鈦及鈦合金以優(yōu)良的生物相容性能、力學(xué)性能和抗腐蝕性能在生物醫(yī)用金屬材料中具有其他材料無法比擬的優(yōu)勢(shì)。鈦及鈦合金作為生物醫(yī)用材料始于20世紀(jì)40年代初期，Bothe等發(fā)現(xiàn)：相對(duì)于不銹鋼和鉆合金，鈦與骨之間無任何不良反應(yīng)。隨后將鈦引入醫(yī)學(xué)領(lǐng)域。到20世紀(jì)60年代，Branemarkl2剖將鈦合金用作口腔種植體，從此鈦?zhàn)鳛橥饪浦踩氩牧系玫搅藦V泛的發(fā)展。醫(yī)用鈦及其合金材料的應(yīng)用按照研究時(shí)間的先后順序大致分為3個(gè)階段：第1階段是以純鈦和Ti-6Al-4V(TC4)為代表的α型合金；第2階段是以Ti-5Al-2.5Fe和Ti-6Al-7Nb為代表的無釩α+β型合金；第3個(gè)階段是具有更好生物相容性和更低彈性模撞的β鈦合金。
隨著科技的進(jìn)步，人類社會(huì)對(duì)生物醫(yī)用金屬材料的要求不斷提高，純鈦、TC4和無釩僅+B型合金已經(jīng)不能滿足植入承載體的要求，迫切需要研究以無毒和低彈性模量為主要特點(diǎn)的β鈦合金。β鈦合金從元素體系上可分為Ti-Mo系、Ti-zr系、Ti-Ta系和Ti-Nb系，其中Ti-Nb系的研究開展較多。
1、生物醫(yī)用β鈦合金的研究現(xiàn)狀
1.1Ti-Mo系
Mo元素是鈦合金的β穩(wěn)定元素，其添加有利于β鈦合金的形成。與TC4相比，Ti-Mo系合金具有更高的拉伸強(qiáng)度、斷裂韌性，更好的耐磨損性能以及更低的彈性模量。為了設(shè)計(jì)新型的Ti-Mo系醫(yī)用合金，研究人員對(duì)各種合金元素對(duì)Ti-Mo合金組織和性能影響進(jìn)行了深入的研究。Zhang等研究了添加Nb元素對(duì)β3Ti-15Mo合金的顯微組織和力學(xué)性能的影響，結(jié)果顯示：隨著Nb素的增加，β晶粒尺寸減小，硬度和彈性模量降低。Maeshimal等研究了Sn含量和時(shí)效條件的變化對(duì)Ti-Mo-Sn體系超彈性的影響，結(jié)果表明：經(jīng)固溶
處理后，Ti-5Mo-5Sn(at％)合金可達(dá)3.0％的超彈性應(yīng)變；該合金在600℃下時(shí)效5min后，可達(dá)到3.5％的可回復(fù)應(yīng)變。Maeshima等也研究了Ti-Mo-Sn合金，結(jié)果表明：一定成分比的Ti-Mo-Sn合金可獲得良好的形狀記憶效應(yīng)，可回復(fù)應(yīng)變達(dá)3％以上。
表1為現(xiàn)有的部分Ti-Mo系β型鈦合金的力學(xué)性能。由表1可知：雖然一些Ti-Mo系合金具有超彈性，但也有一部分合金屈服強(qiáng)度較低，如Ti-15Mo和Ti-2Mo-2Zr-3Al，不能作為承受應(yīng)力部位的植人材料；另外，部分合金含有有毒元素Al，如Ti-15Mo-5Zr-3Al和Ti-2Mo-2Zr-3Al，導(dǎo)致合金的生物相容性較差。
1.2Ti-Zr系
Ti-zr系的代表合金為Ti-15Zr-4Nb-4Ta-0.2Pd合金，該合金經(jīng)時(shí)效后其抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和彈性模量分別為919MPa，806MPa和99GPa。與Ti-Mo系合金相比，該合金的彈性模量明顯偏高，而強(qiáng)度卻偏低，因此發(fā)展?jié)摿Σ淮蟆?/p>
1.3Ti-Ta系
Ta的價(jià)格昂貴，并且其熔點(diǎn)很高(3273K)，加工熔煉較困難，因此目前Ti-Ta系的β鈦合金研究較少。Zhou等。研究了Ta含量對(duì)生物醫(yī)用二元Ti-Ta合金的彈性模量和拉伸性能的影響，結(jié)果表明：Ti-30Ta和Ti-70Ta具有較低的彈性模量和較高的強(qiáng)度。雖然該體系合金綜合性能較好，但加工困難，研究和應(yīng)用范圍受限。
1.4Ti-Nb系
近年來，美國和日本都致力于研發(fā)具有較低彈性模量的Ti-Nb系合金。如美國開發(fā)的Ti-35.3Nb-5.1Ta-7.1Zr，其固溶態(tài)彈性模量達(dá)到了55GPa，與人體致密骨的彈性模量非常接近。日本豐橋技術(shù)大學(xué)的Niinomi等IJ應(yīng)用d電子合金設(shè)計(jì)理論，成功地設(shè)計(jì)了Ti-29Nb-13Ta-4.6Zr合金，該合金固溶態(tài)的彈性模量約為65GPa，強(qiáng)度達(dá)550～650MPa，力學(xué)性能較好。我國在新型β鈦合金的研究方面也有重大突破，由中科院金屬所研制的Ti-24Nb-4Zr-7.5Sn，在固溶狀態(tài)下的彈性模量達(dá)到了52GPa【12]，有潛力成為具有競爭力的
新型生物醫(yī)用鈦合金。表2列出了目前具有代表性的Ti-Nb系合金的力學(xué)性能，可以看出：與其他體系B鈦合金相比，Ti-Nb系合金的彈性模量較低，更接近人骨的彈性模量，并且不含有毒元素Al和V，適合作為醫(yī)用金屬材料。
到目前為止，除了力學(xué)性能之外，國內(nèi)外的研究人員對(duì)該體系合金在各種工藝處理后的顯微組織、相變過程和所具備的特殊性能也十分關(guān)注。按照所添加的合金元素的不同可分為Ti-Nb-Sn系、Ti-Nb-Ta系、Ti-Nb-Zr-Ta系和Ti-Nb-Zr-Sn系等。
1.4.1Ti-Nb-Sn體系
一定配比的Ti-Nb-Sn系合金具有較好的超彈性。文獻(xiàn)[13]研究了摻雜4％～5％(質(zhì)量分?jǐn)?shù))sn的Ti-16Nb合金的馬氏體相變及拉伸性能，結(jié)果表明：sn量的增加可以使馬氏體轉(zhuǎn)變溫度迅速下降，而且含sn量越高，越可以獲得較大的超彈性應(yīng)變。文獻(xiàn)[14]通過室溫下拉伸試驗(yàn)研究了Ti-14Nb-4Sn和Ti-16Nb-4Sn合金的超彈性，結(jié)果發(fā)現(xiàn)：鍛造態(tài)和400℃冰水淬火態(tài)的Ti-16Nb-4Sn合金超彈性良好，通過4％變形量循環(huán)拉伸3次即可獲得完全的超彈性；而400℃冰水淬火態(tài)的Ti-14Nb-4Sn合金通過3％變形量循環(huán)拉伸2次即可完全回復(fù)。
另外，經(jīng)相關(guān)工藝處理后的該體系合金的彈性模量較接近人骨。Ozaki等研究了冷軋并經(jīng)后續(xù)熱處理的Ti．35Nb-4Sn合金的彈性模量和抗拉強(qiáng)度，結(jié)果表明：合金沿軋制方向的彈性模量降低、抗拉強(qiáng)度提高；經(jīng)過冷軋?zhí)幚淼暮辖鸬闹飨嗍莾Hα”+β相，其彈性模量比較接近人骨的彈性模量，約為42GPa，但是該合金的強(qiáng)度較低，為600~800MPa。
1.4.2Ti-Nb-Ta體系
Ti-Nb-Ta體系為Ti-Nb系β鈦合金中研究較廣泛的一種，國內(nèi)外的研究學(xué)者比較關(guān)注的是該體系合金的顯微組織和力學(xué)性能。文獻(xiàn)[16]研究了三元合金Ti-(13～26)Nb-(22～38)Ta，結(jié)果表明：合金的相變對(duì)合金的成分和冷卻速率很敏感。該合金水淬后，在β相基體上可形成α”相；空冷后，可形成細(xì)小的相和(1)相。隨著Nb+Ta含量的增加，馬氏體的體積分?jǐn)?shù)下降。另外，有研究表明：該體系合金具有超彈性和較低的彈性模量。文獻(xiàn)[17]的研究結(jié)果表明：Ti-25Ta-25Nb合金經(jīng)過適當(dāng)?shù)臒釞C(jī)械處理后具有一定的超彈性并可獲得較低的彈性模量(55GPa)。
1.4.3Ti-Nb-Zr-Ta體系
Ti-Nb-Zr-Ta體系屬于四元合金體系，合金元素種類較多，并且大多具有一定的β穩(wěn)定能力，因此當(dāng)合金元素含量較高時(shí)，該體系合金有利于獲得完全的β相組織。例如：文獻(xiàn)[16]在研究了三元合金Ti-(13～26)Nb-(22～38)Ta的同時(shí)，還向該合金中加入了Zr元素，研究了Ti-(13～35.5)Nb-(5～22)Ta-(4~7.2)Zr的四元合金，結(jié)果表明：加入元素Zr后可起到穩(wěn)定β相、降低馬氏體的轉(zhuǎn)變溫度和抑制ω 相形成的作用。
1.4.4Ti-Nb-Zr-Sn體系
與Ti-Nb-Zr-Ta系類似，Ti-Nb-Zr-Sn體系的合金通常在水淬后可獲得較高含量的β相，并且具有較低的彈性模量。例如文獻(xiàn)[18]研究了四元合金Ti-(20～26)Nb一(2～8)Zr一(3.5～11.5)Sn，結(jié)果表明：Ti-24Nb-4Zr-7.5Sn合金水淬后由單一的13相構(gòu)成，在室溫條件下可獲得2％的可回復(fù)彈性應(yīng)變，并可獲得較低的彈性模量(52GPa)。
1.4.5其他體系
除上述4個(gè)體系外，還有一些合金因具有良好的力學(xué)性能得到了研究人員的關(guān)注。Tavares等研究了Ti-Nb-Si體系醫(yī)用合金，結(jié)果顯示：微量Si的加入可有效抑制ω相的析出，并能穩(wěn)定β相和細(xì)化晶粒。隨著Si含量的增加，固溶強(qiáng)化效應(yīng)和硬度增加，并且由于硬脆相ω相的消失，彈性模量顯著降低。Ti-35Nb-0.15Si合金的彈性模量為65GPa，較接近人骨，具有較大的應(yīng)用潛力。Guo等設(shè)計(jì)了Ti-30Nb-1Mo-4Sn醫(yī)用合金。由于馬氏體相的存在，該合金經(jīng)固溶處理后屈服強(qiáng)度較低(大約130MPa)，但經(jīng)過冷軋和退火處理
后，合金彈性模量低至45GPa，而抗拉強(qiáng)度高至1GPa，可作為理想的醫(yī)用植入材料。
2、生物醫(yī)用β鈦合金的塑性加工和熱處理工藝
2.1塑性加工
目前，對(duì)β鈦合金的塑性加工主要有拉拔和冷軋2種方法。
1)拉拔
拉拔又稱拉伸、拉制，是塑性加工鈦材的常用方法之一。主要方法是拉伸成形，即金屬坯料在拉拔力的作用下，通過橫截面積逐漸減小的拉伸?？?，獲得與模孔尺寸、形狀相同的制品的金屬塑性成形方法。對(duì)于鈦合金，如冷拉拔有困難，也可采用溫拉拔。
WangLiqiang等研究了Ti-Nb-zr系鈦合金的冷拔組織與性能。該合金冷拔后未見α”相，20％冷拔后有孿晶出現(xiàn)。當(dāng)形變率達(dá)到80％時(shí)，得到比較優(yōu)異的力學(xué)性能，抗拉強(qiáng)度大于1.17GPa，延伸率大于10％。
2)冷軋
冷軋是鈦材塑性加工的主要工藝，通過冷軋可以獲得各種板帶箔材，是目前最經(jīng)濟(jì)實(shí)用的塑性加工手段。冷軋變形可使鈦材發(fā)生加工硬化，從而提高合金的強(qiáng)度。另外，一定的冷軋變形還會(huì)導(dǎo)致冷軋織構(gòu)的形成。Ozaki等研究了冷變形及熱處理對(duì)Ti-35Nb-4Sn合金組織與性能的影響，研究表明：該合金經(jīng)過89％冷軋后，由于出現(xiàn)了明顯的<110>絲織構(gòu)，在冷軋方向上的彈性模量只有43GPa，經(jīng)低溫時(shí)效(250～300℃)處理后，合金的強(qiáng)度大幅度提高，但是由于在時(shí)效過程中有ω相的析出，導(dǎo)致合金的彈性模量也有較大
幅度的提高。另外，MA等研究了α+β型的Ti-10V-4.5Fe-1.5Al的冷軋變形行為及織構(gòu)變化，該合金在60％冷軋變形后得到的β相織構(gòu)為{015}<100>，{001}<210>，{112}<110>，{001}<130>和{113}<332>。到目前為止，對(duì)于生物β型鈦合金的冷變形織構(gòu)的研究還十分有限，需進(jìn)一步探索。
鈦合金在冷軋變形過程中還可能伴隨相變過程，如北京科技大學(xué)曾研究了Ti-35Nb-5Ta-7Zr的冷軋變形特點(diǎn)，發(fā)現(xiàn)該合金固溶態(tài)出現(xiàn)了少量α”相，經(jīng)90％冷軋變形后”相消失，但產(chǎn)生了少量應(yīng)力誘發(fā)ω相。冷軋過程中，鈦合金的力學(xué)性能隨著合金組織的變化而變化，其中包括位錯(cuò)、孿晶、亞結(jié)構(gòu)等微觀組織。目前，對(duì)于該方面的研究，以純鈦?zhàn)鳛檠芯繉?duì)象較多，對(duì)其變形機(jī)制的研究也較為系統(tǒng)，但對(duì)于生物醫(yī)用β鈦合金的研究較少。郭文淵等研究了Ti-35Nb-5Ta-7Zr冷軋過程中微觀組織的變化，SINGH等對(duì)TNTZO合金(Ti-23Nb-0.7Ta-2Zr-O)的冷變形機(jī)理進(jìn)行了研究。但對(duì)于新型β鈦合金來講，其冷變形及變形過程中微觀組織的變化機(jī)理的研究尚需完善。
通過以上分析可知：對(duì)新型β鈦合金進(jìn)行冷軋變形，并系統(tǒng)深入地探討其變形機(jī)制、微觀組織及織構(gòu)的演變，可為具有優(yōu)異性能的β鈦合金的制備提供重要的指導(dǎo)作用。
2.2熱處理工藝
為了改善鈦合金的性能，除了合金化、塑性變形外，還可進(jìn)行適當(dāng)?shù)臒崽幚?。鈦合金的相變?cè)硎氢伜辖馃崽幚淼睦碚摶A(chǔ)。鈦合金能進(jìn)行的熱處理類型較多，如固溶、時(shí)效和再結(jié)晶退火等。
2.2.1固溶
由于固溶處理溫度較高，導(dǎo)致合金氧化比較嚴(yán)重，因此在熱透的前提下應(yīng)盡可能縮短保溫時(shí)間。一般情況下，固溶保溫時(shí)間可按經(jīng)驗(yàn)公式計(jì)算：
T=(5～8)+AD(1)
式中：T為保溫時(shí)間(min)；A為保溫時(shí)間系數(shù)(3min／mm)；D為工作有效厚度(mm)。
對(duì)于亞穩(wěn)β鈦合金，經(jīng)快速冷卻能得到室溫單一亞穩(wěn)β相。將合金加熱到溫度，由于溫度低于相變點(diǎn)，β相自由能比相高(見圖1)，所以亞穩(wěn)β相有向僅相轉(zhuǎn)變的趨勢(shì)。由于能量起伏和結(jié)構(gòu)起伏的作用，在起伏點(diǎn)上首先形成僅相晶核，隨著晶核的長大，合金元素從相中被排斥出來，在其周圍形成合金元素含量較高的區(qū)域。隨著相周圍合金元素逐漸增加，亞穩(wěn)β相逐漸穩(wěn)定，當(dāng)合金元素達(dá)到平衡組成時(shí)，β相不再發(fā)生相變而保存下來。自此，相變過程基本結(jié)束，此即為鈦合金的時(shí)效原理。
由于彌散相α的析出，通過時(shí)效工藝可使合金的強(qiáng)度大幅度提高，但同時(shí)也會(huì)造成彈性模量的上升和塑性的下降。例如日本學(xué)者1998年利用d電子合金設(shè)計(jì)理論設(shè)計(jì)的Ti-29Nb-13Ta-4。6Zr合金，在固溶處理后合金的彈性模量只有50GPa，但其抗拉強(qiáng)度也較低(550MPa)，時(shí)效后由于相的析出導(dǎo)致強(qiáng)度大幅度上升(930MPa)，但彈性模量也同步上升(80GPa)。
2.2.2雙級(jí)時(shí)效
雙級(jí)時(shí)效就是對(duì)固溶處理后的合金在不同溫度進(jìn)行兩次時(shí)效處理，即先低溫預(yù)時(shí)效，然后在高溫進(jìn)行時(shí)效。雙級(jí)時(shí)效處理工藝目前主要應(yīng)用在鋁合金領(lǐng)域。在較低溫度進(jìn)行預(yù)時(shí)效，目的在于在合金中獲得高密度的GP區(qū)，由于GP區(qū)通常是均勻成核的，當(dāng)其達(dá)到一定尺寸后，就可以成為隨后沉淀相的核心，之后在稍高溫度下保持一定時(shí)間進(jìn)行最終時(shí)效。
目前鈦合金的雙級(jí)時(shí)效工藝應(yīng)用較少，主要在航空航天領(lǐng)域。例如申請(qǐng)?zhí)枮?00810232780.7的專利涉及一種提高冷成型β鈦合金時(shí)效后塑性的熱處理工藝，對(duì)航空航天領(lǐng)域使用的Ti-15V-3Cr-3Sn-3Al合金采用冷變形和雙級(jí)時(shí)效工藝。制備工藝為：①將TB3合金在820~C固溶后空冷，室溫下經(jīng)過5％～30％冷變形；②將冷變形后的試樣在正常的時(shí)效溫度(500℃)下保溫2h；③將時(shí)效溫度提高到550℃，再保溫1h。經(jīng)過該工藝處理后，合金可獲得優(yōu)異的力學(xué)性能，抗拉強(qiáng)度達(dá)到1.2GPa，延伸率在13％以上。
對(duì)生物醫(yī)用鈦合金而言，關(guān)于采用雙級(jí)時(shí)效工藝提高鈦合金綜合力學(xué)性能的專利和論著更加少見。2011年4月巴西學(xué)者研究了雙級(jí)時(shí)效工藝對(duì)Ti-30Nb合金組織和性能的影響，采用的工藝為：①真空電弧熔煉；②1000℃×12h均勻化熱處理；③900℃熱軋；④1000％×1h固溶處理(⑤) 260℃×(1min，2h，4h)+400℃×(1min，20min，30min，1h)處理。時(shí)效后由于ω相的析出，合金彈性模量在90～105GPa，較時(shí)效前顯著提高。在雙級(jí)時(shí)效的工藝參數(shù)選擇上要注意避免合金形成硬質(zhì)相ω。
2.2.3冷變形后再結(jié)晶退火
再結(jié)晶退火工藝是指通過控制變形和再結(jié)晶工藝參數(shù)，調(diào)節(jié)再結(jié)晶晶粒的大小和體積分?jǐn)?shù)，以達(dá)到穩(wěn)定組織、消除或減小內(nèi)應(yīng)力和改善合金疲勞性能的目的。沈陽金屬研究所們對(duì)Ti-24Nb-4Zr-8Sn合金采用“冷變形+再結(jié)晶退火”工藝來改善合金的組織與性能，結(jié)果表明：冷軋70％的合金板材，700℃發(fā)生完全再結(jié)晶，得到細(xì)小的等軸晶組織，測得力學(xué)性能為σb=810MPa，σ0.2=380MPa，E=53GPa，δ=15％，綜合力學(xué)性能優(yōu)良。
另外，冷軋變形后進(jìn)行再結(jié)晶退火是鈦合金顯微組織和織構(gòu)形成的關(guān)鍵過程之一，合理地控制再結(jié)晶退火后的合金顯微組織和織構(gòu)類型是改善鈦合金力學(xué)性能的重要途徑，因此對(duì)合金再結(jié)晶織構(gòu)的研究對(duì)改善合金的性能具有重大的實(shí)際意義。而目前對(duì)具有高強(qiáng)度和低彈性模量的生物醫(yī)用β鈦合金的冷變形后再結(jié)晶織構(gòu)的研究還鮮見報(bào)道。
3、目前國內(nèi)研究存在的問題及展望
我國是一個(gè)擁有約13億人口和6000萬殘疾人的大國。據(jù)民政部門報(bào)告：我國現(xiàn)有的肢體不自由患者已超過1500萬，其中殘肢者約800萬，由類風(fēng)濕引發(fā)的大骨節(jié)病患者數(shù)百萬，冠心病患者已超過1000萬，牙缺損和牙缺失患者高達(dá)3億，約占全國人口的1/4。此外，我國正步人老齡化社會(huì)，60歲以上的老年人口達(dá)1.39億，約占全國人口的10.69％，年老體衰不斷引發(fā)機(jī)體組織和器官的病變，需要及時(shí)治療，為此要提供大量優(yōu)質(zhì)的生物醫(yī)用材料及器件以供臨床診治的需要。我國在醫(yī)用種植體方面的研究起步較晚，目前人工關(guān)節(jié)近一半需要進(jìn)口，而牙科種植體更是90％以上使用進(jìn)口產(chǎn)品，價(jià)格十分昂貴，普通工薪階層的百姓難以承受。因此，開發(fā)無毒性、低彈性模量且價(jià)格低廉的新型植入用鈦合金是一個(gè)值得研究的課題。
迄今為止，國內(nèi)外的研究學(xué)者們爭相對(duì)新型醫(yī)用鈦合金進(jìn)行深入研究，設(shè)計(jì)了多種無毒并具有較低彈性模量的新型鈦合金。由目前的研究成果可知：最具有應(yīng)用潛力的新型鈦合金為Ti-Nb系合金。與其他體系β鈦合金相比，Ti-Nb系合金的彈性模量更低，更接近人骨的彈性模量，且不含有毒元素Al和V，是植人體的理想替代醫(yī)用金屬材料。但是現(xiàn)有的Ti-Nb合金還存在一系列問題，阻礙其替代傳統(tǒng)植入材料，例如：難以解決低彈性模量和高強(qiáng)度的矛盾(Ti-Nb系合金雖然彈性模量低，但是強(qiáng)度普遍不高)；生物醫(yī)用鈦合金的加工
工藝并不成熟(Ti-Nb系合金難以進(jìn)行冷加工)；在加工過程中微觀組織的演變機(jī)理研究尚不完善(涉及Ti-Nb合金的變形過程的研究偏少)等。
這些問題決定了生物醫(yī)用鈦合金下一步研究的動(dòng)向和趨勢(shì)：積極探索生物醫(yī)用鈦合金的新型設(shè)計(jì)方法，嘗試對(duì)新合金的加工工藝進(jìn)行改善并研究在加工過程中微觀組織(金相組織、缺陷和織構(gòu)等)及其力學(xué)性能的變化和機(jī)理等。研究上述問題能為新型生物醫(yī)用鈦合金的發(fā)展提供試驗(yàn)依據(jù)，有著重要的科學(xué)價(jià)值和現(xiàn)實(shí)意義，可為新型醫(yī)用鈦合金的應(yīng)用奠定理論基礎(chǔ)。
參考文獻(xiàn)：
[1]WANGZG，HUANGWJ，MAYL．Micro—scaleabrasiveweal"behaviorofmedicalimplantmaterialTi·-25Nb-3Mo-0.3Zr一2Snalloyonvariousfrictionpairs[J]．MaterSciEngC，2014，42：211—218．
[2]KEIVANAN，NOURIA，HILDITCHT．MechanicalpropertiesandmicrostructureofpowdermetallurgyTi—xNb·yMoalloysforimplantmaterials[J]．MaterDesign，20l5，88：1164—1174．
[3]BRANEMARKHP，HANSSONB，ADELLR，eta1．In—traosseousanchoragedentalprostheses：Iexperimentalstudies[J]．ScandReconstructSurgSuppl，1977，16：1_4．
[4]ZHANGLB，WANGKZ，XULJ，eta1．EffectofNbad—ditiononmicrostructure，mechanicalpropertiesandcasta—bilityof13-typeTi—Moalloys[J]．TransNonferrousMetSocChina，2015，25：2214-2220．
[5]MAESHIMALT，NISHIDAM．ShapememorypropertiesofbiomedicalTi—Mo—AgandTi—Mo—Snalloys[J]．MaterTrans，2004，45(4)：1096—1100．
[6]MAESHIMAT，USHIMARU1S，YAMAUCHIK，eta1．EffectsofSncontentandagingconditionsonsuperelas—ticityinbiomedicalTi—Mo—Snalloys[J]．MaterTrans，2006，47(3)：513-517．
[7]戚玉敏，崔春翔，申玉田，等．生物醫(yī)用B一鈦合金[J]．河北工業(yè)大學(xué)學(xué)報(bào)，2003，32(6)：7-9．
[8]GORDINDM，GLORIANTT，NEMTOIG，eta1．Synthe—sis，structureandelectrochemicalbehaviorofabetaTi一12Mo一5Taalloyasnewbiomaterial[J]．MaterLett，2005，59(23)：2959—2964．
[9]OKAZAKIY，RAOS，TATEISHIT，eta1．Cytocompati—bilityofvariousmetalanddevelopmentofnewtitaniumalloysformedicalimplants[J]．MaterSciEngA，1998，243(1／2)：250—256．
[10]ZHOUYL，NIINOMIM，AKAHORIT，eta1．CorrosionresistanceandbiocompatibilityofTi-·Taalloysforbio·-medicalapplications[J]．MaterSciEngA，2005，398(1／2)：28—36．
[11]SAKAGUCHIN，NIINOMIM，AKAHORIT，eta1．Effect0fTacontentonmechanicalpropertiesofTi一30Nb—XTa·5Zr[J]．MaterSciEngC，2005，25(3)：370—376．
[12]郝玉琳，楊銳．高強(qiáng)度多功能rri—Nh—zr-sn合金[J]．中國基礎(chǔ)科學(xué)研究進(jìn)展，2007(5)：19-20．
[13]TAKAHASHIE，SAKURAIT，WANANABES，eta1．EffectofheattreatmentandSncontentonsuperelasticityinbiocompatibleTiNbSnaloys[J]．MaterTrans，2002，43(12)：2978-2983．
[14]王濤，戴品強(qiáng)，項(xiàng)忠楠，等．生物醫(yī)用Ti—Nb—Sn合金的超彈性[J]．材料科學(xué)與工程學(xué)報(bào)，2008，26(6)：940-945．
[15]OZAKIT，MATSUMOTOH，WATANABES，eta1．BetaTialloyswithlowYoung’smodulus[J]．MaterTrans，2004，45(8)：2776-2779．
[16]TANGX，AHMEDT，RACKHJ．Phasetansformationsinrrj—Nb—TaandTi—Nb—Ta—Zralloys[J]．JMaterSci，2000，35(7)：1805—1811．
[17]BERTRANDE，GLORIANTT，GORDINDM．SynthesisandcharacterisationofanewsuperelasticTi一25Ta-25Nbbiomedicalalloy[J]．JMechBehavBiomed，2010，3(8)：559—564．
[18]HAOYL，LISJ，SUNSY，eta1．EffectofZrandSnonYoung’smodulusandsuper—elasticityofTi—Nb—basedalloys[J]．MaterSciEngA，2006，441(1／2)：112—118．
[19]TAVARESAAMG，RAMOSAWS，BLASBJCG，eta1．IrlnuenceofSiadditiononthemicrostructureandme—chanicalpropertiesofTi一35Nballoyforapplicationsinorthopedicimplants[J]．JMechBehavBiomed，2015，51：74．87．
[20]GUOS，MENGQK，CHENGXN，eta1．MicrostructuralevolutionandmechanicalbehaviorofmetastableB—typeTi--30Nb--1Mo-4Snalloywithlowmodulusandhighstrength[J]．ProgressinNaturalScience：MaterialsInter—national，2015，25(5)：414_418．
[21]WANGLQ，YANGGJ，YANGHB，eta1．Microstruc—tureandmechanicalpropertiesofTiNbZralloyduringcolddrawing[J]．RareMetalMatEng，2009，38(4)：0579-0582．
[22]MAXM，SUNW．Characterizationofdeformationlocali—zationincold—rolledmetastableB—Ti—Nb—Ta—Zralloy[J]．JAlloyCompd，2011，509：$294一$298．
[23]郭文淵，邢輝，孫堅(jiān)．亞穩(wěn)態(tài)B鈦合金冷旋鍛形變組織的EBSD和TEM研究【J]．電子顯微學(xué)報(bào)，2008，27(6)：469472．
[24]SINGHAK，BHATI'ACHARJEEA，GOGIAAK．Micro—structureandtextureofrolledandannealedptitaniumalloyTi—lOV4．5Fe—1．5A1[J]．MaterSciEngA，1999，270(2)：225—230．
[25]王榮濱．鈦合金熱處理強(qiáng)化與應(yīng)用[J]．有色金屬與稀土應(yīng)用，2004(4)：1-6．
[26]王春建，蔣業(yè)華，周榮，等．新型生物鈦合金時(shí)效處理組織演變[J]．特種鑄造及有色合金，2007，27(10)：816—818．
[27]AHNH，LEED，LEEKM，eta1．OxidationbehaviorandcorrosionresistanceofTi一10Ta一10Nballoy[J]．SurfCoatTech，2008，202(22／23)：5784—5789．
[28]孫，于燕，宋振亞．一種提高冷成型B鈦合金時(shí)效后塑性的熱處理工藝[P]．200810232780．7．2009-05-20．
[29]LOPESAESN，CREMASCOAA．Effectsofdoublengheattreatmentonthemicrostructure，VickershardnessandelasticmodulusofTi—Nballoys[J]．MaterCharact，2011，62(7)：673-680．
[30]崔天成，李述軍，郝玉琳，等．熱處理對(duì)Ti2448合金冷軋板組織和性能的影響[J]．材料研究學(xué)報(bào)，2009，22(3)：225-229．
[31] Li S J，YANGR，NIINOMIM．Phasetransformationdur—ingagingandresuhingmechanicalpropertiesoftwoTi—Nb—Ta—Zralloys[J]．MaterSciTech，2005，21(6)：678-686．
[32]草道英武．金屬鈦及其應(yīng)用[M]．北京：冶金工業(yè)出版社．1989．
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