于景媛，趙 特，吳 瓊，李 強，孫旭東

Ag含量對Zn-Mg-Ag合金組織和性能的影響

于景媛1，趙 特1，吳 瓊2，李 強1，孫旭東3

(1. 遼寧工業(yè)大學 材料科學與工程學院，遼寧 錦州 121001；2. 瓦軸集團技術中心，遼寧 大連 116300；3. 東北大學 材料科學與工程學院，沈陽 110004)

采用粉末冶金法制備Zn-Mg-Ag合金，研究Ag含量對合金顯微組織、抗壓強度、耐腐蝕性能和抗菌性能的影響。結(jié)果表明，當Ag質(zhì)量分數(shù)從0.5%增加2.0%時，Zn-Mg-Ag三元合金中MgZn2相含量增加，燒結(jié)密度降低，抗壓強度先提高而后降低。隨Ag含量增加，合金自腐蝕電位略有降低，但是維鈍電流密度明顯增高，表現(xiàn)出較大的降解速率和失重；在人工模擬體液中腐蝕浸泡14天后，合金表面有明顯的腐蝕坑存在。當Ag質(zhì)量分數(shù)從0.5%增加2.0%時，合金對金黃色葡萄球菌和大腸桿菌的抑菌圈直徑分別增加15.0和5.8 mm，抗菌效果提高。

Zn-Mg-Ag合金；抗壓強度；耐腐蝕性；抗菌性；醫(yī)用植入材料

生物醫(yī)用鋅合金是近年來在生物醫(yī)學工程領域不斷發(fā)展的一類新型可降解生物醫(yī)用金屬材料[1-3]，有望在臨床應用中發(fā)展成為人體硬組織替代或者修復材料[4-6]。Zn的標準電位在Mg和Fe之間，因此生物醫(yī)用Zn合金可有效避免生物Mg合金降解速度過快或生物醫(yī)用Fe合金降解速率過慢而引發(fā)的一系列問題[7-8]。目前對Zn合金研究主要集中在Zn-Mg合金。Wang等[9]研究了不同冷卻速度下的鑄造Zn-Mg合金(含Mg量35%～45%)的力學性能和體外降解性能。Patrick等人[10]將純鋅絲植入血管中進行研究，證明了鋅可作為生物降解支架，同時具有理想的降解行為。Vojtech等[4]首先提出了用于骨固定的Zn合金，指出鑄態(tài)Zn-3Mg合金腐蝕性能良好，但力學性能較差。

針對目前Zn合金力學性能較差的問題，本文擬采用粉末冶金技術將Mg、Ag元素添加到Zn基體中，制備Zn-Mg-Ag三元合金。旨在改善Zn合金的力學性能，同時調(diào)控Zn合金的降解速率，使骨組織的生長與Zn基合金的降解相一致。此外，如果作為醫(yī)用植入材料中添加Ag后，通過Ag+的釋放，可對植入材料和周圍環(huán)境起到消炎和避免感染的作用。

1 實驗

1.1 粉末冶金法制備系列Zn-Mg-Ag合金

實驗所用原料Zn粉純度(質(zhì)量分數(shù))>99%、粒徑15 μm，Mg粉純度>99.9%、粒徑44 μm，Ag粉純度>99.9%、粒徑1.3 μm。稱取4組金屬粉末(合計總量約120 g)，其中Mg質(zhì)量分數(shù)為2.0%，Ag質(zhì)量分數(shù)分別為0.5%、1.0%、1.5%、2.0%，余量為Zn。將不同配比的4組金屬粉末充分研磨、混合均勻后，放置于自制的模具中壓制成生坯(壓制壓力100 MPa)，生坯在管式爐中380℃燒結(jié)2 h，燒結(jié)過程中采用氬氣保護。燒結(jié)產(chǎn)物為Zn-2Mg-Ag(=0.5，1.0，1.5，2.0)合金，燒結(jié)后樣品尺寸為47 mm×10 mm×10 mm，樣品經(jīng)240-1000#砂紙打磨拋光后備用。

1.2 樣品的表征和測試

采用掃描電鏡(SEM，德國Carl Zeiss AG股份公司Sigma500)和配套能譜儀分析(EDS，美國Thermo Fisher Scientific集團NORAN-QUES II型)觀察系列Zn-Mg-Ag合金的微觀組織和成分。通過X射線衍射儀(XRD，日本理學公司D/Max-2500/PC型)測試系列Zn-Mg-Ag合金的物相組成。用萬能電子試驗機(美國MTS系統(tǒng)公司CMT-5305型)測試系列Zn-Mg-Ag合金塊(尺寸：10 mm×10 mm×10 mm)的抗壓強度，加載速率為0.5 mm/min。采用阿基米德排水法測合金塊(尺寸：30 mm×10 mm×10 mm)的燒結(jié)密度和孔隙度。

1.3 腐蝕性能測試

采用電化學工作站(荷蘭Ivium Technologies公司Ivium stat XRI型)在模擬人工體液(Simulated body fluid，SBF)中對系列Zn-Mg-Ag合金進行極化曲線測量。將切割好的系列合金片(尺寸：10 mm×10 mm×2 mm)打磨拋光丙酮和酒精超聲清洗后，放置在80℃干燥箱內(nèi)干燥。取出4片合金片做好標記后，浸泡在相同模擬人工體液中，采用失重法測量試樣的失重并計算腐蝕速率，浸泡時間為40 d，腐蝕速率的計算公式為：

coor=8.76×10-4×(1?2)/() (1)

其中，coor為腐蝕速率，mm/a；為初始面積，cm2；為浸泡時間，h；為鋅合金密度，kg/m3，1為初始質(zhì)量，g；2為浸泡后質(zhì)量，g。

1.4 抑菌性能測試

1.4.1 抑菌圈測試

依次在丙酮、無水乙醇、清水中超聲清洗系列Zn-Mg-Ag合金圓片(尺寸：15 mm×4.5 mm) 15 min。樣品烘干后放入無菌操作臺紫外滅菌4 h。取50 μL細菌(分別為金葡菌和大腸桿菌)原液均勻分散滴在培養(yǎng)皿上，將LB固體培養(yǎng)基(溶菌肉湯)[11]加熱至凝塊全部融化，降溫至50℃～55℃，倒入培養(yǎng)皿內(nèi)約20 mL，搖晃使菌液與培養(yǎng)基混勻。將清洗過的系列合金圓片分別放置于平板培養(yǎng)皿中心位置，放置在37℃恒溫培養(yǎng)箱中培養(yǎng)24 h。用游標卡尺測量不同樣品的抑菌圈直徑。

1.4.2 細菌與材料共培養(yǎng)

將超聲清洗后的純Zn和系列Zn-Mg-Ag合金圓片放入25 mL PE離心管內(nèi)，按照ISO10993-12標準，材料表面積與單位毫升浸泡提取液的比例為1.25 cm2/mL，選取4.5 mL的LB培養(yǎng)基作為浸提液，加入PE離心管，再加入300 μL細菌(分別為金葡菌和大腸桿菌)原液。將PE離心管置于37℃恒溫振蕩培養(yǎng)箱內(nèi)培養(yǎng)。在轉(zhuǎn)速為140 r/min的實驗條件下，培養(yǎng)4、8、12、24、48、72、96 h后取出菌液。以LB液體培養(yǎng)基為空白對照組，在600 nm波長下用紫外分光光度計測量吸光度，比較純Zn和系列Zn-Mg-Ag合金的抗菌性能。

2 結(jié)果與討論

2.1 Ag含量對Zn-Mg-Ag合金組織結(jié)構的影響

2.1.1 顯微組織

圖1為系列Zn-Mg-Ag合金的掃描電鏡及元素分布面掃描圖像。從圖1可以看出，隨著Ag含量增高，聚集分布的Mg元素越來越多，Ag元素沒有聚集，均勻分布在Zn基體中。對圖1(a)中的1#和2#位置進行能譜分析，結(jié)果如列于表1。

圖1 Zn-Mg-Ag合金面掃描照片

表1 圖1(a)中1#和2#位置的元素含量

Tab.1 Element contents of 1# and 2# position in Fig.1(a) /%

由表1可知，Zn-2Mg-0.5Ag合金中1#位置主要由Zn和Ag兩種元素組成，含Ag量為0.78%，這說明1#點為Zn(Ag)固溶體。在1#點未見明顯Mg元素峰值，這可能是因為Zn基體中固溶Mg原子較少。2#點能譜中主要由Zn和Mg兩種元素組成，Mg:Zn原子比約為1:2，結(jié)合Zn-Mg二元合金相圖初步判斷新生成了MgZn2相。

從圖1可看出，系列Zn-Mg-Ag合金的孔隙度較高，且在新相邊緣出現(xiàn)比較明顯的孔隙。這可以從元素原子半徑進行分析：相較于Mg (原子半徑0.16 nm)，Ag原子半徑(0.145 nm)和Zn原子半徑(0.1379 nm)更接近，所以Ag原子比Mg原子更容易在Zn基體中固溶。當Ag原子占據(jù)大量Zn基體中的空位后，一部分Mg原子無法固溶在Zn基體中，而是與Zn發(fā)生反應生成新相。新相金屬間化合物與基體Zn的燒結(jié)致密化溫度不一致，燒結(jié)過程中兩相熱膨脹系數(shù)的不同造成兩相區(qū)積累的應力不對稱，導致燒結(jié)產(chǎn)物中空隙缺陷增加，致密化程度有所降低。

2.1.2 物相組成

圖2為系列Zn-Mg-Ag合金的XRD圖譜。圖2中系列Zn-Mg-Ag合金的XRD圖譜中都出現(xiàn)了明顯的η-Zn衍射峰和MgZn2相衍射峰，未見含Ag相的衍射峰。這主要是因為Ag在Zn中的固溶性好，Ag主要固溶在Zn基體中。Ag未與Zn、Mg發(fā)生反應生成新相。

圖2 Zn-Mg-Ag合金的XRD圖譜

2.1.3 孔隙度和燒結(jié)密度

表2列出了系列Zn-Mg-Ag合金塊的孔隙度和燒結(jié)密度。表2數(shù)據(jù)顯示，隨著銀含量升高，Zn-Mg-Ag合金試樣的孔隙度增加，燒結(jié)密度降低。如2.1.1顯微組織分析所述，由于Ag元素比Mg元素更易于在Zn基體中固溶，這導致未固溶的Mg與Zn生成MgZn2相，MgZn2相與Zn基體的燒結(jié)致密度化行為不一致，因此在燒結(jié)過程中兩相界面容易出現(xiàn)孔洞和微裂紋。

表2 Zn-Mg-Ag合金的孔隙度和燒結(jié)密度

Tab.2 Porosity and sintering density of Zn-Mg-Ag alloys

2.2 Ag含量對Zn-Mg-Ag合金抗壓性能的影響

圖3是系列Zn-Mg-Ag合金試樣的抗壓強度。

圖3 Zn-Mg-Ag合金試樣的抗壓強度

由圖3可知，隨著Ag含量的提高，Zn-Mg-Ag合金的抗壓強度先增大而后降低，當Ag含量為1.5%時，合金的抗壓強度最大(130.6 MPa)。抗壓強度提高一方面歸于Ag在Zn基體中固溶帶來的固溶強化，另一方面來源于硬質(zhì)強化相MgZn2的生成，兩者共同提升了Zn-Mg-Ag合金試樣在外加壓力下抵御變形的能力。Ag含量進一步增加到2%時，由于燒結(jié)產(chǎn)物中孔洞、裂紋等缺陷的增多，Zn-2Mg-2Ag合金的抗壓強度降低。

2.3 Ag含量對Zn-Mg-Ag合金的耐腐蝕性能分析

2.3.1 極化曲線

圖4是系列Zn-Mg-Ag合金在模擬人工體液中的極化曲線，表3為圖4經(jīng)塔菲爾擬合得到的參數(shù)。

圖4 Zn-Mg-Ag合金在模擬人工體液中浸泡的極化曲線

表3 合金極化曲線的塔費爾擬合結(jié)果

Tab.3 Tafel overfitting parameters of polarization curves of alloys

由圖4和表3可知，隨著Ag含量的增加，Zn-Mg-Ag合金的自腐蝕電位略有降低，維鈍電流密度明顯增加。這是因為Ag (電位+0.78 V)與Zn (電位?0.763 V)電勢差很大，Ag原子固溶在Zn基體后，形成Ag-Zn原電池，導致Zn作為負極發(fā)生氧化反應的傾向更明顯；此外，大量陰極強化相MgZn2相的生成，導致Zn-2Mg-2Ag合金耐腐蝕性能的降低，也促進Zn基體的降解。

2.3.2 腐蝕失重分析

采用失重法測定得到的系列Zn-Mg-Ag合金在模擬人工體液中浸泡40 d得到的腐蝕速率和失重，如表4所列。由表4可知，隨著Ag含量的增加，Zn-Mg-Ag合金的腐蝕速率增加，失重增大。在模擬人工體液中浸泡40天后，Zn-2Mg-2Ag合金的腐蝕速率達到最大值0.313 mm/a，失重達到最大值19.6 mg/cm2，這表明Zn-2Mg-2Ag合金的耐腐蝕性能最差，這與2.3.1所得電化學測試結(jié)果相一致。產(chǎn)生上述現(xiàn)象的原因是，隨著Ag含量的增加，Zn-Mg-Ag合金中的孔隙度增加，同時固溶在Zn基體中的Mg

表4 Zn-Mg-Ag合金的腐蝕速率和失重(SBF 40 d)

Tab.4 Corrosion rate and weight loss of Zn-Mg-Ag alloys (in SBF for 40 d)

原子減少，更多的Mg與Zn反應生成新相MgZn2，MgZn2是一種陰極強度相，因此隨著MgZn2相含量增加，Zn-Mg-Ag合金的腐蝕速率增加，失重增大。

由表4還可看出，Zn-Mg-Ag合金的腐蝕速率和失重均比純Zn和Zn-2Mg合金高。在實際應用中，可通過調(diào)整Ag含量調(diào)控合金的降解速度，進而使Zn-Mg-Ag合金的降解行為與人體自身骨組織的生長相匹配。在保證作為支撐體所具有的力學能力同時兼具適宜的降解能力。

2.3.3 腐蝕形貌分析

圖5為系列Zn-Mg-Ag合金在模擬人工體液中浸泡14天后的形貌圖像。

由圖5可以看出，系列Zn-Mg-Ag合金試樣表面均有銀白色的腐蝕產(chǎn)物出現(xiàn)。隨著Ag含量的增加，腐蝕坑數(shù)量增多，其中Zn-2Mg-2Ag合金的腐蝕坑最多，腐蝕程度最嚴重。結(jié)合電化學測試結(jié)果

(a). Zn-2.0Mg-0.5Ag; (b). Zn-2.0Mg-1.0Ag; (c). Zn-2.0Mg-1.5Ag; (d). Zn-2.0Mg-2.0Ag

可知，Ag原子含量增多，形成的原電池含量增多，提高了Zn合金的腐蝕速率；此外，隨著Ag含量的提高，MgZn2相大量存在，在腐蝕過程作為腐蝕源促進了Zn合金的降解行為，形成了較多的腐蝕坑。對Zn-2.0Mg-2.0Ag合金進行能譜面掃描分析，如圖6所示。

圖6 在SBF中浸泡14天后的Zn-2.0Mg-2.0Ag合金能譜面掃描分析

由圖6可知，除了基體元素外，腐蝕表面主要有P、Ca元素，這說明Zn-Mg-Ag合金可以促進磷酸鈣的沉積。因此，Zn-Mg-Ag合金作為骨置換器件有望促進損傷部位骨組織的生長和痊愈。

2.4 Zn-Mg-Ag合金的抗菌性能分析

2.4.1 Ag含量對Zn-Mg-Ag合金抑菌圈的影響

圖7為系列Zn-Mg-Ag合金在金葡菌中培養(yǎng)24 h后接觸法得到的抑菌圈，由圖7可以看出，Zn-Mg-Ag合金周圍出現(xiàn)明顯抑菌圈，抑菌圈外細菌生長良好無雜菌出現(xiàn)。

表5列出了系列Zn-Mg-Ag合金在金葡菌和大腸桿菌中培養(yǎng)24 h相應的抑菌圈直徑。根據(jù)表5結(jié)果，隨著Ag含量的增加，Zn-Mg-Ag合金對金葡菌和大腸桿菌的抑菌圈直徑增大，當Ag含量達到最大為2.0%時，Zn-Mg-Ag合金對兩種細菌的抑菌圈達到最大，分別為63.2和28.3 mm，這表明Zn-Mg-Ag合金對金葡菌和大腸桿菌均有顯著的增殖抑制作用，具有良好的抗菌效果。

2.4.2 細菌與合金共培養(yǎng)分析

Zn-Mg-Ag合金與金葡菌及大腸桿菌分別共培養(yǎng)96 h后得到的吸光度值如圖8和圖9所示，圖內(nèi)的對照組為單純細菌在培養(yǎng)基中生長的吸光度測試結(jié)果。

(a). Zn-2.0Mg-0.5Ag; (b). Zn-2.0Mg-1.0Ag; (c). Zn-2.0Mg-1.5Ag; (d). Zn-2.0Mg-2.0Ag

表5 Zn-Mg-Ag合金的抑菌圈直徑

Tab.5 Diameter of inhibition ring of Zn-Mg-Ag alloys /mm

圖8 Zn-Mg-Ag合金金葡菌共培養(yǎng)結(jié)果

圖9 Zn-Mg-Ag合金大腸桿菌共培養(yǎng)結(jié)果

由圖8和圖9可知，與純Zn (實驗中發(fā)現(xiàn)Zn-2Mg合金與純Zn的吸光度測試結(jié)果近似)相比，培養(yǎng)96 h，系列Zn-Mg-Ag合金與細菌共培養(yǎng)組吸光度值均更低，即細菌濃度更低，表明Zn-Mg-Ag合金有更好的抗菌效果。從圖8和圖9中還可以看到，培養(yǎng)48 h后，Zn-Mg-Ag合金的吸光度值趨于穩(wěn)定，這表明添加Ag元素后的Zn-Mg-Ag合金對金葡菌和大腸桿菌起到了更好的殺滅和抑制增殖的作用。若將Zn-Mg-Ag合金作為生物醫(yī)用植入材料，有望降低由細菌引發(fā)的感染。

2.4.3 Zn-Mg-Ag合金的抗菌機理分析

1) 帶正電Ag+和Zn2+離子與帶負電的細胞膜相互作用。Ag+和Zn2+離子與羧基、磷酸基、氨基和巰基等結(jié)合，置換出參與細菌生理代謝反應的一些酶分子中的離子，改變了細菌細胞膜內(nèi)外的極化狀態(tài)，破壞了其電子傳遞系統(tǒng)，使其膜蛋白結(jié)構破壞失活，導致細菌的死亡[12-13]，其抗菌模型如圖10所示。雖然Zn2+離子具有一定的抗菌性，但其抗菌能力明顯低于Ag+離子，因此本研究中，隨著Ag+濃度增加，更多的細菌細胞膜遭到破壞失活，因此Zn-Mg-Ag合金的抑菌圈增加，抗菌性能提高。

圖10 Zn-Mg-Ag合金抗菌模型

2) Ag+離子破壞細菌內(nèi)部的酶和細胞質(zhì)，影響細菌的DNA和RNA轉(zhuǎn)錄，導致細菌生理功能障礙，進而導致死亡[14]。也有研究表明，Ag+離子易導致呼吸鏈去氫酶失活，最終產(chǎn)生過量的活性氧而無法被消除，進而抑制細菌的呼吸和生長[15-16]。

3) 改變細菌外部的生存環(huán)境，如提升pH值或減少細菌在材料上的附著等，影響細菌的生存狀態(tài)進而達到殺菌效果[17-18]。

3 結(jié)論

1) SEM和XRD分析表明，粉末冶金法制備的Zn-Mg-Ag合金中，隨著Ag含量增高，聚集分布的Mg元素增多，但Ag元素均勻分布在Zn基體中，合金中MgZn2相含量增多，同時顯微組織中孔隙數(shù)量增加，燒結(jié)密度降低。燒結(jié)后試樣的抗壓強度先提高而后降低，其中Zn-2Mg-1.5Ag合金燒結(jié)密度和抗壓強度最大，分別為6.32 g/cm3和130.6 MPa。

2) 隨著Ag含量的增加，Zn-Mg-Ag合金自腐蝕電位略有下降，但是維鈍電流密度明顯增高，同時表現(xiàn)出較大的降解速率和失重。人工模擬體液腐蝕浸泡14 d后腐，蝕坑數(shù)量隨著Ag含量的增加增多，其中Zn-2Mg-2Ag合金的腐蝕坑最多，腐蝕程度最嚴重。

3) 隨著Ag含量的增加，Zn-Mg-Ag合金對金黃色葡萄球菌和大腸桿菌的抑菌圈直徑增加，與金黃色葡萄球菌和大腸桿菌共培養(yǎng)48h后，Zn-Mg-Ag合金的吸光度值趨于穩(wěn)定，這表明Zn-Mg-Ag對兩種細菌表現(xiàn)出良好的殺滅和抑制增殖效果。

4) Ag的加入，可以增加合金強度、調(diào)整腐蝕速率、促進Ca和P等元素沉積、提高抑菌性能，Zn-Mg-Ag合金具有作為生物醫(yī)用植入材料的應用前景。

[1] LIU X, SUN J, YANG Y, et al. Microstructure, mechanical properties, in vitro degradation behavior and hemo-compatibility of novel Zn-Mg-Sr alloys as biodegradable metals [J]. Materials Letters, 2016, 162: 242-245.

[2] DEVIRGILIIS C, ZALEWSKI P D, PEROZZI G, et al. Zinc fluxes and zinc transporter genes in chronic diseases [J]. Mutation Research/Fundamental and Molecular Mechanisms of Mutagenesis, 2007, 622: 84-93.

[3] WANG X, LU X M, LI X L, et al. Effect of cooling rate and composition on microstructures and properties of Zn-Mg alloys [J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2007, 17(S1): 122-125.

[4] VOJTECH D, KUBASEK J, SERAK J, et al. Mechanical and corrosion properties of newly developed biodegradable Zn-based alloys for bone fixation [J]. Acta Biomaterialia, 2011, 7(9): 3515-3522.

[5] POSPISILOVA I, VOJTECH D. Zn alloys for biodegrad-able medical implants [J]. Materials Science Forum, 2014, 17(2): 457-460.

[6] 沈超. 醫(yī)用可降解鋅合金(Zn-1.2Mg-0.1Ca)的機械性能、降解性能和生物相容性研究[D]. 西安: 第四軍醫(yī)大學, 2017.

[7] 朱家樂, 于景媛, 李強, 等. 銀含量對多孔鎂銀合金組織和耐腐蝕性能的影響[J]. 貴金屬, 2018, 39(1): 41-46.

ZHU J L, YU J Y, LI Q, et al. Effect of Ag contents on microstructure and corrosion resistance of porous Mg-Ag alloys [J]. Precious Metals, 2018, 39(1): 41-46.

[8] YU J Y, WANG J Z, LI Q, et al. Effect of Zn on microstructures and properties of Mg-Zn alloys prepared by powder metallurgy method [J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2016, 45(11): 2757-2762.

于景媛, 王建中, 李強, 等. Zn對粉末冶金法制備Mg-Zn合金組織與性能的影響(英文)[J]. 稀有金屬材料與工程, 2016, 45(11): 2757-2762.

[9] WANG X, LU H M, LI X L, et al. Effect of cooling rate and composition on microstructures and properties of Zn-Mg alloys [J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2007, 17(S1): 122-125.

[10] PATRICK K. BOWEN, JAROSLAW D, et al. Zinc exhibits ideal physiological corrosion behavior for bio-absorbable stents [J]. Advanced Materials, 2013, 25(18): 2577-2582.

[11] 張波, 周潘宇, 邱超, 等. 醫(yī)用可降解鋅合金材料抗菌性能及細胞相容性的體外實驗研究[J]. 中華損傷與修復雜志, 2016, 11(3): 191-197.

ZHANG B, ZHOU P Y, QIU C, et al. Experimental study on the antibacterial property and cytocompatibility of medical biodegradable zinc alloy materials in vitro [J]. Chinese Journal of Injury Repair and Wound Healing, 2016, 11(3): 191-197.

[12] WAL A V D, NORDE W, ZEHNDER A J B, et al. Determination of the total charge in the cell walls of Grampositive bacteria [J]. Colloids and Surfaces B (Biointerfaces), 1997, 9(1/2): 81-100.

[13] ABBAS A, YASAMIN G, AHMAD G, et al. The effect of charge at the surface of silver nanoparticles on antimicrobial activity against gram-positive and gram-negative bacteria: A preliminary study [J]. Journal of Nanomaterials, 2015, 16(1): 1-8.

[14] YUN A Q, LIN C, LI R Y, et al. Potential antibacterial mechanism of silver nanoparticles and the optimization of orthopedic implants by advanced modification technologies [J]. International Journal of Nanomedicine, 2018, 13: 3311-3327.

[15] QUINTEROS M A, CANO ARISTIZáBAL, V DALMASSO P R, et al. Oxidative stress generation of silver nanoparticles in three bacterial genera and its relationship with the antimicrobial activity [J]. Toxicology in Vitro, 2016, 36: 216-223.

[16] SU H L, CHOU C C, HUNG D J, et al. The disruption of bacterial membrane integrity through ROS generation induced by nanohybrids of silver and clay [J]. Biomaterials, 2009, 30(30): 5979-5987.

[17] ROBINSON D, GRIFFITH R, SHECHTMAN D, et al. In vitro antibacterial properties of magnesium metal againstand[J]. Acta Biomater, 2010, 6(5): 1869-1877.

[18] REN L, LIN X, TAN L, et al. Effect of surface coating on antibacterial behavior of magnesium based metals [J]. Materials Letters, 2011, 65: 3509-3511.

Effect of Ag contents on microstructure and properties of Zn-Mg-Ag alloys

YU Jing-yuan1, ZHAO Te1, WU Qiong2, LI Qiang1, SUN Xu-dong3

(1. College of Materials Science & Engineering, Liaoning University of Technology, Jinzhou 121001, Liaoning, China;2. Wafangdian Bearing Group Corporation, Dalian 116300, Liaoning, China; 3. School of Materials Science & Engineering, Northeastern University, Shenyang 110004, China)

In this study, Zn-Mg-Ag alloys were prepared by powder metallurgy method. The effect of Ag contents on microstructure, compressive strength, corrosion resistance and antibacterial properties of Zn-Mg-Ag alloys were studied. The results show the contents of MgZn2phase increase, sintering density decreases and compressive strength first increases and then decreases after the addition of Ag element from 0.5% to 2.0%. By increasing the Ag contents, the self-corrosion potentials of the Zn-Mg-Ag alloys decrease slightly, but the passivation current density, corrosion rate and weight loss significantly increase. After immersed in the artificial simulated body fluid for 14 days, obvious corrosion pits appear on the surface of the Zn-Mg-Ag alloys. The diameter of inhibition ring of Zn-Mg-Ag alloy forandhas increase of 15.0 and 5.8 mm when changing Ag contents from 0.5% to 2.0%. The antibacterial effect of Zn-Mg-Ag alloys are improved.

Zn-Mg-Ag alloy; compress strength; corrosion resistance; antibacterial property; medical implant materials

TG146.3+2；TF125.2

A

1004-0676(2021)04-0001-08

2021-02-10

國家自然科學基金資助項目(51805236)；遼寧省教育廳基礎研究項目(JJL201915407)

于景媛，女，博士，教授，研究方向：生物醫(yī)用材料，E-mail：yujingyuan79@163.com