CN114457258B - 一种离子缓释高强Ti-Cu合金及其3D打印方法和应用 - Google Patents
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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
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XCS,形核后重建成分过冷区所需生长距离XDL及与最近形核位点的距离XSD组成,通过简化后晶粒尺寸dgs仅与形核限制因子Q相关,如式1所示。
dgs=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330-380HV0.2。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345HV0.2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352HV0.2。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345HV0.2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,粉末粒径均大于10μm)和纯Cu粉(中值粒径D50为30~35μm,粉末粒径均大于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380HV0.2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(≥380HV0.2),贫铜区具有较低硬度(~350HV0.2),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329HV0.2。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329HV0.2,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 (7)
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的质量百分含量为3-6%,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,Cu2+离子释放的条件为:35℃磷酸盐缓冲盐溶液浸泡;
所述离子缓释高强Ti-Cu合金通过下述步骤制备:
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,得到成品;
所述纯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%;
所述纯Cu粉为球形铜粉,其中值粒径D50为30~35μm,粉末粒径在10μm以下占比为10~15%;所述纯Ti粉和纯Cu粉混合后,混合粉末粒径分布为双峰分布。
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:纯Ti粉和纯Cu粉的质量比为95:5。
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:
采用激光选区熔化技术时,控制能量密度为80-90 J/mm3。
4.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:
所述成品中,Cu的含量为4.5~5 wt%、O氧含量小于等于0.05 wt.%。
5.根据权利要求4所述的一种离子缓释高强Ti-Cu合金,其特征在于:
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330-380HV0.2。
6.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)。
7.一种如权利要求1-6任意一项所述离子缓释高强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。
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