CN114457258A

CN114457258A - 一种离子缓释高强Ti-Cu合金及其3D打印方法和应用

Info

Publication number: CN114457258A
Application number: CN202111200337.3A
Authority: CN
Inventors: 吴宏; 任垚嘉; 肖坚; 刘波; 杜京广
Original assignee: Central South University
Current assignee: Central South University
Priority date: 2021-10-15
Filing date: 2021-10-15
Publication date: 2022-05-10
Anticipated expiration: 2041-10-15
Also published as: CN114457258B

Abstract

本发明属于生物医用骨植入材料领域，特别涉及一种离子缓释高强Ti‑Cu合金及其3D打印方法和应用；所述合金中Cu的质量百分含量小于等于6％，且合金的屈服强度大于等于820MPa、极限抗拉强度大于900MPa、延伸率大于等于10％；所述合金中不含β柱状晶，且无明显各向异性，所述合金宏观织构指数低于1.5×random；所述合金35天Cu²⁺离子释放量低于0.25mg/L；所述合金通过激光增材制造技术制备，激光增材制造时，能量密度为80‑100J/mm³。本发明所设计和制备的产品可用于人体骨植入材料。本发明组分设计合理、制备工艺简单可控，成形产品形状可控，适用于具有特殊结构骨移植体的大规模应用。

Description

一种离子缓释高强Ti-Cu合金及其3D打印方法和应用

技术领域

本发明属于生物医用骨植入材料领域，特别涉及一种离子缓释高强高延伸率 Ti-Cu合金及其3D打印方法和应用。

背景技术

钛及钛合金是目前在骨科临床中应用最为广泛的金属材料，这得益于其优异的综合性能，如高强度、低密度、耐蚀性、生物相容性(无毒，无过敏)、相对更接近于自然骨的弹性模量、高耐腐蚀性和耐磨性、以及优异的骨整合性能。应用种类包括颅面部植入物，髋关节、膝关节、肩关节、肘关节和踝关节等关节假体的部件，骨折内固定器械以及椎间融合器和椎弓根固定钉棒等。增材制造技术是一种以离散-堆积为原理，采取计算机辅助成形，使用高能激光束进行零件制备的一种制备工艺。其具有冷却速度快、低成本、可借助3D模型成形复杂定制零件、可控制孔隙率等特点，能制备组织细小，性能优异的材料，可解决传统制备方法存在的问题，受到广泛的关注。研究发现，纯钛作为惰性生物医用材料，对细胞无毒性，但力学性能较差、成骨速率较慢且无抗菌性能；通过激光选区熔化技术成形的纯钛支架具有显著各向异性，横截面的耐磨性要比纵截面高约25％。上述问题均可能导致植入物失效，带来二次手术的痛苦。Ti-6Al-4V作为目前广泛应用的医用钛合金，在通过激光增材制造存在显著各向异性和低塑性(＜10％) 等问题。这是由于该合金为α+β双相钛合金，β相具有外延生长继承母相晶粒取向的倾向，因此在激光多道次熔凝下会形成沿建造方向生长的粗大β柱状晶，从而导致各向异性；同时激光熔凝自发的高冷却速度会形成大量ɑ’马氏体相，其在和β相协同变形过程中会产生应力集中现象，导致塑性大幅度下降。因此，开发具有低各向异性、良好生物活性以及优异力学性能的α相医用钛合金，在矫形外科和创伤外科中具有巨大的潜在用途。

在增材制造钛合金的设计过程中，减小晶体结构的尺寸可以有效地提高钛合金材料性能。传统方法采取机械搅拌、超声波细化晶粒和加入晶粒细化剂等来控制合金晶粒尺寸。然而存在搅拌转子污染合金熔体、不耐高温；超声震荡过程中严重的衰减效应；第二相粒子难以弥散分布等一系列问题。因此设计适用于增材制造、具有自发形核的合金成分是解决该问题的根本办法。相互依存理论认为晶粒尺寸是由晶粒形成足够成分过冷的生长距离X_CS，形核后重建成分过冷区所需生长距离X_DL及与最近形核位点的距离X_SD组成，通过简化后晶粒尺寸d_gs仅与形核限制因子Q相关，如式1所示。

d_gs＝a+b/Q (1)

其中a、b均为常数。因此，Q值是预测增材制造钛合金中形成完全等轴细晶结构的一个关键指标，即需要选择适当的溶质，在二元合金体系中就可以有效细化钛合金晶粒，阻止晶粒的外延生长，增加柱状晶向等轴晶的转变。相比B、 Be、Cr、Si等其他溶质元素，Fe、Cu、Ni在钛中是很好的溶质元素，形核限制因子Q值分别为3.8K、6.5K、14.3K，能够有效的增大形核几率，细化晶粒，改善增材制造钛合金性能。然而，Fe作为β相稳定元素会导致各向异性；TiNi 作为形状记忆合金具有马氏体转变效应，低Ni的固溶效应虽可细化晶粒却也牺牲了合金塑性。Cu合金作为激活形β相稳定元素，在激光选区熔化成形过程中会自发共析反应(β→α+Ti₂Cu)，形成不继承母相晶粒取向的ɑ相，显著降低合金各向异性。值得注意的是，Cu含量过多会产生大量Ti₂Cu硬脆相，损害合金力学性能；Cu含量过少无法自发形核细化晶粒，合金各向异性、力学性能得不到改善。

此外，铜是人体内的重要微量元素之一，也是具有广谱抗菌性的元素。当前，国内外均对铜的抗菌性进行大量研究，含铜钛合金已临床应用用于牙齿修复、接骨板、髓内钉等医疗领域，展示了良好的细胞相容性，对细胞的增殖与活性没有明显有害影响。然而，Cu²⁺离子的过量释放会导致肝功能受损。相比于激光选区熔化直接成形过饱和医用TiCu合金，传统方法制备该合金均要经过固溶热处理这一工序，以防材料随后服役过程Cu²⁺离子释放过量，这无疑增加了时间和生产成本。

发明内容

针对现有技术的不足，本发明的第一个目的在于提供一种在Cu含量较低的情况下，无明显各向异性、延伸率高、强度高、耐磨、离子缓释的Ti-Cu合金材料。

本发明的第二个目的在于提供一种低成本的Ti-Cu合金打印方法。

本发明的第三个目的在于提供所述Ti-Cu合金材料的应用。

本发明一种离子缓释高强Ti-Cu合金；所述离子缓释高强Ti-Cu合金中Cu 的质量百分含量小于等于6％，且合金的屈服强度大于等于820MPa、极限抗拉强度大于900MPa(优选为大于等于1000MPa)、延伸率大于等于10％；所述合金中不含β柱状晶，且无明显各向异性，所述合金宏观织构指数低于1.5×random；所述合金35天Cu²⁺离子释放量低于0.25mg/L；所述合金通过激光增材制造技术制备，激光增材制造时，优选能量密度为85-89J/mm³。在本发明中所述无明显各向异性是指宏观织构指数低于1.5×random。

本发明一种离子缓释高强Ti-Cu合金；所述离子缓释高强Ti-Cu合金中Cu 的质量百分含量为3-6％、优选为4.5-5％。

本发明一种离子缓释高强Ti-Cu合金；所述离子缓释高强Ti-Cu合金35天 Cu²⁺离子释放量低于0.25mg/L。Cu²⁺离子释放的条件为：35℃磷酸盐缓冲盐溶液 (PBS)浸泡。

本发明一种离子缓释高强Ti-Cu合金的制备方法，将纯Ti粉和纯Cu粉按设定比例在混料机中混合均匀后备用，采用激光选区熔化技术按预设路径逐层熔融粉末，设备舱内氧含量不高于100ppm，激光功率为120-200W，扫描速度为 500-1000mm/s，扫描间距80μm，粉末层厚30μm，能量密度为80-100J/mm³、优选83-90J/mm³、进一步优选为85-89J/mm³，得到成品。

作为优选方案，纯Ti粉和纯Cu粉的质量比为95:5。

作为进一步的优选方案，纯Ti粉和纯Cu粉中至少一种为双峰分布粉末。

作为进一步的优选方案，本发明一种离子缓释高强Ti-Cu合金的制备方法，纯Ti粉为球形钛粉(球形度＞95％)，其中值粒径D₅₀为30～35μm，粉末粒径在 10μm以下占比为10～15％。

作为进一步的优选方案，本发明一种离子缓释高强Ti-Cu合金的制备方法，纯Cu粉为球形钛粉(球形度＞95％)，其中值粒径D₅₀为30～35μm，粉末粒径在 10μm以下占比为10～15％。

本发明纯Ti粉和Cu粉中至少一种为双峰分布粉末，纯Ti粉为球形钛粉(球形度＞95％)，中值粒径D₅₀为30～35μm，粉末粒径在10μm以下占比为10～15％；以及纯Cu粉为球形钛粉(球形度＞95％)，其中值粒径D₅₀为30～35μm，粉末粒径在10μm以下占比为10～15％，其可以保证材料的强度并使材料具有优异的延伸率。

作为进一步的优选方案，本发明一种离子缓释高强Ti-Cu合金的制备方法，将球形纯Ti粉和球形纯Cu粉以质量比95:5在混料机中混合(氩气气氛保护，氧含量低于100ppm)均匀后备用；采用激光选区熔化技术按预设路径逐层熔融粉末，设备舱内氧含量不高于100ppm，激光功率为120-200W，扫描速度为 500-1000mm/s，扫描间距80μm，粉末层厚30μm，能量密度为80-100J/mm³、优选为85-89J/mm³，得到成品；所述成品中，Cu的含量为4.5～5wt.％、O氧含量小于等于0.05wt.％；所述成品不含β柱状晶，无明显各向异性，宏观织构指数低于1.5×random；所得成品的屈服强度为845～855MPa、极限抗拉强度为 1010～1020MPa；平均延伸率为10-12％、显微硬度为330-380HV_0.2。所述球形纯 Ti粉的中值粒径D₅₀为30～35μm，粉末粒径在10μm以下占比为10～15％；所述纯Cu粉的中值粒径D₅₀为30～35μm，粉末粒径在10μm以下占比为10～15％。

作为进一步的优选方案，所述成品35天Cu²⁺离子释放量低于0.25mg/L。

作为进一步的优选方案，本发明一种离子缓释高强Ti-Cu合金的制备方法，所得产品耐磨性在室温摩擦磨损实验中优于商业纯Ti，其磨损率为1.49-2.95× 10^-4mm³/(N·m)、优选为1.49×10^-4mm³/(N·m)。

本发明一种离子缓释高强Ti-Cu合金的应用，所述应用，包括将其用作人体植入材料。

附图说明

附图1为Ti-5Cu双峰分布原始粉末和单峰分布原始粉末；

附图2为实施例1、2、3以及双峰分布混合粉末X射线衍射(XRD)图；

附图3为实施例1、2和3上表面和侧面光镜图；

附图4为实施例2的X射线衍射(XRD)宏观织构图；

附图5为对比例1、实施例2和对比例2电子背散射衍射(EBSD)图；

附图6为对比例1、实施例2和对比例2极图和反极图；

附图7为实施例1、2、3和4拉伸曲线；

附图8为对比例1、实施例2和对比例2拉伸曲线及力学性能水平分布图；

附图9为对比例1、实施例2和对比例2电子探针(EPMA)图；

附图10为对比例1、实施例2和对比例2钛铜合金35天铜离子释放图；

附图11为对比例1、实施例2、对比例2钛铜合金和商业纯钛(CP-Ti)摩擦表面，摩擦系数及摩擦轮廓图。

具体实施方式

为了使本发明的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合附图对本发明作进一步地详细描述。

实施例1

将球形纯Ti粉(中值粒径D₅₀为30～35μm，粉末粒径在10μm以下占比为 10％)和纯Cu粉(中值粒径D₅₀为30～35μm，粉末粒径在10μm以下占比为15％) 以质量比95:5在混料机中混合(氩气气氛保护，氧含量低于100ppm)均匀24h 后备用，混合粉末粒径分布为双峰分布，如图1a所示。采用激光选区熔化设备 (SLM,FS 121M)对粉末逐层扫描(设备舱内氧含量不高于100ppm)，激光功率P为120W，扫描速度v为500mm/s，扫描间距h为80μm，粉末层厚t为30μm，能量密度由公式E＝P/vht计算得100J/mm³；最终打印出厚度为6mm的拉伸件以及长宽高为10mm的立方块体。成形样品35℃磷酸盐缓冲盐溶液(PBS)浸泡 35天Cu²⁺离子释放量约为0.2mg/L。

实施效果

1、图2的XRD结果可以看出，Ti-5Cu混合粉由单质Cu相和α-Ti组成。说明此时的Cu并没有固溶到Ti的晶格里去，仅实现了机械混合。打印后沉积态样品仅有α固溶体的峰，与常规方法制备TiCu合金不同，Ti₂Cu相并未析出，完全固溶在基体中，从侧面印证沉积态样品为过饱和态。

2、图3为不同成形参数下打印样品上表面和侧面的熔池形貌。熔池边界清晰可见，上表面呈条带状，熔道夹角为67°，与预设的扫描方式相同；侧面呈“鱼鳞状”熔池，熔池搭接紧密，冶金结合优异，熔池宽度在80μm左右且无柱状晶。

3、能量密度为100J/mm³下的样品具有优异的加工硬化能力，极限抗拉强度为940MPa，屈服强度为830MPa，延伸率大于10％，维氏硬度在345HV_0.2左右，见表1。

表1实施例1、2和3打印样品力学性能和显微硬度

实施例2

将球形纯Ti粉(中值粒径D₅₀为30～35μm，粉末粒径在10μm以下占比为 10％)和纯Cu粉(中值粒径D₅₀为30～35μm，粉末粒径在10μm以下占比为15％) 以质量比95:5在混料机中混合(氩气气氛保护，氧含量低于100ppm)均匀24h 后备用，混合粉末粒径分布为双峰分布，如图1a所示。采用激光选区熔化设备 (SLM,FS 121M)对粉末逐层扫描(成形舱内氧含量不高于100ppm)，激光功率P为160W，扫描速度v为750mm/s，扫描间距h为80μm，粉末层厚t为30μm，能量密度由公式E＝P/vht计算得89J/mm³；最终打印出厚度为6mm的拉伸件以及长宽高为10mm的立方块体。成形样品不含β柱状晶，无明显各向异性，宏观织构指数低于1.5×random。成形样品35℃磷酸盐缓冲盐溶液(PBS)浸泡35天 Cu²⁺离子释放量约为0.2mg/L。由此可知成形样品35℃磷酸盐缓冲盐溶液(PBS) 浸泡35天Cu²⁺离子释放量低于0.25mg/L。

实施效果

1、从图2的XRD结果来看，能量密度为89J/mm³的样品，由于成形过程热循环效应，发生了β-Ti向α-Ti共析转变的现象，所以室温条件下仅存在密排六方结构的α相。

2、图3中能量密度为89J/mm³样品上表面和侧面熔池边界清晰可见，同样具有典型熔池形貌，熔道夹角为67°，冶金结合良好，熔池内部存在α束集且无 β柱状晶。

3、图4为实施例2打印样品XRD宏观织构分析图。可以看到实施例2打印样品不含β柱状晶，{0001}{10-10}{11-20}三组主要晶面宏观织构指数均低于 1.5×random，无明显各向异性。

4、图5和图6分别为对比例1、实施例2和对比例2打印样品EBSD图、极图和反极图。可以看到，实例2打印样品初生β相晶粒尺寸小，固溶效应明显，微区择优取向明显优于对比例1和对比例2。

5、表1列举了该能量密度下(实施例2)的样品力学性能数据，抗拉强度、屈服强度以及延伸率均有所提高，分别为1013MPa，847MPa，11.8％；显微硬度略有下降，为352HV_0.2。图8为实施例2与对比例1，2打印样品力学性能对比，以及力学性能水平分布图。可以看到能量密度增大，偏析效果改善，固溶度降低，加工硬化能力呈降低趋势；能量密度为89J/mm³时(实施例2)，强塑性得到充分改善，延伸率＞10％，显著优于传统铸锻钛铜合金，力学性能达到锻造Ti6Al4V 合金水平。

6、图9为实施例2与对比例1，2打印样品上表面电子探针(EPMA)分析图。可以看到实施例2中Cu的偏析得到有效改善，显微组织均匀。

7、图10为实施例2和对比例1、2打印样品在磷酸盐缓冲盐溶液(PBS) 中浸泡35天后Cu²⁺离子释放情况。可以看到，激光增材制造成形样品均为过饱和固溶体，可以有效抑制Cu²⁺离子的释放，达到离子缓释效果，35天Cu²⁺离子释放量低于0.25mg/L，远低于成人2mg/day的摄入量。

8、图11列举了实施例2以及对比例1、2和CP-Ti样品的室温摩擦系数、摩擦表面以及摩道轮廓线。对偶磨球选择直径为4mm的GCr15钢球，磨擦半径为2mm，转动速度为560转/min，载荷为10N，摩擦时间均为30min。能量密度为89J/mm³的样品摩擦横截面轮廓线深度远小于比较例1、2以及CP-Ti样品深度，具有最优耐磨性能，计算其磨损率为1.49×10^- ⁴mm³/(N·m)。

实施例3

将球形纯Ti粉(中值粒径D₅₀为30～35μm，粉末粒径在10μm以下占比为 10％)和纯Cu粉(中值粒径D₅₀为30～35μm，粉末粒径在10μm以下占比为15％) 以质量比95:5在混料机中混合(氩气气氛保护，氧含量低于100ppm)均匀24h 后备用，混合粉末粒径分布为双峰分布，如图1a所示。采用激光选区熔化设备 (SLM,FS 121M)对粉末逐层扫描(成形舱内氧含量不高于100ppm)，激光功率P为200W，扫描速度v为1000mm/s，扫描间距h为80μm，粉末层厚t为30μm，能量密度由公式E＝P/vht计算得83J/mm³；最终打印出厚度为6mm的拉伸件以及长宽高为10mm的立方块体。成形样品35℃磷酸盐缓冲盐溶液(PBS)浸泡 35天Cu²⁺离子释放量约为0.2mg/L。

实施效果

1、图2的XRD结果可以看出，能量密度为83J/mm³的样品(实施例2)仍由α-Ti组成。能量密度在80-100J/mm³变化对物相转变影响有限，表明激光增材制造过程Cu的共析反应具有很强的自发性。

2、图3中能量密度为83J/mm³的样品(实施例2)上表面和侧面仍为典型熔池形貌，冶金结合良好，无柱状晶，能量密度在80-100J/mm³变化对宏观显微组织无明显影响。

3、能量密度为83J/mm³下的样品(实施例2)抗拉强度，屈服强度进一步提高，分别为1045MPa，891MPa；延伸率为9.3％，维氏硬度在345HV_0.2左右，见表1。低能量密度具有更高的冷却速度，导致样品具有更高的固溶度、加工硬化能力和硬度，而高冷却速度会导致偏析无法消除(图9)，降低塑性。

实施例4

将球形纯Ti粉(中值粒径D₅₀为30～35μm，粉末粒径大于10μm)和纯Cu 粉(中值粒径D₅₀为30～35μm，粉末粒径大于10μm)以质量比95:5在混料机中混合(氩气气氛保护，氧含量低于100ppm)均匀24h后备用，混合粉末粒径分布为单峰分布，如图1b所示。采用激光选区熔化设备(SLM,FS 121M)对粉末逐层扫描(成形舱内氧含量不高于100ppm)，激光功率P为160W，扫描速度v 为750mm/s，扫描间距h为80μm，粉末层厚t为30μm，能量密度由公式E＝P/vht 计算得89J/mm³；最终打印出厚度为6mm的拉伸件以及长宽高为10mm的立方块体。

实施效果

1、如图1b所示，粉末粒径分布为单峰分布，平均粒径为38μm。

2、以单峰分布TiCu混合粉末为原料，以实施例2制备工艺制备合金。样品抗拉强度和屈服强度分别提高至1100MPa和950MPa，而延伸率下降至8.7％，如图7所示。

对比例1

将球形纯Ti粉(中值粒径D₅₀为30～35μm，粉末粒径在10μm以下占比为 10％)和纯Cu粉(中值粒径D₅₀为30～35μm，粉末粒径在10μm以下占比为15％) 以质量比95:5在混料机中混合(氩气气氛保护，氧含量低于100ppm)均匀24h 后备用，混合粉末粒径分布为双峰分布，如图1a所示。采用激光选区熔化设备 (SLM,FS 121M)对粉末逐层扫描(成形舱内氧含量不高于100ppm)，激光功率P为120W，扫描速度v为1000mm/s，扫描间距h为80μm，粉末层厚t为30μm，能量密度由公式E＝P/vht计算得50J/mm³；最终打印出厚度为6mm的拉伸件以及长宽高为10mm的立方块体。

实施效果

1、图5和图6分别为对比例1、实施例2和对比例2打印样品EBSD图、极图和反极图。可以看到，对比例1打印样品由于偏析效应形成粗大等轴晶粒，导致微区择优取向现象明显高于实施例2。

2、图9为实施例2与对比例1，2打印样品上表面电子探针(EPMA)分析图。可以看到低能量密度下(对比例1)熔道末端存在严重偏析现象，这是因为机械混合粉末分布不均匀，快速冷却下Cu元素来不及进一步扩散导致的。

3、能量密度为50J/mm³下的样品(对比例1，图8)具有优异的加工硬化能力，极限抗拉强度为1115MPa，屈服强度为940MPa，延伸率仅为3.8％，维氏硬度在380HV_0.2左右。低能量密度具有更高的冷却速度，导致样品具有更高的固溶度、加工硬化能力和硬度，而宏观偏析(图9)则会导致拉伸过程产生局部应力集中，显著降低塑性。

4、对比例1样品的室温摩擦系数、摩擦表面以及摩道轮廓线如图11所示。能量密度为50J/mm³的样品摩擦横截面轮廓线深度小于CP-Ti样品。宏观偏析导致样品存在非均匀组织，富Cu区具有高硬度(≥380HV_0.2)，贫铜区具有较低硬度(～350HV_0.2)，摩擦过程的反复粘着脱落，导致其平均硬度虽高，耐磨性较实施例2有所降低。

5、对比例1打印样品在磷酸盐缓冲盐溶液(PBS)中浸泡35天后Cu²⁺离子释放情况如图10所示。Cu²⁺离子具有缓释效应，35天Cu²⁺离子释放量约为 0.2mg/L。

对比例2

将球形纯Ti粉(中值粒径D₅₀为30～35μm，粉末粒径在10μm以下占比为 10％)和纯Cu粉(中值粒径D₅₀为30～35μm，粉末粒径在10μm以下占比为15％) 以质量比95:5在混料机中混合(氩气气氛保护，氧含量低于100ppm)均匀24h 后备用，混合粉末粒径分布为双峰分布，如图1a所示。采用激光选区熔化设备 (SLM,FS 121M)对粉末逐层扫描(成形舱内氧含量不高于100ppm)，激光功率P为200W，扫描速度v为500mm/s，扫描间距h为80μm，粉末层厚t为30μm，能量密度由公式E＝P/vht计算得167J/mm³；最终打印出厚度为6mm的拉伸件以及长宽高为10mm的立方块体。

实施效果

1、图5和图6分别为对比例1、实施例2和对比例2打印样品EBSD图、极图和反极图。可以看到，对比例2打印样品由于更高的能量密度，导致成形过程中冷速较低，初生β相晶粒尺寸较大，微区择优取向现象显著提高。

2、对比例2样品上表面电子探针(EPMA)图如图9所示，无宏观偏析现象。高能量密度具有相对较低的冷却速度和更多的输入能量，使得Cu元素在液固冷却和固热扩散中能够充分扩散。

3、能量密度为167J/mm³下的样品(对比例2，图8)加工硬化能力较低，抗拉强度为831MPa，屈服强度为752MPa，维氏硬度为329HV_0.2。高能量密度下的keyhole效应使得沉积态样品致密度从～99％降低至～97％，导致延伸率降至 4.2％，高能量密度具有较低的冷却速度，导致样品具有固溶度、加工硬化能力下降，额外的孔缺陷导致延伸率同样降低。

4、对比例2样品的室温摩擦系数、摩擦表面以及摩道轮廓线如图11所示。能量密度为167J/mm³的样品，具有较低的加工硬化能力，维氏硬度仅为329HV_0.2，摩擦横截面轮廓线深度虽然小于CP-Ti样品，但明显大于实施例2和对比例1。

5、对比例2打印样品在磷酸盐缓冲盐溶液(PBS)中浸泡35天后Cu²⁺离子释放情况如图10所示。Cu²⁺离子具有缓释效应，35天Cu²⁺离子释放量约为 0.2mg/L。

Claims

1.一种离子缓释高强Ti-Cu合金；其特征在于：所述离子缓释高强Ti-Cu合金中Cu的质量百分含量小于等于6％，且合金的屈服强度大于等于820MPa、极限抗拉强度大于900MPa、延伸率大于等于10％；所述合金中不含β柱状晶，且无明显各向异性，所述合金宏观织构指数低于1.5×random；所述合金35天Cu²⁺离子释放量低于0.25mg/L；所述合金通过激光增材制造技术制备，激光增材制造时，能量密度为80-100J/mm³。

2.根据权利要求1所述的一种离子缓释高强Ti-Cu合金；其特征在于：所述离子缓释高强Ti-Cu合金中Cu的质量百分含量为3-6％、优选为4.5-5％。

3.根据权利要求1所述的一种离子缓释高强Ti-Cu合金；其特征在于：所述离子缓释高强Ti-Cu合金35天Cu²⁺离子释放量低于0.25mg/L。Cu²⁺离子释放的条件为：35℃磷酸盐缓冲盐溶液(PBS)浸泡。

4.一种离子缓释高强Ti-Cu合金的制备方法，其特征在于：将纯Ti粉和Cu粉按设定比例在混料机中混合均匀后备用，采用激光选区熔化技术按预设路径逐层熔融粉末，设备舱内氧含量不高于100ppm，激光功率为120-200W，扫描速度为500-1000mm/s，扫描间距80μm，粉末层厚30μm，能量密度为80-100J/mm³、优选为83-90J/mm³、进一步优选为85-89J/mm³，得到成品。

5.根据权利要求4所述的一种离子缓释高强Ti-Cu合金的制备方法，其特征在于：纯Ti粉和Cu粉的质量比为95:5。

6.根据权利要求4所述的一种离子缓释高强Ti-Cu合金的制备方法，其特征在于：纯Ti粉和纯Cu粉中至少一种为双峰分布粉末。

7.根据权利要求4所述的一种离子缓释高强Ti-Cu合金的制备方法，其特征在于：

纯Ti粉为球形钛粉，其中值粒径D₅₀为30～35μm，粉末粒径在10μm以下占比为10～15％；

纯Cu粉为球形钛粉，其中值粒径D₅₀为30～35μm，粉末粒径在10μm以下占比为10～15％。

8.根据权利要求4所述的一种离子缓释高强Ti-Cu合金的制备方法，其特征在于：

将球形纯Ti粉和球形纯Cu粉以质量比95:5在氩气气氛保护下于混料机中混合均匀后备用；采用激光选区熔化技术按预设路径逐层熔融粉末，设备舱内氧含量不高于100ppm，激光功率为120-200W，扫描速度为500-1000mm/s，扫描间距80μm，粉末层厚30μm，能量密度为80-100J/mm³、优选为85-89J/mm³，得到成品；所述成品中，Cu的含量为4.5～5wt％、O氧含量小于等于0.05wt.％；所得成品的屈服强度为845～855MPa、极限抗拉强度为1010～1020MPa；平均延伸率为10～12％、显微硬度为330-380HV_0.2。

9.根据权利要求4所述的一种离子缓释高强Ti-Cu合金的制备方法，其特征在于：所得产品耐磨性在室温摩擦磨损实验中优于商业纯Ti，其磨损率为1.49-2.95×10^-4mm³/(N·m)、优选为1.49×10^-4mm³/(N·m)。

10.一种离子缓释高强Ti-Cu合金的应用，其特征在于：所述应用，包括将其用作人体植入材料。