生物可降解醫用鎂合金體內外降解行為研究進展

田亞強，趙冠璋，劉 蕓，張 源，鄭小平,陳連生

(華北理工大學 教育部現代冶金技術重點實驗室，河北 唐山 063210)

相比于傳統醫用可植入生物材料(Ti,Co-Cr,不銹鋼，聚合物，陶瓷等)而言，鎂合金由于具有優異的力學性能、獨特的降解能力以及良好的生物相容性，使其作為體內植入物優于高分子材料、陶瓷材料以及其他金屬材料[1]。并且鎂合金材料由于具有與人體骨骼相匹配的彈性模量，能夠很大程度上避免植入后產生的應力遮擋效應(當兩種或多種具有不同剛度的材料共同承載外力時，具有剛度較高的材料將會承擔較高的載荷，而剛度較低的材料只需承擔較低的載荷)[2]。同時，鎂合金在人體服役后，能夠發生動態降解行為，其降解產物不會造成人體的過敏反應，且過量的Mg2+通常會通過循環系統排出體外[3]，故成為生物醫療器械的首選[4-5]。另外，在細胞毒性方面，鎂合金具有良好的細胞相容性，細胞可以在鎂合金上有效地附著、擴散以及增殖[6]。此外，在骨修復方面，過量Mg2+富集會刺激脊神經節釋放降鈣素基因相關肽(calcitonin gene related peptide,CGRP)，誘導相關蛋白的產生，促進骨成型[5]，因此鎂合金常用作骨折內部固定的醫療器械。但是，由于鎂化學性質活潑，電位較低(-2.37 VvsSHE(標準氫電極))，在富含Cl-的液體環境中，基體與第二相之間易形成原電池，產生電偶腐蝕，同時生成OH-和H2。伴隨著Mg基體缺陷處滲透進入的腐蝕介質對膜結構的共同侵蝕作用，破壞Mg合金基體的完整結構。其反應主要如下所示：

Mg+2H2O+2Cl-→MgCl2+H2+2OH-

(1)

在骨成型過程中，H2會導致氣穴的產生，占據骨痂生長空間，最終影響骨成型的速度與形態[7]，目前，在鎂合金的研究過程中，鑒于對鎂合金降解行為的認知程度匱乏以及降解機理認識的不足，導致鎂合金作為植入物在生理環境下的動態降解速率得不到有效控制，降解形貌不均勻。Ding等[6]將Mg-Zn-Ca合金作為手術夾夾閉老鼠頸動脈血管。在3個月時，靠近心臟的一側出現了明顯的斷裂行為，主要是由于血液流動產生的脈動應力加快了鎂合金手術夾的降解；Wang等[8]將鑄態的Mg-Zn-Ca合金植入新西蘭白兔左股骨處，并采用Micro-CT系統觀察了其在體內的動態降解行為。在第8周時，可以清晰地觀察到鎂合金種植體表面出現了許多降解坑，降解過快且不均勻；Li等[9]進行了Mg-Zn-Zr合金骨釘在兔骨骨髁部位的體內實驗。在兔子體內實驗時，螺釘在2個月時便發生嚴重降解，3個月時發現了頸部骨折，到第6個月時只剩下少量殘余合金，進一步證實了鎂合金材料降解的過快與不可控性。

此外，為了探究鎂合金在生理條件下如何獲得最佳的降解性能，國內外學者還進行了大量的體外實驗，但部分鎂合金在模擬體液環境中仍顯示出較快的降解速率以及較嚴重的降解形貌。目前體外實驗的降解速率評定主要通過3種實驗途徑，分別為浸泡實驗、電化學實驗以及析氫演變實驗，其降解速率的具體計算方法如下[10]：

Pw=2.10ΔW

(2)

Pi=22.85icorr

(3)

PH=2.279VH

(4)

式中：Pw,Pi,PH分別為3種實驗方法測得的降解速率，mm/a；ΔW為失重速率，mg·cm-2/d；icorr為合金的腐蝕電流密度，mg·cm-2；VH為析氫體積，mL·cm-2/d。

體內外降解研究結果表明，鎂合金在接近中性生理環境中的降解方式以腐蝕為主，其降解機制如下所示[7]：

2H2O+2e-→H2+2OH-(陰極反應)

(5)

Mg→Mgn++ne-(陽極反應)

(6)

Mgn++nOH-→Mg(OH)2(降解產物)

(7)

通常在腐蝕介質中，Mg作為陽極轉變為Mg2+與陰極產生的OH-發生反應生成Mg(OH)2，隨著浸泡時間的延長，合金表面缺陷處可作為Cl-滲透到膜結構中與Mg(OH)2反應的特殊通道，導致表面產生點蝕現象。另外，基體與第二相(金屬間相)會由于電化學電位差異產生以鎂基體為陽極的電偶腐蝕，加快合金的降解進程[11]。

為了更好地解決鎂合金在生理環境中所出現的降解過快及降解不均勻等問題，本文結合本課題組前期的研究工作(微合金化、納米HA/CaO微復合、熱處理、塑性加工)[12-15]，通過對合金的微觀、宏觀結構與降解速率之間關系的建立，深入分析并探究了合金在生理環境下所發生的靜態以及動態降解機制，系統地概括了合金化工藝、熱處理工藝、塑性加工工藝和表面改性處理工藝對鎂合金體內外降解的影響規律以及耐蝕性能提高的微觀機理的研究現狀。

1 微合金化工藝

通常醫用鎂合金在未滿服役周期前便快速降解，因此，至少在達到預定服役期限之前，需要良好的降解性能來維持植入物在人體使用過程中的完整性。合金化常被作為一種有效的途徑來提高鎂合金的降解性能。與其他工藝相比，通過適當添加合金元素進行微觀組織調控，不僅可以起到改變合金的析出相種類以及合金晶粒度的作用，而且還可以改變表面膜的組成結構，從而達到減緩降解速率的效果。但需要注意的是合金元素的選擇問題，鎂合金降解后向周圍組織釋放的其他金屬離子可能會在短期或較長時間內引起生物反應，因此合金元素添加不當可能會引起嚴重的毒物學問題。并且添加的元素如果固溶度過低，這些殘留的過量合金元素會導致大量的第二相產生，而過量的第二相會與鎂基體形成電偶腐蝕，加快鎂合金的降解進程。目前常見的生物醫用鎂合金主要包含Mg-Ca,Mg-Zn,Mg-Mn,Mg-Sr以及Mg-RE合金，這些經過合金化處理的合金具有良好的生物相容性，對組織無不良影響。

合金化處理對于醫用鎂合金體內外降解機制的影響主要如下：Ca是人體骨骼的主要成分，對細胞內的化學信號傳遞至關重要，其釋放的離子有利于骨骼固化，是一種礦物質營養素。因此，鈣的添加引起了研究學者們的廣泛關注。Jeong等[16]對比了在Hank’s溶液中不同Ca含量的添加對鑄態以及擠壓態Mg-Ca合金降解性能的影響。結果顯示當Ca含量增加時(0.4%→1%→2%→3%，質量分數，下同)，由電化學實驗測得的鑄態合金的降解速率也呈現不斷升高的趨勢(0.161→0.223→0.241→0.585 mm/a)，擠壓態合金具有相同的變化趨勢(0.179→0.193→0.194→0.245 mm/a)。該現象產生的原因主要與Mg2Ca相的析出有關，Ca含量的增加會導致第二相體積分數的增大，基體鎂與第二相之間容易發生電偶腐蝕，從而加快了合金降解進程。Mohamed等[17]將鑄態Mg-0.8Ca和純鎂在Hank’s平衡鹽溶液中的降解速率做了對比。結果顯示，Mg-0.8Ca的降解速率大約是純鎂的3倍(Mg-0.8Ca降解速率為(1.08±0.38) mm/a，純鎂降解速率為(0.35±0.17) mm/a)。這同樣與晶界處Mg2Ca的產生有關，Mg2Ca相通常作為陰極與陽極的α-Mg發生電偶腐蝕，從而增加了降解速率。但隨著浸泡時間的延長，Mg-Ca合金表面除Mg(OH)2保護層外，會伴隨有羥基磷灰石的產生，該產物對骨愈合具有明顯的促進作用，證實了Mg-Ca合金潛在的植入價值。Liu等[18]在擠壓態Mg-1Bi-1Zn合金中加入了0.6%Ca，獲得的光學組織與晶粒分布顯示，隨著微量Ca的加入，會導致合金的平均晶粒尺寸減小，動態再結晶晶粒比例顯著增大。去除降解產物的表面SEM形貌如圖1所示，Mg-1Bi-1Zn合金出現很多尺寸較大的點蝕坑，而加入Ca后的合金降解形貌相對比較均勻。且電化學實驗測得合金降解速率由0.41 mm/a下降為0.32 mm/a。其產生原因為：加入Ca后生成的第二相粒子Mg2Bi2Ca(相比于Mg3Bi2相)與基體鎂相比具有更高的電勢差，如圖2中掃描Kelvin探針力顯微鏡(SKPFM)結果顯示，在降解過程中更易作為陰極位置，導致降解產物層的密度更大，形成速度更快。合金表面氧化膜的XPS分析顯示，相比于Mg-1Bi-1Zn合金，在Mg-1Bi-1Zn-1Ca合金表面有Ca(OH)2產生，其反應主要如下所示：

圖2 擠壓態Mg-1Bi-1Zn-0.6Ca合金SKPFM圖片(a)以及A線對應的電勢分布圖(b)[18]Fig.2 SKPFM image (a) of the extruded Mg-1Bi-1Zn-0.6Ca alloy and corresponding Volta potential profile along lines A (b)[18]

圖1 擠壓態Mg-1Bi-1Zn (1) 與Mg-1Bi-1Zn-0.6Ca (2) 合金浸泡在SBF不同時間去除降解產物后的SEM圖[18]

Mg→Mg2++2e-

(8)

Ca→Ca2++2e-

(9)

2H2O+2e-→H2↑+2OH-

(10)

Mg2++2OH-→Mg(OH)2

(11)

Ca2++2OH-→Ca(OH)2

(12)

Mg2++1/2O2→MgO

(13)

Ca元素的加入改變了膜層結構，在一定程度上提高了合金降解性能。王勇等[19]研究了Ca含量的添加對于ZM61合金在SBF中降解性能的影響。結果顯示，當Ca含量控制在0.5%時，由于晶粒的細化以及晶界處網狀析出相的產生，導致其具有最佳的降解抗性。通過以上研究表明：Ca元素的添加可通過調整晶粒度、析出物的形態與類型以及表面產物膜成分，從而在一定程度上提高鎂合金的耐蝕性能。同時，一些學者對Mg-Ca合金也進行了相應的體內實驗，Xia等[20]將擠壓態的Mg-4.0Zn-0.2Ca合金植入家兔股骨處。結果顯示合金的植入并未導致任何炎癥反應的產生，且骨與種植體之間接觸良好。隨后利用SEM對植入3個月的種植體進行了表面形貌的觀察，發現在種植體表面產生了保護膜。利用EDS分析了保護膜的成分組成，結果顯示保護膜主要成分為Ca和P，這些成分能在很大程度上促進骨成型。在3個月的植入實驗中，合金體積中有35%發生了降解，證實了Mg-Ca合金的醫用可行性。

Zn是人體重要的微量元素之一，是骨和軟骨可選酶的輔助因子，因而Mg-Zn合金是一種具有較大潛力的生物材料。Koc等[21]對比了鑄態Mg-xZn在SBF中的電化學降解速率。結果顯示，隨著Zn含量的增多(0%→0.5%→1%→2%→3%)，Mg-Zn合金的降解速率逐漸降低(4.342→3.062→2.833→2.628→2.331 mm/a)。產生此現象的主要原因是Zn元素在Mg-Zn合金中具有細化晶粒的作用，Zn含量的增多使得晶粒細化從而降低了合金的降解速率。Abdel-gawad等[22]在Mg-0.6Ca合金中加入了不同含量的Zn元素，測得其在SBF模擬液中的電化學降解速率。結果顯示，添加2%Zn時合金的降解性能最佳，為0.043 mm/a。該現象產生的主要原因是微量Zn的加入細化了晶粒，并且形成了Ca2Mg6Zn3保護層作為保護屏障，從而降低了降解速率。

Zhang等[23]將Mg-6Zn合金和純鎂植入老鼠的膀胱處，2周后取出結果顯示：Mg-6Zn合金已降解體積明顯高于純鎂，這主要是由于Zn(OH)2膜層的破裂同基體與第二相產生的電偶腐蝕耦合作用的結果。Cihova等[24]對不同Zn含量的擠壓態Mg-Zn-Ca合金在幼年大鼠的股骨中進行了植入實驗。植入后的Micro-CT顯示，與Mg-1.25Zn-0.25Ca合金相比，Mg-1Zn-0.3Ca合金具有更低的降解速率。在植入后的第4周，降解體積分數控制在(5±3)%范圍內，在第26周達到了(36±8)%，Mg-1Zn-0.3Ca合金與Mg-1.25Zn-0.25Ca合金在第52周測得的降解速率分別為(0.091±0.032) mm/a和(0.123±0.025) mm/a。組織學分析結果顯示兩種合金與骨接觸良好，無不良反應，證明了鎂合金材料在肌肉骨骼疾病治療中的應用價值。

Mn是一種無毒元素，在體內多種酶系統的激活中起主要作用，另外，在合金元素中加入一定量的Mn能去除有害雜質，并在合金表面形成氧化錳膜，實現提高合金降解抗性的目的。Cho等[25]研究表明微量Mn的添加使得晶粒細化，從而提高了Mg-4Zn-0.5Ca合金的耐蝕性。通過對比Mg-4Zn-0.5Ca-xMn(x=0,0.4,0.8)合金的降解形貌，發現含高Mn合金(Mg-4Zn-0.5Ca-0.8Mn)的降解形貌較均勻，具有較高的耐蝕性。由電化學實驗測得的降解速率分別為0.202,0.095 mm/a和0.065 mm/a，產生此現象的原因主要有兩方面：一是晶粒的細化降低了微電偶腐蝕，二是Mn的加入可使表面形成MnO和MnO2膜層，膜層的產生可作為鎂合金的降解屏障，阻礙了Cl-的進一步侵蝕，從而提高了合金膜層的穩定性。

Xu等[26]將Mg-Zn-Mn合金用作骨移植植入物植入老鼠體內。在植入的第9周，種植體100%固定，無過敏反應，氧化產物膜成分以Ca,O,P等元素為主。在種植體周圍發現了新骨的形成，約10%～17%的種植體發生降解。而在第18周時，已有54%的鎂合金發生了降解，但Zn,Mn元素仍均勻分布在殘余的鎂合金、降解層和骨組織中，證實了Mg-Zn-Mn合金的醫用價值。

Sr是人體中的一種微量元素，具有促進骨成型和減少骨吸收的作用。Zhao等[27]將不同Sr含量的擠壓態Mg-xSr(x=0.5,1,1.5,2.5)合金在Hank’s模擬體液中的降解速率做了對比。實驗結果顯示隨著Sr含量的增加(0.5%→1%→1.5%→2.5%)，浸泡降解速率明顯升高(0.036→0.038→0.043→0.055 mm/a)，電化學實驗所測得的降解速率具有相同的變化趨勢(0.15→0.165→0.204→0.265 mm/a)。兩種降解速率對比表明Sr含量為0.5%時具有最佳的降解抗性。該現象的產生主要與晶粒尺寸有關，當Sr含量為0.5%時，合金中具有較多的細小等軸晶粒，但隨著Sr含量的增多，晶粒多變為長條狀，從而降低了降解抗性。Cheng等[28]對比了Mg-5Zn-xSr在不同腐蝕環境(0.9%NaCl溶液和Hank’s溶液)中的降解速率。當Sr含量增加時(0%→0.2%→0.3%→1%)，合金在兩種腐蝕環境下的電化學降解速率都有相同的變化趨勢：降低→升高→降低(NaCl溶液中的降解速率：1.005→0.797→0.993→0.944 mm/a，Hank’s溶液中的降解速率：0.772→0.512→0.723→0.608 mm/a)。兩種腐蝕環境下對比發現，當加入0.2%Sr時降解速率最低(分別為0.797 mm/a和0.512 mm/a)，其主要原因為微量Sr的加入能極大地細化晶粒，提高材料的耐蝕性。且對比Mg-5Zn合金，Sr的快速溶解會導致pH值的升高，從而使得Zn(OH)2析出，其相比Mg(OH)2具有更強的保護作用，并且較高含量的Zn(OH)2和Mg(OH)2能夠修復點蝕，延緩降解，其反應如下：

MO+H2O→M(OH)2(M=Sr,Mg)

(14)

M+2H2O→Mg2++2OH-+H2(M=Sr,Mg,Zn)

(15)

M2++2OH-→M(OH)2(M=Zn,Mg)

(16)

(17)

Pan等[29]對鑄態Mg-Zn-Mn-xSr合金在Hank’s溶液中進行了動態降解機制的研究。結果發現，隨著Sr含量的不斷上升(0.5%→1%→1.5%→3%)，在7天時測得的失重速率變化同樣具有逐漸上升的趨勢(0.115→0.149→0.23→1.006 mm/a)。產生該現象的主要原因在于第二相的變化，SEM結果顯示隨著Sr含量的增加，合金晶粒尺寸逐漸降低，但第二相體積出現明顯升高的趨勢，并逐漸由粒子狀轉變為不連續網狀結構。XRD結果表明第二相主要成分為Mg17Sr2。SKPFM結果顯示金屬間化合物比α-Mg具有更高的電位，導致α-Mg更易在降解過程中作為微觀陽極，從而加快電偶腐蝕。

除體外降解外，研究學者同樣對Mg-Sr合金進行了體內研究：Gao等[30]對比了純鎂與添加Sr,Ga元素的鎂合金在老鼠體內的降解速率，結果表明，純鎂的降解速率明顯高于經過合金化處理的鎂合金，這主要與表面膜的致密程度有關，經合金化處理的合金表面膜致密程度高，因此具有較高的降解抗性。

Bornapour等[31]將Mg-Sr-Ca合金支架在狗的左右動脈進行了血管植入實驗，結果顯示：由于Mg-Sr-Ca合金在外層形成了Sr-HA/HA的保護層，且該保護層覆蓋于整個合金表面，從而增加了降解抗性，減緩了降解速率。Tie等[32]對Mg-Sr合金以及純鎂在白兔體內進行了植入實驗。其降解形貌、降解速率以及XPS分析顯示，Mg-Sr合金以均勻降解為主，相比于純鎂具有更低的降解速率，降解層主要由MgO,Mg(OH)2和HA組成，并且在后續的實驗過程中發現Sr的穩定持續釋放，還可以起到促進骨成型的作用。

Mg-RE合金憑借其優異的力學性能和降解性能，也逐漸成為目前研究的熱點。常見的稀土元素主要包括Y,Nd,Gd等，微量稀土元素的添加可以限制晶粒尺寸，改變析出物形態,從而起到調控鎂合金降解速率的目的[33-34]。其中Nd由于在鎂中具有較高的固溶度以及降解產物的無毒性，同時還具有良好的生物相容性，使其作為一種新型生物醫用材料得到了人們的重視。本課題組[12]在Kokubo’s模擬液中研究了Mg-Zn-Mn-xNd(MZM-xNd)合金的降解行為。結果顯示，隨著Nd含量的增加(0%→0.6%→1.2%→1.8%)，降解速率出現了先降低后升高的現象(8.43→1.15→2.23→3.82 mm/a)。去除降解產物后，材料的三維降解形貌如圖3所示，其去除降解產物后合金表面的降解坑深度、分布顯示，隨著Nd含量的增加，合金表面腐蝕坑深度低且分布均勻。但隨著Nd含量的進一步增加，合金局部降解嚴重。產生的原因為：SEM結果顯示隨著Nd含量的增加，晶粒逐漸細化，然而析出相逐漸增多，導致降解速率的提高。并且微量Nd的添加可以提高表面膜的致密性，如圖4所示，微量Nd的添加使表面膜層更加致密，極大地降低合金的腐蝕敏感性，從而增強合金的降解抗性。此外，經XRD分析，試樣表面有HA的產生，其具體反應如下所示：

圖3 去除降解產物后不同合金的3D降解形貌[12]

圖4 不同合金浸泡在SBF溶液中10天后的SEM形貌[12]

(18)

(19)

(20)

HA的產生同樣可以作為阻礙合金降解的屏障，但隨著Nd含量的增加，表面膜會逐漸變得疏松，從而降低了合金的降解抗性。Cai等[35]研究表明添加0.2%～0.6%的Nd能細化合金晶粒，形成CaHPO4·2H2O膜層，增加了降解抗性。但過量Nd的添加會導致第二相晶粒尺寸增大，加速電偶腐蝕。Luo等[11]在3.5%NaCl溶液中測試了Mg-6Gd-2Y-(0→0.5%→1%→1.5%)Nd-0.2Zr合金的降解性能，電化學實驗測得的降解速率表明在添加0.5%Nd時合金的降解速率最低(1.819→1.17→2.063→3.921 mm/a)，降解抗性最高。而當Nd的含量在1.5%時，合金的降解抗性最低。該現象的產生主要與第二相的體積分數有關，在添加1.5%Nd時第二相析出較多，易發生電偶腐蝕，加快了合金的降解進程。Chen等[36]研究發現在Mg-2Zn-xGd-0.5Zr合金中隨著Gd含量的增加(0→0.5%→1%→2%)，合金的降解速率先降低后升高(0.25→0.15→0.1→0.28 mm/a)。這主要是由于隨著Gd含量的升高，晶粒會逐漸得到細化，第二相析出逐漸增多。當Gd含量較低時，第二相分布較均勻，這些均勻分布的第二相可作為屏障阻礙合金的降解進程，但當Gd含量過高時，會導致大量第二相的析出，從而形成電偶腐蝕，推動降解進程。Liu等[37]研究了在0.1 mol/L的NaCl溶液中Mg-Y合金的降解速率，結果表明：隨著Y含量的增加(1%→2%→3%→5%)，Mg-Y合金的降解速率呈現上升趨勢(0.279→0.411→0.418→0.457 mm/a)。這主要是由于Y含量的增加，生成了富Y區，同時也導致更多的Y元素固溶進入基體，提高了基體的化學活性，從而加速了合金的降解，但是網狀的富Y區可產生一定的屏障作用來阻礙降解進程。

Zhang等[38]將擠壓態Mg-Nd-Zn-Zr合金支架在兔頸總動脈進行了20個月的植入研究，發現支架在植入白兔頸總動脈20個月后生物安全性良好。Mg,Zn元素可以安全代謝，而Nd和Zr不會在器官特別是大腦中持續積累。整個內皮化過程耗時28天。Mg在JDBM支架中的完全吸收時間約為4個月，降解產物主要為Ca磷酸鹽復合物，這些復合物可在25個月內完全降解，消除了在鎂合金支架降解過程中可能出現的血管鈣化問題。

Lukyanova等[39]將WE43合金植入小鼠體內，皮下植入后，結果顯示：WE43合金的生物降解率較低，且無大量氫氣的產生。樣品表面與周圍組織形成親密接觸，未見損傷組織，接觸區有新生血管的形成，重要的是，形態學研究表明，在小鼠體內植入WE43合金并沒有造成重大的全身損害，在一定程度上證實了鎂合金作為醫用材料的可行性。

2 熱處理工藝

熱處理也可作為提高鎂合金降解抗性的一種有效手段，通過熱處理可以在改變晶粒尺寸的同時調控析出物的數量以及形態，從而在一定程度上抑制電偶腐蝕的產生，達到增強降解抗性的效果，其原理主要在于不同合金元素的溶解度會隨溫度產生變化。

在此基礎上，本課題組[40]對比了在不同熱處理工藝條件下，Mg-2Zn-0.2Mn-1Ca合金在SBF模擬液中的降解行為。研究表明，隨著熱處理時間的延長(無→300→360→420→460→500 ℃)，SEM結果顯示析出物數量不斷減少，但晶粒尺寸不斷增大。由電化學實驗測得的降解速率出現了先降低而后升高的趨勢(13.11→11.1→10.6→5.94→8.1→8.83 mm/a)，且在420 ℃熱處理時具有最佳的抗降解性能。降解速率降低的原因主要有以下3點：一方面，第二相溶解到基體中，提高了基體的腐蝕電位，降解速率下降。另一方面，降解產物成核優先出現在基體與第二相之間，隨著第二相的逐漸溶解，微電偶腐蝕明顯減弱。此外，表面無缺陷，合金形成的致密膜層可以降低腐蝕敏感性，緩解界面區域間的電流交換。而后降解速率升高的現象表明降解速率受晶粒尺寸以及第二相體積的共同調控作用影響。Janbozorgi等[41]對比了鑄態和固溶態Mg-2Zn-1Gd-1Ca合金在SBF中的降解性能，結果顯示：當經過500 ℃固溶處理后，浸泡降解速率由9.45 mm/a下降至3.82 mm/a，電化學降解速率由3.09 mm/a下降至1.85 mm/a。固溶處理后降解速率明顯降低，這主要源于大量析出物的溶解，從而在一定程度上抑制了電偶腐蝕。Zhong等[10]對擠壓前時效(aging prior to extrusion,APE)處理前后的Mg-8Sn-2Zn-0.2Mn合金在3.5%NaCl溶液中的降解性能進行了對比。浸泡實驗后合金降解速率由5.88 mm/a降至4.31 mm/a，電化學實驗測得的降解速率由0.487 mm/a降至0.315 mm/a。APE處理可明顯改善合金的降解性能，其主要原因在于APE處理的合金和未進行APE處理的合金相比，第二相Mg2Sn相較小，且彌散均勻分布，而降解多發生在粗大的Mg2Sn相上，因此，APE處理后合金具有更高的降解抗性。Liu等[42]將Mg-Gd-Zn-Zr鑄態及熱處理態合金的降解性能進行了對比，發現合金的降解速率主要受基體與第二相之間產生的微電偶腐蝕所影響。根據SKPFM以及高分辨率透射X射線層析成像(HRTXT)結果分析，鑄態合金中的共晶相具有最高的局部電位(290 mV)和體積分數(42.8%)，因此，在共晶相和Mg基體之間存在顯著的微電偶效應。然而，經過T4處理后，鑄態合金中的共晶相轉變為長周期堆垛有序相(long period stacking ordered,LPSO)。相比于共晶相，LPSO相的局部電勢和體積分數減小，分別為243 mV和27%，因此，第二相與Mg基體之間的微電流效應明顯減小，經T6處理后，析出物的彌散分布提高了α-Mg基體的電勢，從而降低了電勢差，減弱了微電偶腐蝕，提高了合金的降解抗性。

在體內方面，Torroni等[43]將鑄態和熱處理態的WE43合金植入綿羊的頭蓋骨中，結果顯示，與鑄態合金相比，熱處理態合金表現出更優異的穩定性、更低的降解速率和促成骨性能。基于此，可以推測熱處理態合金的性能使其更適合用于斷裂部位。

3 變形工藝

除了優化鎂合金的元素組成以及進行熱處理以外，還可以通過塑性變形的方式來提升鎂合金的降解性能。塑性變形可以迅速改變析出物的尺寸以及分布方式，同時還可以改變晶粒度，通過抑制電偶腐蝕來調控降解速率。常見的塑性變形工藝主要有擠壓、軋制以及鍛造。

熱擠壓作為一種有效方式用來改善鎂合金的降解性能，Zhong等[10]發現合金中的部分長條相，在熱擠壓過程中更容易破碎成顆粒，從而起到降低電偶腐蝕的作用。Zhang等[44]對比了鑄態和擠壓態的Mg-Y-Zn-Zr合金的降解性能，研究發現，擠壓態合金的降解抗性明顯高于鑄態合金。產生的原因在于，在擠壓過程中，Mg12YZn相破碎且彌散分布，阻礙再結晶晶粒的遷移，抑制晶粒的長大，從而提高了降解抗性，降低了降解速率。Xu等[45]對比了不同擠壓比對Mg-Y合金在3.5%NaCl溶液中降解性能的影響。結果顯示擠壓后的合金晶粒明顯細化，并隨著擠壓比的增大，剪切帶流動平行線越來越明顯，且平行線上分布著大量細小的等軸晶，使合金具有更高的降解抗性。Hou等[46]對比了鑄態與擠壓態Mg-3Sn-1Zn-0.5Mn合金在SBF中的降解性能。結果表明：電化學測試的降解速率由0.574 mm/a降至0.301 mm/a。產生的主要原因在于在熱擠壓過程中，Mg-3Sn-1Zn-0.5Mn合金發生完全動態再結晶，組織多為細小的等軸晶，并且對比鑄態合金，擠壓態合金的第二相并沒有明顯的增多，因此擠壓態合金表現出了更好的降解抗性。Gui等[47]對比了鑄態及擠壓態Mg-Gd-Zn-Zr-Mn合金在Hank’s溶液中的降解性能。擬合結果表明，擠壓合金的Rct明顯高于鑄態合金。鑄態合金第二相在晶界處呈現網狀結構，擠壓態合金第二相沿擠壓方向呈現小的粒子分布。材料的電化學降解速率由0.38 mm/a降至0.34 mm/a，降解形貌顯示：鑄態合金表面出現大面積降解，擠壓態局部點蝕，擠壓成型合金的大部分區域得到了很好的保護，并且隨著反應活性的增加以及氧化膜在晶粒細化材料表面成核位點的增多，使得擠壓態合金可以更快地形成保護層。謝鑫等[48]研究了擠壓溫度對Mg-Gd-Y-Nd-Zr合金在Hank’s溶液中的降解機制，相比均質化態合金，擠壓態合金晶粒尺寸大幅度減小，且隨著擠壓溫度的升高，晶粒度有上升的趨勢。析氫實驗顯示，合金析氫降解速率先降低后升高，450 ℃時具有最低的降解速率。電化學實驗結果具有同樣的變化趨勢(隨著溫度的升高0→390→420→450→480 ℃，降解速率分別為1.117→0.649→0.596→0.684→0.875 mm/a)。其原因在于低溫擠壓時組織分布不均勻，細晶與存在的部分粗晶易形成微電偶電池，外加基體與第二相之間的微電偶效應，加劇鎂合金降解行為。而溫度過高會導致晶粒度過大，同樣會加劇合金的微電偶腐蝕進程。

Ding等[6]對擠壓態Mg-4Zn-0.2Ca合金在兔子體內進行了動脈手術夾植入實驗。結果表明，合金發生了明顯的動態降解行為，遠離心臟部位的合金降解均勻，降解產物沉積在蜂窩狀降解坑中，抑制了進一步的降解。分析其降解所產生的O,Ca,P,Zn,Mg等物質均有益于血管的愈合，證實了鎂合金作為植入物的潛在價值。Miao等[49]將純鎂以及擠壓態Mg-2Zn-1Gd合金植入小白鼠體內。植入10天后兩種合金的降解形貌都較均勻，隨著植入時間的延長，可以發現許多嚴重的點蝕行為出現在兩種合金的表面，但與純鎂相比，擠壓態Mg-Zn-Gd合金具有更高的降解速率，擠壓態Mg-2Zn-1Gd合金的降解速率在第10天為(0.11±0.04) mm/a，在植入30天后降解速率達到了(0.31±0.01) mm/a。降解層主要元素為O和Mg，伴隨少量C,P,Ca的存在。降解層較厚，主要由于Zn和Gd元素的加入導致第二相的組成，從而加速了合金的降解。

Cao等[50]對比了在3.5%NaCl溶液中鑄態與多向鍛造態Mg-4Zn-2Gd-0.5Ca合金的降解速率。相比鑄態合金，多向鍛造態合金降解抗性得到了明顯的改善，并且隨著鍛造道次的增多(0→1→2→3)，降解速率先降低后升高(1.197→0.366→0.37→0.4 mm/a)，1次鍛造時合金具有最佳的電化學降解性能。降解形貌顯示隨著鍛造次數的增加，降解程度逐漸加重，1次鍛造時合金具有最佳的表面形貌。產生這種現象的原因可以認為是位錯密度、晶粒尺寸和動態沉淀的綜合作用。鍛造態合金發生了動態再結晶，且隨著鍛造道次的增加，再結晶晶粒會逐漸長大。鍛造道次的增加也會導致第二相體積分數增大，加速電偶腐蝕，從而起到降低降解抗性的作用。Harandi等[51]對比了不同鍛造條件下Mg-1Ca合金的降解速率，研究發現當鍛造溫度(RT→250→350→450 ℃)升高時，在SBF中測得的電化學降解速率(4.501×10-5→4.341×10-5→8.569×10-5→1.29×10-4mm/a)呈現先降低后升高的趨勢。其產生原因是鍛造明顯減小了晶粒尺寸，但是溫度的升高會導致析出的第二相體積分數增大，使得合金降解速率明顯升高。

Nene等[52]發現在300 ℃時對Mg-4Li-1Ca合金進行熱軋時，可通過發生動態再結晶細化晶粒尺寸，并且使共晶相(α-Mg+Mg2Ca)分布得更加均勻，從而實現提高降解抗性的要求。Bahmani等[53]發現在螺旋軋制過程中會形成動態再結晶晶粒，并且隨著溫度的升高這些動態再結晶晶粒會出現逐漸長大的現象。同時伴隨著軋制溫度的變化，析出物數量也會發生改變，析出物的體積分數會隨著軋制溫度的升高而降低。實驗結果表明，在3.5%NaCl溶液中，300 ℃軋制時的合金具有最低的降解速率，而在過高以及過低溫度軋制時降解速率都會偏高。造成這一現象的主要原因是合金降解抗性受晶粒度以及第二相兩個方面耦合作用的影響，在300 ℃時析出物過多，第二相體積分數在降解過程中占據主導作用，而在340 ℃時晶粒過大，晶粒度的影響相比于第二相占據主導作用。Han等[54]將軋制態HP-Mg植入兔股骨髁內用作骨折固定，在對軋制態HP-Mg螺釘降解過程分析中顯示，該合金在兔股骨髁內骨折固定中降解形態均勻，彎曲力充足，術后4周降解速率為(1.38±0.03) mm/a，螺紋表面沉積磷酸鈣以及氧化物。HP-Mg螺釘周圍的骨結合良好，在骨折間隙處，骨體積和骨密度增加，術后8周骨折愈合證實了HP-Mg螺釘具有較強的固定能力和促進骨折愈合的作用，因此，HP-Mg作為固定裝置在關節內骨折手術中具有巨大的應用潛力。

Gu等[55]將軋制態Mg-2Sr合金植入小鼠體內，在植入4個月之后，其降解速率達到了(1.01 ± 0.07) mm/a，但在骨小梁和皮質區域處僅種植體表面發生了局部降解，而棒的中心仍保持其完整性，且Mg-2Sr合金的植入促進了植入物周圍新骨的產生與成型，證實了其臨床醫用價值。

4 表面改性工藝處理

鎂合金的降解性能不僅可通過調控晶粒度與第二相來改善，表面改性工藝處理也可作為一種有效方式用來調控鎂合金的降解進程。其原理在于通過添加涂層作為物理屏障使鎂基體與腐蝕介質分離，從而防止Cl-在鎂合金表面缺陷處的形核，實現抑制合金降解的目的。

Kennedy等[56]對比了涂覆等離子體電解氧化(plasma electrolytic oxidation,PEO)涂層前后Mg-7Y-1Zn合金在3.5%NaCl溶液中的耐腐蝕性能。結果顯示：電化學降解速率由最初3.54 mm/a降為0.99 mm/a，主要由于表面PEO涂層起著耐蝕層的作用，可防止Mg-7Y-1Zn合金在液體環境中的降解。

Jin等[57]將主要由二氧化錫和少量氧化亞錫組成的氧化膜濺射到生物醫用Mg-Y-RE合金上，在SBF溶液中電化學實驗測得的降解速率由13.262 mm/a下降至0.038 mm/a。產生此現象的主要原因是涂層合金表面有一層(1.58 ± 0.08) μm厚濺射的表面膜，且基體與膜層之間具有極高的嚴密性，經改性處理后的鎂合金表面被連續致密的膜層所覆蓋，產生的薄膜可以作為一個屏障，防止Cl-滲透進入膜層之內并于鎂合金表面缺陷處形核，從而最大限度地減少鎂基體的破壞。電化學阻抗譜同樣顯示涂層材料具有更高的阻抗，表明涂層的加入增強了鎂合金的耐蝕性能。

Prakash等[58]驗證了HA鍍層的添加對Mg-Zn-Mn合金在SBF模擬體液降解性能的影響。結果顯示，添加涂層的材料降解速率大幅度降低，原因在于HA鍍層充當了穩定的阻擋層，從而提高了合金的降解性能。

Kuang等[59]將超疏水涂層電沉積到鎂的表面膜層上，并對比了不同沉積時間對鎂的表面形貌與在Hank’s溶液中電化學降解速率的影響。結果顯示：SEM形貌中(見圖5)含有超疏水涂層的材料被褶皺顆粒覆蓋成花狀結構(豆蔻酸鈣)，當沉積時間為5 min時，涂層較薄，且粗糙度為1.95 μm，隨著沉積時間的延長(0→5→10→15→20 min)，涂層表面的帶材顆粒被拉長，表面粗糙度增加到5.85 μm。電化學實驗結果顯示，隨著沉積時間的延長，降解速率出現了先降低后升高的現象(2.057→0.914→0.686→0.457→0.091→0.183 mm/a)。涂覆涂層后的材料降解速率較初始材料有了明顯改善，且隨著膜層厚度的增大，降解抗性改善得愈加明顯，該現象證實了超疏水涂層處理是增強鎂合金材料降解抗性的一種重要手段。

圖5 不同沉積時間下LDHs膜和超疏水涂層的SEM(1)與3D輪廓儀圖像(2)[59]

Shi等[60]在Mg-Nd-Zn-Zr合金添加了雷帕霉素洗脫聚鍍層，電化學實驗測得的降解速率由最初的1.4×10-2mm/a降至8.91×10-4mm/a。隨后進行了體內植入實驗，將涂層合金注入豬的動脈處，冠脈內超聲和OCT分析顯示無血栓形成且鍍層材料降解較慢。在兩個月時，支架結構完整，僅部分出現折斷，3個月時，雖斷裂部位增多，但是支架結構仍保持完整，直徑與兩個月時相當，表明其具有良好的降解性能。

Wu等[7]進行了有無微弧氧化涂層的鎂合金植入物在兔體內外的降解實驗。在體外，測得了材料在SBF溶液30 min的降解速率，發現含涂層材料能明顯降低合金降解速率，并且隨著涂層厚度的增加，材料的降解速率逐漸降低。體外細胞相容性結果顯示，微弧氧化涂層可以提高細胞的增殖速度。在植入實驗中發現，在植入的第8周，無涂層材料已全部降解，而涂層材料多數維持在體內，降解性能良好，且在種植體周圍可以明顯地觀察到新骨的生成，且損傷骨具有足夠的機械強度，這些結果表明微弧氧化涂層鎂合金材料具有成為骨移植替代物的潛力。

Li等[9]對比了有無添加MgF2涂層的Mg-Zn-Zr合金在SBF中的降解速率。結果表明，無鍍層的合金在開始的3天出現點蝕坑，并失重較大，20天后含涂層的合金表面保持完整，而無鍍層材料出現了大量降解的現象，30天后鍍層材料仍可見螺紋，無鍍層材料完全降解。隨后將兩種合金植入兔子股骨髁部進行植入實驗，結果顯示：含鍍層的材料降解速率較低，主要是由于鍍層被新生骨組織與鈣鎂磷酸鹽層覆蓋，從而提高了基體的降解抗性。Jiang等[61]將被MgF2包裹的Mg-Zn-Zr合金植入兔子體內，結果顯示：MgF2涂層能有效降低Mg-Zn-Zr合金在體內的降解速率，并且隨著涂層的降解，可促進周圍新骨的形成，具有較高的醫用潛力。

Kim等[62]為提高鎂合金的降解性能以及增強其生物相容性，將不同濃度(20,50,100 ng/mL分別記為ALB20,ALB50和ALB100)的BMP-2(成骨蛋白)固定到鎂合金表面(微弧氧化(MAO)+水熱處理所形成的載體層中)，并在老鼠脛骨進行了2～4周的體內植入實驗。大鼠脛骨植入2周和4周后的組織學分析顯示：種植2周后，在骨髓和經表面處理的種植體之間發現有新骨層的形成；植入4周后，骨髓及骨結構細胞愈合，且種植期間，經表面處理的種植體未見炎癥細胞，但相比其他濃度下，ALB50組形成的新骨層更為均勻。根據生物可降解植入物植入大鼠脛骨2周和4周后3D形態與體積變化的分析，發現合金在種植2周后，各組種植體體積均較種植前減少(11.56 mm3)，且隨著BMP-2濃度的增加，降解體積進一步減小。與其他組相比，ALB100組的樣本降解體積最低。此外，在3D圖像觀察到的退化形貌圖像中，除ALB20和ALB50基團外，大多數基團都表現出局部降解。結果表明，在LBL載體層(MAO涂層+水熱處理)上固定化BMP-2可以延緩鎂合金在體內的降解速率，通過持續釋放BMP-2，可促進骨形成，而成骨細胞的分化和骨成型的促進程度取決于BMP-2涂層濃度。但是，考慮到合金的綜合性能，ALB50組由于降解速率最低，形成的新骨層最均勻，是應用于骨科和種植牙的最理想的表面處理。

5 結束語

醫用可降解鎂合金是目前所研究的最關鍵的生物材料之一，其降解性能的改善對其在臨床行業的應用具有顯著的現實意義。本文綜述了微合金化、熱處理、變形工藝以及表面改性處理4種用來改善鎂合金降解性能的方式。但是，鎂合金作為人體植入物，其在人體內往往處在比較復雜的受力狀態，鎂合金的其他性能(包括抗腐蝕疲勞性、生物相容性、腐蝕產物無毒性以及力學性能等)也應得到充分的考量，因此，為了挖掘鎂合金體內的發展潛力，可以從以下方面入手：

(1)進一步強化合金化理論研究，通過建立不同微合金化鎂合金與降解速率、降解形貌之間的數據模型，探究不同微合金化處理所產生的第二相及晶粒結構對鎂合金降解機制的影響，通過大數據對比，開發新型鎂合金。

(2)開發新型多功能鍍層，應考慮涂層的滲透性、附著性以及降解性，在保護基體的前提下，鍍層在降解過程中無害并易被人體吸收。

(3)深度探究鎂合金基體與改性層界面、改性層與生物體界面之間的相互作用機制，揭示緩釋膜對鎂合金降解與活性的影響規律，以及生物活性與腐蝕降解性能之間的內在聯系。

(4)過去鎂合金的體外研究關注的是在理想、簡化下的降解行為，當前雖把研究重點調整到了SBF中，但實驗需要在更接近人體環境中的條件下進行降解行為的觀察，Hank’s,SBF等腐蝕介質雖富含細胞，蛋白質和酶等人體體液環境所含有的復雜因子，但都無法準確反映鎂合金在人體內的降解環境，需設定動態環境來更好地模擬鎂合金的降解行為。

(5)采用新的高分辨率儀器在線監測鎂合金體內降解過程及其與生物系統之間的相互作用，是促進生物降解鎂合金研究的突破型工具，但目前實時監測仍是一個技術瓶頸，無法為降解產物與周圍組織之間的相互作用提供有力證據，可結合先進的傳感技術、移動應用和大數據分析，建立新的監測途徑解決這一關鍵問題。