CN111500894A - 一种低弹性模量的医用钛基复合材料及其制备方法 - Google Patents

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CN111500894A CN202010294996.7A CN202010294996A CN111500894A CN 111500894 A CN111500894 A CN 111500894A CN 202010294996 A CN202010294996 A CN 202010294996A CN 111500894 A CN111500894 A CN 111500894A
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Abstract

本发明公开一种低弹性模量的医用钛基复合材料及其制备方法，属于医用生物材料领域，所述复合材料包括如下百分比原料：二硼化钛1～5wt.％，钼17.3～18.03wt.％，钛为余量。本发明是通过利用TiB2在过量钛中的原位自生反应机理，将产生的TiB作为增强相来强化合金的性能，得到TiB增强相体积分数为1.88～8.92vol.％的钛基生物医用合金，经过物相分析、腐蚀性能等测试，其具有低模量，综合性能较好的特性。

Description

一种低弹性模量的医用钛基复合材料及其制备方法
技术领域
本发明属于医用生物材料领域，尤其是一种低弹性模量的医用钛基复合材料及其制备方法。
背景技术
现今各项相关研究表明若植入体的材料的弹性系数比人体(15～30GPa)高，将使得人体的硬组织替代材料和天然骨的机械性能不匹配，从而导致严重的应力遮挡效果。当外力作用于人体时，植入物的材料的应力不能被有效地转移，从而产生人骨的弱化、萎缩，引起植入体松动或断裂，造成对人体的伤害。
近年来，弹性模量间隙导致植入物的组织界面的弹性变形的不匹配引起的应力屏蔽效应引起了广泛的关注。由于不令人满意的机械兼容性松动导致植入手术失败常有报道。传统钛、锆医用合金的弹性模量为110GPa至125GPa，是人体自然骨骼的5倍以上，远远高于人体植入体适用力学标准，且Ti-6Al-4V含有的V和Al元素具有一定的细胞毒性，在人体内富集会引起人体神经和内脏系统一系列的并发症，Al元素的富集容易引起老年痴呆症，V元素的富集会对肾脏造成损害。
众多研究人员开发出的单相β型钛、锆合金以其接近人体骨骼的低弹性模量及良好的临床适用性，成为新型生物医用材料的理想选择，然而单相β型合金由于亚稳型β相晶体结构由单相α晶体的密排六方结构转变为体心立方结构，导致β型合金的极限抗压强度、屈服强度、硬度等室温力学性能相较于α型合金均有明显下降。
公布号为CN104611611A的中国发明专利申请，公开了一种超低弹性模量高强度钛合金材料的制备方法，以Ti、Mo、Fe元素粉末为主要原料，得到的β+FCC-Ti双相钛合金材料弹性模量为15～32GPa，压缩强度为2000～2800Mpa，且具有良好的生物相容性。
因此，现需研发一种新型的医用生物材料，兼具有低弹性模量、和优化合金综合力学性能与耐腐蚀性能。
发明内容
为解决上述技术问题，本发明提供一种低弹性模量的医用钛基复合材料及其制备方法，是采用原位自生反应生成增强相，增强相按照在合金内体积分数的不同有不同的效果，所设计出来的医用复合材料在保证生物相容性的同时还具有与人骨相适配的弹性模量，并且具备了很高的强度等优异性能。
本发明为实现上述目的，提供如下技术方案：
一种低弹性模量的医用钛基复合材料，所述复合材料由二硼化钛、钼和钛制成，是具有1.88～8.92vol.％的TiB增强相的钛基生物医用合金。
进一步地，所述复合材料包括如下百分比原料：二硼化钛1～5wt.％，钼17.3～18.03wt.％，钛为余量。
进一步地，所述复合材料包括如下百分比原料：二硼化钛1～2wt.％，钼17.9～18.03wt.％，钛为余量。
进一步地，所述复合材料的弹性模量为27～33GPa，最大抗压强度为1220～1536MPa，塑性应变为6～30％。
本发明提供所述低弹性模量的医用钛基复合材料的制备方法，包括如下步骤：
(1)原料称取：分别除去钛、二硼化钛、钼表面的氧化皮，再根据各组分的质量量百分比称取原料，备用；
(2)熔炼前准备：清除真空炉中的杂物，再将称量好的原料钛、钼、二硼化钛由低到高顺序依次放入真空炉中，抽真空，通入氩气；
(3)熔炼样品：在氩气氛围中引弧熔炼，熔炼温度为3000～3500℃，待坩埚铜冷却到室温，即得到所述复合材料。
进一步地，在步骤(2)中，抽真空和通入氩气洗气步骤反复进行2-4次，尽可能地除去炉内的空气。
进一步地，在步骤(2)中，所述真空炉中的真空度为3.0×10-3～6×10-3Pa。
进一步地，在步骤(3)中，所述电弧熔炼次数为5～6次。
进一步地，在步骤(3)中，所述熔炼电压为220V，熔炼电流控制在100～200A。
本发明的反应原理为：TiB2在过量的Ti中发生反应：
Ti+B→TiB (1)
1/2Ti+B→1/2TiB2 (2)
Ti+TiB2→2TiB (3)
根据该反应体系的热力学理论，上述反应能进行的前提条件是吉布斯自由能变(△G)小于0。
本发明中考虑到反应过程中Ti相对过量，因此采用其他反应物为基准记性计算，以正确反映反应可能性和方向性。采取近似处理后，得出上述反应式的△G表达式为：
(1)式：△G＝-163176+5.86T
(2)式：△G＝-142256+10.25T
(3)式：△G＝-41840-8.79T
根据原位自生反应的热力学判据，可直观得出在500～3000K温度范围内，上述3个反应均能进行。根据热力学理论可知△G越负，在相同的条件下反应越容易进行，按△G大小从小到大依次排列为：(1)<(2)<(3)，可得反应(1)在热力学角度上最先进行。
但是，由于反应(3)中△G也为负值，过量Ti会使反应继续向生成TiB的方向进行，因此不管从热力学计算还是化学平衡分析都表明TiB2不能稳定存在于过量Ti中，而是会最终在基体中形成热力学性能更稳定的TiB强化相。TiB增强相作为复合材料的原位增强陶瓷相亲和性最好。
本发明具有以下有益效果：
1.本发明材料是由二硼化钛、钼和钛制成，使用二硼化钛与钛基体原位自生产生增强相TiB的方法生成了钛基复合材料，增强相TiB是从金属集体中原位形核、长大，增强相热力学性能稳定，并且增强体表面无污染，避免了以往制备工艺中增强体与基体合金的表面(界面)润湿及其界面反应等一系列问题，省去了增强体单独合成、加入和处理等工序，因此降低了工艺难度和成本；增强体和基体相容性好，界面稳定，界面结合强度高。
2.本发明采用原位自生强化工艺将TiB纤维作为陶瓷增强相与β型钛、钼合金相结合，得到具有单相β型合金基体的金属基医用复合材料，在保留亚稳β相低弹性模量优点的同时进一步优化合金综合力学性能与耐腐蚀性能。强化相TiB密度相当低，具有良好的化学稳定性、优异的比强度与刚性、优秀的冲击传导性与耐腐蚀性能，并且不含有细胞毒性元素，与人体组织细胞相容性良好；本发明复合材料中具有1.88～8.92vol.％的增强相，TiB增强相在新型钛基合金中反应性好、反应条件简单易达成，与金属基体结合性良好，可有效消除自生固有的脆性以及在生理条件下的疲劳损坏，发挥过渡金属与活性陶瓷两类材料各自的优点。
3.本发明所设计的生物医用复合材料具有弹性模量为27GPa-33GPa，最大抗压强度为1220MPa-1536MPa，塑性应变为6-30％，符合临床医学对植入材料的要求。优良的性能也使其成为潜在的生物医用材料。
4.本发明材料在制作时，采用铜坩埚水冷却结构的真空熔炼炉，熔炼时原料在真空熔炼炉中按合金元素的熔点由低到高依次放入，放在上面的原料先接触电弧，而底部的原料接触水冷铜坩埚，降低了熔损率，还能让合金更加混合均匀。
附图说明
图1是本发明中各实施例的应力应变曲线图(图中：曲线A-实施例1、曲线B-实施例2、曲线C-实施例3、曲线D-实施例4、曲线E-实施例5)。
图2是本发明中各实施例的XRD图(图中：曲线X＝1.88对应实施例1、曲线X＝3.74对应实施例2、曲线X＝5.54对应实施例3、曲线X＝7.31对应实施例4、曲线X＝8.92对应实施例5)。
图3是本发明中实施例1的SEM图片。
图4是本发明中实施例1的塔菲尔极化曲线图。
图5是本发明中实施例2的SEM图片。
图6是本发明中实施例2的塔菲尔极化曲线图。
图7是本发明中实施例3的SEM图片。
图8是本发明中实施例3的塔菲尔极化曲线图。
图9是本发明中实施例4的SEM图片。
图10是本发明中实施例4的塔菲尔极化曲线图。
图11是本发明中实施例5的SEM图片。
图12是本发明中实施例5的塔菲尔极化曲线图。
具体实施方式
以下结合具体实施例，对本发明进行详细描述，此处所描述的具体实施例仅仅用于解释说明，并不用于限定本发明。
实施例1
一种低弹性模量的医用钛基复合材料的制备方法，包括如下步骤：
(1)原料称取：分别除去钛、二硼化钛、钼表面的氧化皮，再将金属块用液压钳夹成小块，根据表1中的质量量百分比称取原料10g，备用；所述原材料的纯度均≥99.9％；
(2)熔炼前准备：清除真空炉中的杂物，用无水乙醇将真空炉中清洗干净，再将称量好的原料钛、钼、二硼化钛由低到高顺序依次放入非自耗真空电弧炉中，抽真空，真空度控制在5×10-3Pa，通入氩气进行洗气除去残留的空气，抽真空和洗气步骤反复进行3次，至压力表显示正压；
(3)熔炼样品：在氩气氛围中引弧熔炼，
首先对吸氧钛进行熔炼30s，以消耗炉内的可能存在的氧气。然后逐步加电流至150A，使温度超过3000℃，逐个对样品进行熔炼80s。样品完全冷却后，使用翻转杆将样品翻转，继续按上述操作熔炼6次。熔炼完6次后，将两个质量为10g的样品翻转到一起，熔炼成一个20g的样品。再将混合后的样品反复熔炼样品6次，以至于原料在熔炼的过程中能混合均匀和反应充分，保证每个样品的成分均匀性；
待坩埚铜冷却到室温，即得到所述复合材料。
表1成分配比
合金成分 Ti/wt.％ Mo/wt.％ TiB<sub>2</sub>/wt.％
含量(at.％) 补足 18.03 1.0
(4)检测制备合金的力学性能和腐蚀性能。
1)经过上述制成的样品经过线切割成标准样：5×5×10mm，将标准样表面的油污处理干净，然后在材料试验系统Instron8801上以1mm/min的速度进行压缩试验，得到的实验做处理后做出应力应变曲线，如图1所示。对得到的样品进行处理后进行XRD分析和SEM(扫描电镜)观察，如图2、图3所示。
2)电化学腐蚀试验前，先将经过上述制成的样品切割成Φ14mm×4mm的圆柱体试样，然后采用400#、600#、800#、1000#、1500#、2000#的SiC砂纸打磨至平整光滑，并将表面经过金刚石膏体机械抛光，其中直径为14mm的圆形面作为测试面。所有样品均在型号为HH-1型恒温水浴箱中，保持37℃恒温水浴，以人工唾液为腐蚀液，人工唾液具体成分见表2，人工唾液的制备参考ISO/TR10271标准。
本电化学腐蚀试验采用三电极体系，以复合材料作为工作电极，铂(Pt)电极作为辅助电极，饱和甘汞电极作为参比电极，安装完毕三电极体系后，使用型号为CS310型电化学工作站复合材料进行电化学腐蚀试验数据收集。
在进行电化学腐蚀试验中塔菲尔图数据测试之前，先进行开路电位试验，以使复合材料在人工唾液电解液中趋于电位稳定，试验开路时间900s，采样间隔0.1A/s，电位限制为-1V～1V。待获得稳定平直的开路电位曲线后，进行塔菲尔电化学腐蚀试验，塔菲尔测试所采用的试验参数为：扫面电位范围为-1.5V～+3V，扫描速度(R)为0.002V/s，扫描频率为4.00Hz，静置时间(Q)2s，灵敏度(S)为1.0×10-4A/V。
表2人工唾液成份表
Figure BDA0002451850780000051
上述实验结果如图1-4所示。
图1是本发明中各实施例的应力应变曲线图，其中曲线A表示本实施例样品。由图1可知本实施例复合材料的抗压强度为1271Mpa；根据曲线A在弹性阶段的斜率，本材料拥有与人体骨组织较适配的弹性模量27.01Gpa。
图2是本发明中各实施例的XRD图，其中曲线X＝1.88表示本实施例样品。由图2可以看到明显的β型钛和增强相TiB。
图3是本发明中实施例1的SEM图片。从图3中我们可以得出此时复合材料中已经生成了增强相TiB，强化相在基体中呈现网状分布。
图4为本发明材料的塔菲尔极化曲线图。由图4在Cview软件中计算求出腐蚀速率为1.999×10-6m/year，具有较好的耐腐蚀性能。
本发明中，我们用TiB2在过量钛中的原位自生反应机理，作为TiB增强相的产生机理。根据该反应在真空非自耗电弧熔炼的高温环境下的反应热力学条件和产物比，可得增强相体积与样品体积分数之比的关系式：
Figure BDA0002451850780000061
式中，ρs为样品总体密度，Ms为样品称重，Mo(TiB)为样品中TiB相对分子量，Mo(TiB2)为反应物TiB2相对分子量。
又根据，
Figure BDA0002451850780000064
可推导出反应物TiB2添加量与增强相生成体积分数的关系式为：
Figure BDA0002451850780000062
式中，
Figure BDA0002451850780000063
为反应物TiB2质量分数。
根据上述公式计算得到本实施例中的增强相TiB的体积分数为1.88vol.％。
实施例2
一种低弹性模量的医用钛基复合材料的制备方法，包括如下步骤：
(1)原料称取：分别除去钛、二硼化钛、钼表面的氧化皮，再将金属块用液压钳夹成小块，根据表3中的质量量百分比称取原料10g，备用；所述原材料的纯度均≥99.9％；
表3成分配比
合金成分 Ti/wt.％ Mo/wt.％ TiB<sub>2</sub>/wt.％
含量(at.％) balance 17.85 2.0
(2)熔炼前准备：清除真空炉中的杂物，用无水乙醇将真空炉中清洗干净，再将称量好的原料钛、钼、二硼化钛由低到高顺序依次放入非自耗真空电弧炉中，抽真空，真空度控制在4×10-3Pa，通入氩气进行洗气除去残留的空气，抽真空和洗气步骤反复进行3次，至压力表显示正压；
(3)熔炼样品：在氩气氛围中引弧熔炼，
首先对吸氧钛进行熔炼30s，以消耗炉内的可能存在的氧气。然后逐步加电流至150A，使温度3200℃，逐个对样品进行熔炼80s。样品完全冷却后，使用翻转杆将样品翻转，继续按上述操作熔炼6次。熔炼完6次后，将两个质量为10g的样品翻转到一起，熔炼成一个20g的样品。再将混合后的样品反复熔炼样品6次，以至于原料在熔炼的过程中能混合均匀和反应充分，保证每个样品的成分均匀性；
待坩埚铜冷却到室温，即得到所述复合材料。
(4)按照实施例1方法对本实施例2所得复合材料进行检测力学性能和腐蚀性能。
实验结果如图1、2、5、6所示。
图1是本发明中各实施例的应力应变曲线图，其中曲线B表示本实施例样品。由图1可知本实施例复合材料的抗压强度为1220Mpa，根据曲线B在弹性阶段的斜率，本材料拥有与人体骨组织较适配的弹性模量28.92Gpa。
图2是本发明中各实施例的XRD图，其中曲线X＝3.74表示本实施例样品。由图2可以看到明显的β型钛和增强相TiB。
图5是本发明中实施例2的SEM图片。从图5中我们可以得出此时复合材料中已经生成了增强相TiB，强化相在基体中呈现网状分布。
图6为本发明材料的塔菲尔极化曲线图。由图6在Cview软件中计算求出腐蚀速率为1.956×10-6m/year，具有较好的耐腐蚀性能。
通过如同实施例1的增强相计算方法，得到本实施例中的增强相TiB的体积分数为3.74vol.％。
实施例3
一种低弹性模量的医用钛基复合材料的制备方法，包括如下步骤：
(1)原料称取：分别除去钛、二硼化钛、钼表面的氧化皮，再将金属块用液压钳夹成小块，根据表4中的质量量百分比称取原料10g，备用；所述原材料的纯度均≥99.9％；
表4成分配比
合金成分 Ti/wt.％ Mo/wt.％ TiB<sub>2</sub>/wt.％
含量(at.％) balance 17.66 3.0
(2)熔炼前准备：清除真空炉中的杂物，用无水乙醇将真空炉中清洗干净，再将称量好的原料钛、钼、二硼化钛由低到高顺序依次放入非自耗真空电弧炉中，抽真空，真空度控制在4×10-3Pa，通入氩气进行洗气除去残留的空气，抽真空和洗气步骤反复进行3次，至压力表显示正压；
(3)熔炼样品：在氩气氛围中引弧熔炼，
首先对吸氧钛进行熔炼30s，以消耗炉内的可能存在的氧气。然后逐步加电流至150A，使温度3300℃，逐个对样品进行熔炼80s。样品完全冷却后，使用翻转杆将样品翻转，继续按上述操作熔炼6次。熔炼完6次后，将两个质量为10g的样品翻转到一起，熔炼成一个20g的样品。再将混合后的样品反复熔炼样品6次，以至于原料在熔炼的过程中能混合均匀和反应充分，保证每个样品的成分均匀性；
待坩埚铜冷却到室温，即得到所述复合材料。
(4)按照实施例1方法对本实施例3所得复合材料进行检测力学性能和腐蚀性能。
实验结果如图1、2、7、8所示。
图1是本发明中各实施例的应力应变曲线图，其中曲线C表示本实施例样品。由图1可知本实施例复合材料的抗压强度为1276Mpa，根据曲线C在弹性阶段的斜率，本材料拥有与人体骨组织较适配的弹性模量30.97Gpa。
图2是本发明中各实施例的XRD图，其中曲线X＝5.54表示本实施例样品。由图2可以看到明显的β型钛和增强相TiB。
图7是本发明中实施例3的SEM图片。从图7中我们可以得出此时复合材料中已经生成了增强相TiB，强化相在基体中呈现网状分布。
图8为本发明材料的塔菲尔极化曲线图。由图8在Cview软件中计算求出腐蚀速率为1.924×10-6m/year，具有较好的耐腐蚀性能。
通过如同实施例1的增强相计算方法，得到本实施例中的增强相TiB的体积分数为5.54vol.％。
实施例4
一种低弹性模量的医用钛基复合材料的制备方法，包括如下步骤：
(1)原料称取：分别除去钛、二硼化钛、钼表面的氧化皮，再将金属块用液压钳夹成小块，根据表5中的质量量百分比称取原料10g，备用；所述原材料的纯度均≥99.9％；
表5成分配比
Figure BDA0002451850780000081
Figure BDA0002451850780000091
(2)熔炼前准备：清除真空炉中的杂物，用无水乙醇将真空炉中清洗干净，再将称量好的原料钛、钼、二硼化钛由低到高顺序依次放入非自耗真空电弧炉中，抽真空，真空度控制在3.0×10-3Pa，通入氩气进行洗气除去残留的空气，抽真空和洗气步骤反复进行2次，至压力表显示正压；
(3)熔炼样品：在氩气氛围中引弧熔炼，
首先对吸氧钛进行熔炼30s，以消耗炉内的可能存在的氧气。然后逐步加电流至100A，使温度3400℃，逐个对样品进行熔炼80s。样品完全冷却后，使用翻转杆将样品翻转，继续按上述操作熔炼5次。熔炼完5次后，将两个质量为10g的样品翻转到一起，熔炼成一个20g的样品。再将混合后的样品反复熔炼样品6次，以至于原料在熔炼的过程中能混合均匀和反应充分，保证每个样品的成分均匀性；
待坩埚铜冷却到室温，即得到所述复合材料。
(4)按照实施例1方法对本实施例4所得复合材料进行检测力学性能和腐蚀性能。
实验结果如图1、2、9、10所示。
图1是本发明中各实施例的应力应变曲线图，其中曲线D表示本实施例样品。由图可知本实施例复合材料的抗压强度为1368Mpa，根据曲线D在弹性阶段的斜率，本材料拥有与人体骨组织较适配的弹性模量31.61Gpa。
图2是本发明中各实施例的XRD图，其中曲线X＝7.31表示本实施例样品。由图2可以看到明显的β型钛和增强相TiB。
图9是本发明中实施例4的SEM图片。从图中我们可以得出此时复合材料中已经生成了增强相TiB，强化相在基体中呈现网状分布。
图10为本发明材料的塔菲尔极化曲线图。由图10在Cview软件中计算求出腐蚀速率为2.249×10-6m/year，具有较好的耐腐蚀性能。
通过如同实施例1的增强相计算方法，得到本实施例中的增强相TiB的体积分数为7.31vol.％。
实施例5
一种低弹性模量的医用钛基复合材料的制备方法，包括如下步骤：
(1)原料称取：分别除去钛、二硼化钛、钼表面的氧化皮，再将金属块用液压钳夹成小块，根据表6中的质量量百分比称取原料10g，备用；所述原材料的纯度均≥99.9％；
表6成分配比
合金成分 Ti/wt.％ Mo/wt.％ TiB<sub>2</sub>/wt.％
含量(at.％) balance 17.30 5.0
(2)熔炼前准备：清除真空炉中的杂物，用无水乙醇将真空炉中清洗干净，再将称量好的原料钛、钼、二硼化钛由低到高顺序依次放入非自耗真空电弧炉中，抽真空，真空度控制在6×10-3Pa，通入氩气进行洗气除去残留的空气，抽真空和洗气步骤反复进行4次，至压力表显示正压；
(3)熔炼样品：在氩气氛围中引弧熔炼，
首先对吸氧钛进行熔炼30s，以消耗炉内的可能存在的氧气。然后逐步加电流至200A，使温度3500℃，逐个对样品进行熔炼80s。样品完全冷却后，使用翻转杆将样品翻转，继续按上述操作熔炼6次。熔炼完6次后，将两个质量为10g的样品翻转到一起，熔炼成一个20g的样品。再将混合后的样品反复熔炼样品6次，以至于原料在熔炼的过程中能混合均匀和反应充分，保证每个样品的成分均匀性；
待坩埚铜冷却到室温，即得到所述复合材料。
(4)按照实施例1方法对本实施例5所得复合材料进行检测力学性能和腐蚀性能。
实验结果如图1、2、11、12所示。
图1是本发明中各实施例的应力应变曲线图，其中曲线E表示本实施例样品。由图可知本实施例复合材料的抗压强度为1536Mpa，根据曲线E在弹性阶段的斜率，本材料拥有与人体骨组织较适配的弹性模量35.92Gpa。
图2是本发明中各实施例的XRD图，其中曲线X＝8.92表示本实施例样品。由图2可以看到明显的β型钛和增强相TiB。
图11是本发明中实施例5的SEM图片。从图11中我们可以得出此时复合材料中已经生成了增强相TiB，强化相在基体中呈现网状分布。
图12为本发明材料的塔菲尔极化曲线图。由图12在Cview软件中计算求出腐蚀速率为2.417×10-6m/year，具有较好的耐腐蚀性能。
通过如同实施例1的增强相计算方法，得到本实施例中的增强相TiB的体积分数为8.92vol.％。
以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，上述优选实施方式不应视为对本发明的限制，本发明的保护范围应当以权利要求所限定的范围为准。对于本技术对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明的精神和范围内，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。

Claims (8)

1.一种低弹性模量的医用钛基复合材料，其特征在于，所述复合材料由二硼化钛、钼和钛制成，是具有1.88～8.92vol.％的TiB增强相的钛基生物医用合金。
2.根据权利要求1所述一种低弹性模量的医用钛基复合材料，其特征在于，所述复合材料包括如下百分比原料：二硼化钛1～5wt.％，钼17.3～18.03wt.％，钛为余量。
3.根据权利要求2所述低弹性模量的医用钛基复合材料，其特征在于，所述复合材料包括如下百分比原料：二硼化钛1～2wt.％，钼17.9～18.03wt.％，钛为余量。
4.根据权利要求1所述低弹性模量的医用钛基复合材料，其特征在于，所述复合材料的弹性模量为27～33GPa，最大抗压强度为1220～1536MPa，塑性应变为6～30％。
5.一种如权利要求1-4任一项所述低弹性模量的医用钛基复合材料的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：
(1)原料称取：分别除去钛、二硼化钛、钼表面的氧化皮，再根据各组分的质量量百分比称取原料，备用；
(2)熔炼前准备：清除真空炉中的杂物，再将称量好的原料钛、钼、二硼化钛由低到高依次叠放入真空炉中，抽真空，通入氩气；
(3)熔炼样品：在氩气氛围中引弧熔炼，熔炼温度为3000～3500℃，待坩埚铜冷却到室温，即得到所述复合材料。
6.根据权利要求5所述低弹性模量的医用钛基复合材料的制备方法，其特征在于，在步骤(2)中，所述真空炉中的真空度为3.0×10-3～6×10-3Pa。
7.根据权利要求5所述低弹性模量的医用钛基复合材料的制备方法，其特征在于，在步骤(3)中，所述电弧熔炼次数为5～6次。
8.根据权利要求5所述低弹性模量的医用钛基复合材料的制备方法，其特征在于，在步骤(3)中，所述熔炼电压为220V，熔炼电流控制在100～200A。
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