镁合金具有与人骨相近的密度和弹性模量, 比生物陶瓷更好的断裂韧性, 且具有较好的生物相容性、生物安全性和体内可降解性, 可有效避免“应力遮挡”效应和二次手术给患者带来的痛苦和经济负担, 有望替代传统的生物惰性材料, 成为新一代可降解骨科植入材料[1 -3 ] . 然而, 由于过快的腐蚀速率及由此产生的局部H2 聚集, 局部腐蚀导致植入材料过早失效, 以及某些合金元素的毒性(比如Al和Y)等问题[4 ,5 ] , 镁合金尚未满足生物可降解植入材料的要求. 针对合金化元素的细胞毒性问题, 研究者[2 ,4 ,6 -9 ] 陆续开发出无细胞毒性的新型生物镁合金, 如Mg-Ca, Mg-Sr, Mg-Zn, Mg-RE系等. 针对镁合金腐蚀速率过快的问题, 主要通过高纯化[10 ] 、合金化[11 ,12 ] 、细晶化[13 -15 ] 及表面处理[16 -18 ] 等手段来提高镁合金的耐蚀性能, 取得了一定的效果, 但仍未达到临床应用的要求.
Sr元素对成骨细胞生长具有刺激作用, 也可改善镁合金的力学性能、高温抗蠕变性能和腐蚀性能[4 ,6 ,19 ] . Gd在Mg中具有较高的固溶度(在共晶温度的固溶度约为23.5%, 质量分数), 可提高镁合金的室温和高温力学性能[20 ] . 前期研究[21 ] 结果表明, 含质量分数11.3%Gd的Mg-Gd-Zn-Zr镁合金无明显细胞毒性. 本工作在Mg-Nd-Zn-Zr生物镁合金[9 ,14 ,22 ] 的基础上, 结合作者对Mg-Gd-Zn-Zr合金研究的初步成果[21 ] , 对合金成分进行了设计, 即加入少量的Sr元素, 用Gd元素部分取代Nd元素, 制备了4组不同Nd和Gd含量的Mg-Nd-Gd-Sr-Zn-Zr合金, 对铸态合金进行了固溶+人工时效处理(T6), 研究了多合金化元素及热处理对合金组织、力学和腐蚀性能的作用规律, 以期设计开发出具有较好综合性能的生物可降解镁合金.
1 实验方法
采用重力铸造法制备了成分为Mg-(4-x)Nd-xGd-0.3Sr-0.2Zn-0.4Zr (质量分数, %, x=0, 1, 2, 3, 分别标记为合金1, 2, 3, 4)的4组合金. 原材料分别为高纯Mg, 高纯Zn, Mg-30%Nd, Mg-30%Gd, Mg-25%Sr和Mg-30%Zr. 熔炼在混合气体(CO2 +SF6 )保护的电阻坩埚炉中进行, 当原材料完全熔化完后, 开启自动搅拌开关搅拌5 min, 静置15~20 min, 然后在熔液温度为720 ℃时浇铸成形, 再置于水中冷却. 在4组铸态合金铸锭上取样进行固溶+时效处理(T6)工艺优化, 最终确定本工作中合金的T6处理工艺如表1所示.
采用Rigaku Ultima-IV型X射线衍射仪(XRD)对4组铸态合金进行物相分析, 采用JSM-6360LV型扫描电子显微镜(SEM)对合金显微组织进行观察, 并利用Genesis2000XMS60能谱仪(EDS)进行成分分析. 采用Zwick/Roell-20KN型电子拉伸试验机测试铸态和T6态合金的室温力学性能, 拉伸速率为1 mm/min, 每组平行试样3个, 结果取平均值. 采用FM700型显微硬度计测试合金的显微硬度.
采用失重浸泡法测试合金在模拟体液(SBF)[22 ] 中的腐蚀性能. 浸泡试样直径约15 mm, 厚度约4 mm, 试样表面打磨抛光, 在浸泡前测量试样的质量、直径和厚度. 然后将试样放置在SBF中浸泡, SBF体积与试样表面积之比为60 mL/cm2 . 每24 h更换一次SBF溶液, 以避免溶液pH值过高而抑制了合金的腐蚀. 浸泡120 h后取出试样, 先后用去离子水、无水乙醇冲洗干净后吹干, 然后置于沸腾的铬酸溶液中(200 g/L Cr2 O3 +10 g/L AgNO3 )清洗5 min, 以清除试样表面的腐蚀产物, 清洗吹干后称量腐蚀后试样的质量, 计算合金的腐蚀速率, 取3个平行试样的平均值. 用SEM观察腐蚀后试样的表面形貌, 用EDS分析腐蚀后试样的成分.
2 实验结果
2.1 物相与显微组织
图1为4组铸态镁合金的XRD谱. 可以看出, 合金1和2的组成相主要是α -Mg基体和第二相(Mg41 Nd5 ). 随着Gd含量的增加和Nd含量的相应减少, 合金3中的第二相峰明显变弱, 而合金4中的第二相峰又有所增强, 对比卡片发现该峰为Mg3 Gd的峰.
图1 铸态镁合金的XRD谱
Fig.1 XRD spectra of the as-cast Mg-(4-x)Nd-xGd-0.3Sr-0.2Zn-0.4Zr alloys
图2是铸态合金的组织SEM像. 合金组织主要由α -Mg和共晶相(第二相)组成. 随着Gd含量的增加和Nd含量相应减少, α -Mg晶粒显著细化, 第二相的体积分数呈下降趋势, 且第二相分布的连续性变差; 而当Gd含量为3%时, 组织又有所粗化. 对合金2中共晶相进行EDS成分分析, 结果如图3所示. 可以看出, 共晶相为层片状, 除Mg和Nd外, 还含有少量的Gd, Sr和Zn元素. 从SEM像中观察不到Mg41 Nd5 和Mg3 Gd形态与分布的差异.
图2 铸态镁合金微观组织的SEM像
Fig.2 SEM images of the as-cast Mg-(4-x)Nd-xGd-0.3Sr-0.2Zn-0.4Zr alloys
4组合金的T6态组织如图4所示. 在合金1晶界处观察到残留第二相(图4a), 这是由于合金1中Nd含量为4%, 超过了其在共晶温度下的最大固溶度(3.6%). 在α -Mg晶粒内和晶界上观察到大量白色球状颗粒析出, 含Gd的T6态合金晶粒明显细小. 合金2晶界处有少量第二相, 晶粒内和晶界处有白色球状颗粒析出. 合金3中第二相消失, 表明固溶完全, 晶粒内部有大量针状析出物. 在工艺优化过程中发现, 当合金4的第二相完全固溶到基体中时, 晶粒明显长大, 因而选择了晶粒相对细小的热处理工艺参数, 导致晶界处仍有少量残余第二相(图4d). 此外, T6处理后合金1和3的晶粒尺寸较铸态的明显粗大, 而合金2和4的晶粒尺寸较铸态无明显变化.
图3 铸态镁合金2的共晶组织及EDS分析结果
Fig.3 Eutectic microstructure of the as-cast alloy 2 (a) and its EDS result corresponding to the rectangle area in Fig.3a (b)
图4 T6态镁合金微观组织的SEM像
Fig.4 SEM images of the T6 state Mg-(4-x)Nd-xGd-0.3Sr-0.2Zn-0.4Zr alloys (a) x=0 (b) x=1 (c) x=2 (d) x=3
对T6态合金2和3中析出相进行了成分分析, 结果如图5所示. 合金2中α -Mg晶粒内部的白色球状颗粒主要富含Zr元素, 而位于晶界上的白色球状小颗粒也富含Zr元素, 无论晶内还是晶界处的白色球状颗粒中Nd元素的含量均比Gd多. 在合金3中观察到大量针状析出物, 成分分析结果显示这些针状析出物按元素含量多少排序为Mg, Zr, Gd, Zn和Nd, 其中Gd元素的含量比Nd多, 表明析出相的形貌与Gd, Nd元素含量的多少有关, 析出相形貌与合金成分之间的关系将在后续工作中研究.
图5 T6态镁合金的SEM像及EDS分析
Fig.5 SEM images (a, d) and the EDS results (b, c, e) for alloy 2 (a, b, c) and alloy 3 (d, e) (Figs.5b and c correspond to the EDS analysis of positions A and B in Fig.5a, respectively; Fig.5e corresponds to the EDS analysis of rectangle area in Fig.5d)
2.2 力学性能
铸态和T6态4组合金的室温力学性能如图6所示. 加入Gd元素后, 铸态合金的屈服强度均比不含Gd元素的合金1高, 而随着Gd含量的增加和Nd含量的相应减少, 合金的屈服强度呈下降趋势. 固溶强化、晶粒细化是Gd元素加入后合金屈服强度提高的主要原因. 对于T6态合金, 不含Gd的合金1比添加Gd后的合金的屈服强度均要高. 尽管T6态合金2的晶粒明显细于合金1的晶粒, 但其屈服强度却稍低于合金1, 这很可能是因为合金1中Nd达到最大固溶度, 完全固溶后, 还有残余第二相存在于晶界处, 起到第二相强化作用. 添加Gd元素后, 铸态合金的抗拉强度也比不含Gd元素的合金要高, T6态合金的抗拉强度均超过200 MPa, 如图6b所示. 从图6c中可看出, 随着Gd元素部分取代Nd元素, 铸态合金的延伸率显著提高, 而T6态合金的延伸率随着Gd的增加先下降后提高. 从图6d可以看出, Gd部分取代Nd元素后, 铸态合金的显微硬度有所提高, 而T6态合金的显微硬度与其屈服强度趋势一致, 即随着Gd含量的增加, 显微硬度先下降, 后又有所升高.
图6 不同状态下镁合金的力学性能
Fig.6 Yield strength (a), ultimate tensile strength (b), elongation (c) and microhardness (d) of Mg-(4-x)Nd-xGd-0.3Sr-0.2Zn-0.4Zr alloys
2.3 腐蚀性能
图7为合金在模拟体液中浸泡120 h后的腐蚀速率. 对于铸态合金, 随着Gd含量的增加和Nd含量的相应减少, 合金的腐蚀速率呈轻微下降趋势, 表明Gd部分取代Nd元素有助于铸态合金耐蚀性能的提高. 而对于T6态合金, Gd的加入可显著降低合金的腐蚀速率, 其中合金2的腐蚀速率最低. 对于同一成分的合金, 除合金2经过T6处理后腐蚀速率降低外, 其余3种合金经过T6处理后腐蚀速率均明显升高.
图7 镁合金在模拟体液中浸泡120 h的腐蚀速率
Fig.7 Corrosion rates of Mg-(4-x)Nd-xGd-0.3Sr-0.2Zn-0.4Zr alloys immersed in simulate body fluid (SBF) for 120 h
铸态合金在模拟体液中浸泡120 h洗去腐蚀产物后的表面腐蚀形貌如图8所示. 从图8a和b中可以看出, 合金晶界处存在相对较多的树枝晶. 图9是对铸态合金2中树枝状组织的成分分析结果, 其主要元素成分为Mg, Nd, Gd和Zn. 与图3中的结果对比可以发现, 洗去腐蚀产物后的树枝晶中Nd含量明显减少, 而Sr则消失, 表明Nd和Mg及Sr和Mg的化合物在浸泡或酸洗过程中被腐蚀掉. 从图8c和d中观察不到第二相, 但在晶界处观察到一些细小的微孔. 由于镁合金中第二相的腐蚀电位一般比基体要高, 第二相作为阴极在电偶腐蚀过程中被保护起来, 其耐蚀性优于基体. 因此, 可以断定合金3和4中的这些微孔是在酸洗表面腐蚀产物过程中第二相被酸性溶液腐蚀而形成的, 也可推断图8a和b中共晶组织中富含Nd和Sr的化合物也是在酸洗过程中被腐蚀掉. 从图8中可以看出, 合金的腐蚀较为均匀.
图8 铸态镁合金在模拟体液中浸泡120 h洗去腐蚀产物后的表面形貌
Fig.8 Surface morphologies of the as-cast Mg-(4-x)Nd-xGd-0.3Sr-0.2Zn-0.4Zr alloys immersed in SBF for 120 h after removing corrosion products
T6态合金的腐蚀形貌如图10所示. 总的来说, 4组合金的腐蚀形貌相对较为均匀. 从图10a中可以看出, 在晶界处有一些腐蚀坑点, 由于T6态合金1组织中有较多残留的第二相不连续分布在晶界上, 在浸泡腐蚀过程中, 第二相周围的基体因具有更低的腐蚀电位, 首先遭到腐蚀, 而第二相则作为阴极被保护起来, 在酸洗腐蚀产物过程中, 第二相容易被腐蚀, 因而在晶界上产生或大或小的坑点. 由于T6态合金2组织中第二相很少, 因此在晶界处的坑点也相对合金1少很多. 从图10c中可以观察到, 晶粒中间有突起的部分, 并可观察到突起部分有针状析出物, 从图5d和e的分析结果表明这是富Zr的析出物(合金元素中Zr含量最多). 这些富Zr的析出物大多出现在晶粒中间(图4c), 富Zr区域在浸泡过程中作为阴极, 其周围先遭受腐蚀, 这种组织导致合金局部腐蚀的倾向性增加, 因此, 观察到富Zr部分突起. 合金2和4中也能观察到这种突起, 而合金1中却没有, 这可能与合金2, 3, 4中含Gd元素有关, 即含Gd的富Zr化合物的耐蚀性比不含Gd的富Zr化合物的耐蚀性能更好. 由于合金4中残余第二相较多, 也在晶界处观察到第二相在酸洗清除腐蚀产物过程中被腐蚀造成的坑点.
图9 合金2在模拟体液中浸泡120 h洗去腐蚀产物后的形貌及晶界处树枝晶EDS分析
Fig.9 Surface morphology of the as-cast alloy 2 immersed in SBF for 120 h after removing corrosion products (a) and the EDS result of dendrite in the grain boundary (b)
图10 T6态镁合金在模拟体液中浸泡120 h洗去腐蚀产物后的表面形貌
Fig.10 Surface morphologies of the T6 state Mg-(4-x)Nd-xGd-0.3Sr-0.2Zn-0.4Zr alloys immersed in SBF for 120 h after removing corrosion products
3 分析讨论
由于Gd在Mg中具有较大的固溶度, 而Nd在Mg中的固溶度相对较小, 在凝固过程中, 大部分Gd固溶到Mg基体中, 而Nd则少量固溶到基体中, 未固溶的Nd和Gd则在固液界面前沿富集, 可能成为形核质点, 也可能导致固液界面前沿产生成分过冷, 从而阻碍了晶粒的生长, 起到细化晶粒的作用[23 ] . 而从合金4的组织照片中可以看出第二相较少, 说明合金中3%Gd和1%Nd大多固溶到基体中, 第二相在晶界处对晶粒长大的抑制作用减弱, 因而晶粒有所粗化. 此外, T6处理后, 合金1和2中晶粒内部和晶界处均观察到大量球状析出物颗粒; 而随着Gd含量的增多和Nd含量的减少, 合金3和4中的析出相则为针状, 主要在晶粒内部析出, 说明固溶处理后溶入基体的合金化元素在时效处理过程中以富Zr化合物形式从α -Mg基体中析出. 不同形状析出相的机理将在后续工作中探讨.
李杰华等[24 ] 采用正交法研究了不同合金化元素Nd和Gd含量对Mg-Nd-Gd-Zn-Zr镁合金力学性能的影响, 结果表明, Nd含量越高, 合金的抗拉强度和屈服强度越好, Nd含量对合金强度的影响比Gd含量更显著. 也有报道[25 ] 显示, Mg-Nd二元系合金中α -Mg基体的固溶强化和析出强化比晶界处第二相强化更重要. 此外, 对Mg-Nd二元合金稳定性的第一原理计算[26 ] 表明, Mg41 Nd5 是Mg-Nd合金在Mg12 Nd和Mg3 Nd之间的平衡相. 对于本工作中的铸态合金, 由于Gd在Mg中的固溶度较大, 在凝固过程中溶入了较多的Gd元素, 加之晶粒细化作用, 含Gd合金的屈服强度因固溶强化和细晶强化而显著提高, 但由于Nd对合金强度的影响比Gd更显著, 随着Gd含量的增加和Nd含量的相应减少, 合金的屈服强度呈下降趋势. 对合金进行T6处理后, T6态合金1的屈服强度和抗拉强度较铸态分别提高了73%和145%. 而当Gd部分取代Nd后, T6态合金2, 3和4的屈服强度比铸态分别提高了9%, 8%和27%, 抗拉强度分别提高了29%, 29%和53%, 表明Nd对合金固溶强化和析出强化效果显著优于Gd.
影响镁合金腐蚀性能的主要因素有晶粒尺寸和第二相. 其中晶粒越细小, 其耐蚀性越好[13 -15 ] ; 而第二相的含量、分布及其与基体腐蚀电位差都对镁合金的腐蚀性能有显著影响. 当第二相含量不是很少, 且连续分布在α -Mg基体周围时, 可作为腐蚀障碍, 提高合金的耐蚀性能; 反之, 当第二相含量较少, 且不连续分布时, 即使第二相尺寸达到纳米级, 也会加速镁合金的腐蚀[27 ,28 ] . 此外, 第二相与基体的腐蚀电位差越大, 引起的电偶腐蚀越严重, 且表现为更加严重的局部腐蚀[29 ] .
对于铸态合金来说, 随着Gd含量的增加和Nd含量的相应减少, 合金腐蚀速率有所降低, 这主要归因于第二相的减少和组织的细化. 铸态合金3的晶粒比合金4更细小, 但其腐蚀速率却较合金4高, 这可归因于合金4中的第二相含量少于合金3, 由此可以推断第二相对合金腐蚀性能的影响占主导因素.
对于T6态合金来说, 随着Gd部分取代Nd, 合金腐蚀速率显著降低, 且T6态合金2具有最低的腐蚀速率, 随着Gd的增多, 合金3和4的腐蚀速率有所升高, 这主要是因为α-Mg基体、第二相和晶粒尺寸共同作用的结果. 当Gd部分取代Nd后, α -Mg基体中形成了含Gd的富Zr化合物, 具有更好的耐蚀性能; 由于Gd在Mg中的固溶度大, 热处理后合金的第二相明显减少, 使合金的耐蚀性能提高, 此外, 从图4中可以看出含Gd元素的T6态合金的组织较不含Gd的合金1细小, 也有利于合金耐蚀性能的提高. 合金3中晶粒内部针状析出物较多, 而合金4中除晶粒内部的针状析出物外, 晶界处还有第二相, 因此, 其腐蚀速率较合金2明显升高.
对于相同成分的合金, T6处理后, 除合金2的腐蚀速率低于其铸态的外, 其余3种合金腐蚀速率均有所升高. 合金2经过T6处理后, 晶粒大小与铸态相当, 绝大部分第二相固溶到基体中, 尽管有细小球状析出, 但由于析出物相对分散, 其对合金耐蚀性能的负面作用较弱, 因此, 合金的耐蚀性能提高. 合金1经过T6处理后, 晶粒明显长大, 且残余第二相不连续分布, 因而腐蚀速率明显升高. 合金3经T6处理后, 晶界处的第二相完全固溶到基体中, 晶粒明显粗大, 且在α -Mg晶粒内部有大量针状析出物聚集, 粗大晶粒和聚集的针状析出物加剧了合金的腐蚀, 因此, 其腐蚀速率较铸态有所升高. 由于残留的不连续分布的第二相及聚集的针状析出物, T6态合金4的腐蚀速率也比铸态快.
4 结论
(1) 当Gd含量少于Nd含量时, 铸态Mg-(4-x)Nd-xGd-0.3Sr-0.2Zn-0.4Zr合金中的第二相为Mg41 Nd5 , 当Gd含量多于Nd含量时, 第二相为Mg3 Gd.
(2) 铸态Mg-(4-x)Nd-xGd-0.3Sr-0.2Zn-0.4Zr合金组织随着Gd含量的增加和Nd含量的相应减少而显著细化. 当Gd含量为3%时, 铸态合金的组织又有所粗化, 第二相的含量随Gd元素的增加而明显降低. 经过T6处理后, 晶界处第二相显著减少, 当Gd含量少于Nd含量时, 合金中的析出物为球状颗粒; 而当Gd含量大于等于Nd时, 合金的析出物为针状.
(3) 随着Gd部分取代Nd, 铸态合金的屈服强度、抗拉强度、延伸率和显微硬度均提高; 而T6处理后, 含Gd合金的屈服强度、抗拉强度和硬度均比不含Gd的合金低, 表明Gd对T6态合金的强化效果比Nd差.
(4) 随着Gd部分取代Nd, 铸态合金的腐蚀速率呈下降趋势, T6态合金的腐蚀速率也均低于不含Gd元素的合金, 表明Gd部分取代Nd可提高合金的耐蚀性能. 铸态和T6态合金的腐蚀形貌相对均匀, 其中T6态合金中聚集的针状析出物使合金的局部腐蚀倾向性加大.
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2011
... 镁合金具有与人骨相近的密度和弹性模量, 比生物陶瓷更好的断裂韧性, 且具有较好的生物相容性、生物安全性和体内可降解性, 可有效避免“应力遮挡”效应和二次手术给患者带来的痛苦和经济负担, 有望替代传统的生物惰性材料, 成为新一代可降解骨科植入材料[1 -3 ] . 然而, 由于过快的腐蚀速率及由此产生的局部H2 聚集, 局部腐蚀导致植入材料过早失效, 以及某些合金元素的毒性(比如Al和Y)等问题[4 ,5 ] , 镁合金尚未满足生物可降解植入材料的要求. 针对合金化元素的细胞毒性问题, 研究者[2 ,4 ,6 -9 ] 陆续开发出无细胞毒性的新型生物镁合金, 如Mg-Ca, Mg-Sr, Mg-Zn, Mg-RE系等. 针对镁合金腐蚀速率过快的问题, 主要通过高纯化[10 ] 、合金化[11 ,12 ] 、细晶化[13 -15 ] 及表面处理[16 -18 ] 等手段来提高镁合金的耐蚀性能, 取得了一定的效果, 但仍未达到临床应用的要求. ...
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2013
... 镁合金具有与人骨相近的密度和弹性模量, 比生物陶瓷更好的断裂韧性, 且具有较好的生物相容性、生物安全性和体内可降解性, 可有效避免“应力遮挡”效应和二次手术给患者带来的痛苦和经济负担, 有望替代传统的生物惰性材料, 成为新一代可降解骨科植入材料[1 -3 ] . 然而, 由于过快的腐蚀速率及由此产生的局部H2 聚集, 局部腐蚀导致植入材料过早失效, 以及某些合金元素的毒性(比如Al和Y)等问题[4 ,5 ] , 镁合金尚未满足生物可降解植入材料的要求. 针对合金化元素的细胞毒性问题, 研究者[2 ,4 ,6 -9 ] 陆续开发出无细胞毒性的新型生物镁合金, 如Mg-Ca, Mg-Sr, Mg-Zn, Mg-RE系等. 针对镁合金腐蚀速率过快的问题, 主要通过高纯化[10 ] 、合金化[11 ,12 ] 、细晶化[13 -15 ] 及表面处理[16 -18 ] 等手段来提高镁合金的耐蚀性能, 取得了一定的效果, 但仍未达到临床应用的要求. ...
... ,4 ,6 -9 ]陆续开发出无细胞毒性的新型生物镁合金, 如Mg-Ca, Mg-Sr, Mg-Zn, Mg-RE系等. 针对镁合金腐蚀速率过快的问题, 主要通过高纯化[10 ] 、合金化[11 ,12 ] 、细晶化[13 -15 ] 及表面处理[16 -18 ] 等手段来提高镁合金的耐蚀性能, 取得了一定的效果, 但仍未达到临床应用的要求. ...
... Sr元素对成骨细胞生长具有刺激作用, 也可改善镁合金的力学性能、高温抗蠕变性能和腐蚀性能[4 ,6 ,19 ] . Gd在Mg中具有较高的固溶度(在共晶温度的固溶度约为23.5%, 质量分数), 可提高镁合金的室温和高温力学性能[20 ] . 前期研究[21 ] 结果表明, 含质量分数11.3%Gd的Mg-Gd-Zn-Zr镁合金无明显细胞毒性. 本工作在Mg-Nd-Zn-Zr生物镁合金[9 ,14 ,22 ] 的基础上, 结合作者对Mg-Gd-Zn-Zr合金研究的初步成果[21 ] , 对合金成分进行了设计, 即加入少量的Sr元素, 用Gd元素部分取代Nd元素, 制备了4组不同Nd和Gd含量的Mg-Nd-Gd-Sr-Zn-Zr合金, 对铸态合金进行了固溶+人工时效处理(T6), 研究了多合金化元素及热处理对合金组织、力学和腐蚀性能的作用规律, 以期设计开发出具有较好综合性能的生物可降解镁合金. ...
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2005
... 镁合金具有与人骨相近的密度和弹性模量, 比生物陶瓷更好的断裂韧性, 且具有较好的生物相容性、生物安全性和体内可降解性, 可有效避免“应力遮挡”效应和二次手术给患者带来的痛苦和经济负担, 有望替代传统的生物惰性材料, 成为新一代可降解骨科植入材料[1 -3 ] . 然而, 由于过快的腐蚀速率及由此产生的局部H2 聚集, 局部腐蚀导致植入材料过早失效, 以及某些合金元素的毒性(比如Al和Y)等问题[4 ,5 ] , 镁合金尚未满足生物可降解植入材料的要求. 针对合金化元素的细胞毒性问题, 研究者[2 ,4 ,6 -9 ] 陆续开发出无细胞毒性的新型生物镁合金, 如Mg-Ca, Mg-Sr, Mg-Zn, Mg-RE系等. 针对镁合金腐蚀速率过快的问题, 主要通过高纯化[10 ] 、合金化[11 ,12 ] 、细晶化[13 -15 ] 及表面处理[16 -18 ] 等手段来提高镁合金的耐蚀性能, 取得了一定的效果, 但仍未达到临床应用的要求. ...
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2012
... 镁合金具有与人骨相近的密度和弹性模量, 比生物陶瓷更好的断裂韧性, 且具有较好的生物相容性、生物安全性和体内可降解性, 可有效避免“应力遮挡”效应和二次手术给患者带来的痛苦和经济负担, 有望替代传统的生物惰性材料, 成为新一代可降解骨科植入材料[1 -3 ] . 然而, 由于过快的腐蚀速率及由此产生的局部H2 聚集, 局部腐蚀导致植入材料过早失效, 以及某些合金元素的毒性(比如Al和Y)等问题[4 ,5 ] , 镁合金尚未满足生物可降解植入材料的要求. 针对合金化元素的细胞毒性问题, 研究者[2 ,4 ,6 -9 ] 陆续开发出无细胞毒性的新型生物镁合金, 如Mg-Ca, Mg-Sr, Mg-Zn, Mg-RE系等. 针对镁合金腐蚀速率过快的问题, 主要通过高纯化[10 ] 、合金化[11 ,12 ] 、细晶化[13 -15 ] 及表面处理[16 -18 ] 等手段来提高镁合金的耐蚀性能, 取得了一定的效果, 但仍未达到临床应用的要求. ...
... Sr元素对成骨细胞生长具有刺激作用, 也可改善镁合金的力学性能、高温抗蠕变性能和腐蚀性能[4 ,6 ,19 ] . Gd在Mg中具有较高的固溶度(在共晶温度的固溶度约为23.5%, 质量分数), 可提高镁合金的室温和高温力学性能[20 ] . 前期研究[21 ] 结果表明, 含质量分数11.3%Gd的Mg-Gd-Zn-Zr镁合金无明显细胞毒性. 本工作在Mg-Nd-Zn-Zr生物镁合金[9 ,14 ,22 ] 的基础上, 结合作者对Mg-Gd-Zn-Zr合金研究的初步成果[21 ] , 对合金成分进行了设计, 即加入少量的Sr元素, 用Gd元素部分取代Nd元素, 制备了4组不同Nd和Gd含量的Mg-Nd-Gd-Sr-Zn-Zr合金, 对铸态合金进行了固溶+人工时效处理(T6), 研究了多合金化元素及热处理对合金组织、力学和腐蚀性能的作用规律, 以期设计开发出具有较好综合性能的生物可降解镁合金. ...
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2012
... 镁合金具有与人骨相近的密度和弹性模量, 比生物陶瓷更好的断裂韧性, 且具有较好的生物相容性、生物安全性和体内可降解性, 可有效避免“应力遮挡”效应和二次手术给患者带来的痛苦和经济负担, 有望替代传统的生物惰性材料, 成为新一代可降解骨科植入材料[1 -3 ] . 然而, 由于过快的腐蚀速率及由此产生的局部H2 聚集, 局部腐蚀导致植入材料过早失效, 以及某些合金元素的毒性(比如Al和Y)等问题[4 ,5 ] , 镁合金尚未满足生物可降解植入材料的要求. 针对合金化元素的细胞毒性问题, 研究者[2 ,4 ,6 -9 ] 陆续开发出无细胞毒性的新型生物镁合金, 如Mg-Ca, Mg-Sr, Mg-Zn, Mg-RE系等. 针对镁合金腐蚀速率过快的问题, 主要通过高纯化[10 ] 、合金化[11 ,12 ] 、细晶化[13 -15 ] 及表面处理[16 -18 ] 等手段来提高镁合金的耐蚀性能, 取得了一定的效果, 但仍未达到临床应用的要求. ...
... Sr元素对成骨细胞生长具有刺激作用, 也可改善镁合金的力学性能、高温抗蠕变性能和腐蚀性能[4 ,6 ,19 ] . Gd在Mg中具有较高的固溶度(在共晶温度的固溶度约为23.5%, 质量分数), 可提高镁合金的室温和高温力学性能[20 ] . 前期研究[21 ] 结果表明, 含质量分数11.3%Gd的Mg-Gd-Zn-Zr镁合金无明显细胞毒性. 本工作在Mg-Nd-Zn-Zr生物镁合金[9 ,14 ,22 ] 的基础上, 结合作者对Mg-Gd-Zn-Zr合金研究的初步成果[21 ] , 对合金成分进行了设计, 即加入少量的Sr元素, 用Gd元素部分取代Nd元素, 制备了4组不同Nd和Gd含量的Mg-Nd-Gd-Sr-Zn-Zr合金, 对铸态合金进行了固溶+人工时效处理(T6), 研究了多合金化元素及热处理对合金组织、力学和腐蚀性能的作用规律, 以期设计开发出具有较好综合性能的生物可降解镁合金. ...
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2005
... 镁合金具有与人骨相近的密度和弹性模量, 比生物陶瓷更好的断裂韧性, 且具有较好的生物相容性、生物安全性和体内可降解性, 可有效避免“应力遮挡”效应和二次手术给患者带来的痛苦和经济负担, 有望替代传统的生物惰性材料, 成为新一代可降解骨科植入材料[1 -3 ] . 然而, 由于过快的腐蚀速率及由此产生的局部H2 聚集, 局部腐蚀导致植入材料过早失效, 以及某些合金元素的毒性(比如Al和Y)等问题[4 ,5 ] , 镁合金尚未满足生物可降解植入材料的要求. 针对合金化元素的细胞毒性问题, 研究者[2 ,4 ,6 -9 ] 陆续开发出无细胞毒性的新型生物镁合金, 如Mg-Ca, Mg-Sr, Mg-Zn, Mg-RE系等. 针对镁合金腐蚀速率过快的问题, 主要通过高纯化[10 ] 、合金化[11 ,12 ] 、细晶化[13 -15 ] 及表面处理[16 -18 ] 等手段来提高镁合金的耐蚀性能, 取得了一定的效果, 但仍未达到临床应用的要求. ...
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2005
... 镁合金具有与人骨相近的密度和弹性模量, 比生物陶瓷更好的断裂韧性, 且具有较好的生物相容性、生物安全性和体内可降解性, 可有效避免“应力遮挡”效应和二次手术给患者带来的痛苦和经济负担, 有望替代传统的生物惰性材料, 成为新一代可降解骨科植入材料[1 -3 ] . 然而, 由于过快的腐蚀速率及由此产生的局部H2 聚集, 局部腐蚀导致植入材料过早失效, 以及某些合金元素的毒性(比如Al和Y)等问题[4 ,5 ] , 镁合金尚未满足生物可降解植入材料的要求. 针对合金化元素的细胞毒性问题, 研究者[2 ,4 ,6 -9 ] 陆续开发出无细胞毒性的新型生物镁合金, 如Mg-Ca, Mg-Sr, Mg-Zn, Mg-RE系等. 针对镁合金腐蚀速率过快的问题, 主要通过高纯化[10 ] 、合金化[11 ,12 ] 、细晶化[13 -15 ] 及表面处理[16 -18 ] 等手段来提高镁合金的耐蚀性能, 取得了一定的效果, 但仍未达到临床应用的要求. ...
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2013
... 镁合金具有与人骨相近的密度和弹性模量, 比生物陶瓷更好的断裂韧性, 且具有较好的生物相容性、生物安全性和体内可降解性, 可有效避免“应力遮挡”效应和二次手术给患者带来的痛苦和经济负担, 有望替代传统的生物惰性材料, 成为新一代可降解骨科植入材料[1 -3 ] . 然而, 由于过快的腐蚀速率及由此产生的局部H2 聚集, 局部腐蚀导致植入材料过早失效, 以及某些合金元素的毒性(比如Al和Y)等问题[4 ,5 ] , 镁合金尚未满足生物可降解植入材料的要求. 针对合金化元素的细胞毒性问题, 研究者[2 ,4 ,6 -9 ] 陆续开发出无细胞毒性的新型生物镁合金, 如Mg-Ca, Mg-Sr, Mg-Zn, Mg-RE系等. 针对镁合金腐蚀速率过快的问题, 主要通过高纯化[10 ] 、合金化[11 ,12 ] 、细晶化[13 -15 ] 及表面处理[16 -18 ] 等手段来提高镁合金的耐蚀性能, 取得了一定的效果, 但仍未达到临床应用的要求. ...
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2012
... 镁合金具有与人骨相近的密度和弹性模量, 比生物陶瓷更好的断裂韧性, 且具有较好的生物相容性、生物安全性和体内可降解性, 可有效避免“应力遮挡”效应和二次手术给患者带来的痛苦和经济负担, 有望替代传统的生物惰性材料, 成为新一代可降解骨科植入材料[1 -3 ] . 然而, 由于过快的腐蚀速率及由此产生的局部H2 聚集, 局部腐蚀导致植入材料过早失效, 以及某些合金元素的毒性(比如Al和Y)等问题[4 ,5 ] , 镁合金尚未满足生物可降解植入材料的要求. 针对合金化元素的细胞毒性问题, 研究者[2 ,4 ,6 -9 ] 陆续开发出无细胞毒性的新型生物镁合金, 如Mg-Ca, Mg-Sr, Mg-Zn, Mg-RE系等. 针对镁合金腐蚀速率过快的问题, 主要通过高纯化[10 ] 、合金化[11 ,12 ] 、细晶化[13 -15 ] 及表面处理[16 -18 ] 等手段来提高镁合金的耐蚀性能, 取得了一定的效果, 但仍未达到临床应用的要求. ...
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2011
... 镁合金具有与人骨相近的密度和弹性模量, 比生物陶瓷更好的断裂韧性, 且具有较好的生物相容性、生物安全性和体内可降解性, 可有效避免“应力遮挡”效应和二次手术给患者带来的痛苦和经济负担, 有望替代传统的生物惰性材料, 成为新一代可降解骨科植入材料[1 -3 ] . 然而, 由于过快的腐蚀速率及由此产生的局部H2 聚集, 局部腐蚀导致植入材料过早失效, 以及某些合金元素的毒性(比如Al和Y)等问题[4 ,5 ] , 镁合金尚未满足生物可降解植入材料的要求. 针对合金化元素的细胞毒性问题, 研究者[2 ,4 ,6 -9 ] 陆续开发出无细胞毒性的新型生物镁合金, 如Mg-Ca, Mg-Sr, Mg-Zn, Mg-RE系等. 针对镁合金腐蚀速率过快的问题, 主要通过高纯化[10 ] 、合金化[11 ,12 ] 、细晶化[13 -15 ] 及表面处理[16 -18 ] 等手段来提高镁合金的耐蚀性能, 取得了一定的效果, 但仍未达到临床应用的要求. ...
... 影响镁合金腐蚀性能的主要因素有晶粒尺寸和第二相. 其中晶粒越细小, 其耐蚀性越好[13 -15 ] ; 而第二相的含量、分布及其与基体腐蚀电位差都对镁合金的腐蚀性能有显著影响. 当第二相含量不是很少, 且连续分布在α -Mg基体周围时, 可作为腐蚀障碍, 提高合金的耐蚀性能; 反之, 当第二相含量较少, 且不连续分布时, 即使第二相尺寸达到纳米级, 也会加速镁合金的腐蚀[27 ,28 ] . 此外, 第二相与基体的腐蚀电位差越大, 引起的电偶腐蚀越严重, 且表现为更加严重的局部腐蚀[29 ] . ...
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2012
... Sr元素对成骨细胞生长具有刺激作用, 也可改善镁合金的力学性能、高温抗蠕变性能和腐蚀性能[4 ,6 ,19 ] . Gd在Mg中具有较高的固溶度(在共晶温度的固溶度约为23.5%, 质量分数), 可提高镁合金的室温和高温力学性能[20 ] . 前期研究[21 ] 结果表明, 含质量分数11.3%Gd的Mg-Gd-Zn-Zr镁合金无明显细胞毒性. 本工作在Mg-Nd-Zn-Zr生物镁合金[9 ,14 ,22 ] 的基础上, 结合作者对Mg-Gd-Zn-Zr合金研究的初步成果[21 ] , 对合金成分进行了设计, 即加入少量的Sr元素, 用Gd元素部分取代Nd元素, 制备了4组不同Nd和Gd含量的Mg-Nd-Gd-Sr-Zn-Zr合金, 对铸态合金进行了固溶+人工时效处理(T6), 研究了多合金化元素及热处理对合金组织、力学和腐蚀性能的作用规律, 以期设计开发出具有较好综合性能的生物可降解镁合金. ...
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2013
... 镁合金具有与人骨相近的密度和弹性模量, 比生物陶瓷更好的断裂韧性, 且具有较好的生物相容性、生物安全性和体内可降解性, 可有效避免“应力遮挡”效应和二次手术给患者带来的痛苦和经济负担, 有望替代传统的生物惰性材料, 成为新一代可降解骨科植入材料[1 -3 ] . 然而, 由于过快的腐蚀速率及由此产生的局部H2 聚集, 局部腐蚀导致植入材料过早失效, 以及某些合金元素的毒性(比如Al和Y)等问题[4 ,5 ] , 镁合金尚未满足生物可降解植入材料的要求. 针对合金化元素的细胞毒性问题, 研究者[2 ,4 ,6 -9 ] 陆续开发出无细胞毒性的新型生物镁合金, 如Mg-Ca, Mg-Sr, Mg-Zn, Mg-RE系等. 针对镁合金腐蚀速率过快的问题, 主要通过高纯化[10 ] 、合金化[11 ,12 ] 、细晶化[13 -15 ] 及表面处理[16 -18 ] 等手段来提高镁合金的耐蚀性能, 取得了一定的效果, 但仍未达到临床应用的要求. ...
... 影响镁合金腐蚀性能的主要因素有晶粒尺寸和第二相. 其中晶粒越细小, 其耐蚀性越好[13 -15 ] ; 而第二相的含量、分布及其与基体腐蚀电位差都对镁合金的腐蚀性能有显著影响. 当第二相含量不是很少, 且连续分布在α -Mg基体周围时, 可作为腐蚀障碍, 提高合金的耐蚀性能; 反之, 当第二相含量较少, 且不连续分布时, 即使第二相尺寸达到纳米级, 也会加速镁合金的腐蚀[27 ,28 ] . 此外, 第二相与基体的腐蚀电位差越大, 引起的电偶腐蚀越严重, 且表现为更加严重的局部腐蚀[29 ] . ...
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2013
... 镁合金具有与人骨相近的密度和弹性模量, 比生物陶瓷更好的断裂韧性, 且具有较好的生物相容性、生物安全性和体内可降解性, 可有效避免“应力遮挡”效应和二次手术给患者带来的痛苦和经济负担, 有望替代传统的生物惰性材料, 成为新一代可降解骨科植入材料[1 -3 ] . 然而, 由于过快的腐蚀速率及由此产生的局部H2 聚集, 局部腐蚀导致植入材料过早失效, 以及某些合金元素的毒性(比如Al和Y)等问题[4 ,5 ] , 镁合金尚未满足生物可降解植入材料的要求. 针对合金化元素的细胞毒性问题, 研究者[2 ,4 ,6 -9 ] 陆续开发出无细胞毒性的新型生物镁合金, 如Mg-Ca, Mg-Sr, Mg-Zn, Mg-RE系等. 针对镁合金腐蚀速率过快的问题, 主要通过高纯化[10 ] 、合金化[11 ,12 ] 、细晶化[13 -15 ] 及表面处理[16 -18 ] 等手段来提高镁合金的耐蚀性能, 取得了一定的效果, 但仍未达到临床应用的要求. ...
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2013
... 镁合金具有与人骨相近的密度和弹性模量, 比生物陶瓷更好的断裂韧性, 且具有较好的生物相容性、生物安全性和体内可降解性, 可有效避免“应力遮挡”效应和二次手术给患者带来的痛苦和经济负担, 有望替代传统的生物惰性材料, 成为新一代可降解骨科植入材料[1 -3 ] . 然而, 由于过快的腐蚀速率及由此产生的局部H2 聚集, 局部腐蚀导致植入材料过早失效, 以及某些合金元素的毒性(比如Al和Y)等问题[4 ,5 ] , 镁合金尚未满足生物可降解植入材料的要求. 针对合金化元素的细胞毒性问题, 研究者[2 ,4 ,6 -9 ] 陆续开发出无细胞毒性的新型生物镁合金, 如Mg-Ca, Mg-Sr, Mg-Zn, Mg-RE系等. 针对镁合金腐蚀速率过快的问题, 主要通过高纯化[10 ] 、合金化[11 ,12 ] 、细晶化[13 -15 ] 及表面处理[16 -18 ] 等手段来提高镁合金的耐蚀性能, 取得了一定的效果, 但仍未达到临床应用的要求. ...
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2010
... 镁合金具有与人骨相近的密度和弹性模量, 比生物陶瓷更好的断裂韧性, 且具有较好的生物相容性、生物安全性和体内可降解性, 可有效避免“应力遮挡”效应和二次手术给患者带来的痛苦和经济负担, 有望替代传统的生物惰性材料, 成为新一代可降解骨科植入材料[1 -3 ] . 然而, 由于过快的腐蚀速率及由此产生的局部H2 聚集, 局部腐蚀导致植入材料过早失效, 以及某些合金元素的毒性(比如Al和Y)等问题[4 ,5 ] , 镁合金尚未满足生物可降解植入材料的要求. 针对合金化元素的细胞毒性问题, 研究者[2 ,4 ,6 -9 ] 陆续开发出无细胞毒性的新型生物镁合金, 如Mg-Ca, Mg-Sr, Mg-Zn, Mg-RE系等. 针对镁合金腐蚀速率过快的问题, 主要通过高纯化[10 ] 、合金化[11 ,12 ] 、细晶化[13 -15 ] 及表面处理[16 -18 ] 等手段来提高镁合金的耐蚀性能, 取得了一定的效果, 但仍未达到临床应用的要求. ...
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2011
... Sr元素对成骨细胞生长具有刺激作用, 也可改善镁合金的力学性能、高温抗蠕变性能和腐蚀性能[4 ,6 ,19 ] . Gd在Mg中具有较高的固溶度(在共晶温度的固溶度约为23.5%, 质量分数), 可提高镁合金的室温和高温力学性能[20 ] . 前期研究[21 ] 结果表明, 含质量分数11.3%Gd的Mg-Gd-Zn-Zr镁合金无明显细胞毒性. 本工作在Mg-Nd-Zn-Zr生物镁合金[9 ,14 ,22 ] 的基础上, 结合作者对Mg-Gd-Zn-Zr合金研究的初步成果[21 ] , 对合金成分进行了设计, 即加入少量的Sr元素, 用Gd元素部分取代Nd元素, 制备了4组不同Nd和Gd含量的Mg-Nd-Gd-Sr-Zn-Zr合金, 对铸态合金进行了固溶+人工时效处理(T6), 研究了多合金化元素及热处理对合金组织、力学和腐蚀性能的作用规律, 以期设计开发出具有较好综合性能的生物可降解镁合金. ...
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2008
... Sr元素对成骨细胞生长具有刺激作用, 也可改善镁合金的力学性能、高温抗蠕变性能和腐蚀性能[4 ,6 ,19 ] . Gd在Mg中具有较高的固溶度(在共晶温度的固溶度约为23.5%, 质量分数), 可提高镁合金的室温和高温力学性能[20 ] . 前期研究[21 ] 结果表明, 含质量分数11.3%Gd的Mg-Gd-Zn-Zr镁合金无明显细胞毒性. 本工作在Mg-Nd-Zn-Zr生物镁合金[9 ,14 ,22 ] 的基础上, 结合作者对Mg-Gd-Zn-Zr合金研究的初步成果[21 ] , 对合金成分进行了设计, 即加入少量的Sr元素, 用Gd元素部分取代Nd元素, 制备了4组不同Nd和Gd含量的Mg-Nd-Gd-Sr-Zn-Zr合金, 对铸态合金进行了固溶+人工时效处理(T6), 研究了多合金化元素及热处理对合金组织、力学和腐蚀性能的作用规律, 以期设计开发出具有较好综合性能的生物可降解镁合金. ...
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2008
... Sr元素对成骨细胞生长具有刺激作用, 也可改善镁合金的力学性能、高温抗蠕变性能和腐蚀性能[4 ,6 ,19 ] . Gd在Mg中具有较高的固溶度(在共晶温度的固溶度约为23.5%, 质量分数), 可提高镁合金的室温和高温力学性能[20 ] . 前期研究[21 ] 结果表明, 含质量分数11.3%Gd的Mg-Gd-Zn-Zr镁合金无明显细胞毒性. 本工作在Mg-Nd-Zn-Zr生物镁合金[9 ,14 ,22 ] 的基础上, 结合作者对Mg-Gd-Zn-Zr合金研究的初步成果[21 ] , 对合金成分进行了设计, 即加入少量的Sr元素, 用Gd元素部分取代Nd元素, 制备了4组不同Nd和Gd含量的Mg-Nd-Gd-Sr-Zn-Zr合金, 对铸态合金进行了固溶+人工时效处理(T6), 研究了多合金化元素及热处理对合金组织、力学和腐蚀性能的作用规律, 以期设计开发出具有较好综合性能的生物可降解镁合金. ...
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2012
... Sr元素对成骨细胞生长具有刺激作用, 也可改善镁合金的力学性能、高温抗蠕变性能和腐蚀性能[4 ,6 ,19 ] . Gd在Mg中具有较高的固溶度(在共晶温度的固溶度约为23.5%, 质量分数), 可提高镁合金的室温和高温力学性能[20 ] . 前期研究[21 ] 结果表明, 含质量分数11.3%Gd的Mg-Gd-Zn-Zr镁合金无明显细胞毒性. 本工作在Mg-Nd-Zn-Zr生物镁合金[9 ,14 ,22 ] 的基础上, 结合作者对Mg-Gd-Zn-Zr合金研究的初步成果[21 ] , 对合金成分进行了设计, 即加入少量的Sr元素, 用Gd元素部分取代Nd元素, 制备了4组不同Nd和Gd含量的Mg-Nd-Gd-Sr-Zn-Zr合金, 对铸态合金进行了固溶+人工时效处理(T6), 研究了多合金化元素及热处理对合金组织、力学和腐蚀性能的作用规律, 以期设计开发出具有较好综合性能的生物可降解镁合金. ...
... [21 ], 对合金成分进行了设计, 即加入少量的Sr元素, 用Gd元素部分取代Nd元素, 制备了4组不同Nd和Gd含量的Mg-Nd-Gd-Sr-Zn-Zr合金, 对铸态合金进行了固溶+人工时效处理(T6), 研究了多合金化元素及热处理对合金组织、力学和腐蚀性能的作用规律, 以期设计开发出具有较好综合性能的生物可降解镁合金. ...
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2013
... Sr元素对成骨细胞生长具有刺激作用, 也可改善镁合金的力学性能、高温抗蠕变性能和腐蚀性能[4 ,6 ,19 ] . Gd在Mg中具有较高的固溶度(在共晶温度的固溶度约为23.5%, 质量分数), 可提高镁合金的室温和高温力学性能[20 ] . 前期研究[21 ] 结果表明, 含质量分数11.3%Gd的Mg-Gd-Zn-Zr镁合金无明显细胞毒性. 本工作在Mg-Nd-Zn-Zr生物镁合金[9 ,14 ,22 ] 的基础上, 结合作者对Mg-Gd-Zn-Zr合金研究的初步成果[21 ] , 对合金成分进行了设计, 即加入少量的Sr元素, 用Gd元素部分取代Nd元素, 制备了4组不同Nd和Gd含量的Mg-Nd-Gd-Sr-Zn-Zr合金, 对铸态合金进行了固溶+人工时效处理(T6), 研究了多合金化元素及热处理对合金组织、力学和腐蚀性能的作用规律, 以期设计开发出具有较好综合性能的生物可降解镁合金. ...
... 采用失重浸泡法测试合金在模拟体液(SBF)[22 ] 中的腐蚀性能. 浸泡试样直径约15 mm, 厚度约4 mm, 试样表面打磨抛光, 在浸泡前测量试样的质量、直径和厚度. 然后将试样放置在SBF中浸泡, SBF体积与试样表面积之比为60 mL/cm2 . 每24 h更换一次SBF溶液, 以避免溶液pH值过高而抑制了合金的腐蚀. 浸泡120 h后取出试样, 先后用去离子水、无水乙醇冲洗干净后吹干, 然后置于沸腾的铬酸溶液中(200 g/L Cr2 O3 +10 g/L AgNO3 )清洗5 min, 以清除试样表面的腐蚀产物, 清洗吹干后称量腐蚀后试样的质量, 计算合金的腐蚀速率, 取3个平行试样的平均值. 用SEM观察腐蚀后试样的表面形貌, 用EDS分析腐蚀后试样的成分. ...
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2013
... Sr元素对成骨细胞生长具有刺激作用, 也可改善镁合金的力学性能、高温抗蠕变性能和腐蚀性能[4 ,6 ,19 ] . Gd在Mg中具有较高的固溶度(在共晶温度的固溶度约为23.5%, 质量分数), 可提高镁合金的室温和高温力学性能[20 ] . 前期研究[21 ] 结果表明, 含质量分数11.3%Gd的Mg-Gd-Zn-Zr镁合金无明显细胞毒性. 本工作在Mg-Nd-Zn-Zr生物镁合金[9 ,14 ,22 ] 的基础上, 结合作者对Mg-Gd-Zn-Zr合金研究的初步成果[21 ] , 对合金成分进行了设计, 即加入少量的Sr元素, 用Gd元素部分取代Nd元素, 制备了4组不同Nd和Gd含量的Mg-Nd-Gd-Sr-Zn-Zr合金, 对铸态合金进行了固溶+人工时效处理(T6), 研究了多合金化元素及热处理对合金组织、力学和腐蚀性能的作用规律, 以期设计开发出具有较好综合性能的生物可降解镁合金. ...
... 采用失重浸泡法测试合金在模拟体液(SBF)[22 ] 中的腐蚀性能. 浸泡试样直径约15 mm, 厚度约4 mm, 试样表面打磨抛光, 在浸泡前测量试样的质量、直径和厚度. 然后将试样放置在SBF中浸泡, SBF体积与试样表面积之比为60 mL/cm2 . 每24 h更换一次SBF溶液, 以避免溶液pH值过高而抑制了合金的腐蚀. 浸泡120 h后取出试样, 先后用去离子水、无水乙醇冲洗干净后吹干, 然后置于沸腾的铬酸溶液中(200 g/L Cr2 O3 +10 g/L AgNO3 )清洗5 min, 以清除试样表面的腐蚀产物, 清洗吹干后称量腐蚀后试样的质量, 计算合金的腐蚀速率, 取3个平行试样的平均值. 用SEM观察腐蚀后试样的表面形貌, 用EDS分析腐蚀后试样的成分. ...
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2011
... 由于Gd在Mg中具有较大的固溶度, 而Nd在Mg中的固溶度相对较小, 在凝固过程中, 大部分Gd固溶到Mg基体中, 而Nd则少量固溶到基体中, 未固溶的Nd和Gd则在固液界面前沿富集, 可能成为形核质点, 也可能导致固液界面前沿产生成分过冷, 从而阻碍了晶粒的生长, 起到细化晶粒的作用[23 ] . 而从合金4的组织照片中可以看出第二相较少, 说明合金中3%Gd和1%Nd大多固溶到基体中, 第二相在晶界处对晶粒长大的抑制作用减弱, 因而晶粒有所粗化. 此外, T6处理后, 合金1和2中晶粒内部和晶界处均观察到大量球状析出物颗粒; 而随着Gd含量的增多和Nd含量的减少, 合金3和4中的析出相则为针状, 主要在晶粒内部析出, 说明固溶处理后溶入基体的合金化元素在时效处理过程中以富Zr化合物形式从α -Mg基体中析出. 不同形状析出相的机理将在后续工作中探讨. ...
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2011
... 由于Gd在Mg中具有较大的固溶度, 而Nd在Mg中的固溶度相对较小, 在凝固过程中, 大部分Gd固溶到Mg基体中, 而Nd则少量固溶到基体中, 未固溶的Nd和Gd则在固液界面前沿富集, 可能成为形核质点, 也可能导致固液界面前沿产生成分过冷, 从而阻碍了晶粒的生长, 起到细化晶粒的作用[23 ] . 而从合金4的组织照片中可以看出第二相较少, 说明合金中3%Gd和1%Nd大多固溶到基体中, 第二相在晶界处对晶粒长大的抑制作用减弱, 因而晶粒有所粗化. 此外, T6处理后, 合金1和2中晶粒内部和晶界处均观察到大量球状析出物颗粒; 而随着Gd含量的增多和Nd含量的减少, 合金3和4中的析出相则为针状, 主要在晶粒内部析出, 说明固溶处理后溶入基体的合金化元素在时效处理过程中以富Zr化合物形式从α -Mg基体中析出. 不同形状析出相的机理将在后续工作中探讨. ...
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2010
... 李杰华等[24 ] 采用正交法研究了不同合金化元素Nd和Gd含量对Mg-Nd-Gd-Zn-Zr镁合金力学性能的影响, 结果表明, Nd含量越高, 合金的抗拉强度和屈服强度越好, Nd含量对合金强度的影响比Gd含量更显著. 也有报道[25 ] 显示, Mg-Nd二元系合金中α -Mg基体的固溶强化和析出强化比晶界处第二相强化更重要. 此外, 对Mg-Nd二元合金稳定性的第一原理计算[26 ] 表明, Mg41 Nd5 是Mg-Nd合金在Mg12 Nd和Mg3 Nd之间的平衡相. 对于本工作中的铸态合金, 由于Gd在Mg中的固溶度较大, 在凝固过程中溶入了较多的Gd元素, 加之晶粒细化作用, 含Gd合金的屈服强度因固溶强化和细晶强化而显著提高, 但由于Nd对合金强度的影响比Gd更显著, 随着Gd含量的增加和Nd含量的相应减少, 合金的屈服强度呈下降趋势. 对合金进行T6处理后, T6态合金1的屈服强度和抗拉强度较铸态分别提高了73%和145%. 而当Gd部分取代Nd后, T6态合金2, 3和4的屈服强度比铸态分别提高了9%, 8%和27%, 抗拉强度分别提高了29%, 29%和53%, 表明Nd对合金固溶强化和析出强化效果显著优于Gd. ...
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2010
... 李杰华等[24 ] 采用正交法研究了不同合金化元素Nd和Gd含量对Mg-Nd-Gd-Zn-Zr镁合金力学性能的影响, 结果表明, Nd含量越高, 合金的抗拉强度和屈服强度越好, Nd含量对合金强度的影响比Gd含量更显著. 也有报道[25 ] 显示, Mg-Nd二元系合金中α -Mg基体的固溶强化和析出强化比晶界处第二相强化更重要. 此外, 对Mg-Nd二元合金稳定性的第一原理计算[26 ] 表明, Mg41 Nd5 是Mg-Nd合金在Mg12 Nd和Mg3 Nd之间的平衡相. 对于本工作中的铸态合金, 由于Gd在Mg中的固溶度较大, 在凝固过程中溶入了较多的Gd元素, 加之晶粒细化作用, 含Gd合金的屈服强度因固溶强化和细晶强化而显著提高, 但由于Nd对合金强度的影响比Gd更显著, 随着Gd含量的增加和Nd含量的相应减少, 合金的屈服强度呈下降趋势. 对合金进行T6处理后, T6态合金1的屈服强度和抗拉强度较铸态分别提高了73%和145%. 而当Gd部分取代Nd后, T6态合金2, 3和4的屈服强度比铸态分别提高了9%, 8%和27%, 抗拉强度分别提高了29%, 29%和53%, 表明Nd对合金固溶强化和析出强化效果显著优于Gd. ...
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2010
... 李杰华等[24 ] 采用正交法研究了不同合金化元素Nd和Gd含量对Mg-Nd-Gd-Zn-Zr镁合金力学性能的影响, 结果表明, Nd含量越高, 合金的抗拉强度和屈服强度越好, Nd含量对合金强度的影响比Gd含量更显著. 也有报道[25 ] 显示, Mg-Nd二元系合金中α -Mg基体的固溶强化和析出强化比晶界处第二相强化更重要. 此外, 对Mg-Nd二元合金稳定性的第一原理计算[26 ] 表明, Mg41 Nd5 是Mg-Nd合金在Mg12 Nd和Mg3 Nd之间的平衡相. 对于本工作中的铸态合金, 由于Gd在Mg中的固溶度较大, 在凝固过程中溶入了较多的Gd元素, 加之晶粒细化作用, 含Gd合金的屈服强度因固溶强化和细晶强化而显著提高, 但由于Nd对合金强度的影响比Gd更显著, 随着Gd含量的增加和Nd含量的相应减少, 合金的屈服强度呈下降趋势. 对合金进行T6处理后, T6态合金1的屈服强度和抗拉强度较铸态分别提高了73%和145%. 而当Gd部分取代Nd后, T6态合金2, 3和4的屈服强度比铸态分别提高了9%, 8%和27%, 抗拉强度分别提高了29%, 29%和53%, 表明Nd对合金固溶强化和析出强化效果显著优于Gd. ...
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2012
... 李杰华等[24 ] 采用正交法研究了不同合金化元素Nd和Gd含量对Mg-Nd-Gd-Zn-Zr镁合金力学性能的影响, 结果表明, Nd含量越高, 合金的抗拉强度和屈服强度越好, Nd含量对合金强度的影响比Gd含量更显著. 也有报道[25 ] 显示, Mg-Nd二元系合金中α -Mg基体的固溶强化和析出强化比晶界处第二相强化更重要. 此外, 对Mg-Nd二元合金稳定性的第一原理计算[26 ] 表明, Mg41 Nd5 是Mg-Nd合金在Mg12 Nd和Mg3 Nd之间的平衡相. 对于本工作中的铸态合金, 由于Gd在Mg中的固溶度较大, 在凝固过程中溶入了较多的Gd元素, 加之晶粒细化作用, 含Gd合金的屈服强度因固溶强化和细晶强化而显著提高, 但由于Nd对合金强度的影响比Gd更显著, 随着Gd含量的增加和Nd含量的相应减少, 合金的屈服强度呈下降趋势. 对合金进行T6处理后, T6态合金1的屈服强度和抗拉强度较铸态分别提高了73%和145%. 而当Gd部分取代Nd后, T6态合金2, 3和4的屈服强度比铸态分别提高了9%, 8%和27%, 抗拉强度分别提高了29%, 29%和53%, 表明Nd对合金固溶强化和析出强化效果显著优于Gd. ...
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2012
... 李杰华等[24 ] 采用正交法研究了不同合金化元素Nd和Gd含量对Mg-Nd-Gd-Zn-Zr镁合金力学性能的影响, 结果表明, Nd含量越高, 合金的抗拉强度和屈服强度越好, Nd含量对合金强度的影响比Gd含量更显著. 也有报道[25 ] 显示, Mg-Nd二元系合金中α -Mg基体的固溶强化和析出强化比晶界处第二相强化更重要. 此外, 对Mg-Nd二元合金稳定性的第一原理计算[26 ] 表明, Mg41 Nd5 是Mg-Nd合金在Mg12 Nd和Mg3 Nd之间的平衡相. 对于本工作中的铸态合金, 由于Gd在Mg中的固溶度较大, 在凝固过程中溶入了较多的Gd元素, 加之晶粒细化作用, 含Gd合金的屈服强度因固溶强化和细晶强化而显著提高, 但由于Nd对合金强度的影响比Gd更显著, 随着Gd含量的增加和Nd含量的相应减少, 合金的屈服强度呈下降趋势. 对合金进行T6处理后, T6态合金1的屈服强度和抗拉强度较铸态分别提高了73%和145%. 而当Gd部分取代Nd后, T6态合金2, 3和4的屈服强度比铸态分别提高了9%, 8%和27%, 抗拉强度分别提高了29%, 29%和53%, 表明Nd对合金固溶强化和析出强化效果显著优于Gd. ...
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1999
... 影响镁合金腐蚀性能的主要因素有晶粒尺寸和第二相. 其中晶粒越细小, 其耐蚀性越好[13 -15 ] ; 而第二相的含量、分布及其与基体腐蚀电位差都对镁合金的腐蚀性能有显著影响. 当第二相含量不是很少, 且连续分布在α -Mg基体周围时, 可作为腐蚀障碍, 提高合金的耐蚀性能; 反之, 当第二相含量较少, 且不连续分布时, 即使第二相尺寸达到纳米级, 也会加速镁合金的腐蚀[27 ,28 ] . 此外, 第二相与基体的腐蚀电位差越大, 引起的电偶腐蚀越严重, 且表现为更加严重的局部腐蚀[29 ] . ...
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2009
... 影响镁合金腐蚀性能的主要因素有晶粒尺寸和第二相. 其中晶粒越细小, 其耐蚀性越好[13 -15 ] ; 而第二相的含量、分布及其与基体腐蚀电位差都对镁合金的腐蚀性能有显著影响. 当第二相含量不是很少, 且连续分布在α -Mg基体周围时, 可作为腐蚀障碍, 提高合金的耐蚀性能; 反之, 当第二相含量较少, 且不连续分布时, 即使第二相尺寸达到纳米级, 也会加速镁合金的腐蚀[27 ,28 ] . 此外, 第二相与基体的腐蚀电位差越大, 引起的电偶腐蚀越严重, 且表现为更加严重的局部腐蚀[29 ] . ...
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2009
... 影响镁合金腐蚀性能的主要因素有晶粒尺寸和第二相. 其中晶粒越细小, 其耐蚀性越好[13 -15 ] ; 而第二相的含量、分布及其与基体腐蚀电位差都对镁合金的腐蚀性能有显著影响. 当第二相含量不是很少, 且连续分布在α -Mg基体周围时, 可作为腐蚀障碍, 提高合金的耐蚀性能; 反之, 当第二相含量较少, 且不连续分布时, 即使第二相尺寸达到纳米级, 也会加速镁合金的腐蚀[27 ,28 ] . 此外, 第二相与基体的腐蚀电位差越大, 引起的电偶腐蚀越严重, 且表现为更加严重的局部腐蚀[29 ] . ...
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2009
... 影响镁合金腐蚀性能的主要因素有晶粒尺寸和第二相. 其中晶粒越细小, 其耐蚀性越好[13 -15 ] ; 而第二相的含量、分布及其与基体腐蚀电位差都对镁合金的腐蚀性能有显著影响. 当第二相含量不是很少, 且连续分布在α -Mg基体周围时, 可作为腐蚀障碍, 提高合金的耐蚀性能; 反之, 当第二相含量较少, 且不连续分布时, 即使第二相尺寸达到纳米级, 也会加速镁合金的腐蚀[27 ,28 ] . 此外, 第二相与基体的腐蚀电位差越大, 引起的电偶腐蚀越严重, 且表现为更加严重的局部腐蚀[29 ] . ...
, 薛亚军
