微波燒結工藝對Ti-Mg復合材料組織和性能的影響

夏朋昭， 許 瑩,， 蔡艷青， 趙思壇， 婁冰潔

(1. 華北理工大學 冶金與能源學院， 河北 唐山 063210；2. 華北理工大學 材料科學與工程學院， 河北 唐山 063210)

Ti-Mg復合材料具有優異的力學性能，其密度約為3.46 g/cm3，與人體骨骼的密度(1.8～2.1 g/cm3)接近，其抗壓強度較高(≥300 MPa)，壓縮彈性模量較低(20～50 GPa)，滿足作為醫用材料的力學性能要求(天然骨骼的抗壓強度為2～180 MPa，彈性模量為10～30 GPa)[1]。同時研究表明Ti-Mg復合材料具有優異的生物相容性，其作為醫用材料植入人體后有利于初始細胞附著[2-3]。此外，復合材料中降解產生的Mg2+可以增強成骨細胞和間充質干細胞(MSC)的遷移、增殖和分化，因此相比純鈦，復合材料能夠有效促進種植體周圍骨再生，增強體內骨整合[4-5]。然而，鈦和鎂化學性質活潑，且鈦的熔點(1668 ℃)遠遠高于鎂的熔點(651 ℃)，導致制備Ti-Mg復合材料存在諸多的問題。王月勤[6]采用氣氛燒結在氬氣保護下制備了多孔Ti-Mg 系復合材料，其抗壓強度為43.5 MPa，抗壓模量為1.8 GPa；王巧等[7-8]采用微波燒結制備了多孔Ti-Mg 系復合材料，其強度為300～700 MPa，彈性模量為3～6 GPa；Ouyang等[2]采用火花等離子體燒結(SPS)制備了Ti-Mg復合材料，其屈服強度和極限抗拉強度分別為634.2 MPa和1156.8 MPa；Cai等[9]采用HPSSS技術在超高燒結壓力(4 GPa)和較高燒結溫度(1000 ℃)下制備了屈服強度>200 MPa，彈性模量<20 GPa的Mg-50Ti復合材料。在幾種高溫燒結技術中，相較于傳統氣氛燒結，微波燒結技術具有均勻的加熱方式，較高且穩定的加熱速率，能夠大幅度改善燒結制品的顯微結構和力學性能；相對于SPS和HPSSS技術，微波燒結工藝無需耐高溫模具的使用，適合制備形狀較復雜、尺寸較大的制品，因而具有非常重要的應用前景[10]。本試驗中采用微波燒結工藝，在氬氣保護下制備Ti-15Mg復合材料，探究不同燒結溫度(540、570、600、630、660 ℃)和保溫時間(0、20、40 min)對復合材料微觀組織、孔隙率、力學性能和耐腐蝕性的影響，確定微波燒結制備Ti-Mg復合材料的最佳燒結工藝。

1 試驗設計及方法

1.1 微波燒結爐保溫腔體的設計

圖1 微波燒結爐保溫腔體圖片Fig.1 Photo of microwave sintering furnace insulation chamber

試驗中設計了一種特殊結構的保溫腔體，見圖1。保溫腔體內部1/2的區域附著吸波涂層，吸波涂層吸收微波而迅速升溫，熱量通過熱輻射、熱對流和熱傳導使得保溫腔體內環境迅速升溫，從而實現對復合材料的快速燒結；保溫腔體內部的另一部分區域沒有吸波涂層，微波會透過保溫腔直接與復合材料坯體耦合，實現對復合材料的整體加熱燒結。在該保溫腔內進行微波燒結，不但避免了微波燒結過程中金屬局部打火放電現象，同時也能體現出微波對金屬材料組織性能的積極影響。

1.2 試驗過程

本試驗中采用純度≥99.9%，粒度≤74 μm的鈦、鎂粉末作為原材料，鈦、鎂粉末形貌見圖2。球磨過程中的過程控制劑選用正己烷。前期試驗表明，Ti-15Mg復合材料(均為質量比)具有較高的抗壓強度和與人體骨骼接近的彈性模量。按照成分配比，向真空球磨罐中加入鈦、鎂粉末，添加一定量的正己烷，在真空環境下，以200 r/min的球磨轉速，球磨8 h，將球磨后的粉末在70 ℃真空干燥箱中烘干3 h，得到干燥、流動性較好的混合粉末；鈦、鎂混合粉末在單向壓制模具中預壓形成待燒結坯體，壓制壓力為550 MPa，保壓時間為200 s；將待燒結坯體在WBMW-JS4型微波氣氛燒結爐中進行燒結，燒結過程中的保護氣氛為高純氬氣，燒結過程中試驗參數設置見表1，微波燒結爐結構示意圖見圖3。

圖2 原料粉末顆粒表面SEM形貌Fig.2 SEM images of surface of the raw powder particles(a) Mg; (b) Ti

1.3 檢測與分析

采用HCT-3差熱分析儀對氬氣保護下鎂粉、鈦粉進行差熱分析；采用S-4800型場發射掃描電鏡觀察Ti-Mg復合材料的微觀形貌，利用其自帶的能譜儀(EDS)對復合材料中的元素進行分析；將制備好的復合材料試樣經打磨、拋光處理后，在OLYMPUS BX51M

表1 燒結過程試驗參數

型光學顯微鏡下觀察復合材料的微觀組織；采用D8 ADVANCE型小角X射線衍射儀對復合材料進行物相分析，測試時，衍射角2θ范圍為30°～80°，掃描速度為10°/min；采用WDW-200型電子萬能試驗機對直徑為φ10 mm、高度為10 mm的復合材料試樣進行常溫壓縮試驗，得到復合材料的壓縮彈性模量及抗壓強度；采用阿基米德排水法得到復合材料的相對密度和孔隙率[6]。

采用Princeton VersaSTAT 4電化學工作站測試得到試樣的動電位極化曲線，表征復合材料在人體模擬液中的耐腐蝕性能。測試過程中采用三電極體系，其中工作電極為被測試樣，對電極為鉑金，參比電極為Ag/AgCl電極，測試結束后擬合出Tafel曲線，通過軟件計算獲得被測試樣極化曲線的斜率、自腐蝕電流密度(icorr)以及自腐蝕電位(Ecorr)，通過公式(1)計算腐蝕電阻Rp[11]。人體模擬體液配方如表2所示。

圖3 微波燒結爐結構示意圖Fig.3 Structure diagram of microwave sintering furnace

(1)

式中：βa為陽極極化斜率；βc為陰極極化斜率；icorr為自腐蝕電流密度(A/cm2)。

表2 人體模擬液配方

2 試驗結果

圖4為鈦粉和鎂粉在氬氣保護下的DTA-TG曲線。由圖4(a)可知，鈦在氬氣保護下加熱到450 ℃會發生吸熱反應，同時伴隨質量的增加，說明此時鈦發生了氧化反應生成了鈦的氧化物。由圖4(b)可知，鎂在加熱初期即會發生氧化反應，然后隨著溫度上升鎂粉由外而內逐步氧化，觀察測試坩堝內的粉末發現，加熱之后粉末的體積膨脹，上方為白色的氧化鎂，下方仍為銀灰色的鎂。而根據試驗現象可知，當升溫到500 ℃，復合材料已經較為致密，繼續加熱，氧化現象基本上發生在復合材料表面，內部幾乎沒有出現氧化現象，圖5 XRD圖譜中并未檢測到明顯的鈦和鎂的氧化相存在也證明了這一點。

圖4 鎂粉和鈦粉在氬氣保護下的DTA-TG曲線Fig.4 DTA-TG curves of magnesium and titanium powders under argon protection(a) Ti; (b) Mg

圖5 燒結前后Ti-15Mg復合材料的XRD圖譜Fig.5 XRD patterns of the Ti-15Mg composites before and after sintering

2.1 燒結溫度的影響

微波燒結制備Ti-Mg復合材料過程中的熱量來源于兩部分，一部分熱量來自于吸波涂層吸波生熱；另一部分熱量來自于復合材料與微波的耦合作用。微波燒結過程中燒結溫度對復合材料燒結的影響主要體現在兩個方面：① 溫度較低，則會導致在燒結過程中鈦、鎂原子擴散速度較小，擴散距離較小，顆粒接觸面擴大有限。燒結后復合材料內部的孔隙較多、較大且存在較多的缺陷，最終導致其力學性能較差[12]；② Mg的沸點比Ti的熔點低，同時燒結過程中Mg具有很高的化學活性并極易氣化。燒結溫度較高時，則會導致Mg揮發，不但導致復合材料的力學性能降低，同時也會極大降低復合材料的生物活性。因此，需通過試驗確定能夠制備出結構致密、性能優良Ti-Mg復合材料的燒結溫度參數。

課題組前期試驗表明，燒結溫度為500 ℃時，復合材料的結構不致密，缺陷較多，不能滿足作為醫用材料的力學性能要求；燒結溫度為700 ℃時，燒結溫度超過了鎂的熔點，復合材料表面的鎂揮發完全。因此本試驗選取的燒結溫度分別為540、570、600、630和660 ℃，保溫時間確定為25 min，同時保持升溫速率、降溫速率等因素恒定不變以探究燒結溫度對復合材料組織性能的影響。

2.1.1 燒結溫度對物相和顯微結構的影響

由于650 ℃以下，鈦在鎂中的固溶度<0.012wt%；而700 ℃以下時，鎂在鈦中的固溶度<0.07wt%[13]，因此在燒結過程中鈦、鎂之間不會發生明顯的溶解反應。同時由圖5可知，燒結前后XRD圖譜中未顯示新的物相，說明燒結過程中Mg彌散分布于Ti基體中，不與Ti反應形成金屬間化合物[14]。綜合而言，Ti-15Mg復合材料的固相燒結過程中并沒有明顯地發生鈦、鎂組元間的合金化過程，主要發生復合材料內部孔隙尺寸、形狀和數量的變化[12]，材料致密化程度的改變以及鎂含量的變化。

圖6為不同燒結溫度下Ti-15Mg復合材料XRD圖譜。由圖6可知，當燒結溫度為540～600 ℃，隨著燒結溫度上升，Mg的衍射峰位置和強度沒有明顯變化，說明燒結溫度<600 ℃時，燒結溫度上升不會導致試樣中鎂相發生明顯的含量和晶格結構的變化。當燒結溫度超過600 ℃，隨著燒結溫度的升高，XRD中Mg的衍射峰位置沒有出現明顯的變化，但是鎂的衍射峰強度逐漸降低，燒結溫度為660 ℃時，Mg的衍射峰基本消失。說明燒結溫度在600 ℃以上時，隨著燒結溫度的升高，鎂出現了揮發現象，試樣中鎂的含量逐漸減少。燒結溫度660 ℃已經超過了鎂的熔點，此時復合材料內鎂劇烈揮發，除了躲藏在鈦顆粒細小孔隙內的鎂之外，試樣表面上的鎂都已經揮發。由圖6還可知，燒結溫度的變化不會導致鈦的衍射峰發生明顯變化，即燒結溫度的變化不會導致鈦的物相發生明顯變化。

圖6 不同燒結溫度制備Ti-15Mg復合材料的XRD圖譜Fig.6 XRD patterns of the Ti-15Mg composites sintered at different temperatures

圖7 不同燒結溫度制備Ti-15Mg復合材料的表面形貌Fig.7 Surface morphologies of the Ti-15Mg composites sintered at different temperatures(a) 540 ℃; (b) 570 ℃; (c) 600 ℃; (d) 630 ℃; (e) 660 ℃

圖8 燒結溫度為600 ℃時Ti-15Mg復合材料的表面SEM圖像及面掃描分析Fig.8 SEM image and scanning analysis of surface of the Ti-15Mg composites sintered at 600 ℃

圖7為不同燒結溫度制備Ti-15Mg復合材料的表面顯微組織，由圖7(a)可知，燒結溫度為540 ℃時，試樣中存在大量孔隙缺陷，部分顆粒間出現較細燒結頸，顆粒邊緣較尖銳，顆粒與顆粒之間的結合不完全。燒結溫度為540 ℃時，鈦、鎂原子擴散速度較小，原子的擴散距離較小，鈦、鎂粉末雖然已經開始燒結，但是燒結過程所發生的各種致密化行為無法充分進行，最終導致試樣的致密度不夠高，此時復合材料的抗壓強度較差。由圖7(a～c)可知，燒結溫度為540～600 ℃，隨著燒結溫度升高，鈦、鎂原子的擴散速度提高，在相同燒結時間內擴散的距離增加，燒結更充分，顆粒的邊緣由尖銳逐漸變圓滑，顆粒表面由粗糙變光滑，燒結頸變粗，燒結致密化呈加速趨勢，顆粒大部分已經結合在一起，燒結體的強度增加，復合材料的抗壓強度明顯提高，能夠滿足醫用材料的抗壓強度要求。由圖7(d,e)可知，當燒結溫度達到630 ℃，復合材料的孔隙缺陷增加，致密化程度下降。這是因為隨著燒結溫度的上升，試樣中的鎂出現了揮發，留下了少量孔隙。鎂的揮發會導致復合材料的孔隙缺陷增加，復合材料的抗壓強度下降，同時也會導致復合材料中鎂的含量降低，影響材料的生物活性。當燒結溫度繼續升高到660 ℃時，復合材料中鈦原子的擴散速度增加，擴散距離增加，燒結致密化程度明顯提高，復合材料的抗壓強度較高，但是復合材料中的鎂大量揮發減少，導致復合材料的生物活性較差。為了使燒結后復合材料具有較高的抗壓強度和較高的生物活性，需要在提高復合材料致密化程度的同時，在復合材料中留存較多的鎂，因此復合材料適宜的燒結溫度為600 ℃。

圖8為燒結溫度為600 ℃時制備的Ti-15Mg復合材料表面元素分布。由圖8可知，復合材料中未檢測出氧元素，說明復合材料內部未出現明顯的氧化。其中明灰部分為鈦基體，深色部分為鎂，可以明顯看出燒結溫度為600 ℃時，復合材料中鎂相彌散分布鈦基體中。復合材料植入人體后，鎂相降解后留下的多孔鈦骨架依然能夠起到支撐作用。

2.1.2 燒結溫度對密度和孔隙率的影響

圖9為不同燒結溫度下，Ti-15Mg復合材料的孔隙率和密度的變化曲線。由圖9可以看出，在燒結溫度為540～600 ℃時，隨燒結溫度的升高，燒結試樣的孔隙率由18.91%下降到15.26%，下降幅度為19.3%。當燒結溫度為630 ℃時，孔隙率反而上升到16.18%，原因是雖然燒結溫度上升會導致燒結致密化程度增高，但是燒結溫度為630 ℃時，復合材料中的鎂揮發，留下了許多的孔隙。

圖9 不同燒結溫度制備Ti-15Mg復合材料的 孔隙率和密度的變化曲線Fig.9 Variation curves of porosity and density of the Ti-15Mg composites sintered at different temperatures

2.1.3 燒結溫度對力學性能的影響

圖10為Ti-15Mg復合材料的抗壓強度和彈性模量隨燒結溫度變化曲線，由圖10可知，燒結溫度為540～600 ℃，隨燒結溫度的升高，Ti-15Mg復合材料的抗壓強度由285 MPa增加到385 MPa，增幅為35.08%。綜合上面的分析可知，這是因為燒結溫度升高使得相同時間內鈦、鎂擴散距離增加，鈦、鎂顆粒之間的結合力增強，復合材料中孔隙率降低，使得燒結更加充分。而燒結溫度為630 ℃時，復合材料的抗壓強度出現了略微下降，這是因為此時鎂的揮發造成了復合材料中出現了大量孔隙。燒結溫度繼續上升，復合材料中殘留的鈦致密化程度繼續提升，因此抗壓強度繼續提高。通過圖10還可知，不同燒結溫下復合材料的彈性模量為29.87～32.72 GPa，彈性模量的波動幅度為9.5%，復合材料的彈性模量變化并不明顯，說明復合材料中鎂相的大小、分布變化對彈性模量影響較小。

圖10 Ti-15Mg復合材料的抗壓強度和彈性 模量隨燒結溫度變化曲線Fig.10 Variation curves of compressive strength and elastic modulus of the Ti-15Mg composites with sintering temperature

圖11為不同燒結溫度下Ti-15Mg復合材料的應力-應變曲線，由圖11可知，在540 ℃與570 ℃的燒結溫度下，復合材料的應力-應變曲線形狀相似，呈現出多孔金屬的應力-應變曲線特點；而600 ℃與630 ℃的燒結溫度下復合材料的應力-應變曲線形狀相似，呈現出典型的脆性金屬的應力-應變曲線特點；在660 ℃的燒結溫度下，復合材料的應力-應變曲線有較小的應力平臺，為韌性金屬的應力-應變曲線特點。

圖11 不同燒結溫度制備Ti-15Mg復合材料的 應力-應變曲線Fig.11 Stress-strain curves of the Ti-15Mg composites sintered at different temperatures

綜合分析，燒結溫度為600 ℃的復合材料能夠實現與人體骨骼的力學適配，其抗壓強度為385 MPa，彈性模量為29.87 GPa。此時鎂在復合材料中均勻分布，能夠有效地提高復合材料的生物活性，植入人體后，鎂降解留下均勻分布的孔隙有利于誘導骨生長。

2.1.4 燒結溫度對耐腐蝕性的影響

圖12為不同燒結溫度下復合材料的動電位極化曲線，由圖12可知，不同燒結溫度下復合材料的動電位極化曲線的形狀相同，只有強極化區，沒有明顯的活化-鈍化轉變區。原因是復合材料中鈦與鎂之間存在著電偶腐蝕，加速了復合材料的腐蝕和降解[15-16]。由表3和圖12可知，在540～600 ℃，隨著燒結溫度升高，復合材料的極化電阻由220.28 Ω/cm2增大到388.08 Ω/cm2，增大幅度為76.18%。燒結溫度為630 ℃時，復合材料的極化電阻略有減小，而當燒結溫度為660 ℃時，復合材料的極化電阻迅速增加到470.12 Ω/cm2。這是因為燒結溫度升高，復合材料內部鈦、鎂顆粒之間的結合力更強，復合材料的致密化程度增大，耐腐蝕性能明顯增強；當燒結溫度為630 ℃時，因為鎂的揮發帶來了許多孔隙，此時復合材料的耐腐蝕性能有所降低；當燒結溫度為660 ℃，一方面因為易腐蝕金屬鎂的大量揮發，另一方面因為材料致密化程度的增加，因此復合材料的耐腐蝕性能明顯增強。鎂的標準電位為-2.34 V，不同燒結溫度制備出的復合材料的自腐蝕電位均大于鎂的標準電位，表明復合材料的耐腐蝕性比純鎂好。復合材料作為植入人體的醫用材料，其耐腐蝕性高于純鎂，同時在人體體液中又具有一定的降解性，其降解產生的Mg2+能夠誘導骨細胞生長、附著，滿足醫用金屬的力學性能和生物活性要求。

圖14 不同保溫時間制備Ti-15Mg復合材料的表面形貌Fig.14 Surface morphologies of the Ti-15Mg composites sintered under different time(a) 0 min; (b) 20 min; (c) 40 min

圖12 不同燒結溫度制備Ti-15Mg復合材料的動電位極化曲線Fig.12 Potentiodynamic polarization curves of the Ti-15Mg composites sintered at different temperatures

2.2 保溫時間的影響

保溫時間的延長會導致相同燒結溫度下原子的擴散距離增加，使得復合材料由內到外整體致密化。然而在600 ℃下，過長時間的燒結則會導致能量的大量浪費，同時也會使得鎂出現一定量的揮發，影響復合材料的性能。本試驗選取的保溫時間分別為0、20和40 min，燒結溫度為600 ℃，同時試驗中保持升溫速率、燒結溫度、降溫速率等因素恒定不變。

表3 不同燒結溫度下Ti-15Mg復合材料的電化學腐蝕參數

2.2.1 保溫時間對微觀結構和物相的影響

圖13為不同保溫時間下Ti-15Mg復合材料的XRD圖譜。由圖13可知，保溫時間的變化不會導致鈦的衍射峰出現明顯變化，即隨著保溫時間的延長，鈦晶?；緵]有發生晶格畸變和物相轉變。保溫時間為40 min 時，鎂的衍射峰出現了下降但是并不明顯。說明在600 ℃ 燒結，保溫40 min會導致復合材料中鎂的含量出現極少量的揮發，進而影響復合材料的生物活性。

圖13 不同保溫時間制備Ti-15Mg復合材料的XRD圖譜Fig.13 XRD patterns of the Ti-15Mg composites sintered under different time

圖14為不同保溫時間制備Ti-15Mg復合材料的表面顯微組織。由圖14可知，隨著保溫時間的延長，在相同燒結溫度下，鈦、鎂擴散過程進行的更完全，復合材料的致密化程度增加，但是由圖14(b，c)可知，在保溫40 min時，因為鎂的揮發，復合材料的致密化程度較保溫20 min沒有明顯的提高。

圖15為燒結保溫不同時間后Ti-15Mg復合材料的孔隙率和密度。由圖15可知，未保溫復合材料的孔隙率為17.65%，保溫20 min后孔隙率明顯下降，保溫40 min孔隙率較保溫20 min沒有明顯變化，致密度相近。綜合分析，保溫時間的變化不會導致復合材料的物相發生明顯變化，但保溫時間的延長會導致其致密化程度增加，孔隙率降低；繼續延長保溫時間到40 min，復合材料的致密化程度和孔隙率變化并不明顯。

圖15 不同保溫時間制備Ti-15Mg復合材料的 孔隙率和密度Fig.15 Porosity and density of the Ti-15Mg composites sintered under different time

2.2.2 保溫時間對力學性能的影響

圖16為Ti-15Mg復合材料抗壓強度和彈性模量隨保溫時間的變化。由圖16可知，隨著保溫時間的延長，復合材料的強度由270 MPa增強到395 MPa，增幅為46.30%，彈性模量由29.65 GPa增加到36.71 GPa，增幅為23.81%。保溫燒結0 min，復合材料致密化程度低，孔隙率高，復合材料的強度較差，不能滿足作為醫用材料的抗壓強度要求；而保溫燒結20 min，復合材料的致密度增加，孔隙率明顯降低，復合材料的強度明顯提高，能夠和人體骨骼實現“力學適配”；繼續延長保溫時間則復合材料的致密化程度和孔隙率并沒有明顯變化，因此復合材料的強度也沒有明顯提高。

圖16 Ti-15Mg復合材料的抗壓強度和彈性 模量隨保溫時間的變化Fig.16 Variation of compressive strength and elastic modulus of the Ti-15Mg composites with holding time

圖17 不同保溫時間制備Ti-15Mg復合 材料的應力-應變曲線Fig.17 Stress-strain curves of the Ti-15Mg composites sintered under different time

圖17為不同保溫時間下Ti-15Mg復合材料的應力-應變曲線。由圖17可知，保溫燒結20、40 min，復合材料的應力-應變曲線形狀基本類似，沒有明顯的壓縮應力平臺。而保溫時間為0 min時，復合材料的應力-應變曲線在壓縮應力達到最大后出現了壓縮應力平臺，這是因為未保溫復合材料中存在大量的孔隙缺陷，因此在壓縮過程中復合材料會被壓縮至一定程度，直到孔隙被壓實后，復合材料才會出現脆性斷裂現象。

圖18 不同保溫時間制備Ti-15Mg復合材料的 動電位極化曲線Fig.18 Potentiodynamic polarization curves of the Ti-15Mg composites sintered under different time

2.2.3 保溫時間對耐腐蝕性的影響

由圖18可知，不同保溫時間下復合材料的動電位極化曲線沒有明顯差異。結合表4可知，在600 ℃保溫燒結20 min后，復合材料的極化電阻明顯增大，但保溫燒結40 min和保溫燒結20 min相比，復合材料的極化電阻變化不大，說明微波燒結需要一定的保溫時間使材料致密化，但是在該溫度下材料致密化的時間短暫，保溫燒結20 min后，保溫時間的延長不會對復合材料的耐腐蝕性產生明顯的影響。

表4 不同保溫時間制備Ti-15Mg復合材料的 電化學腐蝕參數

3 結論

采用微波燒結制備Ti-15Mg復合材料，探究燒結溫度、保溫時間對Ti-15Mg復合材料顯微組織及性能的影響，結論如下：

1) 在燒結溫度540～600 ℃，隨著燒結溫度的升高，Ti-15Mg復合材料的物相沒有明顯變化，復合材料的致密化程度明顯提高，孔隙率明顯減小，抗壓強度明顯提高，耐腐蝕性能更加優異，能夠滿足作為醫用材料的力學性能要求；當燒結溫度630 ℃時，存在鎂的揮發，復合材料的孔隙率增加，抗壓強度有所下降，生物活性降低，耐腐蝕性能也有所下降。

2) 燒結溫度為600 ℃，保溫時間為25 min時，鎂均勻地分布在復合材料中，復合材料具有較高的生物活性，同時鎂降解后留下均勻分布的孔隙，有利于誘導骨生長。與此同時，復合材料的力學性能優良，孔隙率為15.26%，抗壓強度為385 MPa，彈性模量為29.87 GPa，滿足作為醫用材料的力學性能要求。

3) 微波燒結制備Ti-15Mg復合材料需要一定的保溫時間，當保溫時間超過20 min后，繼續保溫不會對復合材料的物相、微觀組織、孔隙率、力學性能和耐腐蝕性能產生明顯影響。