CN104342583A - 一种Ti-Ta合金及其制备方法和应用 - Google Patents
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Abstract
本发明涉及一种Ti-Ta合金及其制备方法和应用，属于粉末冶金制备技术领域。本发明所述Ti-Ta合金，以原子百分比计包括：Ti50-80％、Ta 20-50％；所述Ti-Ta合金的孔隙率为2.0-15.5％；所述Ti-Ta合金含有富Ta区和富Ti区，富Ta区与富Ti区交替分布，相邻的富Ta区与富Ti区之间存在过渡区；所述富Ta区以原子百分比计包括：Ta 70-80％、Ti 30-20％；所述富Ti区以原子百分比计包括：Ti 70-80％、Ta 30-20％。本发明以粒度为45～150μm的钛粉和粒度度为1～10μm的钽粉为原料，通过粉末冶金法得到了弹性模量适中、强度高的钛合金。本发明的制备过程简单，成本低，降低能耗，适合于大批量生产。
Description
技术领域
本发明涉及一种Ti-Ta合金及其制备方法和应用，属于粉末冶金制备技术领域。
技术背景
在人工生物医用植入金属材料中，钛合金因其良好的力学性能(高比强度、低弹性模量)，优异的生物相容性，以及抗腐蚀、耐磨损等性能，成为人造关节、骨创伤产品、脊柱矫形内固定系统的首选。然而，传统的医用钛合金主要面临以下几个问题：
①毒性。常见植入钛合金如Ti-6Al-4V，Ti-6Al-7Nb等材料中含有Al，V等元素，都被证明是对人体有害的元素，在长期使用过程中会不可避免渗入到周边组织，对植入者健康产生潜在威胁。
②弹性模量过高。人体骨骼弹性模量较低(10～40GPa)，而通用植入钛及钛合金一般为α或α+β型，一般具有较高的模量，作为植入体会产生应力屏蔽作用，导致其与植入组织不能产生较好的力学融合，造成植入失败。
③强度低。植入钛合金在人体复杂的生物环境中经历长期的应力作用，过低的强度容易导致材料发生断裂、失效，造成植入失败。
为了克服元素的毒性，目前国际上研发集中在无毒、无过敏性元素的生物医用钛合金体系，添加Nb，Ta，Zr，Sn，Mo等作为合金元素。这些元素已被证明不含毒性，同时有助于钛合金中β相的形成。β相能够降低弹性模量，同时增强耐磨性以及抗腐蚀性能。除了通过生成β相降低弹性模量，研究发现，多孔材料也能够有效降低弹性模量。粉末冶金方法制备钛合金因具有适当孔隙，能使材料的弹性模量下降，而受到研究者的广泛关注。尽管孔隙度增高能够大幅降低钛合金的弹性模量，但过高的孔隙度又会降低材料的强度而导致植入失败。如何平衡弹性模量与强度又成为新的难题，开发低弹性模量、高强度且生物相容性好的植入β型钛合金体系成为当今研究的热点。
在众多β相添加元素中，Ta元素是公认的生物相容性最好、抗腐蚀能力最强的添加元素。zhou等人开发了Ti-Ta系列的β型医用钛合金(Zhou Y L,Niinomi M,Akahori T.Effects of Ta content on Young’smodulus and tensile properties of binary Ti–Ta alloys for biomedicalapplications[J].Materials Science and Engineering:A,2004,371(1):283-290.)。其选取成分Ti-10,20,30,40,50,60,70,80(wt.％)Ta，最终产品为晶粒尺寸在50-60μm、无孔隙存在的均匀合金体。经测试其弹性模量相对较低(70-100GPa)，抗拉强度在400-700MPa之间。但由于Ta元素熔点较高，因此制备该合金需要在较高的温度(3000℃以上)对母合金进行熔炼，同时为了获得较好的组织与力学性能，需在熔炼后进行均匀化退火、轧制等加工，这些苛刻条件和复杂工序限制了其在工业化大批量生产。
中国发明专利(CN 102146534 A)公布了一种Ti-Nb-Ta-Zr近β型医用钛合金的制备方法，通过该方法制备出的钛合金晶粒尺寸在20-30μm，无孔隙存在，具有较低弹性模量(42-65GPa)，抗拉强度有所提高(590-971MPa)，但由于添加元素种类过多，成分控制困难，为了保证难熔Ta元素的均匀化，需选用Nb-Ta中间合金提供Ta元素，之后需经过多次熔炼-热处理-轧制-热处理等一系列复杂加工程序，难度大，成本极高。
中国发明专利(CN 101418392 A)公布了一种生物多孔钛的制备方法。该方法采用粉末冶金工艺，通过添加造孔剂获得多孔钛合金，产品孔隙度在60～70％之间，弹性模量大于0.3GPa，但抗拉强度仅为40MPa左右，并不能满足实际应用中对材料强度的要求。
由上可知，制备一种弹性模量低、强度较高、生物相容性好、同时成本低廉能够实现大规模生产和应用的钛合金显得十分重要。
发明内容
本发明的目的在于克服现有技术不足而提供一种工艺简单，成分设计合理，烧结后得到弹性模量低、抗拉强度高、生物相容性好的粉末冶金医用Ti-Ta合金。
本发明一种Ti-Ta合金，以原子百分比计包括：
Ti 50-80％；
Ta 20-50％；
所述Ti-Ta合金的孔隙率为2.0-15.5％，优选为3.0-8.9％，进一步优选为4.7-5.6％；
所述Ti-Ta合金含有富Ta区和富Ti区，富Ta区与富Ti区交替分布，相邻的富Ta区与富Ti区之间存在过渡区。
本发明一种Ti-Ta合金，
所述富Ta区以原子百分比计包括：
Ta 70-80％；
Ti 30-20％；
所述富Ti区以原子百分比计包括：
Ti 70-80％；
Ta 30-20％；
所述过渡区以原子百分比计包括：
Ti 30-70％；
Ta 70-30％。
本发明一种Ti-Ta合金，所述Ti-Ta合金为β型钛合金。
本发明一种Ti-Ta合金，所述Ti-Ta合金中晶粒尺寸为1-10μm。
本发明一种Ti-Ta合金，其抗拉强度为870-1300Mpa，优选为900-1300Mpa，进一步优选为1000-1300Mpa，弹性模量为50-70Gpa，优选为50-60Gpa，进一步优选为50-55Gpa。
本发明一种Ti-Ta合金的制备方法，其实施方案为：
将按设计合金组分配的取钛粉和钽粉混合均匀后，压制成型，得到坯料，然后，在真空条件下，对所得坯料进行烧结，得到Ti-Ta合金；所述钛粉的粒度为45-150μm，所述钽粉的粒度为1-10μm，并控制所加入钛粉和钽粉的平均粒径比在40:1～30:1之间；烧结时，控制温度为1200-1500℃，优选为1300-1450℃，进一步优选为1400-1450℃、时间为1-5h，优选为2-3h，进一步优选为2-2.5h。
本发明一种Ti-Ta合金的制备方法，所述钛粉的粒度优选为38-75μm，进一步优选为38-45μm，
本发明一种Ti-Ta合金的制备方法，所述钽粉的粒度优选为2-8μm，进一步优选为2.5-4μm。
本发明一种Ti-Ta合金的制备方法，所述钛粉的纯度≥99.5％；所述钽粉的纯度≥99.7％。
本发明一种Ti-Ta合金的制备方法，压制成型时，控制压力在100～300Mpa，优选为150-250Mpa，进一步优选为180-200Mpa、保压时间为1～5min，优选为2-4min，进一步优选为2.5-3min。
本发明一种Ti-Ta合金的制备方法，烧结时，控制炉内的绝对压力为5-9x10-3pa、控制升温速率为10-20℃/min。
本发明一种Ti-Ta合金的制备方法，烧结完成后，随炉冷却至室温得到Ti-Ta合金。
本发明所设计和制备的Ti-Ta合金，其用途包括用于生物医用材料。
原理和优势：
本发明通过合理的组分配比、合理的制备工艺，采用粉末冶金法直接制备出了强度高达870-1300MP、弹性模量为50-70GPa的Ti-Ta合金，解决了现有熔铸法制备Ti-Ta合金时存在的高能耗、多工序、成本高的难题，具有较高的抗拉强度和较低的弹性模量。
本发明所设计的Ti-Ta合金，通过以下三个方面提高其强度：类似复合材料的区域交替分布结构，细晶强化，固溶强化。
本发明通过合理的制备工艺，使得合金内的富Ta区与富Ti区呈交替分布，且相邻的富Ta区与富Ti区之间存在过渡区。交替分布的富Ti区与富Ta区的作为二次相，能够有效的阻止位错的运动，起到区域强化作用，其强化机理类似于复合材料中的增强相对基体的增强。这种交替分布形成过程如下：冷等静压后的压坯，较大的钛颗粒被细小的钽颗粒环绕，同时细小的钽颗粒部分聚集，经烧结后成为富Ta区，较大的钛颗粒则成为烧结后的富Ti区，其过渡区则由烧结过程中发生在钛颗粒和钽颗粒之间的扩散产生。为了获得这种交替分布的结构，合理选取原始粉末粒径比就显得很重要。本发明选取Ti的粒径在45～150μm，Ta的粒径在1～10μm，粒径比控制在：40:1～30:1之间。钽的扩散速率低，而粒径越小的钽粉比表面能越大，在烧结中的扩散速率会提高，理论上粒径越小的钽粉越有利于烧结，但考虑到纳米级的钽粉制备成本高，本发明选用粒径范围在1-10μm范围内的钽粉。
本发明材料强度高，除了富Ti区和富Ta区交替存在的结构，细晶强化及固溶强化也起到了一定作用。根据《材料力学原理》，一种材料的弹性模量与其物相组成及化学成分关系密切，与其晶粒尺寸关系不大。但细化晶粒能提高材料的抗拉强度。因而对于特定成分的材料，在弹性模量固定的前提下，人们通常采取包括轧制、锻造、热处理等加工的手段获得细小晶粒组织，进而提高材料的抗拉强度。本发明则另辟蹊径，通过粉末冶金工艺控制晶粒形成，将烧结时间限制在1-5h之间，与传统的几十个小时烧结时间相比，晶粒来不及长大，因而能得到细小晶粒。而且Ta元素扩散速率慢，降低了体系的扩散系数，晶粒界面迁移受阻抑制了晶粒长大，再加上原始钽的粒径限制在1-10μm之间，这些因素都促进晶粒细化，在烧结后直接得到细小晶粒组织，获得细晶强化。同时钛粉与钽粉扩散过程中产生富钛区与富钽区，分别是钛中溶入钽原子以及钽中溶入钛原子，溶质原子会造成晶格畸变，增大位错运动组里，使滑移难以进行，从而使合金固溶的强度提高，产生固溶强化。
本发明通过制备过程原料和工艺参数的严格限定，得到孔隙率为2.9-15.0％，优选为3.0-8.9％，进一步优选为4.7-5.6％的Ti-Ta合金；实现了弹性模量与高强度的完美匹配，拓宽了低弹性模量、高强度钛合金的应用范围。
钛、钽等金属均为高熔点金属，扩散系数低，传统粉末冶金钛合金工艺为了获得扩散均匀体，一般要较长的烧结时间和较高的烧结温度以促进钛元素与合金元素的均匀化扩散，得到均匀的合金体。但烧结的时间越长，所得到的晶粒就越大；由于钛元素与钽元素扩散速率不同而引起的柯肯达尔效应就越明显，会产生较多孔洞。这些都会显著减弱样品的抗拉强度。另一方面，烧结时间过短，钛粉与钽粉来不及通过烧结产生有效扩散连接，粉末基本处于原始状态，冶金结合不牢固，同样强度过低。本发明摒弃了传统烧结时，需将Ti、Ta元素通过热扩散，得到原子级别均匀体的理念，采用富Ta区与富Ti区交替分布的设计理念，得到了弹性模量与强度俱佳的钛合金，为了实现富Ta区与富Ti区的交替分布，本发明必须严格控制烧结时间和温度，本发明的烧结时间为1-5h，时间过长，材料中就不会存在明显的富Ta区与富Ti区；时间过短，钛粉与钽粉来不及通过烧结产生有效扩散连接，粉末基本处于原始状态，冶金结合不牢固，同样强度过低。本发明将烧结温度控制在1200-1500℃，过低的烧结温度不利于钛粉和钽粉的冶金结合，所得到的产品致密度低，强度低；过高的烧结温度会在烧结过程中产生液相，破坏合金结构，同时增加了成本。
本发明严格控制烧结时炉内的气压，是因为：烧结过程中，Ti粉活性很大，表面极易吸附氧和水蒸气，形成致密的氧化膜。这些氧化膜的存在阻碍烧结过程的进行，而且随着烧结的进行，表面氧会转变为晶内氧，使钛合金基体氧含量提高，使最终产品的塑性和强度严重恶化。因而需要在较高的真空度下进行烧结，以排除氧和水蒸气对最终烧结产品性能的影响。更高的真空度意味着更高的成本。从实际生产应用的考虑出发，所以本发明将烧结的真空度控制在5-9x10-3的范围内。
本发明的优点是：解决了现行熔铸及轧制等加工手段难以得到的细化晶粒和复合增强体，具有工艺简单、参数合理，对加工程序要求低等优点，得到的材料力学性能优异、生物相容性好，并且可以进行工业化生产。
附图说明
附图1为实施例1所制备的Ti-20Ta合金的金相图(放大倍数为50倍)；
附图2-1为实施例1所制备的Ti-20Ta合金的高倍金相图(放大倍数为500倍)；
附图2-2为附图2-1中富Ta区的能谱分析图；
附图2-3为附图2-1中富Ti区的能谱分析图；
附图2-4为附图2-1中Ti、Ta扩散连接层成分曲线图；
附图3为实施例4所得Ti-20Ta合金的成骨细胞生长图；
附图4为实施例8所得Ti-42Ta合金的XRD图；
附图1中，中较亮的区域为富Ta区，较暗的区域为富Ti区，两者交替均匀分布。同时可以看到黑色的孔隙均匀分布在整个机体上。
附图2-1中，A为富Ti区、B为过渡区、C为富Ta区，从图2-1可以看出所制备的Ti-20Ta合金的晶粒细小且均匀，平均晶粒尺寸在8μm左右。
从附图2-2中可以看出富Ta区中，Ta的原子个数百分比为73.27％，Ti的原子个数百分比为26.73％。
从附图2-3中可以看出富Ti区中，Ta的原子个数百分比为27.99％，Ti的原子个数百分比为72.01％。
从附图2-4中可以看出相邻富Ta区、富Ti区之间Ti、Ta成分随扩散距离变化情况。
附图3为所制备的Ti-20Ta合金按照标准ISO 10993-5：1999进行体外成骨细胞生长实验所得结果的照片图，从图3可以看出成骨细胞(在图中用白色虚线圆圈出)呈扁平形状铺展开来，伸出细长伪足(在图中用白色剪头标明)，表明细胞能够较好生长在材料表面，该材料有利于骨组织吸附生长。
从图4中可以看出所得Ti-Ta合金由单一体心立方结构β相组成。
具体实施方式
以下结合实施例对本发明的技术方案作进一步描述。
实施例1：
(1)按Ti80％,Ta20％的原子含量百分比(at.％)，称取纯度为99.9％，平均粒度为45μm的金属钛粉末和纯度为99.8％，平均粒度为2μm的金属钽粉末共计500克；
(2)将步骤(1)称取的金属粉末放入V型混料机中进行混料，时间为8h小时，得到混合均匀的粉末。而后混合好的粉末装入橡胶包套中，密封好后放入冷等静压池，采用180MPa的压力进行压制，保压时间为3min。
(3)将压制后的坯料放入真空炉中，保证真空度高于10-5Pa，以10℃/min的速度升温，将温度升至1250℃烧结，保温2h，随炉冷却后得到医用多孔钛钽合金。
利用金相显微镜观察烧结后的样品，如图1所示，可以发现，本例中烧结后组织呈现复合结构，其中较亮的区域为富Ta区，较暗的区域为富Ti区，两者交替均匀分布。同时可以看到黑色的孔隙均匀分布在整个机体上。图2为对局部区域放大后的金相照片，可以看到，无论富Ti区和富Ta区，其平均晶粒尺寸均在1-10μm之间。
经检测，本材料的弹性模量：61GPa，抗拉强度：1250MPa，孔隙度：2.6％
实施例2：
将实施例1的步骤(1)中的原子比改为Ti70％,Ta30％，其余步骤以及参数同实施例1。
相比于实施例1，本实施例中Ta含量增加，进而孔隙含量增加，影响最终弹性模量和力学性能。
经检测，本材料的弹性模量：69GPa，抗拉强度：1300MPa，孔隙度：1.9％。
实施例3：
将实施例1步骤(2)中冷等静压压力选取为100MPa，其余步骤以及参数同实施例1。
冷等静压压力降低后，压坯的致密度降低，进而影响到最终烧结体的孔隙度及力学性能。
经检测，本材料的弹性模量：56GPa，抗拉强度：1050MPa，孔隙度：9％。
实施例4：
将实施例1步骤(2)中冷等静压保压时间设置为1min，其余步骤以及参数同实施例1。
冷等静压保压时间降低后，压制过程中钛颗粒和钽颗粒重排时间减短，压坯的致密度降低，进而影响到最终烧结体的孔隙度及力学性能。
该合金的细胞生长实验结果如图3所示，成骨细胞在3天培养后呈现细长而的形状，伸出较长的伪足，能够较好的生长在材料表面，表明该材料的生物相容性极其优异。
经检测，本材料的弹性模量：55GPa，抗拉强度：1020MPa，孔隙度：9.6％。
实施例5：
(1)按Ti63％,Ta37％的原子含量百分比(at.％)，称取纯度为99.9％，平均粒度为38μm的金属钛粉末和纯度为99.8％，平均粒度为1μm的金属钽粉末共计500克；
(2)将步骤(1)称取的金属粉末放入V型混料机中进行混料，时间为10h小时，得到混合均匀的粉末。而后混合好的粉末装入橡胶包套中，密封好后放入冷等静压池，采用150MPa的压力进行压制，保压时间为2.5min。
(3)将压制后的坯料放入真空炉中，保证真空度小于10-5Pa，以10℃/min的速度升温，将温度升至1350℃烧结，保温3h，随炉冷却后得到医用多孔钛钽合金。
经检测，本材料的弹性模量：57GPa，抗拉强度：1080MPa，孔隙度：4.1％。
实施例6：
将实施例5步骤(3)中烧结温度改为1450℃，其余步骤以及参数同实施例5。
提高烧结温度后，材料扩散增强，孔隙度进一步减小，进而对弹性模量和抗拉强度产生影响。
经检测，本材料的弹性模量：59GPa，抗拉强度：1220MPa，孔隙度：3.5％。
实施例7：
将实施例5步骤(3)中烧结时间改为5h，其余步骤以及参数同实施例5。
延长烧结时间后，材料扩散增强，孔隙度增加，晶粒长大，进而对弹性模量和抗拉强度产生影响。
经检测，本材料的弹性模量：56GPa，抗拉强度：1105MPa，孔隙度：4.2％。
实施例8：
(1)按Ti58％,Ta42％的原子含量百分比(at.％)，称取纯度为99.9％，平均粒度为38μm的金属钛粉末和纯度为99.8％，平均粒度为2μm的金属钽粉末共计500克；
(2)将步骤(1)称取的金属粉末放入V型混料机中进行混料，时间为10h小时，得到混合均匀的粉末。而后混合好的粉末装入橡胶包套中，密封好后放入冷等静压池，采用120MPa的压力进行压制，保压时间为2.5min。
(3)将压制后的坯料放入真空炉中，保证真空度小于10-5Pa，以10/min的速度升温，将温度升至1400℃烧结，保温3h，随炉冷却后得到医用多孔钛钽合金。
如图4所示，经XRD物相分析，该合金为β型钛合金。
经检测，本材料的弹性模量：60GPa，抗拉强度：992MPa，孔隙度：8.7％
实施例9：
(1)按Ti55％,Ta45％的原子含量百分比(at.％)，称取纯度为99.9％，平均粒度为75μm的金属钛粉末和纯度为99.8％，平均粒度为5μm的金属钽粉末共计500克；
(2)将步骤(1)称取的金属粉末放入V型混料机中进行混料，时间为8h小时，得到混合均匀的粉末。而后混合好的粉末装入橡胶包套中，密封好后放入冷等静压池，采用180MPa的压力进行压制，保压时间为3min。
(3)将压制后的坯料放入真空炉中，保证真空度高于10-5Pa，以10℃/min的速度升温，将温度升至1450℃烧结，保温3.5h，随炉冷却后得到医用多孔钛钽合金。
经检测，本材料的弹性模量：53GPa，抗拉强度：976MPa，孔隙度：9.8％
实施例10：
(1)按Ti50％,Ta50％的原子含量百分比(at.％)，称取纯度为99.9％，平均粒度为75μm的金属钛粉末和纯度为99.8％，平均粒度为2μm的金属钽粉末共计500克；
(2)将步骤(1)称取的金属粉末放入V型混料机中进行混料，时间为8h小时，得到混合均匀的粉末。而后混合好的粉末装入橡胶包套中，密封好后放入冷等静压池，采用160MPa的压力进行压制，保压时间为4min。
(3)将压制后的坯料放入真空炉中，保证真空度高于10-5Pa，以10℃/min的速度升温，将温度升至1500℃烧结，保温3h，随炉冷却后得到医用多孔钛钽合金。
经力学实验检测，本材料的弹性模量：50GPa，抗拉强度：890MPa，孔隙度：15.1％
对比例
对比例1：
将实施例1的步骤(1)中的烧结温度改为950℃，该温度处于权利要求书保护范围之外，其余步骤以及参数同实施例1。
经检测，本材料的弹性模量：57GPa，抗拉强度：270MPa，孔隙度：9.3％。
相比于实施例1，本对比实施例中烧结温度降低。由于扩散过程受温度影响较大，温度低则扩散系数降低。因而在烧结过程中，钛颗粒与钽颗粒扩散受限，未能充分形成扩散层，同时合金致密化程度不高，烧结残留孔隙较多。尽管较多的孔隙会在一定程度上降低弹性模量，但材料的抗拉强度明显过低，不能作为植入材料长期使用。
对比例2：
将实施例8的步骤(1)中的金属钽粉平均粒度改为38μm(该粒度范围处于权利要求书保护范围之外)其余步骤以及参数同实施例8。
经检测，本材料的弹性模量：89GPa，抗拉强度：190MPa，孔隙度：16.7％。
相比于实施例8，本对比实施例中金属钽粉粒度增大。由于纯钽的扩散系数低，在相同的烧结温度和时间下，扩散距离固定，钽粉颗粒越大则中心部分越不容易与扩散进来的钛形成合金，仍然以钽单质形式存在。单质钽的弹性模量在190GPa左右，因而其存在显著提高了材料最终的弹性模量。同时由于原始钽颗粒的粒度较大，不利于形成较细晶粒，也使得材料最终抗拉强度下降。
对比例3
取粒度为38μm的金属钽粉、取粒度为20μm钽粉、将烧结温度控制在1650℃，烧结时间控制在10小时，其余步骤以及参数同实施例5。
经检测，本材料的弹性模量：75GPa，抗拉强度：260MPa，孔隙度：20％。
相比于实施例5，本对比实施例中烧结时间延长，烧结温度提高。由于温度升高则扩散系数变大，钛粉与钽粉在烧结过程中的扩散效率提高，而延长的烧结时间会增加扩散通量，钛和钽在烧结过程中充分扩散，最终得到均匀合金体，失去了区域强化的优势。钛和钽元素本征扩散系数的差异较大，因而升高的温度和延长的扩散时间则会导致不均匀扩散，即柯肯达尔效应增加，产生大量孔隙。虽然孔隙的增加能再一定程度上降低弹性模量，但其对于抗拉强度的降低更为显著，导致最终产品的强度下降过多。同时原始钽粉粒径增大、烧结时间延长和温度提高意味着晶粒长大的趋势更为明显。最终产品晶粒尺寸增加至100μm级别，失去了细晶强化的优势。
Claims (10)
1.一种Ti-Ta合金，其特征在于，以原子百分比计包括：
Ti 50-80％；
Ta 20-50％；
所述Ti-Ta合金的孔隙率为2.0-15.5％；
所述Ti-Ta合金含有富Ta区和富Ti区，富Ta区与富Ti区交替分布，相邻的富Ta区与富Ti区之间存在过渡区。
2.根据权利要求1所述的一种Ti-Ta合金，其特征在于：所述富Ta区以原子百分比计包括：
Ta 70-80％；
Ti 30-20％；
所述富Ti区以原子百分比计包括：
Ti 70-80％；
Ta 30-20％；
所述过渡区以原子百分比计包括：
Ti 30-70％；
Ta 70-30％。
3.根据权利要求1所述的一种Ti-Ta合金，其特征在于：所述Ti-Ta合金为β型钛合金。
4.根据权利要求1所述的一种Ti-Ta合金，其特征在于：所述Ti-Ta合金中晶粒尺寸为1-10μm。
5.根据权利要求1所述的一种Ti-Ta合金，其特征在于：其抗拉强度为870-1300MPa，弹性模量为50-70GPa。
6.一种制备如权利要求1-5任意一项所述Ti-Ta合金的方法，其特征在于：
将按设计的合金组分配取的钛粉和钽粉混合均匀后，压制成型，得到坯料，然后，在真空条件下，对所得坯料进行烧结，得到Ti-Ta合金；所述钛粉的粒度为45-150μm，所述钽粉的粒度为1-10μm，并控制所加入钛粉和钽粉的平均粒径比为40:1-30:1；烧结时，控制温度为1200-1500℃，时间为1-5h。
7.根据权利要求6所述的一种Ti-Ta合金的制备方法，其特征在于：所述钛粉的粒度为38-75μm；所述钽粉的粒度为2-8μm。
8.根据权利要求6所述的一种Ti-Ta合金的制备方法，其特征在于：压制成型时，控制压力在100-300Mpa、保压时间为1-5min。
9.根据权利要求6所述的一种Ti-Ta合金的制备方法，其特征在于：烧结时，控制炉内的绝对压力为5-9x10-3pa、控制升温速率为10-20℃/min。
10.一种如权利要求1-5任意一项所述Ti-Ta合金的应用，其特征在于：所述Ti-Ta合金的用途包括用做生物医用材料。
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Legal Events
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| PB01 | Publication | ||
| C10 | Entry into substantive examination | ||
| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
| C14 | Grant of patent or utility model | ||
| GR01 | Patent grant |