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生物医用可降解镁合金与常规植入生物材料相比具有无毒、快速降解、避免应力遮挡和二次手术等优点。但是,其过快的腐蚀降解速度严重制约着其于人体中的实际植入。通过添加微量稀土元素改善镁合金组织和腐蚀形式,或采用合适的塑性变形工艺在提高镁合金综合力学性能的同时改善镁合金腐蚀行为是提高镁合金耐腐蚀性能的有效手段,但最直接的方案则是通过表面处理,在镁合金表面制备一层可短时间内阻碍腐蚀扩展的膜层而提高镁合金的耐腐蚀性能。本文从镁合金的成分设计着手,熔炼铸造了一种稀土掺杂的Mg-Gd-Nd-Zn-Zr合金,研究Gd含量对该种合金组织性能的影响,并获得性能最优的合金成分。探究等通道转角挤压对Mg-Gd-Nd-Zn-Zr合金组织演变和腐蚀速率及腐蚀机理的影响机制。进一步通过水热处理、微弧氧化、有机镀膜等方法在Mg-Gd-Nd-Zn-Zr合金表面制备超疏水膜层,并揭示不同超疏水模型之间耐腐蚀性能的关系,主要研究结论如下:(1)通过重力铸造法制备Mg-xGd-1.5Nd-0.5Zn-0.5Zr合金(Mg-xGd,x=1,3,5),并经过540°C×16 h的热处理工艺获得不同Gd含量的固溶态Mg-xGd合金。发现铸态Mg-xGd合金由基体α-Mg基体、沿晶界分布的岛状共晶相β1-(Mg,Zn)3RE相、方块状的REH2相和球状富Zr相组成,晶粒尺寸随着Gd含量增加而减小,而Mg-xGd合金经过固溶处理后共晶相消失溶解,方块REH2相仍然存在,同时大量细小的花状ZnZrx相在冷却时从基体中析出并分布在晶内。固溶态Mg-xGd合金的强度随着Gd含量的增加而提高而Mg-5Gd抗拉强度最高达217.5 MPa。Mg-xGd合金在Hank’s溶液中的腐蚀测试表明,由于晶间树枝状结构阻碍腐蚀,铸态Mg-3Gd的耐腐蚀性能最优,仅为0.285±0.05mm/a,而固溶态Mg-3Gd合金中细小的花状ZnZrx相与基体构成了大量原电池,其耐腐蚀性能最差,高达0.973±0.10 mm/a。(2)通过等通道转角挤压技术,对铸态及固溶态Mg-3Gd合金进行多道次挤压。铸态Mg-3Gd合金挤压时晶内析出细小的β1相,在4道次时第二相析出量增大,并产生动态再结晶现象,晶粒细化至~2.5μm,随着挤压道次的逐步增加晶粒细化效果明显,析出相逐步粗化。固溶态Mg-3Gd合金1道次挤压时,晶内大量析出细小的β1相。铸态Mg-3Gd合金8道次挤压后屈服强度和抗拉强度达到最大,分别为231.6 MPa,274.1 MPa,这是由于织构强化、晶粒细化、析出相强化共同作用的结果。而析出相导致的织构弱化和晶粒细化致使固溶态Mg-3Gd在8道次变形后伸长率达到25.2%。(3)研究等通道转角挤压后铸态和固溶态Mg-3Gd合金的耐腐蚀性能,发现铸态合金腐蚀速率随着挤压道次增加呈现先降低后增加的趋势,4道次挤压后的腐蚀速率最低为0.145±0.017 mm/a。由于晶粒尺寸、第二相含量和晶粒取向的变化,其腐蚀形式从表面大点蚀坑的局部腐蚀转变为大量细小蚀点的均匀腐蚀,相对的,固溶态合金腐蚀速率随挤压道次的增加而降低,8道次时腐蚀速率仅为0.228±0.023 mm/a。其受晶粒尺寸和第二相含量及分布的影响,腐蚀形成从大面积的全面腐蚀转变为电偶腐蚀和晶间腐蚀共存的腐蚀形式。(4)开发了一种一步法水热处理技术,在铸态Mg-3Gd合金表面制备兼具粗糙结构和低表面自由能物质的超疏水膜层的方法。经表面分析后,膜层主要成分为硬脂酸钙和羟基磷灰石,膜层由大小不一的片状物质构成了上下分层结构,上层薄片较厚大,由硬脂酸钙和羟基磷灰石混合构成,下层薄片较细小,由硬脂酸钙构成。乙醇与水之比为6:4的Mg-3Gd合金表面羟基磷灰石膜层其接触角为152.8°;其在Hank’s溶液中的腐蚀电流密度为2.03×10-9 A·cm-2,较基体降低了4个数量级,耐腐蚀性能明显提高;其溶血率为0.016%,符合生物医用材料要求。(5)为探究不同超疏水模型对超疏水镁合金耐腐蚀性能的影响,采用微弧氧化+有机镀膜和微弧氧化+植酸刻蚀+有机镀膜两种方法,分别在Mg-3Gd合金和ME20M合金表面制备超疏水复合膜层,由于微弧氧化表面的疏松多孔及毛细效应,未经过植酸处理的复合超疏水膜层其表面表现出与水的高黏附性,可用Wenzel模型解释。另一方面,由于固—液界面处空气囊的存在,经过植酸处理的复合超疏水膜层其表面表现为与水的低黏附性,可用Cassie-Baxter模型解释。电化学测试结果表明Cassie-Baxter模型超疏水复合膜层耐腐蚀性能明显优于Wenzel模型超疏水复合膜层,具有Wenzel接触角模型的复合膜层与具有Cassie-Baxter接触角模型的复合膜层腐蚀电流密度之比等于其实际接触面积之比。