生物醫(yī)用鎂合金耐腐蝕性能研究進(jìn)展

汪榮香，洪立鑫，章曉波

(1 南京工程學(xué)院 材料科學(xué)與工程學(xué)院，南京 211167；2 江蘇省先進(jìn)結(jié)構(gòu)材料與應(yīng)用技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，南京 211167)

鎂合金密度低、比強(qiáng)度高，具有可降解性、良好的生物相容性及生物力學(xué)相容性、骨傳導(dǎo)性等優(yōu)點(diǎn)。作為骨科植入材料，與鈦合金、不銹鋼等傳統(tǒng)臨床應(yīng)用的金屬材料相比，可降解鎂合金能有效緩解“應(yīng)力遮擋”效應(yīng)，可避免二次手術(shù)取出給患者帶來的經(jīng)濟(jì)、生理及心理負(fù)擔(dān)[1-2]；作為血管支架材料，可避免內(nèi)膜增生及再狹窄發(fā)生[3]。因此，生物醫(yī)用鎂合金被譽(yù)為“革命性的金屬生物材料”，有望替代不銹鋼、鈦合金等不可降解醫(yī)用金屬材料，具有廣闊的臨床應(yīng)用前景。2013年，德國SYNTELLIX AG公司研發(fā)的鎂合金空心加壓螺釘取得歐盟CE認(rèn)證，正式應(yīng)用于手部、腳部骨折等臨床治療[4]。2015年，韓國U&I公司開發(fā)的鎂合金螺釘取得了韓國藥監(jiān)局認(rèn)證，用于人體臨床[5]。國內(nèi)東莞宜安科技可降解純鎂骨內(nèi)固定螺釘于2019年正式獲批，成為我國首款獲批臨床實(shí)驗(yàn)的生物可降解鎂螺釘。

然而，鎂合金存在腐蝕(降解)速率過高及局部腐蝕等問題[6]，易導(dǎo)致其過早喪失力學(xué)完整性和支撐性，從而制約了其在臨床治療，尤其是在骨科承重部位的應(yīng)用。因此，鎂合金腐蝕問題仍然是當(dāng)前研究的重點(diǎn)。近二十年來，材料與醫(yī)學(xué)工作者在生物醫(yī)用鎂合金成分設(shè)計(jì)、制備加工、表面改性等方面開展了卓有成效的研究。本文主要從鎂合金腐蝕類型、影響因素以及提高醫(yī)用鎂合金自身耐蝕性和表面改性等方面綜述了其研究進(jìn)展，并對未來發(fā)展方向進(jìn)行了展望。

1 鎂合金腐蝕類型

鎂的金屬活性很高，在空氣中易氧化，表面形成的氧化膜層P-B比小于1(0.84)，無法為鎂合金提供有效保護(hù)[7]。鎂的標(biāo)準(zhǔn)電極電位(-2.37 V)比一般金屬元素低，在人體生理環(huán)境中，鎂合金自身即可形成原電池，發(fā)生電化學(xué)腐蝕。鎂合金的腐蝕主要分為兩大類，一是均勻腐蝕，二是局部腐蝕。

1.1 均勻腐蝕

均勻腐蝕，也被稱為全面腐蝕，是發(fā)生在金屬表面或絕大部分表面的一種腐蝕現(xiàn)象。絕大部分鎂合金腐蝕類型為非均勻腐蝕。一般可以通過高純化、細(xì)晶化、均勻化等方式來實(shí)現(xiàn)合金的均勻腐蝕[8]，以達(dá)到均勻降解的目的，為植入材料服役過程提供完整的力學(xué)支撐。

1.2 局部腐蝕

局部腐蝕是指發(fā)生在金屬表面局部位置的腐蝕現(xiàn)象。常見的局部腐蝕有電偶腐蝕、點(diǎn)蝕、絲狀腐蝕、晶間腐蝕、應(yīng)力腐蝕等。鎂合金不同結(jié)構(gòu)/相之間的電位差、腐蝕液中的強(qiáng)腐蝕離子(如Cl-)的侵蝕以及氧濃度差的驅(qū)動(dòng)等原因造成了鎂合金的局部腐蝕。同種合金在不同狀態(tài)下可表現(xiàn)出不同的腐蝕類型，Zhang等[9]對GZ51K鎂合金進(jìn)行不同工藝處理，發(fā)現(xiàn)鑄態(tài)合金為均勻腐蝕，而時(shí)效態(tài)合金為局部腐蝕，腐蝕形貌如圖1所示。相對于均勻腐蝕，局部腐蝕具有突發(fā)性和不可預(yù)測性，易導(dǎo)致植入材料過早喪失力學(xué)完整性和支撐性。

圖1 GZ51K在模擬體液中浸泡120 h后的腐蝕形貌[9](a)鑄態(tài)，均勻腐蝕；(b)T6態(tài)，局部腐蝕Fig.1 Corrosion morphologies of GZ51K after immersion in simulated body fluids for 120 h[9] (a)as cast,uniform corrosion;(b)T6 state,local corrosion

2 影響生物醫(yī)用鎂合金腐蝕行為的主要因素

醫(yī)用鎂合金服役環(huán)境復(fù)雜，其腐蝕降解行為主要取決于合金成分和顯微組織等內(nèi)在因素，以及環(huán)境介質(zhì)、流場、應(yīng)力等外在因素。

2.1 內(nèi)部因素

2.1.1 合金成分

雜質(zhì)元素Fe，Cu，Ni，Co等是影響鎂合金耐腐蝕性能的重要因素。純鎂的耐腐蝕性與雜質(zhì)容限量有關(guān)，超過容限量會(huì)明顯加速鎂合金的腐蝕。純鎂中Fe,Cu和Ni的容限量分別為1.7×10-4，1×10-3和5×10-6[10]。

合金成分可改變鎂合金的顯微組織、各相之間的電位差和表面電勢，由此影響耐腐蝕性能。合金成分的變化還會(huì)影響合金表面的氧化膜層或腐蝕產(chǎn)物膜層，表面膜層P-B比值在1～2之間可對合金起到保護(hù)作用[7]，大多醫(yī)用鎂合金的表面膜并未起到保護(hù)作用。但也有研究發(fā)現(xiàn)，加入Li和Ca的Mg-9.29Li-0.88Ca[11]以及添加Mn的Mg-4Zn-0.5Ca[12]在模擬體液中可生成具有保護(hù)性的膜層，提高了合金的耐蝕性能。

2.1.2 顯微組織

孿晶對鎂合金腐蝕也有一定影響。Liu等[15]對EW75合金進(jìn)行了固溶后擠壓(T3)和固溶(T4)處理，研究發(fā)現(xiàn)有孿晶組織的T3合金耐蝕性更好。孿晶對鎂合金耐蝕性的影響機(jī)制是雙重的，初期與基體之間的微電偶腐蝕加速基體溶解，而后促進(jìn)致密表面膜的形成，且表面膜的形成占主導(dǎo)地位，提高了合金耐蝕性。然而，也有研究表明孿晶加劇了合金的穿晶腐蝕，降低了合金的耐腐蝕性[16]。

第二相是鎂合金耐腐蝕性的重要影響因素，添加不同種類和含量的合金化元素，進(jìn)行不同工藝處理均會(huì)產(chǎn)生不同結(jié)構(gòu)類型、形態(tài)及分布的第二相。被提及最多的影響機(jī)制通常是基體的腐蝕電位低于第二相腐蝕電位，兩者形成微電池，基體作為陽極率先腐蝕。然而，第二相電極電位低于基體并不代表其腐蝕速率就一定會(huì)更好[17]。Gong等[18]研究了Mg-Gd-Zn-Ca合金的腐蝕行為，發(fā)現(xiàn)第二相Mg2Ca最開始是作為陽極優(yōu)先于鎂基體腐蝕的，但是在Mg2Ca快速腐蝕完之后，在基體周圍留下了很多腐蝕坑，造成了嚴(yán)重的點(diǎn)蝕，加劇了合金的腐蝕。鎂合金腐蝕還與第二相的形態(tài)及分布有關(guān)，Joensson等[19]發(fā)現(xiàn)AZ91D中的電勢差達(dá)到了220 mV，但是其腐蝕速率卻比高純鎂還低，這是因?yàn)楹辖鹁Ы缣幋罅康倪B續(xù)的網(wǎng)狀第二相包覆了基體，作為腐蝕屏障阻礙了腐蝕向基體擴(kuò)展，從而降低了腐蝕速率。

Mg-RE-Zn(RE，稀土元素)合金中常形成層片狀堆垛層錯(cuò)(stacking faults，SF)或長周期堆垛有序(long period stacking ordered，LPSO)結(jié)構(gòu)，該結(jié)構(gòu)在同一晶粒內(nèi)部取向相同，不同晶粒內(nèi)取向不同，力學(xué)及腐蝕性能優(yōu)異[20]。Zhang等[21]利用準(zhǔn)原位掃描透射電子顯微鏡直接觀察到鑄態(tài)GZ31K合金SF附近的α-Mg基體率先腐蝕(圖2)，且鑄態(tài)、T4態(tài)和擠壓態(tài)三種狀態(tài)的合金中，含SF的鑄態(tài)合金腐蝕速率最低，表現(xiàn)出優(yōu)異的耐蝕性能[22]。Zhang等[9]在鑄態(tài)GZ51K合金中發(fā)現(xiàn)，當(dāng)LPSO分布于基體晶粒邊緣時(shí)，將基體與共晶相隔離，降低了相鄰相的腐蝕電位差，抑制電偶腐蝕。且LPSO結(jié)構(gòu)富含Gd，Zn溶質(zhì)原子，具有較強(qiáng)的表面保護(hù)膜形成能力；而無LPSO結(jié)構(gòu)的固溶后人工時(shí)效(T6)態(tài)合金則因富Zr析出相與基體電位差較大，腐蝕加快且不均勻，其腐蝕機(jī)理模型如圖3所示[9]。但并非含LPSO結(jié)構(gòu)的鎂合金就一定具有優(yōu)異的耐蝕性能，Mg-Y-Zn合金中的LPSO結(jié)構(gòu)就加速了合金基體的腐蝕，LPSO結(jié)構(gòu)分布在晶界上，基體與LPSO結(jié)構(gòu)界面處存在較大的電位差，LPSO結(jié)構(gòu)充當(dāng)微陰極并促進(jìn)周圍基體的腐蝕，且腐蝕不均勻[23]。

圖2 GZ31K合金中SF結(jié)構(gòu)的掃描透射照片及該微區(qū)準(zhǔn)原位腐蝕前后的元素分布圖[21](a)腐蝕前;(b)腐蝕后;(1)STEM圖;(2)O;(3)Mg;(4)Zn;(5)Gd;(6)ZrFig.2 Scanning transmission electron micrograph (STEM) of SF structure in GZ31K alloy and elements distribution before and after quasi-in-situ corrosion element[21] (a)before corrosion;(b)after corrosion;(1)STEM images;(2)O;(3)Mg;(4)Zn;(5)Gd;(6)Zr

圖3 GZ51K合金腐蝕過程示意圖[9](a)～(d)鑄態(tài)；(e)～(h)T6態(tài)Fig.3 Schematic diagrams of corrosion process for the GZ51K alloy state[9](a)-(d) as-cast;(e)-(h) T6 state

2.2 外部因素

2.2.1 腐蝕環(huán)境

目前，研究生物醫(yī)用鎂合金腐蝕行為的介質(zhì)主要是不同濃度的生理鹽水以及包含各類無機(jī)鹽組分的平衡鹽溶液，如模擬體液(simulated body fluid,SBF)、Hank’s溶液、磷酸鹽溶液(phosphate buffered solution,PBS)等。隨著對醫(yī)用鎂合金體內(nèi)腐蝕環(huán)境的進(jìn)一步了解，研究者們也開始向腐蝕液中添加適量的有機(jī)物或利用細(xì)胞培養(yǎng)基等方式使腐蝕液體系更加接近體內(nèi)降解環(huán)境[24]。

實(shí)際人體血漿中還存在蛋白質(zhì)、氨基酸、葡萄糖等有機(jī)物。蛋白質(zhì)可以吸附在鎂合金表面，延緩腐蝕[26]；也有研究表明蛋白質(zhì)吸附只是短暫性延緩腐蝕，后期長時(shí)間浸泡后，蛋白質(zhì)會(huì)和腐蝕產(chǎn)物形成螯合物，破壞保護(hù)膜而加速腐蝕[27]。氨基酸在血漿中含量和蛋白質(zhì)差很多，普遍認(rèn)為氨基酸的存在會(huì)加速鎂合金腐蝕[28]。葡萄糖有助于鎂合金表面葡萄糖與鎂合金表面磷酸鹽的沉積從而降低腐蝕速率[29]。

腐蝕環(huán)境的pH值變化會(huì)明顯影響鎂合金腐蝕，不同器官組織的體液環(huán)境pH值有所不同，一般在1.5～9.5之間。低pH值加速鎂合金溶解，高pH值通過穩(wěn)定腐蝕層來抑制或減緩腐蝕，并且腐蝕形貌相對均勻。Sun等[30]將ZK60鎂合金浸泡在不同pH值的PBS溶液中，3D腐蝕形貌如圖4所示。pH值為5.2時(shí)，表面存在明顯的局部腐蝕，pH值升高，局部腐蝕程度減弱，pH值為9.0時(shí)，呈均勻腐蝕形貌，且腐蝕深度降低。

圖4 ZK60在pH值為5.2(a)，7.4(b)和9.0(c)的PBS腐蝕液中浸泡6 h后的3D腐蝕形貌[30]Fig.4 3D corrosion morphologies of ZK60 immersed in PBS corrosion solution with pH value of 5.2(a),7.4(b) and 9.0(c) for 6 h [30]

2.2.2 流場與應(yīng)力

人體體液處于流動(dòng)狀態(tài)，且不同部位流速也會(huì)不同，動(dòng)態(tài)腐蝕環(huán)境顯著影響鎂合金降解速率[31]。研究者對純鎂多孔支架研究發(fā)現(xiàn)，因流場作用，流體將降解產(chǎn)物從鎂表面帶走，且流體對金屬表面存在不同程度的剪切應(yīng)力，提高了降解速率；不同流速影響程度存在差異，多孔鎂支架在流場作用下腐蝕速率是靜態(tài)腐蝕環(huán)境下的7倍[32]。Koo等[33]研究了AZ31鎂基支架在靜態(tài)和動(dòng)態(tài)環(huán)境中的降解行為，降解形貌如圖5所示。靜態(tài)浸泡支架表面光滑，降解速率較低，動(dòng)態(tài)測試的支架表面有更多的降解產(chǎn)物層覆蓋，表明降解率更高。靜態(tài)浸泡降解速度最慢，而動(dòng)態(tài)生物反應(yīng)器中螺旋支架(0%膨脹)降解速度最快。

圖5 支架降解前(2D截面圖)(a)和靜態(tài)、動(dòng)態(tài)浸泡3天后的micro-CT圖像(b)[33]Fig.5 Micro-CT images of scaffolds before degradation (2D cross-section)(a) and after static and dynamic soaking for 3 days(b)[33]

鎂合金作為生物醫(yī)用植入材料在人體服役過程中除了接觸具有腐蝕性的人體組織液之外，同時(shí)還承受力的作用。在外加應(yīng)力作用下，腐蝕產(chǎn)生的產(chǎn)物膜發(fā)生破裂，新的基體裸露于腐蝕液中，形成“大陰極-小陽極”，且應(yīng)力集中于裂紋尖端，裂紋尖端處無法再次鈍化，加速了陽極溶解，原理如圖6所示[34]。鎂合金的腐蝕對應(yīng)力敏感，尤其含Al鎂合金，應(yīng)力會(huì)加速鎂合金的應(yīng)力腐蝕開裂，導(dǎo)致植入體過早喪失力學(xué)完整性，可能突然斷裂，隱患巨大，中途取出過程繁瑣，還會(huì)造成周邊組織炎癥等后果。

圖6 膜破裂理論示意圖[34](a)氧化膜形成；(b)氧化膜破裂(Cl-或拉力導(dǎo)致)；(c) 基體溶解(加速H進(jìn)入)；(d) 加速基體溶解Fig.6 Schematic diagram of membrane rupture theory[34](a)oxide film formation;(b)oxide film rupture (caused by Cl- or tension);(c)matrix dissolution (accelerated H entry);(d)accelerated matrix dissolution

3 提高生物醫(yī)用鎂合金自身耐蝕性能的方法

3.1 高純化

鎂合金的腐蝕與雜質(zhì)元素及其容限量有關(guān)，雜質(zhì)越多，腐蝕越劇烈[35]。Fe與Mg之間的電位差較大，F(xiàn)e會(huì)在結(jié)晶時(shí)于晶界析出，與鎂基體形成微電池，犧牲Mg陽極，加快腐蝕。Ni，Cu與Mg形成分布在晶界的高電位Mg2Ni/MgCu2化合物，增大了鎂的自腐蝕傾向，加劇鎂合金的腐蝕。高純化是提高合金耐蝕性能的重要手段，主要途徑有選擇高純度原材料，加入精煉劑除渣，添加Mn,Zr等元素減少雜質(zhì)等。Prasad等[36]在鎂合金中加入0.4%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)Zr，Zr與Fe，Ni等雜質(zhì)元素形成難熔沉淀物，將雜質(zhì)Fe在鎂合金中的溶解度降至1×10-6，大幅度提高了鎂合金的純凈度，改善了鎂金屬的耐蝕性。

3.2 合金化

合金化是改善鎂合金耐蝕性的主要方法之一。加入合適的合金元素，可以細(xì)化晶粒，改善第二相的種類、形態(tài)、大小和分布，降低合金在腐蝕介質(zhì)中的腐蝕傾向；部分合金元素在腐蝕介質(zhì)中還會(huì)形成鈍化膜或形成可以提供有效保護(hù)的腐蝕產(chǎn)物層，抑制腐蝕的進(jìn)一步擴(kuò)展[37]。

早期主要研究的是Mg-Al-Zn系列，如AZ91,AZ91D,AZ31以及WE43等商用鎂合金。Song[38]比較了AZ91和商業(yè)純鎂在Hank’s溶液中的腐蝕降解速率，AZ91腐蝕速率約為商業(yè)純鎂的1%。但因?yàn)檫^高的鋁濃度對神經(jīng)元和成骨細(xì)胞有害，以及WE系列合金中的重稀土元素對人體具有潛在的危害[39]。醫(yī)用鎂合金在合金化元素選擇上更傾向于人體本身含有的微量元素或必需元素，也包括一些生物安全范圍內(nèi)的其他元素。Mg-Zn,Mg-Ca,Mg-Mn,Mg-Sr以及Mg-RE等低合金含量的生物相容性良好的醫(yī)用鎂合金系列逐漸被開發(fā)。

Mn,Zn是人體必需微量元素，可細(xì)化晶粒，且可將Fe,Ni等雜質(zhì)元素轉(zhuǎn)變?yōu)榻饘匍g化合物沉淀析出，Mn的加入還可能形成含Mn氧化物膜，充當(dāng)了防止Cl-滲透的屏障，在生物醫(yī)用鎂合金中廣泛使用[12,40-43]。Liu等[40]研究了Mn對擠壓態(tài)Mg-0.5Bi-0.5Sn鎂合金顯微組織和腐蝕行為的影響。Mn的添加導(dǎo)致平均晶粒尺寸減小，在模擬體液中，僅添加0.5% Mn時(shí)，合金腐蝕速率由0.59 mm/a降低到0.22 mm/a，相對未添加Mn元素的合金，合金呈現(xiàn)更均勻的腐蝕形貌，相對均勻的腐蝕形貌也為腐蝕產(chǎn)物膜的形成和破壞之間發(fā)生動(dòng)態(tài)平衡提供了有利條件，阻礙了腐蝕離子對鎂基體的進(jìn)一步腐蝕，后期腐蝕速率明顯下降并趨于穩(wěn)定。Cai等[41]比較了不同Zn含量的Mg-Zn二元合金耐蝕性的差異。加入1%的Zn即可顯著細(xì)化合金晶粒，晶粒尺寸僅為純鎂的28%，加入超過5%時(shí)，細(xì)化作用就不再增加，晶界處的MgZn析出相逐漸增加。在1%～5%范圍內(nèi)，隨著Zn含量的增加，腐蝕速率降低。但Zn過量添加超過7%時(shí)導(dǎo)致作為陰極的網(wǎng)狀MgZn金屬間化合物加速了基體鎂的微電偶腐蝕。Wei等[42]研究了不同Zn含量對Mg-xZn-0.2Ca-0.1Mn(0.25%,0.5%,1.0%,2.0%)鎂合金顯微結(jié)構(gòu)、力學(xué)及耐腐蝕性能的影響，隨著Zn含量的增加，合金晶粒得到細(xì)化，第二相增多，腐蝕速率先降低后升高。在Zn含量為1%時(shí)，合金均勻腐蝕，且腐蝕速率最低。

Ca,Sr均為人體所需功能元素，可促進(jìn)骨骼生長。適量的Ca,Sr可細(xì)化晶粒，抑制晶界化合物，降低第二相和基體的電位差，增加氧化膜層致密性，起到阻礙腐蝕的作用，提高鎂合金的耐蝕性[1,11,43-46]。Zhang等[43]在Mg-2Zn-0.2Mn合金中加入不同含量(0%,0.38%,0.76%,1.10%)的Ca，隨著Ca含量的增加，晶粒尺寸顯著減小，含量為0%和1.10%Ca時(shí)，平均晶粒尺寸為200 μm和35 μm，減小約一個(gè)數(shù)量級，同時(shí)，金屬間化合物的體積分?jǐn)?shù)也顯著增加。在模擬體液中浸泡發(fā)現(xiàn)腐蝕速率隨Ca含量的增加先下降后上升。添加0.38%的Ca時(shí)，由于合金晶粒得到一定程度細(xì)化，且第二相體積分?jǐn)?shù)較小，表面鈍化膜致密，表現(xiàn)出最好的耐腐蝕性。然而，0.76%和1.10%含量的鎂合金因過多的Ca導(dǎo)致了鎂鈣的第二相體積分?jǐn)?shù)的增加，形成了微電偶腐蝕，局部腐蝕加劇，腐蝕速率增高。去除腐蝕產(chǎn)物前后形貌如圖7所示[43]。類似的結(jié)果也發(fā)生在純鎂和Mg-0.8Ca的腐蝕比較中[44]，將鑄態(tài)Mg-0.8Ca合金與純鎂在Hank’s平衡鹽溶液中進(jìn)行腐蝕實(shí)驗(yàn)，結(jié)果顯示，Mg-0.8Ca腐蝕速率為1.08 mm/a，約為純鎂同等情況下的腐蝕速率的3倍，Ca的加入導(dǎo)致合金中陰極相Mg2Ca在晶界處析出，加劇了合金的腐蝕。

圖7 鑄態(tài)Mg-Zn-Mn-xCa合金去除腐蝕產(chǎn)物后的3D形貌[43](a)0Ca；(b)0.38Ca；(c)0.76Ca；(d)1.10CaFig.7 3D morphology of as-cast Mg-Zn-Mn-xCa alloy after removal of corrosion products[43](a)0Ca；(b)0.38Ca；(c)0.76Ca；(d)1.10Ca

Bornapour等[45]將不同Sr含量(0.3%,0.5%,0.7%,1%,1.2%,1.5%,2%,2.5%)的Mg-Sr合金浸泡在模擬體液中，相對商業(yè)純鎂來說，Mg-Sr合金腐蝕速率隨著Sr含量的增加先下降后上升，Mg-0.5Sr合金的腐蝕速率最低。Mg-0.5Sr合金在SBF中降解3天后，在Mg-0.5Sr合金與腐蝕產(chǎn)物的界面上可能形成一薄層的羥基磷灰石的Sr取代層，該界面層穩(wěn)定了合金的表面，并隨著時(shí)間的推移降低了其降解速率。Wen等[46]向Mg-1Zn-1Sn合金中添加了不同含量的Sr(x=0%,0.2%,0.4%和0.6%)，研究在Hank’s溶液中的降解情況。少量Sr對鑄態(tài)合金顯微組織有明顯的細(xì)化作用，隨著Sr的增加，分布在基體中的第二相增加。電化學(xué)測得的腐蝕速率分別是0.24,0.18,0.31 mm/a和0.39 mm/a，0.6Sr顯示出最快的H2釋放和最大的pH值變化，與浸泡失重得出的規(guī)律一致，Sr的過量(>0.2%)惡化了合金耐腐蝕性。所有含Sr的Mg-1Zn-1Sn基合金都表現(xiàn)出良好的細(xì)胞相容性，甚至促進(jìn)了細(xì)胞增殖。其中，0.2Sr合金促進(jìn)細(xì)胞增殖的能力也最強(qiáng)。

稀土鎂合金因其少量加入即可對鎂合金的微觀組織及性能起到明顯影響而受到研究者的重視，常用于生物醫(yī)用鎂合金研究的稀土元素有Nd[47-48],Y[23,49],Gd[21,50]等。JDBM(Mg-Nd-Zn-Zr)是上海交通大學(xué)開發(fā)的一系列合金總量較低的不含Al的輕稀土鎂合金[47-48]，該系列鎂合金中的部分合金具有與商用的AZ系列及WE系列相當(dāng)甚至更優(yōu)的力學(xué)性能(均在200 MPa以上)，同時(shí)其耐蝕性也比AZ31及WE43更好，腐蝕速率約為0.125 mm/a[47]，也具有更好的體外及體內(nèi)生物相容性。Ren等[49]研究了鑄態(tài)Mg-2Zn-0.5Ca-xY(0%,0.5%,1%,1.5%,2%)系列合金的顯微組織和生物腐蝕行為，合金腐蝕形貌表明，浸泡實(shí)驗(yàn)后腐蝕不均勻，腐蝕層表面形成大量裂紋。由于稀土元素Y的加入，合金的耐蝕性提高，其中Mg-2Zn-0.5Ca-1.0Y合金的耐蝕性最好。當(dāng)Y含量小于1%時(shí)，合金耐蝕性隨Y含量的增加而提高，這是因?yàn)閅含量的增加使合金的晶粒細(xì)化。Y在合金中添加越多，會(huì)導(dǎo)致第二相MgY的形成，形成許多腐蝕微電池，加速了合金的腐蝕。在鑄態(tài)Mg-2Zn-0.5Zr合金中添加了不同含量的稀土Gd[50]，低Gd含量(0%～1%)時(shí)，合金第二相分布均勻，Gd的加入穩(wěn)定了降解層，降低了合金降解速率。然而，當(dāng)Gd添加到2%時(shí)，沿著晶界形成了大而厚的第二相，因電化學(xué)腐蝕而提高了合金腐蝕速率。

隨著合金化研究的深入，通過合金化改善鎂合金腐蝕性能的規(guī)律逐漸顯現(xiàn)，但它不是單純的單向變化，它是受到多種情況共同影響。加入合金含量并非越多越好，甚至從眾多研究結(jié)果來看，生物醫(yī)用鎂合金合金化只需少量，合金化含量過高反倒會(huì)惡化腐蝕性能。綜合考慮包括腐蝕降解、力學(xué)以及生物安全性等生物醫(yī)用鎂合金的綜合性能，加入的元素越多，醫(yī)用鎂合金性能判定的不確定因素就越多，生物安全性評估也面臨更大的挑戰(zhàn)。研究者們?nèi)栽诓粩嗵剿靼踩线m且高效改善鎂合金性能的合金元素種類及其最優(yōu)含量組合。

3.3 制備加工

3.3.1 快速凝固

快速凝固過程中，鎂合金的各種傳輸現(xiàn)象減弱，晶粒組織的長大受到限制，易形成超細(xì)的晶粒度，無偏析或少偏析的微晶組織和亞穩(wěn)相，從而提高鎂合金的耐蝕性，并將有害元素限制在危害性較小的區(qū)域。同時(shí)，快速凝固能提高鎂合金的微觀組織和成分均勻性，避免局部微電池作用。Shuai等[51]采用激光快速凝固法制備了ZK60，在組織中發(fā)現(xiàn)簇狀細(xì)化的枝晶及均勻的等軸晶。激光快速凝固使合金晶粒細(xì)化，組織均勻化，耐蝕性增強(qiáng)。Liao等[52]通過旋轉(zhuǎn)水流氣體霧化法制備了Mg-Al-Mn-Ca合金，發(fā)現(xiàn)快速凝固制備的合金晶粒得到了細(xì)化，第二相分布均勻，因此具有優(yōu)異的耐腐蝕性。

3.3.2 粉末冶金

相對于傳統(tǒng)的鑄造加工方法，粉末冶金法制備鎂合金也是一種制作醫(yī)用金屬植入體的優(yōu)異工藝。粉末冶金制得的鎂合金具有細(xì)小的晶粒，均勻的第二相，往往其性能也比鑄造法制得的更加優(yōu)異。Aboudzadeh等[53]通過粉末冶金方法制備Mg-5Zn-0.3Ca/nHA生物復(fù)合材料，結(jié)果顯示，生物活性nHA促進(jìn)穩(wěn)定的磷酸鹽和碳酸鹽表面沉積層的形成，從而提高材料的耐蝕性。Yan等[54]通過粉末冶金制備了可生物降解鎂合金Mg-5Zn，發(fā)現(xiàn)制得的合金組織晶粒細(xì)小，尺寸數(shù)百納米的第二相均勻分布，促進(jìn)了浸泡初期均勻光滑的腐蝕產(chǎn)物層的形成。腐蝕產(chǎn)物層在含氯水溶液中更穩(wěn)定，可直接形成并快速修復(fù)，有效保護(hù)基體不受進(jìn)一步腐蝕。

3.3.3 熱處理

熱處理對鎂合金性能影響顯著，不同熱處理方式及工藝參數(shù)對合金的影響結(jié)果也可能不同。常見鎂合金熱處理工藝有固溶處理(T4)、時(shí)效處理(T5)、固溶+時(shí)效處理(T6)，其目的是改善合金組織結(jié)構(gòu)，從而提高合金的耐蝕性，見表1[55-60]。表1為不同合金經(jīng)T4，T5或T6處理后鎂合金的耐蝕性能變化，處理后，合金自腐蝕電位升高，電流密度降低，合金的耐蝕性能有效提高。

表1 經(jīng)過不同熱處理工藝的鎂合金的自腐蝕電位和自腐蝕電流密度[55-60]Table 1 Corrosion potential and corrosion current density of magnesium alloys with different heat treatment processes[55-60]

3.3.4 變形加工

擠壓、軋制、拉拔等變形加工是改善鎂合金組織，提高合金耐蝕性能的重要方法。變形加工能夠使鎂合金的晶粒尺寸明顯減小，第二相減少或消失，基體中存在部分細(xì)小的析出相，并且組織均勻，其合金的耐蝕性能也會(huì)明顯提升。Zhang等[61]對Mg-Nd-Zn-Zr合金進(jìn)行了一次擠壓和二次擠壓，發(fā)現(xiàn)經(jīng)過二次擠壓的合金發(fā)生了完全動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，組織細(xì)小均勻，第二相分布更為均勻，二次擠壓的合金耐蝕性優(yōu)于一次擠壓。為進(jìn)一步細(xì)化晶粒，等通道角擠壓(ECAP)、高壓扭轉(zhuǎn)(HPT)、多軸變形(MAD)等變形加工也被應(yīng)用到鎂合金的加工中。Chen等[62]研究了ECAP對Mg-2Zn-xGd-0.5Zr(x=0%,0.5%,1,2%)合金組織生物降解性能的影響，結(jié)果表明，ECAP改變了合金的第二相分布和晶粒細(xì)化，一定程度上改善了合金的耐腐蝕性能，但進(jìn)一步增加擠壓孔型會(huì)增加晶界，加劇合金的電偶腐蝕，合金的耐蝕性能降低。Martynenko等[63]用ECAP和MAD分別對WE43鎂合金進(jìn)行處理，將晶粒細(xì)化在0.6～1 μm的范圍內(nèi)，ECAP和MAD處理后的合金腐蝕速率均明顯降低并且呈現(xiàn)均勻腐蝕，改善了WE43合金體外耐腐蝕性。此外，Gao等[64]研究發(fā)現(xiàn)，采用HPT法制得的Mg-Zn-Ca合金的第二相成為納米級顆粒，均勻分布在晶粒內(nèi)部，并且HPT處理后的試樣由于第二相的均勻分布而呈現(xiàn)均勻腐蝕。

4 表面改性

除了改變合金自身耐蝕性外，合金表面改性也是提高醫(yī)用鎂合金耐蝕性能的重要手段。適當(dāng)?shù)谋砻娓男苑绞娇梢圆煌潭雀纳奇V合金的耐腐蝕性能，同時(shí)，還可以起到提高合金的生物相容性和生物活性、載藥、抗菌、自修復(fù)、自潔等功能性作用[65-66]。目前醫(yī)用鎂合金領(lǐng)域已經(jīng)發(fā)展了多種表面改性技術(shù)，根據(jù)表面改性手段的不同，可將表面改性涂層分為機(jī)械改性涂層和非機(jī)械改性涂層。

4.1 機(jī)械涂層

機(jī)械涂層是對表面進(jìn)行特定的塑性變形處理而形成與原始表面不同的結(jié)構(gòu)層，并不引入其他物質(zhì)。機(jī)械涂層主要是經(jīng)過噴丸或機(jī)械研磨處理得到。與化學(xué)涂層相比，機(jī)械層與基材的結(jié)合力更好。

Wu等[67]對Mg-4Y-3.3RE(Nd,Gd)-0.5Zr鎂合金骨板進(jìn)行了高能噴丸處理，在合金表面制備了原位表面納米晶微結(jié)構(gòu)，提高了表面鈍化膜Mg(OH)2的致密性，合金腐蝕速率降低了約30%，改善了合金的耐蝕性。也有研究與此相反，Peral等[68]對AZ31鎂合金表面進(jìn)行了噴丸處理，結(jié)果顯示經(jīng)噴丸處理后的合金的腐蝕速率卻遠(yuǎn)高于未噴丸處理的合金，進(jìn)一步研究發(fā)現(xiàn)是由于表面粗糙度及高密度晶格缺陷造成。Mhaede等[69]對AZ31進(jìn)行了低強(qiáng)度噴丸處理后，又利用電沉積磷酸鹽涂層改善了合金表面粗糙度，合金耐腐蝕性能提高。

表面機(jī)械研磨處理(SMAT)被認(rèn)為是一種有效的表面納米結(jié)晶技術(shù)，它可以在不改變材料化學(xué)成分的情況下將表面晶粒細(xì)化至納米級，并形成梯度納米結(jié)構(gòu)。研磨處理對鎂合金耐蝕性能的提高有顯著作用，處理后的合金組織細(xì)小均勻，表面相對更為平滑，腐蝕速率明顯降低，且可以改變涂層與基材之間的結(jié)合力和附著力。Laleh等[70]采用不同直徑的鋼球?qū)Z91D鎂合金進(jìn)行SMAT工藝，用2 mm鋼球處理的合金腐蝕速率僅為未處理合金的6.2%，腐蝕速率顯著降低。

4.2 非機(jī)械涂層

非機(jī)械涂層又可根據(jù)涂層形成方式差異分為轉(zhuǎn)化涂層和沉積涂層兩類?？紤]到生物安全性，增加的表面涂層還需具備足夠的生物相容性和無細(xì)胞毒性。

轉(zhuǎn)化涂層是鎂基材與涂層溶液之間的化學(xué)反應(yīng)形成的原位涂層。常見的轉(zhuǎn)化涂層有稀土轉(zhuǎn)化涂層、氟化涂層、磷酸鹽轉(zhuǎn)化涂層、微弧氧化涂層、水熱處理等。

稀土轉(zhuǎn)化膜主要使用Y,Gd,Nd,Sm,Pr等稀土化合物。轉(zhuǎn)化膜通過電化學(xué)作用產(chǎn)生鈍化，且致密膜層增強(qiáng)了屏蔽效果，阻礙了陽極基體的溶解。表2列舉了一些稀土轉(zhuǎn)化膜對鎂合金耐腐蝕性能的影響[71-77]。

表2 稀土轉(zhuǎn)化膜對鎂合金耐腐蝕性能影響[71-77]Table 2 Effect of rare earth conversion film on corrosion resistance of magnesium alloys [71-77]

氟化涂層和磷酸鹽涂層是通過與鎂及鎂合金表面進(jìn)行化學(xué)反應(yīng)生成，這類涂層具有良好的生物相容性和化學(xué)穩(wěn)定性，一定程度阻礙了腐蝕向基體發(fā)展。Barajas等[78]使用體積分?jǐn)?shù)為4%和10%的氫氟酸對AZ31合金進(jìn)行化學(xué)轉(zhuǎn)化處理，在合金上形成了羥基氟化鎂層，氟化處理試樣的腐蝕電流密度降低約3個(gè)數(shù)量級，提高了合金耐蝕性，且生物相容性良好。Zeng等[79]在AZ31合金表面上制備了兩種磷酸鹽轉(zhuǎn)換涂層，Zn涂層和Zn-Ca涂層均比基體合金具有更高的耐腐蝕性，花狀Zn-Ca涂層比棒狀Zn涂層更致密，顯著降低了腐蝕電流密度。微弧氧化(MAO)形成的致密涂層對基材起到保護(hù)作用，具有合適的孔徑、密度及表面粗糙度的涂層會(huì)阻擋腐蝕離子接觸基體表面，還可充當(dāng)中間層以改善復(fù)合涂層的結(jié)合力[80]。Lin等[81]在純鎂上制備了添加Li的MAO涂層，結(jié)果表明，帶有涂層的合金耐蝕性明顯高于純鎂，添加Li減少了MAO涂層上的微孔和裂紋數(shù)量從而具有更好的耐蝕性。

沉積涂層是基于附著力、靜電相互作用的異位涂層。主要有電沉積、共沉淀、物理氣相沉積、電泳沉積、離子注入等。Wu等[82]通過物理氣相沉積在AZ31鎂合金上制備鋁涂層，具有Al涂層的合金顯示出比未表面改性的合金更高的耐腐蝕性。Zheng等[83]采用電沉積法在鎂合金表面上構(gòu)建超疏水涂層，樣品具有較好的耐腐蝕性，其腐蝕電流密度遠(yuǎn)低于鎂合金基體的腐蝕電流密度。Alaei等[84]采用電泳沉積法制備了殼聚糖生物活性玻璃納米復(fù)合涂層，提高了合金的耐蝕性。Tayyaba等[85]通過共沉淀制備了具有HA涂層的ZK60鎂合金，HA涂層改變了合金自由腐蝕電位，同時(shí)為電子和離子在界面處的流動(dòng)提供了物理屏障。腐蝕前72 h內(nèi)，有涂層的腐蝕速率僅為無涂層的20%左右，后期腐蝕速率也明顯低于無沉積涂層的合金。Wang等[86]在Mg-Gd-Zn-Zr合金上注入Nd離子，在注入層中形成了由Nd2O3，Gd2O3和金屬Nd組成的混合結(jié)構(gòu)層。改性層中的Nd2O3和Gd2O3在水性介質(zhì)中相對穩(wěn)定，阻止Cl-向內(nèi)傳輸，適當(dāng)?shù)膭┝肯?，提高合金的耐腐蝕性，圖8為合金注入前后腐蝕產(chǎn)物層截面圖，可以發(fā)現(xiàn)離子注入后腐蝕產(chǎn)物層厚度變小，且注入前基體均勻腐蝕，離子注入后樣品仍為均勻腐蝕。

圖8 Nd離子注入前(a)后(b)Mg-Gd-Zn-Zr合金的腐蝕截面圖[86]Fig.8 Cross-section images of Mg-Gd-Zn-Zr alloy before(a) and after(b) Nd ion implantation[86]

然而，表面處理并不能從根本上解決局部腐蝕的問題，如圖9(b),(c)，經(jīng)過了表面堿化及氟化處理后，因合金本身呈現(xiàn)局部腐蝕，表面改性后的骨板仍為局部腐蝕，在服役過程中無法保證力學(xué)完整性[87]。因此，提高鎂合金植入材料耐腐蝕性需要選擇自身具有均勻腐蝕行為的鎂合金，進(jìn)而加上表面改性來進(jìn)一步提高鎂合金總體耐蝕性，達(dá)到標(biāo)本兼治的效果。

圖9 LAE442鎂合金骨板腐蝕前以及在SBF中浸泡2周后的μCT 3D圖片[87](a)腐蝕前；(b)未經(jīng)表面處理；(c)在NaOH溶液中預(yù)制Mg(OH)2層處理;(d)MgF2涂層處理Fig.8 μCT 3D images of magnesium alloy bone plates before corrosion and soaked in SBF for 2 weeks[87](a)before corrosion;(b)without surface treatment;(c)prefabricated Mg(OH)2-layer treatment in NaOH solution;(d)MgF2 coating

5 未來發(fā)展趨勢

鎂合金因其可降解性、良好的生物相容性、生物力學(xué)相容性等優(yōu)勢而被認(rèn)為是一種很有前途的生物可降解植入材料，成為醫(yī)用金屬材料研究熱點(diǎn)之一。然而，鎂合金降解過快和局部腐蝕等問題限制了其在承重部位的臨床應(yīng)用。因此，需要闡明鎂合金在體內(nèi)復(fù)雜介質(zhì)及應(yīng)力作用下的降解規(guī)律與機(jī)理，從鎂合金自身腐蝕性能角度出發(fā)，在保證生物相容性、安全性的基礎(chǔ)上實(shí)現(xiàn)鎂合金降解速率與降解方式的可控性，并結(jié)合表面改性技術(shù)，進(jìn)一步提高耐蝕性能。主要發(fā)展趨勢如下：

(1)基于生物安全性和自身耐蝕性，通過低合金化、高純化、細(xì)晶化等手段研發(fā)出具有優(yōu)良耐蝕性能和均勻腐蝕行為的高性能生物醫(yī)用鎂合金。

(2)以具有均勻腐蝕的生物醫(yī)用鎂合金為基體，開發(fā)具有耐蝕性、抗菌性、載藥性等多功能表面涂層技術(shù)，確保表面改性后合金仍呈現(xiàn)均勻降解性，從而實(shí)現(xiàn)其服役期間力學(xué)完整性和功能性。

(3)結(jié)合體內(nèi)服役環(huán)境，綜合考慮腐蝕介質(zhì)、流場、應(yīng)力等因素，研究鎂合金在多種因素共同作用下的降解行為與機(jī)理，作為承重骨固定及心血管支架材料，需考慮應(yīng)力腐蝕等問題，從而拓寬其應(yīng)用范圍。