医用多孔β钛合金的制备方法研究进展(3)

2.2 凝胶注模成形法

凝胶注模成形法在新型陶瓷及金属材料的成形方面应用广泛。该工艺通过制备低黏度、高固相体积分数的浆料，再将浆料中有机单体聚合使浆料原位凝固，从而获得高密度、高强度、均匀性好的坯体，坯体经干燥、排胶和烧结等工序后，可直接制备出复杂形状的近净尺寸部件[9,34]。该方法中影响多孔β钛合金孔隙特征及力学性能的参数主要是浆料的固相含量。

李艳等[35]用固相含量为34%(体积分数)的浆料制备出孔隙度为46.5%的多孔钛植入材料，其抗压强度为158.6 MPa，杨氏模量为8.5 GPa，与自然骨基本匹配。杨栋华等[36]在浆料中添加7.5%大颗粒结晶Mo粉，制备出由分布均匀的α-Ti和β-Ti组成的多孔Ti-7.5Mo合金。研究发现，随固相含量从31%增加到35%时，多孔Ti-7.5Mo合金的压缩强度从142 MPa升高到258 MPa，弹性模量从11 GPa升高到18 GPa，性能明显优于相同工艺成形的多孔纯钛(压缩强度158.6 MPa，弹性模量8.5 GPa)。杨栋华等[37]用固相体积分数为33%的浆料制备出多孔Ti-8%Co合金，其孔隙率为50%，压缩强度为68～378 MPa，抗弯强度为53.68～169.17 MPa，弹性模量为7～21 GPa。与多孔纯钛比较，多孔Ti-8%Co合金具有更优的力学性能，且与人体骨组织的适应性很好。

凝胶注模法成形坯体的组织结构均匀、缺陷少、易成形、孔隙度可控，适用于制备形状较复杂、尺寸大的制品，在高孔隙率植入件的制备方面有很好的发展前景，但是该方法对浆料的性能要求较高，工艺过程较复杂。

2.3 激光快速成形技术

激光快速成形技术也称作增材制造技术，在航空航天、医疗及武器装备等诸多领域有着广泛应用。该技术主要分为激光选区烧结技术(SLS)、激光近净成形技术(LENS)、电子束熔化成形技术(EBM)、激光选区熔化技术(SLM)[38-39]。

Xie等[40]采用SLS技术制备出多孔Ti-10Mo合金材料，发现保持烧结温度为1 200 ℃，烧结时间从2 h增加到6 h，β相逐步增多，孔隙率从70%降低到40%，弹性模量从10 GPa增加到20 GPa，屈服强度从180 MPa增加到260 MPa。颉芳霞等[41]发现，随着烧结温度在1 000～1 200 ℃的范围内增大，多孔Ti-6Mo合金材料中的β相体积分数少量增加，且α析出物缓慢长大，孔隙率从58%降低到24%，弹性模量和屈服强度分别在2.07～11.9 GPa和31.4～152.8 MPa范围内增大。Liu等[42]采用不同激光快速成形技术制备多孔β Ti-24Nb-4Zr-8Sn合金。研究发现，采用EBM技术，在高的粉床温度(500 ℃)和相对低的缓慢冷却速率下，形成α+β相，多孔样品的弹性模量为1.34 GPa，压缩强度为45 MPa；而采用SLM技术，低基板温度(200 ℃)和高冷却速率导致形成纤细的β相，多孔样品的弹性模量为0.95 GPa，压缩强度为50 MPa。SLM技术比EBM技术制备的多孔β Ti-24Nb-4Zr-8Sn合金弹性模量低的主要原因是高的冷却速率导致α相被抑制，促进β相生成，β相的存在有利于降低合金的弹性模量。

激光快速成形技术通过调控成形温度、保温时间、粉床温度、冷却速率等工艺参数来控制多孔β钛合金的孔隙结构及力学性能，适用于制备复杂形状的多孔材料，可自由的设计孔的特征参数，易于控制孔隙结构，无需二次加工，工艺灵活，但制备条件要求苛刻，易集聚热应力产生变形、裂纹缺陷。因此，该技术在制备多孔钛及钛合金方面还处在试验探索阶段，消除热应力是该法制备性能优异多孔钛合金的关键。

3 结 语

多孔β钛合金已经成为人体骨移植材料领域的发展方向，人们已进行了大量的研究，但其制备方法仍存在局限性，还处于不断发展阶段。孔径特征、孔隙率大小、相组成均匀性等特征的调控，成为制备多孔β钛合金的关键问题。为了低成本、高效率的获得性能优异的多孔β钛合金，需不断明确孔结构特征与生物性能的关系，深入研究各制备方法的工艺参数与孔结构的关系，以及合金成分配比、热处理制度与相组成的关系，重视多孔β钛合金的性能数据积累，不断探索与创新多孔β钛合金的制备技术，开拓医用β钛合金的应用新领域。

0 引 言医用金属材料可修复或替换人体病损组织、器官或增进其功能，广泛应用于人工心脏瓣膜、骨骼、耳和牙等组织的修复与替换[1-2]。医用金属材料主要包括医用不锈钢、钴基合金和钛及钛合金这3大类[3]。不锈钢和钴基合金具有较高的强度和韧性，可用于硬组织系统的修复，但是也存在一定的局限性。首先，力学性能(弹性模量、强度)与人骨的力学性能(松质骨：1 ～2 GPa、0.3～1.5 MPa；致密骨：3～30 GPa、100～230 MPa)[4-5]相差较大，替换骨组织后，应力作用发生不同的应变，使载荷无法由植入体很好地传到相邻的骨组织，在材料和骨之间出现相对位移，产生“应力屏蔽”现象，导致骨组织退化、萎缩、甚至被吸收，最终导致植入体松动和断裂，不能满足长期使用的要求[6-7]。其次，生物相容性差，与人体组织细胞接触产生免疫排斥，不能很好的融合，不利于组织细胞的增殖、分化，维持正常的生命活动[8-9]。钛及钛合金相对于其他金属材料，具有比强度高、耐腐蚀性好、生物相容性优良等性能，成为骨组织修复和替换的主导材料。医用钛合金的发展经历了3个阶段[10-12]：第1阶段以纯钛及含有Al和V有害元素的Ti-6Al-4V为代表；第2阶段为α+β钛合金，代表性合金有和Ti-6Al-7Nb，其弹性模量比人骨偏高(100～110 GPa)；第3阶段为β或近β钛合金，如Ti-Zr基、Ti-Nb基、Ti-Ta基钛合金，其弹性模量(40～100 GPa)相对其他钛合金较低，但相对人体骨来说仍然偏高[13-15]。因此，如何获得低弹性模量的β钛合金成为植入体材料发展的重要方向。为降低β钛合金的弹性模量，多孔结构钛合金已经成为新的发展趋势。本文总结了多孔β钛合金的多种制备工艺，分别从制备试样的孔隙结构特征、孔隙率大小及工艺过程等方面对制备工艺进行综合性评价，寻求较优的制备条件以获得有利于植入人体的多孔β钛合金。1 影响多孔β钛合金性能的因素已有研究表明，改变钛合金β相含量、微观组织及制备多孔结构是降低弹性模量、提高生物学性能的有效途径。首先，通过热处理工艺和添加合金元素来控制β钛合金的微观组织，降低其弹性模量。其次，在β钛合金中引入孔隙结构调整其生物力学性能 合金元素合金的弹性模量与原子间的结合力和电子状态有关。合金化有利于改善β钛合金的弹性模量。从价电子浓度e/a、Bo-Md图、晶相形成能等方面，设计合金成分，制备低弹性模量的β钛合金。价电子浓度是指合金中每个原子的平均价电子数，是决定固溶度的一个重要因素。钛合金中α相、β相和ω相都是固溶体，所以，Ti-X二元合金能以β稳定结构存在的临界价电子浓度e/a=4.0，并且当e/a处于4.20～4.24范围内时，合金的弹性模量最低[16]。d-电子合金设计方法采用2个参数Bo和Md来控制合金的相稳定性和性能。Bo(Bond order)用来表征钛与合金元素之间共价键的强度，Bo值越大原子之间的键合就越强；Md(Metal d-orbital energy lever)是与元素的电负性和金属键半径密切相关的参数。研究表明，在单一β相区内，随着Bo和Md的增加，钛合金的弹性模量降低[17]。对于固体来说，形成能是影响特殊晶相结构的主要因素之一。合金具有的负形成能绝对值越高，其热力学稳定性越好。Nnamchi[18]研究发现，多元钛合金中β相的形成能较低，表明β相中原子间的平均化学键比其他相强，Nb和Zr元素的加入明显阻止了α相和ω相的形成，但稳定了α′和β相。因此，可通过加入Ta、Nb、Mo、W和Zr等无毒性、生物相容性好的β稳定合金元素，使合金形成稳定的β相，降低合金的弹性模量 热处理工艺对于多孔β钛合金，通过控制热处理工艺参数能够得到稳定的β相组织，提高强度、降低弹性模量。钛合金的热处理类型有退火处理、固溶时效处理、形变热处理和化学热处理等[19]。采用固溶时效处理β钛合金，可减少组织不均匀性，提高合金的强度。时效温度越低、时间越长，合金的硬度越高[20-21]。钛合金的相组成不仅受β相稳定元素含量的影响，而且与热处理密切相关。多元钛合金在相变点温度以下固溶处理后，相组成多为α+β相；而在相变点温度以上固溶处理后组织为单一的β相；伴随着合金元素含量的增多，钛合金组织出现两相区，该相区不断扩展，当含量超过β稳定元素的临界浓度时，高温β相不再相变而保留下来，形成单一的β相组织[22]。其中，相变点温度可根据Morinaga等人[21]依据分子轨道理论建立的钛合金β/(α+β)的转变温度Tβ(℃)与Bo、Md的关系模型进行计算，如式(1)所示。Tβ=102()-273(1)1.3 多孔结构与致密材料比较，多孔结构可降低材料的弹性模量。多孔β钛合金具有类似于人体骨的孔特征，其孔隙率的大小及孔结构的均匀性、连通性显著影响着合金的力学性能。研究证实：①植入体孔径在15～40 μm时，有利于纤维组织的生长；②孔径在40～100 μm时，促使矿物类骨组织的生长；③孔径大于200 μm时，可能具有骨传导作用；④孔径在200～400 μm时，能有效促进新骨生长；⑤孔隙率超过30%，孔结构能够彼此连通，通孔有利于体液传输，有利于组织再生[24-25]。孔隙率的大小不仅影响植入体的强度，还影响植入体的密度，导致弹性性能发生变化。因此，可根据植入体弹性性能匹配需要的不同，控制孔隙体积容量、平均孔隙尺寸和相互连接通道尺寸，制备出具有一定强度并与人体骨弹性模量相适应的骨骼替代材料。2 多孔β钛合金的制备方法多孔β钛合金是以β钛合金作为基体，采用不同的加工工艺，制备出具有不同孔隙结构特征的多孔β钛合金，其力学性能及生物性能不同。因此，如何选择合适的制备方法，如何调整工艺参数，从而制备出具有与人骨相似孔隙特征及优良生物相容性的多孔β钛合金是主要的研究方向。多孔β钛合金的制备方法有很多，根据制备过程中金属所处的状态、钛合金中β相的稳定性及制备技术手段的不同通常分为粉末冶金法、凝胶注模成形法、激光快速成形技术(3D打印技术)[26] 粉末冶金法粉末冶金法是以金属粉末或金属粉末与造孔剂的混合物作为原料，通过成形、粘合、烧结等步骤使金属粉末发生部分致密化，从而制备出具有一定孔隙结构的材料[9]。这种方法在新型材料的技术研究方面，尤其是医用多孔β钛合金材料的制备方面有着广泛的应用[27]。影响多孔β钛合金显微组织及力学性能的主要参数有造孔剂种类及含量、烧结温度和烧结时间 造孔剂对孔隙结构及力学性能的影响邵烨[28]利用粉末冶金法制备多孔Ti-39Nb-6Zr合金发现，当分别添加质量分数均为15%的碳酸氢铵和尿素造孔剂时，材料均出现700 μm以上的较大孔，平均孔径相差不大，抗压强度分别为125 MPa和80 MPa，弹性模量分别为3.8 GPa和3.2 GPa，所以，添加尿素得到材料的抗压强度比同条件下添加NH4HCO3的抗压强度低，而两者的弹性模量相差不大。造孔剂NH4HCO3添加量为25%时，制备的多孔Ti-10Mo合金的孔隙率为37.5%，平均孔径为130 μm，抗压强度为174 MPa，弹性模量为20.2 GPa，力学性能更接近于人体骨[29]。梁丹丹等[30]研究发现，造孔剂(NH2)2CO含量对多孔Ti-14Mo合金的相组成影响不大，但含量增多时相对密度呈近线性递减，孔隙数量逐步增加，当(NH2)2CO含量为15%～30%时，多孔Ti-14Mo合金的抗弯强度为109.10～220.77 MPa，弹性模量为17.06～37.96 GPa，此时多孔Ti-14Mo合金的力学性能满足临床上对松质骨替代物的要求。因此，采用粉末冶金法制备多孔β钛合金时，通过改变造孔剂含量可以调控合金的孔隙结构，进而降低合金的弹性模量 烧结对孔隙结构及力学性能的影响王玺涵等[31]在常规粉末冶金烧结法基础上优化成形方法及烧结工艺，发现烧结温度为1 100 ℃，烧结4 h，制得的多孔Ti-24Nb-4Zr-8Sn合金的孔隙率为20%～32%，弹性模量为6～20 GPa，压缩强度为140～432 MPa，与人体皮质骨基本匹配。Nouri等[32]采用粉末冶金法制备多孔Ti-16Sn-4Nb合金时，先经170 ℃烧结3 h，再加热到1 200 ℃烧结3 h，制得的合金弹性模量降至0.3～2 GPa，抗压强度降至7～14 MPa，与人体松质骨的力学性能基本相近。徐焱钵[33]研究发现，烧结温度升高至1 200 ℃、烧结时间为5 h时，制得的多孔TiZrNb合金的孔隙率比王玺涵制备的多孔Ti-24Nb-4Zr-8Sn合金的孔隙率高，杨氏模量为17.9 GPa，抗弯强度为264.5 MPa，2种钛合金的显微组织都是近β型。邵烨[28]研究发现，烧结温度升高及烧结时间延长后，多孔Ti-39Nb-6Zr合金的孔隙率由23.2%下降至20.6%，平均孔径由16.6 μm下降至12.1 μm，抗压强度由110 MPa上升至295 MPa，弹性模量由4.7 GPa上升至9.8 GPa。粉末冶金法宜用于制备形状简单的多孔β钛合金材料，生产工艺简单，周期短，工艺参数可控性强，制备的多孔合金的孔隙率范围较宽，但孔隙率较低，孔隙结构不易控制，需要从造孔剂种类及含量、烧结温度及时间着手控制孔隙结构。因此，该法还需要做大量的系统研究，精确调控参数，以实现多孔β钛合金参数与优异性能的良好匹配 凝胶注模成形法凝胶注模成形法在新型陶瓷及金属材料的成形方面应用广泛。该工艺通过制备低黏度、高固相体积分数的浆料，再将浆料中有机单体聚合使浆料原位凝固，从而获得高密度、高强度、均匀性好的坯体，坯体经干燥、排胶和烧结等工序后，可直接制备出复杂形状的近净尺寸部件[9,34]。该方法中影响多孔β钛合金孔隙特征及力学性能的参数主要是浆料的固相含量。李艳等[35]用固相含量为34%(体积分数)的浆料制备出孔隙度为46.5%的多孔钛植入材料，其抗压强度为158.6 MPa，杨氏模量为8.5 GPa，与自然骨基本匹配。杨栋华等[36]在浆料中添加7.5%大颗粒结晶Mo粉，制备出由分布均匀的α-Ti和β-Ti组成的多孔Ti-7.5Mo合金。研究发现，随固相含量从31%增加到35%时，多孔Ti-7.5Mo合金的压缩强度从142 MPa升高到258 MPa，弹性模量从11 GPa升高到18 GPa，性能明显优于相同工艺成形的多孔纯钛(压缩强度158.6 MPa，弹性模量8.5 GPa)。杨栋华等[37]用固相体积分数为33%的浆料制备出多孔Ti-8%Co合金，其孔隙率为50%，压缩强度为68～378 MPa，抗弯强度为53.68～169.17 MPa，弹性模量为7～21 GPa。与多孔纯钛比较，多孔Ti-8%Co合金具有更优的力学性能，且与人体骨组织的适应性很好。凝胶注模法成形坯体的组织结构均匀、缺陷少、易成形、孔隙度可控，适用于制备形状较复杂、尺寸大的制品，在高孔隙率植入件的制备方面有很好的发展前景，但是该方法对浆料的性能要求较高，工艺过程较复杂 激光快速成形技术激光快速成形技术也称作增材制造技术，在航空航天、医疗及武器装备等诸多领域有着广泛应用。该技术主要分为激光选区烧结技术(SLS)、激光近净成形技术(LENS)、电子束熔化成形技术(EBM)、激光选区熔化技术(SLM)[38-39]。Xie等[40]采用SLS技术制备出多孔Ti-10Mo合金材料，发现保持烧结温度为1 200 ℃，烧结时间从2 h增加到6 h，β相逐步增多，孔隙率从70%降低到40%，弹性模量从10 GPa增加到20 GPa，屈服强度从180 MPa增加到260 MPa。颉芳霞等[41]发现，随着烧结温度在1 000～1 200 ℃的范围内增大，多孔Ti-6Mo合金材料中的β相体积分数少量增加，且α析出物缓慢长大，孔隙率从58%降低到24%，弹性模量和屈服强度分别在2.07～11.9 GPa和31.4～152.8 MPa范围内增大。Liu等[42]采用不同激光快速成形技术制备多孔βTi-24Nb-4Zr-8Sn合金。研究发现，采用EBM技术，在高的粉床温度(500 ℃)和相对低的缓慢冷却速率下，形成α+β相，多孔样品的弹性模量为1.34 GPa，压缩强度为45 MPa；而采用SLM技术，低基板温度(200 ℃)和高冷却速率导致形成纤细的β相，多孔样品的弹性模量为0.95 GPa，压缩强度为50 MPa。SLM技术比EBM技术制备的多孔βTi-24Nb-4Zr-8Sn合金弹性模量低的主要原因是高的冷却速率导致α相被抑制，促进β相生成，β相的存在有利于降低合金的弹性模量。激光快速成形技术通过调控成形温度、保温时间、粉床温度、冷却速率等工艺参数来控制多孔β钛合金的孔隙结构及力学性能，适用于制备复杂形状的多孔材料，可自由的设计孔的特征参数，易于控制孔隙结构，无需二次加工，工艺灵活，但制备条件要求苛刻，易集聚热应力产生变形、裂纹缺陷。因此，该技术在制备多孔钛及钛合金方面还处在试验探索阶段，消除热应力是该法制备性能优异多孔钛合金的关键。3 结 语多孔β钛合金已经成为人体骨移植材料领域的发展方向，人们已进行了大量的研究，但其制备方法仍存在局限性，还处于不断发展阶段。孔径特征、孔隙率大小、相组成均匀性等特征的调控，成为制备多孔β钛合金的关键问题。为了低成本、高效率的获得性能优异的多孔β钛合金，需不断明确孔结构特征与生物性能的关系，深入研究各制备方法的工艺参数与孔结构的关系，以及合金成分配比、热处理制度与相组成的关系，重视多孔β钛合金的性能数据积累，不断探索与创新多孔β钛合金的制备技术，开拓医用β钛合金的应用新领域。参考文献[1] Sun X, Xi T F. Third-generation biomedical materials and regenerative medicine[J]. Chinese Journal of Reparative and Reconstructive Surgery，2006，20(2): 189-193.[2] 罗锦华，杜小联，李献有.医用钛弧形板的研发现状与展望[J].稀有金属材料与工程,2014，43(增刊1):143-146.[3] 王运锋，何蕾，郭薇.医用钛合金的研究及应用现状[J].钛工业进展，2015,32(1)：1-6.[4] 刘辉，憨勇. 医用多孔金属的制备及其生物活化研究进展[J]. 中国材料进展，2012,31(5): 40-56.[5] 谢辉，张玉勤，孟增东，等.β钛合金特性及其在骨科领域的应用现状和研究进展[J]. 生物骨科材料与临床研究，2013，10(6): 29-32.[6] Jung T K, Semboshi S, Masahashi N, et al. Mechanical properties and microstructures ofβTi-25Nb-11Sn ternary alloy for biomedical applications[J]. Materials Science & Engineering C, 2013, 33(3): 1629-1635.[7] 陈长军，张超，王晓南，等. 生物医用多孔钽制备工艺研究进展[J]. 热加工工艺,2014,43(4): 5-8.[8] Dai S, Wang Y, Chen F. Effects of annealing on the microstructures and mechanical properties of biomedical cold-rolled Ti-Nb-Zr-Mo-Sn alloy[J]. Materials Characterization, 2015, 104: 16-22.[9] 胡海波，刘会群，王杰恩，等. 生物医用多孔钛及钛合金的研究进展[J]. 材料导报, 2012, 26(增刊1):262-266，270.[10] 李毓轩. 多孔Ti-24Nb-4Zr合金孔隙特征及性能的研究[D]. 天津: 天津大学，2011.[11] 刘秀明. 粉末冶金法制备生物医用多孔钛及性能研究[D]. 大连: 大连理工大学，2012.[12] Geehta M, Singh A K, Asokamani R, et al. Ti based biomaterials the ultimate choice for orthopaedic implants—A review[J]. Progress in Material Science，2009，54(3): 397-425.[13] 高智芳，万怡灶. 生物医用超弹性β型钛合金研究现状[J]. 材料导报，2011，25(5): 79-83.[14] 甘海峰. 生物医用多孔Ti-Nb 基合金的制备及其超弹性[D]. 广州：华南理工大学，2010.[15] 王月勤. 低模量多孔Ti-Mg系生物复合材料的制备与性能研究[D]. 南京：南京航空航天大学，2010.[16] 张小明，田锋，殷为宏. “橡胶金属”——一种新型多功能钛合金[J]. 钛工业进展, 2005，22(3): 5-9.[17] Karre R, Niranjan M K, Dey S R. First principles theoretical investigations of low Young’s modulus beta Ti-Nb and Ti-Nb-Zr alloys compositions for biomedical applications[J]. Materials Science and Engineering C, 2015, 50:52-58.[18] Nnamchi P S. First principles studies on structural, elastic and electronic properties of new Ti-Mo-Nb-Zr alloys for biomedical applications[J]. Materials & Design, 2016, 108:60-67.[19] 赵永庆, 陈永楠, 张学敏，等. 钛合金相变及热处理[M]. 长沙：中南大学出版社, 2011.[20] 张虎. 热处理工艺对新型高强β钛合金组织和性能的影响[D]. 西安：西安建筑科技大学, 2013.[21] Medvedev A E, Molotnikov A, Lapovok R, et al. Microstructure and mechanical properties of Ti-15Zr alloy used as dental implant material[J]. Journal of the Mechanical Behavior of Biomedical Materials, 2016, 62(16):384-398.[22] 卢金文. 钛合金中Mo元素的强化机理及组织演变[D]. 沈阳：东北大学，2014.[23] Morinaga M, Yukawa N, Maya T, et al. Theoretical design of titanium alloys[C]//Lacombe P. Sixth World Conference on Titanium. Les Ulis Cede: France Societe Francaise de Metallurgie,1988:1601-1606.[24] 侯乐干. 医用多孔钛基金属材料制备及性能研究[D]. 哈尔滨：哈尔滨工程大学，2013.[25] 赵万军. 多孔金属的制备工艺及性能综述[J]. 科技资讯，2015，13(29): 61-62.[26] 李洋，陈长军，王晓南，等. 生物医用多孔钛及钛合金的研究进展[J]. 现代制造工程, 2015(7):144-148.[27] 杨军胜. Ti基多孔材料的制备及基础应用研究[D]. 长沙：中南大学，2014.[28] 邵烨. 多孔医用Ti-39Nb-6Zr合金的制备及孔隙特征和力学性能的研究[D]. 北京：北京有色金属研究总院, 2015.[29] Gao Z F, Li Q Y, He F, et al. Mechanical modulation and bioactive surface modification of porous Ti-10Mo alloy for bone implants[J]. Materials & Design, 2012, 42:13-20.[30] 梁丹丹，王德志，王小鹰，等. 医用Ti-Mo合金的制备及性能分析[J]. 稀有金属材料与工程，2013，42(12): 2607-2612.[31] 王玺涵，李述军，贾明途，等. 多孔医用Ti-24Nb-4Zr-8Sn合金的制备和力学性能[J].材料研究学报，2010，24(4): 378-382.[32] Nouri A, Hodgson P D, Wen C E. Effect of process control agent on the porous structure and mechanical properties of a biomedical Ti-Sn-Nb alloy produced by powder metallurgy[J]. Acta Biomaterialia, 2010, 6(4):1630-1639.[33] 徐焱钵. 多孔TiZrNb的制备及其孔隙影响因素的研究[D]. 天津：天津大学，2007.[34] 王小锋，王日初，彭超群，等. 凝胶注模成型技术的研究与进展[J]. 中国有色金属学报，2010，20(3): 496-509.[35] 李艳，郭志猛，郝俊杰. 医用多孔钛植入材料凝胶注模成形工艺研究[J]. 粉末冶金工业，2008，18(1):10-13.[36] 杨栋华，邵慧萍，樊联鹏，等. 凝胶注模成形多孔Ti-7.5Mo合金的孔隙及力学性能[J].北京科技大学学报，2011，33(9): 1122-1126.[37] 杨栋华，邵慧萍，郭志猛，等. 凝胶注模工艺制备医用多孔Ti-Co合金的性能[J]. 稀有金属材料与工程，2011，40(10): 1822-1826.[38] 叶梓恒. Ti6Al4V胫骨植入体个性化设计及其激光选区熔化制造工艺研究[D]. 广州：华南理工大学，2014.[39] Pattanayak D K, Fukuda A, Matsushita T, et al. Bioactive Ti metal analogous to human cancellous bone: Fabrication by selective laser melting and chemical treatments[J]. Acta Biomaterialia, 2011, 7(3): 1398-1406.[40] Xie F, He X, Lu X, et al. Preparation and properties of porous Ti-10Mo alloy by selective laser sintering[J]. Materials Science and Engineering C, 2013, 33(3):1085-1090.[41] 颉芳霞，何雪明，俞经虎，等. 生物医用多孔Ti-6Mo合金选择性激光烧结的结构特征和力学行为[J]. 稀有金属材料与工程，2016，45(6): 1477-1482.[42] Liu Y J, Li S J, Wang H L, et al. Microstructure, defects and mechanical behavior of beta-type titanium porous structures manufactured by electron beam melting and selective laser melting[J]. Acta Materialia, 2016, 113:56-67.

文章来源：《材料热处理学报》 网址: http://www.clrclxbzz.cn/qikandaodu/2020/1104/348.html