CN104245994B - 以冷加工提升具有α″相钛合金的机械强度的方法 - Google Patents

Abstract

根据本发明的一种以具有α"相作为主相的钛合金对象的制造方法包括提供钛合金工件，该工件基本上由7至9重量％的钼和剩余部分的钛组成并且以α”相作为主相；及于室温下冷加工该工件的至少一部分以获得该对象的生坯，其中该生坯的冷加工部分具有该工件的至少一部分的厚度的20％至80％的厚度，而且该冷加工部分以α”相作为主相。

Description

以冷加工提升具有α″相钛合金的机械强度的方法

相关申请案之相互参照

本专利申请案请求2011年12月6日申请的美国临时专利申请案第61/567,189号的优先权益，在此以引用的方式将其揭示内容的全文并入本文。

技术领域

本发明是关于以冷加工提升机械性质的以α”相作为主相的钛-钼合金，而且特别是关于以冷加工提升机械性质的以α”相作为主相的钛-钼合金的医疗植入物。

背景技术

钛和钛合金由于其轻质、优良机械性能和耐腐蚀性已经普遍地用于许多医疗用途。工业级纯度钛(化学级纯度Ti)的用途的实例包括牙科植入物、牙冠和牙桥、义齿支架(denture framework)、起搏器放置盒(pacemaker case)、心脏瓣膜罩(heart valve cage)及重建装置等等。尽管如此，由于其较低的强度(化学级纯度的Ti)而不可用于高承重应用。

关于承重应用最广泛使用的钛合金是Ti-6Al-4V合金(主力(work-horse)钛合金)。由于比化学级纯度Ti的强度更高许多，所以Ti-6Al-4V合金已经广泛用于多变的应力承载整形外科应用，例如人工髋关节和人工膝关节。再者，较低的弹性模数使得该钛合金比整形外科植入物中的不锈钢和钴-铬合金替代方案能更紧密近似用于整形外科装置的骨头韧性。由此，由该钛合金形成的装置产生较少骨应力遮蔽而且因此较不会干扰骨存活。

关于作为植入物材料的Ti-6Al-4V合金之一主要潜在问题是其较不具生物兼容性的Al和V元素。研究指出从Ti-6Al-4V植入物释出Al及/或V离子可能造成长期的健康问题(Rao等人1996、Yumoto等人1992、Walker等人1989、McLachlan等人1983)。其不足的耐磨耗性可能进一步加速这些有害离子的释出(Wang1996，McKellop and RoKstlund1990，Rieu1992)。

化学级纯度的Ti和Ti-6Al-4V合金的另一问题是其相当高的弹性模数。尽管其弹性模数(约110GPa)比通用的316L不锈钢及Co-Cr-Mo合金(200至210GPa)更低许多，但是化学级纯度的Ti和Ti-6Al-4V合金的模数还是比天然骨的模数高许多(举例来说，典型皮质骨仅大约20GPa)。天然骨与植入物之间的巨大模数差异是众所公认的“应力遮蔽效应”的主因。

根据沃尔夫定律(Wolff's law)(骨头对于应变的反应)及骨重塑原理，义肢修复体/植入物构成物把适当应力转移给周围骨头的能力能协助保持该骨头的完整性。关于金属植入物的弹性模数比骨头高的概念衍然成行，而且现在还是如此。应力遮蔽现象，更常观察到无胶接剂髋关节、人工膝盖及脊椎植入物，有可能会导致骨蚀而且最后引起关节置换术失败(Sumner and Galante1992，Engh and Bobyn1988)。

应力计分析(Lewis等人1984)和有限元素分析(Koeneman等人1991)二者均证实较低模数的股骨髋部植入物组件造成较接近完整股骨的应力和应变，而且在将应力分配给邻近骨组织时较低模数的人工髋部较易于模拟自然股骨(Cheal1992，Prendergast andTaylor1990)。犬科和绵羊植入研究揭露凭借着低模数髋部植入物使动物的骨蚀显著降低(Bobyn等人1992)。Bobyn等人(1990，1992)也显示人工髋部患者通常都得经历的骨流失可由使用具有较低模数的义肢减少。

一般能接受降低植入物的杨氏模数值可改善邻近骨组织的应力再分布，降低应力遮蔽作用而且最终延长装置寿命。由于高强度和降低的应力遮蔽风险于是更喜欢具有较高强度/模数比的金属植入物材料。

已知降低植入物的模氏模数值会降低应力遮蔽作用并且延长装置寿命，而且由于高强度和降低应力遮蔽风险的联合效应而喜欢具有较高强度/模数比的金属植入物材料。尽管如此，从合金设计的观点来看，同时提升该合金强度并且提升该合金模数一直都是大挑战。合金的强度的模数几乎总是同时提升或降低。

具有较佳的生物兼容性和较低模数(比Ti-6Al-4V)的一系列β和近-β相Ti合金最近已经有人开发出来。尽管如此，这些合金通常必须含有大量这样的β-促进元素如同Ta、Nb和W。举例来说，分别需要约50重量％和35重量％的Ta和Nb以形成β-相二元Ti-Ta合金和Ti-Nb合金。添加大量这样的重质、高成本而且高熔融温度的元素使密度(低密度是Ti和Ti合金之一固有的优点)、制造成本及加工困难度提高。

最近发明人的实验室开发出不含Al和V、高强度、低模数α”相且以Ti-Mo为底质的合金***(通常为Ti-7.5Mo)，其证实机械性质优于大部分现存能植入的Ti合金而且非常有机会作为整形外科或人工齿根材料。

此α"型Ti-7.5Mo合金的生物兼容性是透过细胞毒性试验及动物植入研究确认。此合金的细胞活性类似于Al₂O₃(控制组)的细胞活性。动物研究指出，植入6周之后，于合金表面处能轻易观察到新骨形成。令人感兴趣的是发觉到，经过26周之后，长在类似植入部位的Ti-7.5Mo植入物表面上的新骨量戏剧性地比Ti-6Al-4V植入物更多，表示是更快许多的复原过程。

US 6,726,787 B2提供此生物兼容性的低模数、高强度钛合金的制造方法，其包含制备组成基本上由至少一同型异质β安定化元素(其是选自由Mo、Nb、Ta及W所组成的群组)；及剩余部分的Ti所组成的钛合金，其中该组成具有约6至约9的Mo当量值。用于获得该低模数、高强度钛合金的关键方法是所述合金必须从高于800℃的温度于高于每秒10℃的冷却速率下进行快速冷却程序，较佳是高于每秒20℃。该Mo当量值，[Mo]eq，是由下列方程式来表示，[Mo]eq＝[Mo]+0.28[Nb]+0.22[Ta]+0.44[W]，其中[Mo]、[Nb]、[Ta]和[W]分别是以该组成的重量为基准的Mo、Nb、Ta和W的百分比。

尽管如此，具有非立方性(非对称性)斜方晶系晶体构造α”相的合金一般均难以冷加工。此差的冷加工性大大地限制了这些材料的用途。具有α”相的钛合金主要包括Ti-Mo基合金、Ti-Nb基合金、Ti-Ta基合金和Ti-W基合金。

发明内容

本发明的主要目的在于提供一种由钛-钼合金制造的对象，该钛-钼合金具有较高强度和较低模数。

本发明的另一主要目的在于提供一种用于制造由钛-钼合金制造的对象的方法，该钛-钼合金具有较高强度和较低模数。

为了完成前述目的，本发明所揭示的用于制造以α"相作为主相的钛合金的对象的方法包含下列步骤：

提供以α”相作为主相的钛-钼合金工件；及

于室温冷加工该工件的至少一部分一次或重复多次以获得该对象的生坯，其中所得生坯的冷加工部分具有该工件的至少一部分的平均厚度的10％至90％的平均厚度，而且该冷加工部分以α”相作为主相。

本发明也提供由本发明的方法制造且以α"相作为主相的钛合金的对象，其中由步骤b)所得的该生坯的冷加工部分具有约600至1100MPa的屈服强度及约60至85GPa的弹性模数。

较佳地，步骤a)中的钛-钼合金基本上由7至9重量％的钼及剩余部分的钛组成。更佳地，该钛-钼合金基本上由约7.5重量％的钼及剩余部分的钛组成。

较佳地，步骤b)中的该冷加工是进行一次而且所得的该生坯的冷加工部分具有该工件的至少一部分的平均厚度的50％至90％的平均厚度。

较佳地，步骤b)中的该冷加工是重复地进行而且该重复的冷加工每次造成该冷加工部分的平均厚度缩减量少于约40％。

较佳地，由步骤b)所得的该冷加工部分以α”相作为主相而且以α’相作为次要相。

较佳地，由步骤b)所得的该生坯的冷加工部分具有该工件的至少一部分的平均厚度的35％至65％，而且更佳地约50％的平均厚度。

较佳地，步骤b)中的冷加工包含辊轧、抽制、挤制或锻造。

较佳地，步骤a)中的工件是铸态工件。

较佳地，步骤a)中的工件是把工件热加工，溶解处理或热加工并溶解处理至900℃至1200℃的温度，接着水淬火的工件。

较佳地，该对象是医疗植入物，而且步骤b)中的生坯是需要更进一步机械加工的医疗植入物生坯。较佳地，该医疗植入物是骨板、骨螺丝、骨固定连结杆(bone fixationconnection rod)、椎间盘、股骨植入物、髋部植入物、人工膝盖植入物或人工齿根。

较佳地，本发明的方法另外包含对由步骤b)所得的该生坯进行时效处理(aging)，以致于以该生坯的屈服强度为基准，该经时效处理过的生坯的屈服强度提升至少10％，而且该经时效处理过的生坯的断裂伸长率(elongation to failure)不低于约5.0％。更佳地，该时效处理是于150至250℃进行约7.0至30分钟的时期。

在本发明的较佳具体例之一中，由本发明的方法制造的对象是由钛-钼合金制造，该钛-钼合金基本上由约7.5重量％的钼及剩余部分的钛组成，而且该对象的冷加工部分具有约800至1100MPa的屈服强度及约60至75GPa的弹性模数。

在本发明的较佳具体例之另一中，由本发明的方法制造的对象是由钛-钼合金制造，该钛-钼合金基本上由约7.5重量％的钼及剩余部分的钛组成，而且该对象的至少一部分具有约800至1100MPa的屈服强度及约60至70GPa的弹性模数。

发明人意外地发现，在所有这些α”相Ti合金当中，仅有以Ti-Mo为底质的α”相合金能毫无困难地大规模地冷加工(举例来说，以由冷辊轧缩减大到80％的厚度)。有三种其他α”相Ti合金(Ti-Nb、Ti-Ta和Ti-W合金)均能于室温下实质地加工。尽管此刻尚未彻底了解此令人惊讶差异的理由，但是能确定以α”相Ti-Mo为底质的合金非常优良的冷加工性能戏剧性地扩张这些合金的用途。

另外发现，不仅以α”相Ti-Mo为底质的合金能轻易地被冷加工，也能戏剧性地提升该合金的机械强度，同时保持优良的伸长率水平。

另外发现，为了获得经冷加工的Ti-Mo合金的希望机械性质，每单一道次冷加工缩减的厚度理应控制于小于约50％，较佳地小于约40％，更佳地小于约30％，而且最佳地小于20％。

另外发现经冷加工的α”相Ti-Mo合金主要还是包含α”相。举例来说，经过65％的厚度缩减之后，α”相保留接近90％。即使经过80％的厚度缩减之后，α”相仍然接近80％。

另外发现，透过该冷加工方法，当该α”相Ti-Mo为底质的合金的强度大幅提升时，由于主要存在α”相而使该合金模数能保持于低值(注意：低模数是该等α”相Ti合金最重要的特征之一)。如先前提及的，当作为医疗植入物材料时该低模数具有降低应力遮蔽效应的重大意义。

根据我们的认知，没有人曾经主张以α”相作为主相的Ti-Mo合金能被大规模地冷加工而且由该冷加工方法戏剧性地改良其机械性质。

附图说明

图1是显示本发明的α”相Ti-7.5Mo合金的优异冷加工性的照片，其中该样品的厚度经过大规模冷辊轧加工之后大幅降低80％。

图2是显示α”相Ti-20Nb合金的不足冷加工性的照片，该合金进行冷辊轧加工至30％厚度缩减量。

图3是显示α”相Ti-37.5Ta合金的不足冷加工性的照片，该合金进行冷辊轧加工至20％厚度缩减量。

图4是显示α”相Ti-18.75W合金的不足冷加工性的照片，该合金进行冷辊轧加工至20％厚度缩减量。

具体实施方式

此处使用的术语“冷加工”是金属加工领域中常用的一般术语，其简单地仅意指该合金是于环境温度/室温(由辊轧、锻造、挤制及抽制等等)下加工而不需详载关于该方法的准确环境温度/室温。此术语单单与“热加工”方法相反，其中金属是加热至高温使其变得柔软(一般从数百度至高于数千度-视该材料而定)(也可加热该辊或模，用以使该合金通过)，接着当该金属还是热的时候进行该金属加工程序。

用于本发明中的冷加工处理的α”相Ti-7.5Mo合金可由将该熔融合金直接铸造成模制品(快速冷却法)，由溶解处理(加热至β-相区，典型为900至1000℃)已铸型的合金接着由水淬火(快速冷却法)，或由溶解处理已机械加工或热机械加工过的(例如，辊轧，抽制，锻造，或挤制)合金接着由水淬火而制备。

实验方法及结果

α”相二元Ti-Mo、Ti-Nb、Ti-Ta及Ti-W合金的制备

针对此研究制备4种不同α”相二元Ti合金(Ti-7.5重量％Mo、Ti-20重量％Nb、Ti-37.5重量％Ta及Ti-18.75重量％W)。该Ti-7.5Mo合金是2级工业级纯度的钛(化学级纯度的Ti)棒(Northwest Institute for Non-ferrous Metal Research，China)及99.95％纯度的钼丝(Alfa Aesar，USA)。该Ti-20Nb合金是由相同化学级纯度的Ti棒及99.8％纯度的铌屑(Strem Chemicals Inc.，USA)制备。该Ti-37.5Ta合金是由相同化学级纯度的Ti棒及99.9％纯度的钽粉(Alfa Aesar，England)制备。该Ti-18.75W合金是由相同化学级纯度的Ti棒及99.9％纯度的钨粉(Acros Organics，USA)制备。

多种不同Ti合金是使用工业电弧-熔融的真空压力型铸造***(Castmatic，Iwatani Corp.，Japan)来制备。在熔融/铸造之前，该熔融舱是抽空并且利用氩冲净。熔融的期间保持1.5kgf/cm²的氩压力。使适当量的金属于具有钨电极的U形铜炉床中熔融。使这些锭块再熔融至少3次以改善这些合金的化学均匀度。经过每次熔融/铸造之后，使用HNO₃/HF(3:1)熔液浸渍这些合金以除去表面氧化物。

铸造之前，使这些合金锭块再度于保持于1.5kgf/cm²压力之下的氩中的开放式铜炉床中再熔融。该二舱之间的压差使这些熔融合金能立即落于室温下的石墨铸模中。此快速冷却法产生使该合金足以形成α”相的冷却速率。这些铸态合金样品当中的某些直接接受冷加工处理以获得希望的外形/厚度。其他铸造样品，为了进一步改善结构均匀性，是以溶解处理成β相区(约900至1000℃)，接着快速冷却(水淬火)以将该β相再转转变成α”相。由此获得的α”相合金接着经历冷加工处理以获得希望的外形/厚度。XRD结果确认这些快速冷却过的(水淬火过的)样品具有α”相作为主相。

X-射线衍射

使用配合3°/min的扫描速度于30kV及20mA下操作的Rigaku衍射仪(Rigaku D-maxIIIV，Rigaku Co.，Tokyo，Japan)进行X-射线衍射(XRD)以便进行相分析。利用经Ni过滤的CuKα辐射来研究。利用硅标准物来校正衍射角度。由使这些衍射图案中的各特征峰与JCPDS档案配对来识别多个不同相。

抗拉测试

使用伺服液压型测试机(EHF-EG，Shimadzu Co.，Tokyo，Japan)进行抗张试验。于室温下于8.33×10^-6m s^-1的固定联杆器速度下进行抗张测试。在各加工条件之下从5次试验得到平均极限抗拉强度(UTS)、于0.2％偏移量的屈服强度(YS)、弹性模数(Mod)及断裂伸长率(Elong)。

冷辊轧(于室温下进行辊轧)

使用双轴的100吨级辊轧测试仪(台湾，台中市，骏谚精机公司)进行冷辊轧以比较α”相Ti-Mo、Ti-Nb、Ti-Ta及Ti-W合金的冷加工性。经过每道次之后，样品厚度从上个道次缩减约5至15％。

α”相Ti-Mo、Ti-Nb、Ti-Ta及Ti-W合金之间的冷加工性比较

图1中的照片证实α”相Ti-7.5Mo合金的优异冷加工性。即使经过大规模冷辊轧过程，以使该样品的厚度大幅缩减80％，该样品的整个表面也没观察到结构破坏。另外发现，即使经过一次单道次冷辊轧，其中厚度严重缩减>50％，仍然没观察到结构破坏。

图2中的照片证实α”相Ti-20Nb合金的不足冷加工性。才经过30％的厚度累积缩减量，就观察到严重的结构破坏而且必须中止该辊轧加工。图3中的照片证实α”相Ti-37.5Ta合金的不足冷加工性。才经过累积20％的厚度缩减量，就观察到严重的结构破坏而且必须中止该辊轧加工。图4中的照片证实α”相α”相Ti-18.75W合金的不足冷加工性。才经过累积20％的厚度缩减量，就观察到严重的结构破坏而且必须中止该辊轧加工。

表1.具有不同Mo含量的铸态α”相Ti-Mo合金的抗张性质

结果：

(1)所有铸态Ti-7.0Mo、Ti-7.5Mo及Ti-8.0Mo合金均以α”相作为主相。

(2)Ti-8Mo具有比Ti-7.0Mo和Ti-7.5Mo更高少许的强度水平。

表2.具有不同厚度累积缩减量的经冷轧的α”相Ti-7.5Mo合金的抗张性质(注意：所有正在冷轧的样品均为铸态样品)

结果：

(1)α”相Ti-7.5Mo合金的强度由于冷轧而大幅提升。

(2)当厚度缩减65％或80％时获得最高强度，而伸长率仍保持约10％。

(3)当该样品厚度缩减50％时获得最低弹性模数。

表3.具有不同厚度累积缩减量的经冷轧的α”相Ti-7.5Mo合金的抗拉性质(注意：所有正在冷轧的样品均为溶液处理(于900℃加热5min，接着0℃水淬火)的样品)

结果：

(1)α”相Ti-7.5Mo合金的强度由于冷轧而大幅提升。

(2)当厚度缩减80％时获得最高强度(YS比经溶解处理状态的样品高出130％而且UTS高出44％)，同时仍保持约13％的充分伸长率。

(3)当该样品厚度缩减50％时获得最低弹性模数。

表4.在不同时效处理条件之下的Ti-7.5Mo合金之抗拉性质。(所有用于时效处理的α”相Ti-7.5Mo合金均由溶液处理，接着冷辊轧伴随50％厚度缩减量而制备。时效处理是于石英管中进行，该石英管已经抽空，接着以惰性(氩)气体冲净。所有经时效处理的样品均从时效处理温度以空气冷却至室温。)

结果：200℃经历15分钟的时效处理条件能使该经冷轧的α”相Ti-7.5Mo合金的屈服强度(YS)提升约12％而且断裂伸长率仍然保持于14.6％。从表4可见到该时效处理温度应不得提高至350℃而且时效处理的时期较佳不长于30分钟以便使该断裂伸长率不小于5％。

表5.挑选出来的经冷轧的α”相Ti-7.5Mo合金和普遍使用的工业级纯度钛和Ti-6Al-4VELI之间的抗张性质比较。

结果：

(1)α”相Ti-7.5Mo合金的强度/模数比(高强度、低模数植入物材料的一个重要的性能指针)由于冷辊轧而戏剧性地提升。

(2)经50％冷轧的样品的YS/模数比比一般使用的Ti-6Al-4V(ELI)更高约100％，比4级化学级纯度的Ti更高约190％，比2级化学级纯度的Ti更高约500％。经50％冷轧的样品的UTS/模数比比一般使用的Ti-6Al-4V(ELI)更高约140％，比4级化学级纯度的Ti更高约230％，比2级化学级纯度的Ti更高约420％。

(3)经65％冷轧的样品的YS/模数比比一般使用的Ti-6Al-4V(ELI)更高约90％，比4级化学级纯度的Ti更高约170％，比2级化学级纯度的Ti更高约450％。经50％冷轧的样品的UTS/模数比比一般使用的Ti-6Al-4V(ELI)更高约110％，比4级化学级纯度的Ti更高约180％，比2级化学级纯度的Ti更高约350％。

(3)经80％冷轧的样品的YS/模数比比一般使用的Ti-6Al-4V(ELI)更高约70％，比4级化学级纯度的Ti更高约150％，比2级化学级纯度的Ti更高约400％。经50％冷轧的样品的UTS/模数比比一般使用的Ti-6Al-4V(ELI)更高约100％，比4级化学级纯度的Ti更高约170％，比2级化学级纯度的Ti更高约330％。

在以下中将α”相Ti-7.5Mo合金重复地冷辊轧，其中各单一道次的厚度缩减量是如表6所示控制于小于15％。

表6.典型具有多重辊轧道次的冷辊轧(CR)程序及其引发的厚度缩减量。

α”相和α’相的重量分率，以及经冷轧的样品的结晶度是使用DIFFRAC SUITETOPAS程序及Rietveld方法从XRD图案算出来。将结果显示于表7中。

表7.α”相和α’相的重量分率及结晶度

结果：

结晶度随着厚度累积缩减量提高而降低。

该经冷辊轧的合金主要包含α”相。经过65％厚度缩减之后，α”相接近90％，而且，即使经过80％厚度缩减，α”相仍旧接近80％。

随着厚度累积缩减量提高，α’相含量逐渐提高。

Claims (17)

1.一种用于制造以α"相作为主相的钛合金对象的方法，其包含下列步骤：

a)提供以α”相作为主相的钛-钼合金工件；及

b)于室温冷加工所述工件的至少一部分一次或重复多次以获得该对象的生坯，其中所得的所述生坯的冷加工部分具有所述工件的所述至少一部分的平均厚度的10％至90％的平均厚度，而且所述冷加工部分以α”相作为主相；

其中步骤b)中的所述冷加工是进行一次而且所得的所述生坯的冷加工部分具有所述工件的所述至少一部分的平均厚度的50％至90％之间的平均厚度，并且缩减的厚度小于50％；或

其中步骤b)中的所述冷加工是重复地进行而且每次所述重复的冷加工造成所述冷加工部分的平均厚度缩减量少于40％。

2.如权利要求1所述的方法，其中步骤a)中的钛-钼合金基本上由7至9重量％的钼及剩余部分的钛组成。

3.如权利要求2所述的方法，其中步骤a)中的钛-钼合金基本上由7.5重量％的钼及剩余部分的钛组成。

4.如权利要求1所述的方法，其中由步骤b)所得的所述冷加工部分以α”相作为主相而且以α’相作为次要相。

5.如权利要求1所述的方法，其中由步骤b)所得的所述生坯的冷加工部分具有所述工件的所述至少一部分的平均厚度的35％至65％的平均厚度。

6.如权利要求5所述的方法，其中由步骤b)所得的所述生坯的冷加工部分具有所述工件的所述至少一部分的平均厚度的50％的平均厚度。

7.如权利要求1所述的方法，其中步骤b)中的冷加工包含辊轧、抽制、挤制或锻造。

8.如权利要求1所述的方法，其中步骤a)中的工件是铸态工件。

9.如权利要求1所述的方法，其中步骤a)中的工件是把工件热加工，溶液处理或热加工并溶液处理至900℃至1200℃的温度，接着水淬火的工件。

10.如权利要求1所述的方法，其中所述对象是医疗植入物，而且步骤b)中的生坯是需要更进一步机械加工的医疗植入物生坯。

11.如权利要求10所述的方法，其中所述医疗植入物是骨板、骨螺丝、骨固定连结杆、椎间盘、股骨植入物、髋部植入物、人工膝盖植入物或人工齿根。

12.如权利要求1所述的方法，其另外包含对由步骤b)所得的所述生坯进行时效处理，以致于以所述生坯的屈服强度为基准，该时效处理过生坯的屈服强度提升至少10％，而且该时效处理过生坯的断裂伸长率不低于5.0％。

13.如权利要求12所述的方法，其中该时效处理是于150至250℃进行7.0至30分钟的时期。

14.一种以α"相作为主相的钛合金对象，所述对象是根据权利要求1至13中任一项的方法制造：

其中所得的所述生坯的冷加工部分具有600至1100MPa的屈服强度及60至85GPa的弹性模数。

15.如权利要求14所述的以α"相作为主相的钛合金对象，其中所得的所述生坯的冷加工部分具有800至1100MPa的屈服强度及60至75GPa的弹性模数。

16.如权利要求14或15所述的以α"相作为主相的钛合金对象，所述钛合金基本上由7.5重量％的钼及剩余部分的钛组成而且以α”相作为主相，所述对象的至少一部分具有800至1100MPa的屈服强度及60至70GPa的弹性模数。

17.如权利要求16所述的对象，其是一医疗植入物。