章曉波，殷　俏，馬青龍，巴志新，王章忠，王　強（1.南京工程學(xué)院 材料工程學(xué)院，南京 211167；2.江蘇省先進結(jié)構(gòu)材料與應(yīng)用技術(shù)重點實驗室，南京 211167；.江蘇康尚醫(yī)療器械有限公司，丹陽 21200）

時效處理對擠壓態(tài)Mg-Gd-Nd-Sr-Zn-Zr合金力學(xué)與腐蝕性能的影響

章曉波1，2，殷俏1，2，馬青龍1，2，巴志新1，2，王章忠1，2，王強3
（1.南京工程學(xué)院 材料工程學(xué)院，南京 211167；2.江蘇省先進結(jié)構(gòu)材料與應(yīng)用技術(shù)重點實驗室，南京 211167；3.江蘇康尚醫(yī)療器械有限公司，丹陽 212300）

為提高生物鎂合金的力學(xué)和腐蝕性能，對擠壓態(tài)Mg-3Gd-1Nd-0.3Sr-0.2Zn-0.4Zr鎂合金進行不同溫度的時效處理，研究時效溫度對合金顯微組織、室溫力學(xué)性能和在模擬體液中腐蝕性能的影響。結(jié)果表明：合金的析出相呈針狀且富含Zr元素。時效處理后合金的顯微硬度和屈服強度均比擠壓態(tài)的高，且隨時效溫度的升高先升高后降低，當時效溫度為185℃時，合金的顯微硬度和屈服強度最高。腐蝕速率隨著時效溫度的升高先降低后升高，時效溫度為230℃時，其質(zhì)量損失腐蝕速率為擠壓態(tài)的52%±7%。

時效處理；生物鎂合金；力學(xué)性能；腐蝕性能

生物醫(yī)用鎂合金是近年來興起的一種新型生物醫(yī)用金屬材料。與目前臨床應(yīng)用的不銹鋼、鈦合金、鈷基合金等金屬生物材料不同，鎂合金的抗拉壓強度、密度、彈性模量與人體自然骨更接近，具有更好的生物力學(xué)性能，可以有效降低應(yīng)力遮擋效應(yīng)［1-3］，是理想的骨科固定材料。且鎂是人體必需的微量元素，鎂及鎂合金在生物環(huán)境中可降解，形成鎂離子參與生物體的新陳代謝并自然排出體外。研究表明［4-6］，將鎂合金植入人體后，自然降解產(chǎn)生的鎂離子對組織細胞無毒性、無致敏性、無刺激性、無致癌性，在生物體中沒有發(fā)生排斥和不良反應(yīng)，即具有良好的生物相容性。然而，由于鎂的標準電極電位很低，且在人體中產(chǎn)生的腐蝕產(chǎn)物膜都是易于溶解的化合物，導(dǎo)致鎂合金腐蝕速率過快；此外，鎂基體很容易與第二相或雜質(zhì)元素等發(fā)生微電池腐蝕，造成嚴重的局部腐蝕現(xiàn)象［7］。腐蝕速率過快和局部腐蝕均可導(dǎo)致植入材料過早喪失力學(xué)完整性［1］。因此，降低腐蝕速率，促進均勻腐蝕是生物鎂合金臨床應(yīng)用亟待解決的問題。

目前大多數(shù)研究集中在生物鎂合金的表面處理上，但是表面處理只能短時間抑制基體腐蝕，一旦表面膜破裂，基體的腐蝕速率依舊很快，且表面處理不能解決基體局部腐蝕的問題［8-9］。有報道指出，ZX50鎂合金進行微弧氧化后植入老鼠體內(nèi)8周后幾乎全部降解，而未微弧氧化的ZX50合金尚未完全降解［10］，表明表面處理甚至可加快鎂合金后期的腐蝕速率。因此，必須提高鎂合金自身的耐腐蝕性能（包括腐蝕速率和腐蝕方式），以滿足臨床應(yīng)用的要求。

合金化、細晶化可提高鎂合金的腐蝕性能和力學(xué)性能［11-13］。時效處理可以提高鎂合金的力學(xué)性能，但對于其腐蝕性能的研究結(jié)果差異較大。T6態(tài)GW103K［14］和GW73K［15］鎂合金在NaCl溶液中的腐蝕速率遠低于相應(yīng)鑄態(tài)合金的，但略高于T4態(tài)的。T6 態(tài)Mg-3.08Nd-0.27Zn-0.43Zr在模擬體液中的耐蝕性能則優(yōu)于鑄態(tài)和T4態(tài)的［16］。T6態(tài)Mg-（4-x）Nd-xGd-Sr-Zn-Zr（x=0，1，2和3）系列鎂合金的腐蝕速率除x=1外，其余T6態(tài)腐蝕速率低于鑄態(tài)［17］。有報道表明對于擠壓態(tài)細晶鎂合金進行時效處理可進一步提高其耐蝕性能［18］，但未闡明機理。因此，研究時效處理對生物鎂合金腐蝕行為的影響，探討其腐蝕機理具有重要意義。已有研究表明含有稀土元素Gd或Nd的Mg-Gd-Zn-Zr［19］和Mg-Nd-Zn-Zr［20］鎂合金無細胞毒性。Sr是人體的必需營養(yǎng)元素，可促進成骨細胞生長［9，21］。本文作者以Gd、Nd為主要合金化元素，通過擠壓細化晶粒，對擠壓態(tài) Mg-3Gd-1Nd-0.3Sr-0.2Zn-0.4Zr生物鎂合金進行不同溫度的時效處理，研究合金的室溫力學(xué)性能及在模擬體液中的腐蝕性能，闡明時效處理對合金腐蝕性能的作用機制，以期應(yīng)用于骨科固定材料領(lǐng)域。

1　實驗

對擠壓態(tài)Mg-3Gd-1Nd-0.3Sr-0.2Zn-0.4Zr（質(zhì)量分數(shù)，%）合金進行不同溫度的時效處理，加熱溫度分別為160、170、185、200、215、230和245℃，保溫 12 h。采用顯微硬度計測量各種狀態(tài)下合金的硬度，硬度測量載荷為1 N，加載時間15 s，每個試樣測10個點，然后取平均值。根據(jù)硬度測試結(jié)果選取擠壓態(tài)與時效處理態(tài)（時效溫度分別為160、185、230、245℃）的試樣進行組織觀察、室溫拉伸測試和生物腐蝕性能研究。

根據(jù)GB/T 228-2002沿擠壓方向制備拉伸樣品。采用拉伸試驗機測試合金的室溫力學(xué)性能，拉伸速率為1 mm/min，每組測2個平行試樣，數(shù)據(jù)取平均值。試樣先后經(jīng)粗磨、細磨后，用氧化鋁拋光粉溶液拋光至鏡面，然后用醋酸硝酸乙二醇水溶液（20 mL醋酸+ 1 mL硝酸+60 mL乙二醇+19 mL水）進行侵蝕，利用掃描電子顯微鏡（SEM）觀察合金的顯微組織，利用能譜儀（EDS）分析合金微區(qū)的化學(xué)成分。

采用失重法和Tafel極化法測試不同狀態(tài)合金在37℃ 模擬體液（SBF）中的腐蝕性能，每組 4個平行試樣，數(shù)據(jù)取平均值。模擬體液成分及配比為NaCl（8.0 g/L）、KCl（0.4 g/L）、NaHCO3（0.35 g/L）、glucose（1.0 g/L）、MgSO4·7H2O（0.06 g/L）、CaCl2（0.14 g/L）、Na2HPO4·2H2O（0.06g/L）、 KH2PO4（0.06g/L）、MgCl2·6H2O（0.1 g/L）。實驗參照ASTM G31-72標準進行。將試樣上下表面和側(cè)面均打磨拋光成鏡面，稱量浸泡前試樣的質(zhì)量，溶液體積與浸泡試樣的表面積之比為45 mL/cm2，24 h更換一次溶液，共浸泡120 h。在浸泡實驗結(jié)束后，取出試樣，用去離子水沖洗后吹干。采用SEM觀察腐蝕形貌，利用EDS分析腐蝕產(chǎn)物。然后置于沸騰的鉻酸硝酸銀水溶液（200 g/L CrO3+10 g/L AgNO3）中清洗5 min以洗去表面腐蝕產(chǎn)物，用去離子水沖洗后滴無水乙醇吹干、稱取質(zhì)量，計算合金的腐蝕速率。采用數(shù)碼相機拍攝清除腐蝕產(chǎn)物后腐蝕樣品的表面宏觀形貌。以飽和甘汞電極作為參考電極，鉑電極作為輔助電極，試樣為工作電極，在37℃ 的SBF中進行極化曲線測試，掃描速率為1 mV/s。

2　結(jié)果與分析

2.1顯微組織

圖1所示為鎂合金在不同溫度時效后的SEM像。由圖1可以觀察到粗大的被拉長的晶粒（long elongated grains，如圖1（c）～（e）中標注的LEG，擠壓態(tài)和160℃處理的樣品組織中均有這種結(jié)構(gòu)），這是由于擠壓比較小或擠壓溫度較低導(dǎo)致合金部分區(qū)域沒有足夠的變形儲能來觸發(fā)動態(tài)再結(jié)晶［22］，在擠壓過程中未發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶的晶粒沿擠壓方向被拉長，呈現(xiàn)變形組織特征。晶粒內(nèi)部和晶界上有針狀和球狀析出相析出，隨時效溫度的提高，晶粒大小沒有發(fā)生顯著變化，晶內(nèi)析出相數(shù)量增多，且尺寸有所增大。

為更清楚地分析析出相形貌及其成分，對時效溫度為230℃的合金組織進行高倍SEM觀察，如圖2（a）所示，并對析出相微區(qū)進行EDS分析，如圖2（b）和（c）所示。由圖2可知，球狀和針狀白色析出相成分基本一致，除鎂元素外，還含有少量的Zr、Nd、Gd、Zn元素，其中Zr元素含量最多，為3.1%～3.5%，表明球狀與針狀物為富Zr化合物。之所以呈現(xiàn)不同的形態(tài)，是由于富Zr析出物的位向不同，垂直于觀察平面分布的析出相呈球狀，而平行于觀察平面分布的析出相呈針狀。

2.2力學(xué)性能

圖3所示為鎂合金在不同溫度時效后的顯微硬度。由圖3可看出隨時效溫度升高，硬度值先增大后減小，溫度為185℃時硬度達峰值（硬度提高13%），時效后的顯微硬度均高于擠壓態(tài)的。根據(jù)顯微硬度結(jié)果，選取擠壓態(tài)、時效溫度分別為160、185、230、245℃的試樣進行拉伸試驗和腐蝕性能研究。表1所列為不同狀態(tài)下合金的室溫拉伸性能。時效后合金的屈服強度（YS）隨溫度升高先增大后減小，在185℃時屈服強度達195 MPa，比擠壓態(tài)提高18%±2%。而合金的抗拉強度（UTS）則未有明顯變化，表明時效處理后合金的屈強比有所增大，加工硬化稍有降低。時效處理后合金的伸長率（δ）較擠壓態(tài)有所下降，但仍保持在17%以上。

在時效處理過程中，時效溫度相對較低時，溶質(zhì)原子的擴散系數(shù)較小，容易形成細小彌散的強化相。隨著時效溫度不斷升高，溶質(zhì)原子擴散系數(shù)增大，析出相的析出進程加快，且呈長大趨勢［23］。因此，時效溫度相對較低時，合金的硬度不斷增大；然而，時效溫度較高時達到完全脫溶的狀態(tài)所需的時間比低溫時的要短，即峰值出現(xiàn)的時間相對要早，一旦達到峰值后，合金中的析出相完全析出，隨后析出相開始粗化，出現(xiàn)過時效，因而硬度不斷降低。

圖1 不同時效溫度下鎂合金的SEM像Fig.1　SEM images of Mg alloys aged at different temperatures：（a）Extrusion；（b）160℃；（c）185℃；（d）230℃；（e）245℃

圖2　230℃時時效態(tài)鎂合金SEM像及微區(qū)EDS分析結(jié)果Fig.2　SEM image（a）and EDS spectra（（b），（c））of Mg alloys aged at 230℃

時效處理后，合金屈服強度提高的主要原因在于析出相與位錯的交互作用。當位錯運動遇到析出相時，可通過繞過方式在析出相周圍生成位錯環(huán)或以切過方式通過析出相［24］。由于擠壓態(tài)合金組織不均勻，存在粗大的被拉長晶粒，隨著時效溫度的升高，合金發(fā)生明顯的回復(fù)（可認為是靜態(tài)回復(fù)），位錯密度降低，在一定程度上弱化合金擠壓后加工硬化的效果［25］。因此，隨著時效溫度的升高，在析出相和靜態(tài)回復(fù)的作用下，合金屈服強度先升高后降低。時效處理后析出相對位錯的阻礙作用加強，導(dǎo)致位錯在析出相周圍大量塞積，較大的應(yīng)力集中容易萌生微裂紋，從而降低合金的塑性。

圖3　不同時效溫度下鎂合金的顯微硬度Fig.3　Microhardness of Mg alloys aged at different temperatures

表1　鎂合金室溫拉伸性能Table 1　Tensile properties of Mg alloys tested at room temperature

2.3腐蝕性能

圖4所示為合金在SBF中的極化曲線圖。表2所列為根據(jù)合金極化曲線擬合的腐蝕電流密度和腐蝕電位。由表2可以看出，合金的腐蝕電位變化較為混亂。從腐蝕熱力學(xué)角度來說，腐蝕電位越低，腐蝕傾向性越明顯，但其與腐蝕速率無直接關(guān)系，腐蝕速率主要由腐蝕電流密度決定。隨著時效溫度的升高，腐蝕電流密度先減慢后加快，且均小于擠壓態(tài)的。其中時效溫度為185℃時腐蝕電流密度最小，比擠壓態(tài)的低一個數(shù)量級，表明時效處理后合金的耐蝕性能顯著提高。

圖4　鎂合金的極化曲線圖Fig.4　Polarization curves of Mg alloys

表2　鎂合金極化曲線實驗數(shù)據(jù)Table 2　Polarization curves data of Mg alloys

圖5　鎂合金在SBF中浸泡120 h后的腐蝕速率Fig.5　Corrosion rates of Mg alloys immersed in SBF for 120 h

圖5所示為不同狀態(tài)下合金在SBF中浸泡120 h后的腐蝕速率。由圖5可以看出，腐蝕速率隨時效溫度升高先降低后升高，其中，時效溫度為230℃時腐蝕速率最慢，約為擠壓態(tài)的1/2，這與極化曲線測試的結(jié)果差距較大。這是由于失重法獲得的是浸泡平均腐蝕率；而電化學(xué)法給出的是瞬時腐蝕速率，無法反應(yīng)隨著浸泡時間延長合金的腐蝕速率的變化情況［26］。

本實驗中，析出相與靜態(tài)回復(fù)是影響合金腐蝕性能的主要因素。擠壓態(tài)合金組織不均勻，且具有一定的殘余應(yīng)力，時效過程中，合金發(fā)生了靜態(tài)回復(fù)，空位數(shù)量、位錯密度降低，殘余應(yīng)力得以釋放，有利于合金耐蝕性能的提高［27］。析出相對合金耐蝕性能具有兩面性：一方面，時效溫度較低時，析出相主要從未發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶的被拉長晶粒中析出，等軸晶為過飽和固溶體，兩者的電位差相差較小，因而電偶腐蝕驅(qū)動力較??；而當時效溫度為245℃時，等軸晶內(nèi)析出相明顯增多，尺寸略有增大，析出相與基體間的電位差增大，電偶腐蝕驅(qū)動力增強。另一方面，富Zr析出相的存在可在試樣表面形成氧化物保護層，阻礙合金的腐蝕。因此，時效處理態(tài)合金的腐蝕速率隨溫度升高先逐漸降低后又升高，這是靜態(tài)回復(fù)和析出相綜合作用的結(jié)果。

圖6所示為合金在SBF中浸泡120 h后的腐蝕表面SEM像。從SEM像可觀察到浸泡試樣表面一層致密的腐蝕產(chǎn)物層，在吹干過程中，由于脫水導(dǎo)致腐蝕產(chǎn)物層產(chǎn)生裂紋。此外，在腐蝕表面觀察到白色顆粒團聚、球狀顆粒及蠕蟲狀顆粒。對圖6（d）中標記微區(qū)進行EDS成分分析，結(jié)果如表3所列。白色顆粒團聚區(qū)域（A處）主要富含Ca、O和P元素，鎂含量僅有9%，表明白色顆粒是SBF中Ca、O、P等主要溶質(zhì)沉積在試樣表面形成團聚顆粒，而非合金的主要腐蝕產(chǎn)物。腐蝕產(chǎn)物層（B處）與蠕蟲狀顆粒（C處）主要含有Mg、Ca、O、P及少量的Gd和Nd，且兩者各元素含量較為接近。而球狀顆粒（D處）Mg、Nd、Gd含量明顯增多，且Gd和Nd含量高于合金中Gd和Nd的添加量，而O、Ca、P含量相應(yīng)減少，說明此處為合金析出相所在位置。

圖6　鎂合金在SBF中浸泡120 h后的表面微觀形貌Fig.6　Surface morphologies of Mg alloys immersed in SBF for 120 h：（a）Extrusion；（b）160℃；（c）185℃；（d）230℃；（e）245℃

表3　圖6（d）中不同區(qū)域的化學(xué)成分Table 3　Chemical compositions of different areas marked in Fig.6（d）

圖7所示為試樣在SBF中浸泡120 h后的宏觀腐蝕照片。圖7顯示腐蝕試樣表面有一些小坑點，但整體較為平滑，表現(xiàn)為宏觀均勻腐蝕形貌。這是由于合金中主要合金化元素為Gd和Nd，它們與Mg形成的化合物與基體的腐蝕電位差很?。?9］，而析出的富Zr化合物因是納米級且總體數(shù)量有限，其作為耐蝕陰極所形成的微電偶效應(yīng)較弱，因此，電偶腐蝕導(dǎo)致的局部腐蝕傾向性相應(yīng)較小，合金表現(xiàn)為生物可降解材料所需的均勻腐蝕方式。

圖7　鎂合金在SBF中浸泡120 h洗去腐蝕產(chǎn)物后的宏觀腐蝕照片F(xiàn)ig.7　Macro images of Mg alloys immersed in SBF for 120 h and removed corrosion products：（a）Extrusion；（b）160℃；（c）185℃；（d）230℃；（e）245℃

理想的可降解植入材料應(yīng)該滿足力學(xué)完整性與降解性的良好結(jié)合［30］。以骨科固定物為例，在植入初期植入材料能夠提供足夠的支撐力；在植入中期隨著不斷降解，其力學(xué)完整性逐漸下降，而新生骨可逐漸承受一定的力；植入后期骨愈合，植入材料完全降解，失去支撐功能。純鎂的體外力學(xué)性能研究表明，其屈服強度、抗拉強度和伸長率隨著浸泡時間的延長呈緩慢下降趨勢［31］。最近有報道指出高純鎂植入動物體內(nèi)呈均勻降解，植入4周后，其彎曲力是植入前的60.8%，仍能提供較高的力（177.3 N）［32］。因此，均勻降解能達到材料植入前期提供足夠的支撐力，植入中期保持一定支撐力的效果，是可降解材料理想的降解方式。

3　結(jié)論

1）對合金進行時效處理后析出相為富Zr化合物，且隨時效溫度升高，晶內(nèi)析出相數(shù)量增多，尺寸略有增大。當時效工藝為185℃時，合金的顯微硬度和屈服強度達到最大值。

2）時效處理后，合金的腐蝕速率較擠壓態(tài)降低。質(zhì)量損失測試結(jié)果表明230℃時腐蝕速率最慢，為擠壓態(tài)的52%±7%；而極化法結(jié)果顯示時效溫度為185℃時合金的腐蝕速率最慢，約比擠壓態(tài)低一個數(shù)量級。對比兩種測試方法，質(zhì)量損失法獲得的合金腐蝕速率更可靠。

3）靜態(tài)回復(fù)有利于合金耐蝕性能的提高，而析出相對耐蝕性能具有雙重作用。時效后，腐蝕速率先降低后有所升高受靜態(tài)回復(fù)和析出相共同影響。

REFERENCES

［1］ZHENG Y，GU X，WITTE F.Biodegradable metals［J］.Materials Science and Engineering R，2014，77：1-34.

［2］ 袁廣銀，章曉波，牛佳林，陶海榮，陳道運，何耀華，蔣垚，丁文江.新型可降解生物醫(yī)用鎂合金 JDBM的研究進展［J］.中國有色金屬學(xué)報，2011，21（10）：2476-2488. YUANGuang-yin，ZHANGXiao-bo，NIUJia-lin，TAO Hai-rong，CHEN Dao-yun，HE Yao-hua，JIANG Yao，DING Wen-jiang.Research progress of new type of degradable biomedical magnesium alloys JDBM［J］.The Chinese Journal of Nonferrous Metals，2011，21（10）：2476-2488.

［3］KIRKLAND N.Magnesium biomaterials：Past，present and future［J］.Corrosion Engineering，Science and Technology，2012，47（5）：322-328.

［4］ WINDHAGEN H，RADTKE K，WEIZBAUER A，DIEKMANN J，NOLL Y，KREIMEYER U，SCHAVAN R，STUKENBORGCOLSMAN C，WAIZY H.Biodegradable magnesium-based screw clinically equivalent to titanium screw in hallux valgus surgery：Short term results of the first prospective，randomized，controlled clinical pilot study［J］.Biomedical Engineering Online，2013，12：62.

［5］ZHEN Z，LIU X，HUANG T，XI T，ZHENG Y.Hemolysis and cytotoxicity mechanisms of biodegradable magnesium and its alloys［J］.Materials Science and Engineering C，2015，46：202-206.

［6］ MAO L，SHEN L，NIU J，ZHANG J，DING W，WU Y，F(xiàn)AN R，YUAN G.Nanophasic biodegradation enhances the durability andbiocompatibilityofmagnesiumalloysforthe next-generation vascular stents［J］.Nanoscale，2013，5（20）：9517-9522.

［7］ ATRENS A，SONG G，LIU M，SHI Z，CAO F，DARGUSCH M S.Review of recent developments in the field of magnesium corrosion［J］.Advanced Engineering Materials，2015，17（4）：400-453.

［8］ YANG J，JIAO Y，CUI F，LEE I S，YIN Q，ZHANG Y. Modification of degradation behavior of magnesium alloy by IBAD coating of calcium phosphate［J］.Surface and Coating Technology，2008，202（22/23）：5733-5736.

［9］GU X，XIE X，LI N，ZHENG Y，QIN L.In vitro and in vivo studies on a Mg-Sr binary alloy system developed as a new kind of biodegradable metal［J］.Acta Biomaterialia，2012，8（6）：2360-2374.

［10］FISCHERAUERSF，KRAUST，WUX，TANGLS，SORANTIN E，H?NZI AC，L?FFLER J F，UGGOWITZER P J，WEINBERGAM.Invivodegradationperformanceof micro-arc-oxidized magnesium implants：A micro-CT study in rats［J］.Acta Biomaterialia，2013，9（2）：5411-5420.

［11］BORNAPOURM， CELIKINM， CERRUTIM，PEKGULERYUZ M.Magnesium implant alloy with low levels of strontium and calcium：The third element effect and phase selectionimprovebio-corrosionresistanceand mechanical performance［J］.Materials Science and Engineering C，2014，35：267-282.

［12］ZHANG X，BA Z，WANG Z，XUE Y，WANG Q.Microstructure and biocorrosion behaviors of solution treated and as-extruded Mg-2.2Nd-xSr-0.3Zralloys［J］.TransactionsofNonferrous Metals Society of China，2014，24（12）：3797-3803.

［13］WILLBOLD E，GU X，ALBERT D，KALLA K，BOBE K，BRAUNEIS M，JANNING C，NELLESEN J，CZAYKA W，TILLMANN W，ZHENG Y，WITTE F.Effect of the addition of low rare earth elements（Lanthanum，neodymium，cerium）on the biodegradation and biocompatibility of magnesium［J］.Acta Biomaterialia，2015，11：554-562.

［14］PENG L，CHANG J，GUO X，ATRENS A，DING W，PENG Y.Influence of heat treatment and microstructure on the corrosion of magnesium alloy Mg-10Gd-3Y-0.4Zr［J］.Journal of Applied Electrochemistry，2009，39（6）：913-920.

［15］LIANG S，GUAN D，TAN X.The relation between heat treatment and corrosion behaviour of Mg-Gd-Y-Zr alloy［J］. Materials and Design，2011，32（3）：1194-1199.

［16］章曉波，袁廣銀，王章忠.鑄造鎂合金Mg-Nd-Zn-Zr的生物腐蝕性能［J］.中國有色金屬學(xué)報，2013，23（4）：905-911. ZHANG Xiao-bo，YUAN Guang-yin，WANG Zhang-zhong. Biocorrosion properties of as-cast Mg-Nd-Zn-Zr magnesium alloy［J］.The Chinese Journal of Nonferrous Metals，2013，23（4）：905-911.

［17］章曉波，薛亞軍，王章忠，賀顯聰，王強. Mg-（4-x）Nd-xGd-Sr-Zn-Zr生物鎂合金的組織、力學(xué)和腐蝕性能［J］.金屬學(xué)報，2014，50（8）：979-988. ZHANG Xiao-bo，XUE Ya-jun，WANG Zhang-zhong，HE Xian-cong，WANG Qiang.Microstructure，mechanical and corrosionpropertiesofMg-（4-x）Nd-xGd-Sr-Zn-Zrbiomagnesium alloys［J］.Acta Metallurgica Sinica，2014，50（8）：979-988.

［18］ZHANG X，YUAN G，MAO L，NIU J，F(xiàn)U P，DING W.Effects of extrusion and heat treatment on the mechanical properties and biocorrosion behaviors of a Mg-Nd-Zn-Zr alloy［J］.Journal of the Mechanical Behavior of Biomedical Materials，2012，7：77-86.

［19］ZHANG X，WU Y，XUE Y，WANG Z，YANG L.Biocorrosion behavior and cytotoxicity of a Mg-Gd-Zn-Zr alloy with long period stacking ordered structure［J］.Materials Letters，2012，86：42-45.

［20］QIN H，ZHAO Y，AN Z，CHENG M，WANG Q，CHENG T，WANG Q，WANG J，JIANG Y，ZHANG X，YUAN G.Enhanced antibacterialproperties， biocompatibility， andcorrosion resistance of degradable Mg-Nd-Zn-Zr alloy［J］.Biomaterials，2015，53：211-220.

［21］BORNAPOUR M，MUJA N，SHUM-TIM D，CERRUTI M，PEKGULERYUZ M.Biocompatibility and biodegradability of Mg-Sr alloys：The formation of Sr-substituted hydroxyapatite［J］. Acta Biomaterialia，2013，9（2）：5319-5330.

［22］AZEEM M A，TEWARI A，MISHRA S，GOLLAPUDI S，RAMAMURTY U.Development of novel grain morphology duringhotextrusionofmagnesium AZ21alloy［J］.Acta Materialia，2010，58（5）：1495-1502.

［23］郭全英，劉正，孫晶，毛萍莉.時效溫度對擠壓態(tài)Mg-13Gd-4Y-0.4Zr合金組織與性能的影響［J］.鑄造，2009，58（11）：1150-1153. GUO Quan-ying，LIU Zheng，SUN Jing，MAO Ping-li.Effects ofagingtemperatureonmicrostructureandmechanical properties of as-extruded Mg-13Gd-4Y-0.4Zr alloys［J］.Foundary，2009，58（11）：1150-1153.

［24］宋波，辛仁龍，劉慶.析出相對鎂合金變形機理影響的研究進展［J］.中國有色金屬學(xué)報，2011，21（11）：2719-2731. SONG Bo，XIN Ren-long，LIU Qing.Research progress on effect of precipitation on deformation mechanism of magnesium alloys［J］.The Chinese Journal of Nonferrous Metals，2011，21（11）：2719-2731.

［25］張浩，杜志惠，陰中煒，張緒虎.形變熱處理對Mg-6Zn-1Zr-1.5Y合金組織與性能的影響［J］.稀有金屬材料與工程，2013，42（1）：84-88. ZHANG Hao，DU Zhi-hui，YIN Zhong-wei，ZHANG Xu-hu. Effect of hot extrusion and aging treatment on microstructure and mechanical properties of Mg-6Zn-1Zr-1.5Y alloy［J］.Rare Metal Materials and Engineering，2013，42（1）：84-88.

［26］KIRKLAND N T，BIRBILIS N，STAIGER M P.Assessing the corrosion of biodegradable magnesium implants：A critical review of current methodologies and their limitations［J］.Acta Biomaterialia，2012，8（3）：925-936.

［27］吳志林，吳多祥，袁人樞，趙磊，趙言寶.熱處理對靜液擠壓AZ80鎂合金管材腐蝕行為的影響［J］.中國有色金屬學(xué)報，2015，25（2）：301-307. WU Zhi-lin，WU Duo-xiang，YUAN Ren-shu，ZHAO Lei，ZHAO Yan-bao.Effect of heat treatment on corrosion behavior of hydrostatic extruded AZ80 magnesium alloy tube［J］.The Chinese Journal of Nonferrous Metals，2015，25（2）：301-307.

［28］NEIL W C，F(xiàn)ORSYTH M，HOWLETT P C，HUTCHINSON C R，HINTON B R W.Corrosion of heat treated magnesium alloy ZE41［J］.Corrosion Science，2011，53（10）：3299-3308.

［29］COY A E，VIEJO F，SKELDON P，THOMPSON G E. Susceptibility of rare-earth-magnesium alloys to micro-galvanic corrosion［J］.Corrosion Science，2010，52（12）：3896-3906.

［30］HERMAWAN H，DUBé D，MANTOVANI D.Developments in metallic biodegradable stents［J］.Acta Biomaterialia，2010，6（5）：1693-1693.

［31］BOWEN P K，DRELICH J，GOLDMAN J.A new in vitro-in vivo correlation for bioabsorbable magnesium stents from mechanical behavior［J］.Materials Science and Engineering C，2013，33（8）：5064-5070.

［32］HAN P，CHENG P，ZHANG S，ZHAO C，NI J，ZHANG Y，ZHONG W，HOU P，ZHANG X，ZHENG Y，CHAI Y.In vitro and in vivo studies on the degradation of high-purity Mg （99.99wt.%）screwfemoralintracondylarfracturedrabbit model［J］.Biomaterials，2015，64：57-69.

(編輯王超)

Effect of aging treatment on mechanical and corrosion properties of as-extruded Mg-Gd-Nd-Sr-Zn-Zr alloy

ZHANG Xiao-bo1，2，YIN Qiao1，2，MAQing-long1，2，BAZhi-xin1，2，WANG Zhang-zhong1，2，WANG Qiang3
（1.School of Materials Science and Engineering，Nanjing Institute of Technology，Nanjing 211167，China；2.Jiangsu Key Laboratory of Advanced Structural Materials andApplication Technology，Nanjing 211167，China；3.Jiangsu Konsung Equipment Co.，Ltd，Danyang 212300，China）

In order to improve the mechanical and corrosion properties of biomagnesium alloy，the aging treatments at different temperatures were conducted on the as-extruded Mg-3Gd-1Nd-0.3Sr-0.2Zn-0.4Zr alloy.The effects of the aging temperature on microstructure，room-temperature mechanical properties and corrosion properties in simulated body fluid of the alloy were studied.The results show that the Zr-rich needle-like precipitate is observed.The microhardness and yield strength of the alloy after aging treatment are higher than those of the as-extruded alloy，and they first increase and then decline with increasing aging temperature.The highest microhardness and yield strength are obtained at the aging temperature of 185℃.The corrosion rate of the alloy first decreases and then increases with increasing aging temperature，and the lowest corrosion rate of the alloy is acquired aged at 230℃，which is only 52%±7%compared to that of the as-extruded alloy obtained by mass loss test.

aging treatment；biomagnesium alloy；mechanical property；corrosion property

Project（51301089）supported by the National Natural Science Foundation of China；Project （BK20130745）supported by the Natural Science Foundation of Jiangsu Province，China；Project supported by the Qing Lan Project of Jiangsu Province，China

date:2015-05-06；Accepted date:2015-10-20

ZHANG Xiao-bo；Tel：+86-15951722675；E-mail：xbxbzhang2003@163.com

TG146.2

A

1004-0609（2016）-03-0526-09

國家自然科學(xué)基金資助項目（51301089）；江蘇省自然科學(xué)基金資助項目（BK20130745）；江蘇省“青藍工程”資助項目

2015-05-06；

2015-10-20

章曉波，副教授，博士；電話：15951722675；E-mail：xbxbzhang2003@163.com