]Ta 20-50% ；
[0015]所述T1-Ta合金的孔隙率為2.0-15.5%，優(yōu)選為3.0_8.9 %，進(jìn)一步優(yōu)選為4.7-5.6% ；
[0016]所述T1-Ta合金含有富Ta區(qū)和富Ti區(qū)，富Ta區(qū)與富Ti區(qū)交替分布，相鄰的富Ta區(qū)與富Ti區(qū)之間存在過渡區(qū)。
[0017]本發(fā)明一種T1-Ta合金，
[0018]所述富Ta區(qū)以原子百分比計包括:
[0019]Ta 70-80% ；
[0020]Ti 30-20% ；
[0021]所述富Ti區(qū)以原子百分比計包括:
[0022]Ti 70-80% ；
[0023]Ta 30-20% ；
[0024]所述過渡區(qū)以原子百分比計包括:
[0025]Ti 30-70% ；
[0026]Ta 70-30%。
[0027]本發(fā)明一種T1-Ta合金,所述T1-Ta合金為β型鈦合金。
[0028]本發(fā)明一種T1-Ta合金,所述T1-Ta合金中晶粒尺寸為1-10 μ m。
[0029]本發(fā)明一種T1-Ta合金，其抗拉強(qiáng)度為870_1300Mpa，優(yōu)選為900_1300Mpa，進(jìn)一步優(yōu)選為1000-1300Mpa，彈性模量為50_70Gpa，優(yōu)選為50_60Gpa，進(jìn)一步優(yōu)選為50_55Gpa。
[0030]本發(fā)明一種T1-Ta合金的制備方法,其實施方案為:
[0031]將按設(shè)計合金組分配的取鈦粉和鉭粉混合均勻后，壓制成型，得到坯料，然后，在真空條件下，對所得坯料進(jìn)行燒結(jié)，得到T1-Ta合金；所述鈦粉的粒度為45-150 μ m,所述鉭粉的粒度為1-10 μ m，并控制所加入鈦粉和鉭粉的平均粒徑比在40:1?30:1之間；燒結(jié)時，控制溫度為1200-1500°C，優(yōu)選為1300-1450°C，進(jìn)一步優(yōu)選為1400-1450°C、時間為l-5h，優(yōu)選為2-3h，進(jìn)一步優(yōu)選為2-2.5h。
[0032]本發(fā)明一種T1-Ta合金的制備方法，所述鈦粉的粒度優(yōu)選為38-75 μ m，進(jìn)一步優(yōu)選為 38-45 μ m,
[0033]本發(fā)明一種T1-Ta合金的制備方法，所述鉭粉的粒度優(yōu)選為2-8 μ m，進(jìn)一步優(yōu)選為 2.5-4 μ m。
[0034]本發(fā)明一種T1-Ta合金的制備方法，所述鈦粉的純度>99.5% ;所述鉭粉的純度彡 99.7%。
[0035]本發(fā)明一種T1-Ta合金的制備方法,壓制成型時,控制壓力在100?300Mpa,優(yōu)選為150-250Mpa，進(jìn)一步優(yōu)選為180_200Mpa、保壓時間為I?5min，優(yōu)選為2_4min，進(jìn)一步優(yōu)選為 2.5-3min。
[0036]本發(fā)明一種T1-Ta合金的制備方法，燒結(jié)時，控制爐內(nèi)的絕對壓力為5_9xl0_3pa、控制升溫速率為10-20°C /min。
[0037]本發(fā)明一種T1-Ta合金的制備方法，燒結(jié)完成后，隨爐冷卻至室溫得到T1-Ta合金。
[0038]本發(fā)明所設(shè)計和制備的T1-Ta合金，其用途包括用于生物醫(yī)用材料。
[0039]原理和優(yōu)勢:
[0040]本發(fā)明通過合理的組分配比、合理的制備工藝，采用粉末冶金法直接制備出了強(qiáng)度高達(dá)870-1300MP、彈性模量為50-70GPa的T1-Ta合金，解決了現(xiàn)有熔鑄法制備T1-Ta合金時存在的高能耗、多工序、成本高的難題，具有較高的抗拉強(qiáng)度和較低的彈性模量。
[0041]本發(fā)明所設(shè)計的T1-Ta合金，通過以下三個方面提高其強(qiáng)度:類似復(fù)合材料的區(qū)域交替分布結(jié)構(gòu)，細(xì)晶強(qiáng)化，固溶強(qiáng)化。
[0042]本發(fā)明通過合理的制備工藝，使得合金內(nèi)的富Ta區(qū)與富Ti區(qū)呈交替分布，且相鄰的富Ta區(qū)與富Ti區(qū)之間存在過渡區(qū)。交替分布的富Ti區(qū)與富Ta區(qū)的作為二次相，能夠有效的阻止位錯的運動，起到區(qū)域強(qiáng)化作用，其強(qiáng)化機(jī)理類似于復(fù)合材料中的增強(qiáng)相對基體的增強(qiáng)。這種交替分布形成過程如下:冷等靜壓后的壓坯，較大的鈦顆粒被細(xì)小的鉭顆粒環(huán)繞，同時細(xì)小的鉭顆粒部分聚集，經(jīng)燒結(jié)后成為富Ta區(qū)，較大的鈦顆粒則成為燒結(jié)后的富Ti區(qū)，其過渡區(qū)則由燒結(jié)過程中發(fā)生在鈦顆粒和鉭顆粒之間的擴(kuò)散產(chǎn)生。為了獲得這種交替分布的結(jié)構(gòu)，合理選取原始粉末粒徑比就顯得很重要。本發(fā)明選取Ti的粒徑在45?150 μ m, Ta的粒徑在I?10 μ m，粒徑比控制在:40:1?30:1之間。鉭的擴(kuò)散速率低，而粒徑越小的鉭粉比表面能越大，在燒結(jié)中的擴(kuò)散速率會提高，理論上粒徑越小的鉭粉越有利于燒結(jié)，但考慮到納米級的鉭粉制備成本高，本發(fā)明選用粒徑范圍在1-10 μ m范圍內(nèi)的鉭粉。
[0043]本發(fā)明材料強(qiáng)度高，除了富Ti區(qū)和富Ta區(qū)交替存在的結(jié)構(gòu)，細(xì)晶強(qiáng)化及固溶強(qiáng)化也起到了一定作用。根據(jù)《材料力學(xué)原理》，一種材料的彈性模量與其物相組成及化學(xué)成分關(guān)系密切，與其晶粒尺寸關(guān)系不大。但細(xì)化晶粒能提聞材料的抗拉強(qiáng)度。因而對于特定成分的材料，在彈性模量固定的前提下，人們通常采取包括軋制、鍛造、熱處理等加工的手段獲得細(xì)小晶粒組織，進(jìn)而提高材料的抗拉強(qiáng)度。本發(fā)明則另辟蹊徑，通過粉末冶金工藝控制晶粒形成，將燒結(jié)時間限制在l_5h之間，與傳統(tǒng)的幾十個小時燒結(jié)時間相比，晶粒來不及長大，因而能得到細(xì)小晶粒。而且Ta元素擴(kuò)散速率慢，降低了體系的擴(kuò)散系數(shù)，晶粒界面遷移受阻抑制了晶粒長大，再加上原始鉭的粒徑限制在1-10 μ m之間，這些因素都促進(jìn)晶粒細(xì)化，在燒結(jié)后直接得到細(xì)小晶粒組織，獲得細(xì)晶強(qiáng)化。同時鈦粉與鉭粉擴(kuò)散過程中產(chǎn)生富鈦區(qū)與富鉭區(qū)，分別是鈦中溶入鉭原子以及鉭中溶入鈦原子，溶質(zhì)原子會造成晶格畸變，增大位錯運動組里，使滑移難以進(jìn)行，從而使合金固溶的強(qiáng)度提高，產(chǎn)生固溶強(qiáng)化。
[0044]本發(fā)明通過制備過程原料和工藝參數(shù)的嚴(yán)格限定，得到孔隙率為2.9-15.0%，優(yōu)選為3.0-8.9%，進(jìn)一步優(yōu)選為4.7-5.6%的T1-Ta合金；實現(xiàn)了彈性模量與高強(qiáng)度的完美匹配，拓寬了低彈性模量、高強(qiáng)度鈦合金的應(yīng)用范圍。
[0045]鈦、鉭等金屬均為高熔點金屬，擴(kuò)散系數(shù)低，傳統(tǒng)粉末冶金鈦合金工藝為了獲得擴(kuò)散均勻體，一般要較長的燒結(jié)時間和較高的燒結(jié)溫度以促進(jìn)鈦元素與合金元素的均勻化擴(kuò)散，得到均勻的合金體。但燒結(jié)的時間越長，所得到的晶粒就越大；由于鈦元素與鉭元素擴(kuò)散速率不同而引起的柯肯達(dá)爾效應(yīng)就越明顯，會產(chǎn)生較多孔洞。這些都會顯著減弱樣品的抗拉強(qiáng)度。另一方面，燒結(jié)時間過短，鈦粉與鉭粉來不及通過燒結(jié)產(chǎn)生有效擴(kuò)散連接，粉末基本處于原始狀態(tài)，冶金結(jié)合不牢固，同樣強(qiáng)度過低。本發(fā)明摒棄了傳統(tǒng)燒結(jié)時，需將T1、Ta元素通過熱擴(kuò)散，得到原子級別均勻體的理念，采用富Ta區(qū)與富Ti區(qū)交替分布的設(shè)計理念，得到了彈性模量與強(qiáng)度俱佳的鈦合金，為了實現(xiàn)富Ta區(qū)與富Ti區(qū)的交替分布，本發(fā)明必須嚴(yán)格控制燒結(jié)時間和溫度，本發(fā)明的燒結(jié)時間為l_5h，時間過長，材料中就不會存在明顯的富Ta區(qū)與富Ti區(qū)；時間過短，鈦粉與鉭粉來不及通過燒結(jié)產(chǎn)生有效擴(kuò)散連接，粉末基本處于原始狀態(tài)，冶金結(jié)合不牢固，同樣強(qiáng)度過低。本發(fā)明將燒結(jié)溫度控制在1200-1500°C，過低的燒結(jié)溫度不利于鈦粉和鉭粉的冶金結(jié)合，所得到的產(chǎn)品致密度低，強(qiáng)度低；過高的燒結(jié)溫度會在燒結(jié)過程中產(chǎn)生液相，破壞合金結(jié)構(gòu)，同時增加了成本。
[0046]本發(fā)明嚴(yán)格控制燒結(jié)時爐內(nèi)的氣壓，是因為:燒結(jié)過程中，Ti粉活性很大，表面極易吸附氧和水蒸氣，形成致密的氧化膜。這些氧化膜的存在阻礙燒結(jié)過程的進(jìn)行，而且隨著燒結(jié)的進(jìn)行，表面氧會轉(zhuǎn)變?yōu)榫?nèi)氧，使鈦合金基體氧含量提高，使最終產(chǎn)品的塑性和強(qiáng)度嚴(yán)重惡化。因而需要在較高的真空度下進(jìn)行燒結(jié)，以排除氧和水蒸氣對最終燒結(jié)產(chǎn)品性能的影響。更高的真空度意味著更高的成本。從實際生產(chǎn)應(yīng)用的考慮出發(fā)，所以本發(fā)明將燒結(jié)的真空度控制在5-9xl0_3的范圍內(nèi)。
[0047]本發(fā)明的優(yōu)點是:解決了現(xiàn)行熔鑄及軋制等加工手段難以得到的細(xì)化晶粒和復(fù)合增強(qiáng)體，具有工藝簡單、參數(shù)合理，對加工程序要求低等優(yōu)點，得到的材料力學(xué)性能優(yōu)異、生物相容性好，并且可以進(jìn)行工業(yè)化生產(chǎn)。

【專利附圖】

【附圖說明】
[0048]附圖1為實施例1所制備的Ti_20Ta合金的金相圖(放大倍數(shù)為50倍)；
[0049]附圖2-1為實施例1所制備的Ti_20Ta合金的高倍金相圖(放大倍數(shù)為500倍)；
[0050]附圖2-2為附圖2-1中富Ta區(qū)的能譜分析圖；
[0051]附圖2-3為附圖2-1中富Ti區(qū)的能譜分析圖；
[0052]附圖2-4為附圖2-1中T1、Ta擴(kuò)散連接層成分曲線圖；
[0053]附圖3為實施例4所得Ti_20Ta合金的成骨細(xì)胞生長圖；
[0054]附圖4為實施例8所得Ti_42Ta合金的XRD圖；
[0055]附圖1中，中較亮的區(qū)域為富Ta區(qū)，較暗的區(qū)域為富Ti區(qū)，兩者交替均勻分布。同時可以看到黑色的孔隙均勻分布在整個機(jī)體上。
[0056]附圖2-1中，A為富Ti區(qū)、B為過渡區(qū)、C為富Ta區(qū)，從圖2_1可以看出所制備的T1-20Ta合金的晶粒細(xì)小且均勻，平均晶粒尺寸在8 μ m左右。
[0057]從附圖2-2中可以看出富Ta區(qū)中，Ta的原子個數(shù)百分比為73.27%,Ti的原子個數(shù)百分比為26.73%。
[0058]從附圖2-3中可以看出富Ti區(qū)中，Ta的原子個數(shù)百分比為27.99%,Ti的原子個數(shù)百分比為72.01%。
[0059]從附圖2-4中可以看出相鄰富Ta區(qū)、富Ti區(qū)之間T1、Ta成分隨擴(kuò)散距離變化情況。
[0060]附圖3為所制備的Ti_20Ta合金按照標(biāo)準(zhǔn)ISO 10993-5:1999進(jìn)行體外成骨細(xì)胞生長實驗所得結(jié)果的照片圖，從圖3可以看出成骨細(xì)胞(在圖中用白色虛線圓圈出)呈扁平形狀鋪展開來，伸出細(xì)長偽足(在圖中用白色剪頭標(biāo)明)，表明細(xì)胞能夠較好生長在材料表面，該材料有利于骨組織吸附生長。
[0061]從圖4中可以看出所得T1-Ta合金由單一體心立方結(jié)構(gòu)β相組成。

【具體實施方式】
[0062]以下結(jié)合實施例對本發(fā)明的技術(shù)方案作進(jìn)一步描述。
[0063]實施例1:
[0064](I)按Ti80%，Ta20%的原子含量百分比(at.%)，稱取純度為99.9%，平均粒度為45 μ m的金屬鈦粉末和純度為99.8%，平均粒度為2 μ m的金屬鉭粉末共計500克；
[0065](2)將步驟(I)稱取的金屬粉末放入V型混料機(jī)中進(jìn)行混料，時間為8h小時，得到混合均勻的粉末。而后混合好的粉末裝入橡膠包套中，密封好后放入冷等靜壓池，采用180MPa的壓力進(jìn)行壓制，保壓時間為3min。
[0066](3)將壓制后的坯料放入真空爐中，保證真空度高于10_5Pa，以10°C /min的速度升溫，將溫度升至1250°C燒結(jié)，保溫2h，隨爐冷卻后得到醫(yī)用多孔鈦鉭合金。
[0067]利用金相顯微鏡觀察燒結(jié)后的樣品，如圖1所示，可以發(fā)現(xiàn)，本例中燒結(jié)后組織呈現(xiàn)復(fù)合結(jié)構(gòu)，其中較亮的區(qū)域為富Ta區(qū)，較暗的區(qū)域為富Ti區(qū)，兩者交替均勻分布。同時可以看到黑色的孔隙均勻分布在整個機(jī)體上。圖2為對局部區(qū)域放大后的金相照片，可以看到，無論富Ti區(qū)和富Ta區(qū),其平均晶粒尺寸均在1-10 μ m之間。
[0068]經(jīng)檢測，本材料的彈性模量:61GPa，抗拉強(qiáng)度:1250MPa，孔隙度:2.6%
[0069]實施例2:
[0070]將實施例1的步驟(I)中的原子比改為Ti70%，Ta30%，其余步驟以及參數(shù)同實施例I。
[0071]相比于實施例1，本實施例中Ta含量增加，進(jìn)而孔隙含量增加，影響最終彈性模量和力學(xué)性能。
[0072]經(jīng)檢測，本材料的彈性模量:69GPa，抗拉強(qiáng)度:1300MPa，孔隙度:1.9%。
[0073]實施例3:
[0074]將實施例1步驟⑵中冷等靜壓壓力選取為lOOMPa，其余步驟以及參數(shù)同實施例1o
[0075]冷等靜壓壓力降低后，壓坯的致密度降低，進(jìn)而影響到最終燒結(jié)體的孔隙度及力學(xué)性能。
[0076]經(jīng)檢測，本材料的彈性模量:56GPa，抗拉強(qiáng)度:1050MPa，孔隙度:9%。
[0077]實施例4:
[0078]將實施例1步驟(2)中冷等靜壓保壓時間設(shè)置為lmin，其余步驟以及參數(shù)同實施例I。
[0079]冷等靜壓保壓時間降低后，壓制過程中鈦顆粒和鉭顆粒重排時間減短，壓坯的致密度降低，進(jìn)而影響到最終燒結(jié)體的孔隙度及力學(xué)性能。
[0080]該合金的細(xì)胞生長實驗結(jié)果如圖3所示，成骨細(xì)胞在3天培養(yǎng)后呈現(xiàn)細(xì)長而的形狀，伸出較長的偽足，能夠較好的生長在材料表面，表明該材料的生物相容性極其優(yōu)異。
[0081]經(jīng)檢測，本材料的彈性模量:55GPa，抗拉強(qiáng)度:1020MPa，孔隙度:9.6%。
[0082]實施例5:
[0083](I)按Ti63%，Ta37%的原子含量百分比(at.%)，稱取純度為99.9%，平均粒度為38 μ m的金屬鈦粉末和純度為99.8%，平均粒度為I μ m的金屬鉭粉末共計500克；
[0084](2)將步驟(I)稱取的金屬粉末放入V型混料機(jī)中進(jìn)行混料，時間為1h小時，得到混合均勻的粉末。而后混合好的粉末裝入橡膠包套中，密封好后放入冷等靜壓池，采用150MPa的壓力進(jìn)行壓制，保壓時間為2.5min。
[0085](3)將壓制后的坯料放入真空爐中，保證真空度小于10_5Pa，以10°C /min的速度升溫，將溫度升至1350°C燒結(jié)，保溫3h，隨爐冷卻后得到醫(yī)用多孔鈦鉭合金。
[0086]經(jīng)檢測，本材料的彈性模量:57GPa，抗拉強(qiáng)度:1080MPa，孔隙度:4.1 %。
[0087]實施例6:
[0088]將實施例5步驟(3)中燒結(jié)溫度改為1450°C，其余步驟以及參數(shù)同實施例5。
[0089]提高燒結(jié)溫度后，材料擴(kuò)散增強(qiáng)，孔隙度進(jìn)一步減小，進(jìn)而對彈性模量和抗拉強(qiáng)度產(chǎn)生影響。
[0090]經(jīng)檢測，本材料的彈性模量:59GPa，抗拉強(qiáng)度:1220MPa，孔隙度:3.5%。
[0091]實施例7:
[0092]將實施例5步驟(3)中燒結(jié)時間改為5h，其余步驟以及參數(shù)同實施例5。
[0093]延長燒結(jié)時間后，材料擴(kuò)散增強(qiáng)，孔隙度增加，晶粒長大，進(jìn)而對彈性模量和抗拉強(qiáng)度產(chǎn)生影響。
[0094]經(jīng)檢測，本材料的彈性模量:56GPa，抗拉強(qiáng)度:1105MPa，孔隙度:4.2%。
[0095]實施例8:
[0096](I)按Ti58%，Ta42%的原子含量百分比(at.%)，稱取純度為99.9%，平均粒度為38 μ m的金屬鈦粉末和純度為99.8%，平均粒度為2 μ m的金屬鉭粉末共計500克；
[0097](2)將步驟(I)稱取的金屬粉末放入V型混料機(jī)中進(jìn)行混料，時間為1h小時，得到混合均勻的粉末。而后混合好的粉末裝入橡膠包套中，密封好后放入冷等靜壓池，采用120MPa的壓力進(jìn)行壓制，保壓時間為2.5min。
[0098](3)將壓制后的坯料放入真空爐中，保證真空度小于10_5Pa，以?Ο/min的速度升溫，將溫度升至1400°C燒結(jié)，保溫3h，隨爐冷卻后得到醫(yī)用多孔鈦鉭合金。
[0099]如圖4所示，經(jīng)XRD物相分析，該合金為β型鈦合金。
[0100]經(jīng)檢測，本材料的彈性模量:60GPa，抗拉強(qiáng)度:992MPa，孔隙度:8.7%
[0101]實施例9:
[0102](I)按Ti55%，Ta45%的原子含量百分比(at.% )，稱取純度為99.9%，平均粒度為75 μ m的金屬鈦粉末和純度為99.8%，平均粒度為5 μ m的金屬鉭粉末共計500克；
[0103](2)將步驟(I)稱取的金屬粉末放入V型混料機(jī)中進(jìn)行混料，時間為8h小時，得到混合均勻的粉末。而后混合好的粉末裝入橡膠包套中，密封好后放入冷等靜壓池，采用180MPa的壓力進(jìn)行壓制，保壓時間為3min。
[0104](3)將壓制后的坯料放入真空爐中，保證真空度高于10_5Pa，以10°C /min的速度升溫，將溫度升至1450°C燒結(jié)，保溫3.5h，隨爐冷卻后得到醫(yī)用多孔鈦鉭合金。
[0105]經(jīng)檢測，本材料的彈性模量:53GPa，抗拉強(qiáng)度:976MPa，孔隙度:9.8%
[0106]實施例10:
[0107](I)按Ti50%，Ta50%的原子含量百分比(at.%)，稱取純度為99.9%，平均粒度為75 μ m的金屬鈦粉末和純度為99.8%，平均粒度為2 μ m的金屬鉭粉末共計500克；
[0108](2)將步驟(I)稱取的金屬粉末放入V型混料機(jī)中進(jìn)行混料，時間為8h小時，得到混合均勻的粉末。而后混合好的粉末裝入橡膠包套中，密封好后放入冷等靜壓池，采用160MPa的壓力進(jìn)行壓制，保壓時間為4min。
[0109](3)將壓制后的坯料放入真空爐中，保證真空度高于10_5Pa，以10°C /min的速度升溫，將溫度升至1500°C燒結(jié)，保溫3h，隨爐冷卻后得到醫(yī)用多孔鈦鉭合金。
[0110]經(jīng)力學(xué)實驗檢測，本材料的彈性模量:50GPa，抗拉強(qiáng)度:890MPa，孔隙度:15.1%
[0111]對比例
[0112]對比例1:
[0113]將實施例1的步驟(I)中的燒結(jié)溫度改為950°C，該溫度處于權(quán)利要求書保護(hù)范圍之外，其余步驟以及參數(shù)同實施例1。
[0114]經(jīng)檢測，本材料的彈性模量:57GPa，抗拉強(qiáng)度:270MPa，孔隙度:9.3%。
[0115]相比于實施例1，本對比實施例中燒結(jié)溫度降低。由于擴(kuò)散過程受溫度影響較大，溫度低則擴(kuò)散系數(shù)降低。因而在燒結(jié)過程中，鈦顆粒與鉭顆粒擴(kuò)散受限，未能充分形成擴(kuò)散層，同時合金致密化程度不高，燒結(jié)殘留孔隙較多。盡管較多的孔隙會在一定程度上降低彈性模量，但材料的抗拉強(qiáng)度明顯過低，不能作為植入材料長期使用。
[0116]對比例2:
[0117]將實施例8的步驟(I)中的金屬鉭粉平均粒度改為38 ym(該粒度范圍處于權(quán)利要求書保護(hù)范圍之外)其余步驟以及參數(shù)同實施例8。
[0118]經(jīng)檢測，本材料的彈性模量:89GPa，抗拉強(qiáng)度:190MPa，孔隙度:16.7%。
[0119]相比于實施例8，本對比實施例中金屬鉭粉粒度增大。由于純鉭的擴(kuò)散系數(shù)低，在相同的燒結(jié)溫度和時間下，擴(kuò)散距離固定，鉭粉顆粒越大則中心部分越不容易與擴(kuò)散進(jìn)來的鈦形成合金，仍然以鉭單質(zhì)形式存在。單質(zhì)鉭的彈性模量在190GPa左右，因而其存在顯著提高了材料最終的彈性模量。同時由于原始鉭顆粒的粒度較大，不利于形成較細(xì)晶粒，也使得材料最終抗拉強(qiáng)度下降。
[0120]對比例3
[0121]取粒度為38 μ m的金屬鉭粉、取粒度為20 μ m鉭粉、將燒結(jié)溫度控制在1650°C，燒結(jié)時間控制在10小時，其余步驟以及參數(shù)同實施例5。
[0122]經(jīng)檢測，本材料的彈性模量:75GPa，抗拉強(qiáng)度:260MPa，孔隙度:20%。
[0123]相比于實施例5，本對比實施例中燒結(jié)時間延長，燒結(jié)溫度提高。由于溫度升高則擴(kuò)散系數(shù)變大，鈦粉與鉭粉在燒結(jié)過程中的擴(kuò)散效率提高，而延長的燒結(jié)時間會增加擴(kuò)散通量，鈦和鉭在燒結(jié)過程中充分?jǐn)U散，最終得到均勻合金體，失去了區(qū)域強(qiáng)化的優(yōu)勢。鈦和鉭元素本征擴(kuò)散系數(shù)的差異較大，因而升高的溫度和延長的擴(kuò)散時間則會導(dǎo)致不均勻擴(kuò)散，即柯肯達(dá)爾效應(yīng)增加，產(chǎn)生大量孔隙。雖然孔隙的增加能再一定程度上降低彈性模量，但其對于抗拉強(qiáng)度的降低更為顯著，導(dǎo)致最終產(chǎn)品的強(qiáng)度下降過多。同時原始鉭粉粒徑增大、燒結(jié)時間延長和溫度提高意味著晶粒長大的趨勢更為明顯。最終產(chǎn)品晶粒尺寸增加至100 μ m級別，失去了細(xì)晶強(qiáng)化的優(yōu)勢。
【權(quán)利要求】
1.一種T1-Ta合金，其特征在于，以原子百分比計包括:
Ti 50-80% ；
Ta 20-50% ； 所述T1-Ta合金的孔隙率為2.0-15.5% ； 所述T1-Ta合金含有富Ta區(qū)和富Ti區(qū)，富Ta區(qū)與富Ti區(qū)交替分布，相鄰的富Ta區(qū)與富Ti區(qū)之間存在過渡區(qū)。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的一種T1-Ta合金，其特征在于:所述富Ta區(qū)以原子百分比計包括:
Ta 70-80% ；
Ti 30-20% ； 所述富Ti區(qū)以原子百分比計包括:
Ti 70-80% ；
Ta 30-20% ； 所述過渡區(qū)以原子百分比計包括:
Ti 30-70% ； Ta 70-30%。
3.根據(jù)權(quán)利要求1所述的一種T1-Ta合金，其特征在于:所述T1-Ta合金為β型鈦合金。
4.根據(jù)權(quán)利要求1所述的一種T1-Ta合金,其特征在于:所述T1-Ta合金中晶粒尺寸為 1-10 μ m。
5.根據(jù)權(quán)利要求1所述的一種T1-Ta合金，其特征在于:其抗拉強(qiáng)度為870-1300MPa，彈性模量為50-70GPa。
6.一種制備如權(quán)利要求1-5任意一項所述T1-Ta合金的方法,其特征在于: 將按設(shè)計的合金組分配取的鈦粉和鉭粉混合均勻后，壓制成型，得到坯料，然后，在真空條件下，對所得坯料進(jìn)行燒結(jié)，得到T1-Ta合金；所述鈦粉的粒度為45-150 μ m,所述鉭粉的粒度為1-10 μ m，并控制所加入鈦粉和鉭粉的平均粒徑比為40:1-30:1 ;燒結(jié)時，控制溫度為 1200-1500°C，時間為 l_5h。
7.根據(jù)權(quán)利要求6所述的一種T1-Ta合金的制備方法，其特征在于:所述鈦粉的粒度為38-75 μ m ;所述鉭粉的粒度為2-8 μ m。
8.根據(jù)權(quán)利要求6所述的一種T1-Ta合金的制備方法，其特征在于:壓制成型時，控制壓力在100-300Mpa、保壓時間為l_5min。
9.根據(jù)權(quán)利要求6所述的一種T1-Ta合金的制備方法，其特征在于:燒結(jié)時，控制爐內(nèi)的絕對壓力為5-9xl0_3pa、控制升溫速率為10-20°C /min。
10.一種如權(quán)利要求1-5任意一項所述T1-Ta合金的應(yīng)用，其特征在于:所述T1-Ta合金的用途包括用做生物醫(yī)用材料。
【文檔編號】A61L27/06GK104342583SQ201410497701
【公開日】2015年2月11日 申請日期:2014年9月25日 優(yōu)先權(quán)日:2014年9月25日
【發(fā)明者】劉詠, 李開洋, 吳宏, 陳紫瑾, 蘭小東, 湯惠萍 申請人:中南大學(xué)