陳 鑫，王一鳴

1 研究背景

為了減輕傳統(tǒng)耐腐蝕心血管支架的長期副作用（如慢性炎癥和晚期形成血栓），新一代可降解的心血管支架成為材料領(lǐng)域的研究熱點之一[1]。憑借材料良好的生物相容性，Mg、Fe 以及Zn 吸引了科研工作者們的廣泛關(guān)注，并被深入研究[2]。由于Mg 合金的降解速率普遍過快，超出了醫(yī)用可降解金屬支架理想的降解速率，并且Mg 合金在降解過程中會產(chǎn)生氫氣；而Fe 合金雖然具有優(yōu)異的力學(xué)性能，但降解速率普遍過慢；而Zn 的標準電極電位介于Fe 與Mg之間，具有更加適宜的降解速率，并且在降解過程中不會產(chǎn)生氫氣。因此，繼Mg 基和Fe 基合金材料之后，可生物降解的Zn 基合金成為可降解人體植入物領(lǐng)域的一顆新星[3]。

Zn 是人體中基本的營養(yǎng)元素，在體內(nèi)發(fā)揮著許多重要的生物學(xué)作用，包括核酸代謝、刺激新骨形成、信號傳導(dǎo)、保存骨量、調(diào)節(jié)凋亡和基因表達等[4-6]。但純Zn 軟而脆，綜合力學(xué)性能不理想[7]。除此之外，在堿性環(huán)境中，Zn 基材料的降解速率較低[8]。因此，開發(fā)具有更高力學(xué)性能和降解性能的Zn 合金，是其作為可降解心血管支架候選材料的主要挑戰(zhàn)之一[9]。目前，在心血管支架領(lǐng)域中，只有少數(shù)Zn-Mg 基、Zn-Al 基，以及Zn-Li 基的合金強度達到了可降解心血管支架的強度要求。但是，Mg 的加入會劇烈惡化合金的延展性能[10-14]；而Al 被認為具有神經(jīng)毒性，會增加受用者患阿爾茨海默病的風(fēng)險[15-16]。Zn-Li 基合金雖然具有優(yōu)異的綜合力學(xué)性能，但是Li 的加入對材料生物相容性的景響仍有待于進一步研究[17]。

Cu 是骨生長和連接所必需的微量元素，且可促進血管內(nèi)皮細胞增殖和血管重建[18-19]。有資料表明，向Zn 中加入Cu 不僅可以同時提高合金的強度和伸長率，同時，與純Zn 相比，Cu 的加入還可以提高合金的降解速率[20]。Mn 同樣是人體內(nèi)多種酶以及免疫系統(tǒng)中必不可少的元素[21]。Zn 與Mn 的合金化不僅可以提高合金的綜合力學(xué)性能，而且隨著Mn 含量的增加，合金的生物相容性提高[22]。Shi z.z.等[23]采用鑄造和熱軋工藝制備了Zn-Mn-Cu 合金，發(fā)現(xiàn)隨著合金中Mn 含量的增加，合金的綜合力學(xué)性能降低，但是其降解速率提高。

本研究基于冶金學(xué)與生物學(xué)兩方面考慮，采用鑄造和熱擠壓的工藝，制備Zn-3Cu-xMn（x表示Mn的質(zhì)量分數(shù)分別為0%, 0.5%, 1%, 1.5%）合金，希望在提高Zn 合金力學(xué)性能的同時，提升合金的腐蝕速率。并對制備的合金進行組織分析，測試其降解性能和力學(xué)性能，為可吸收心血管支架的開發(fā)、研究等提供基礎(chǔ)性參考。

2 實驗材料和方法

2.1 實驗材料

本實驗采用純Zn（質(zhì)量分數(shù)為99.99%，天津中匯澤金屬材料有限公司）、純Cu（質(zhì)量分數(shù)為99.9%，天津中匯澤金屬材料有限公司）、中間合金CuMn 合金（其中Cu 的質(zhì)量分數(shù)為30%，無錫市臺誠金屬材料制品有限公司），在600～650 ℃下進行熔煉，然后澆注入Ф50 mm×200 mm 的鋼制模具中，制備Zn-3Cu-xMn（x表示Mn 的質(zhì)量分數(shù)分別為0%、0.5%、1%、1.5%）合金棒材。

將鑄錠在280 ℃溫度條件下保溫1 h，隨后升溫至380 ℃下保溫2 h，然后進行均勻化退火。接下來將退火后的鑄錠加工成Ф47 mm×70 mm 的合金材料，并進行熱擠壓，熱擠壓溫度為170 ℃，擠壓比為17:1。

2.2 相組成檢測與顯微結(jié)構(gòu)分析

以鉻酐硫酸鈉溶液為金相試樣的腐蝕劑，并采用Olympus-DSX500 型金相顯微鏡、FEI NOVA NanoSEM 450 型場發(fā)射掃描電子顯微鏡（scanning electron microscope，SEM），對試樣進行微觀組織形貌觀察及微區(qū)成分檢測。采用日本理學(xué)生產(chǎn)的RIGAKU-3014 型X 射線衍射（X-ray diffraction，XRD）儀對試樣進行衍射分析。

2.3 力學(xué)性能與降解性能檢測

本實驗利用AG-X plus 型電子萬能試驗機對試樣進行拉伸檢測，拉伸速率為1.5 mm/min。利用CHI660E 型電化學(xué)工作站，在（37±1）℃的人體模擬液（simulated body fluid，SBF）中，對合金試樣進行動電位極化測試。測試采用三電極體系：待測試樣作為工作電極，甘汞電極作為參比電極，石墨電極作為輔助電極。采用動電位掃描法測定樣品的極化曲線，掃描速率為5×10-4V/s，掃描電壓為-2.1～-0.7 V。采用幅值為5 mV 的正弦波交流信號，對樣品進行阻抗測試，測試頻率為1 000 kHz～0.01 Hz。

根據(jù)ASTM-G102-89（2010），Zn-3Cu-xMn 合金的腐蝕速率計算方法見式（1）。

式中：CR為降解速率，mm/a；

K1為常數(shù)，取值3.26×10-3mm·g·(μA·cm·a)-1；

jcoor為腐蝕電流密度，μA/cm2；

ρ為被測材料密度，g/cm3；

其中，ni為第i個元素的化合價，fi為第i個元素的質(zhì)量分數(shù)，Wi為第i個元素的原子質(zhì)量。

同時，對樣品進行體外浸泡實驗以檢測其降解性能，將樣品浸泡于人體模擬液中，并且置于37 ℃恒溫培養(yǎng)箱中，實驗時間為20 d，研究其腐蝕產(chǎn)物。

3 結(jié)果與討論

圖1 所示為實驗所得Zn-3Cu-xMn 合金的鑄態(tài)金相組織。

圖1 Zn-3Cu-xMn 合金的鑄態(tài)金相組織Fig.1 Microstructure of as-cast Zn-3Cu-xMn alloys

由圖1 可以看出，合金基體中分布著唯一的枝晶狀第二相。隨著合金中Mn 質(zhì)量分數(shù)的增加，枝晶狀第二相逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榛ò隊?，且第二相在合金中的體積占比逐漸增加。

圖2 為Zn-3Cu-xMn 合金試樣的XRD 圖譜。

圖2 Zn-3Cu-xMn 合金樣品的XRD 圖譜Fig.2 XRD patterns of Zn-3Cu-xMn alloy samples

由圖2 可以看出，鑄態(tài)Zn-3Cu 合金圖譜中，合金由Zn 基體和CuZn5組成。而鑄態(tài)Zn-3Cu-1.5Mn圖譜中與CuZn5對應(yīng)的衍射峰，整體發(fā)生了明顯的偏移，這可能是由于Mn 原子的固溶所導(dǎo)致的。

選取Zn-3Cu-1.5Mn 樣品進行SEM 和EDS（energy electron microscope）分析，所得結(jié)果見圖3。

圖3 Zn-3Cu-1.5Mn 合金的掃描測試結(jié)果Fig.3 Scanning test results of Zn-3Cu-1.5Mn alloy

由圖3 可知，Zn-3Cu-1.5Mn 合金中Cu 與Mn原子固溶進入了合金基體。同時，CuZn5相中也固溶了一定的Mn 原子。

圖4 為實驗所得熱處理態(tài)Zn-3Cu 和Zn-3Cu-1.5Mn 合金樣品的金相照片。

圖4 Zn-3Cu-xMn 合金熱處理態(tài)的金相組織照片F(xiàn)ig.4 Metallographic photos of Zn-3Cu-xMn alloys under homogenized heat treatment

由圖4 所示熱處理態(tài)合金樣品的金相組織照片可知，經(jīng)過熱處理后，合金晶粒有一定程度的長大，而組織中第二相尺寸減小，說明退火熱處理使得第二相固溶進入基體。

圖5 所示為實驗所得合金樣品經(jīng)過熱擠壓后的金相組織照片。

圖5 Zn-3Cu-xMn 合金樣品的金相組織電鏡圖Fig.5 Microstructure of Zn-3Cu-xMn alloy

由圖5 可以看出，擠壓后的Zn 基體細化，粗大的枝晶狀或者花瓣狀的第二相被壓碎，并且沿擠壓方向被拉長，這說明第二相具有良好的延性?；w中靠近粗大第二相的位置顏色較深，這與熱處理態(tài)的圖片明顯不同，且深色區(qū)域面積隨著Mn 含量的增加而增加。同時，靠近粗大第二相的Zn 基體晶粒尺寸遠小于遠離第二相的晶粒尺寸，基體中的小晶粒為等軸晶，而大晶粒沿擠壓方向被拉長。等軸晶的出現(xiàn)，表明合金在擠壓過程中發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶過程[24]。隨著合金中Mn 含量的升高，基體中大晶粒所占比例減少，晶粒細化。

擠壓態(tài)的Zn-3Cu 合金組織中，僅含有CuZn5第二相[20,24-25]，而加入Mn 后，合金組織結(jié)構(gòu)發(fā)生改變，選取Zn-3Cu-1.5Mn 擠壓態(tài)樣品進行SEM 觀察及EDS 分析，其掃描結(jié)果如圖6 所示。

圖6 Zn-3Cu-1.5Mn 合金的掃描測試結(jié)果Fig.6 Scanning test results of Zn-3Cu-1.5Mn alloy

如圖6a 所示，Zn-3Cu-1.5Mn 合金基體中除層片狀組織外，還分布著亮白色顆粒狀第二相。這些顆粒狀第二相在基體中分布并不均勻，主要偏聚在層片狀組織周圍，通過與圖3 所示金相組織照片對比，可以得知掃描照片中的顆粒第二相分布區(qū)域即為金相組織中的黑色區(qū)域。由于熱處理態(tài)組織的金相照片中第二相周圍并沒有黑色區(qū)域，因此說明這些顆粒狀第二相是在熱擠壓過程中形成的。由于圖2 中XRD 結(jié)果表明，合金由Zn基體、CuZn5相以及MnZn13相組成，結(jié)合EDS 檢測結(jié)果可以得知：顆粒狀第二相和亮白色層片狀第二相為CuZn5相，而暗黑色層片狀第二相為MnZn13相。

熱擠壓是細化晶粒和引入微小第二相粒子的有效手段[26]。顆粒狀CuZn5相的出現(xiàn)是由于在170 ℃溫度下的擠壓過程中，在熱能和機械能的共同作用下，促使顆粒狀CuZn5相析出，而連續(xù)變形有效地限制了這些顆粒狀CuZn5相的生長[26]。這就是為什么大量的顆粒狀CuZn5相呈現(xiàn)為等軸狀且極為細小的原因(如圖6a 所示)。同時，外部能量的輸入也有利于Zn 基體的動態(tài)再結(jié)晶。在動態(tài)再結(jié)晶過程中，第二相周圍形成了高應(yīng)力區(qū)，這加速了動態(tài)再結(jié)晶過程，促進了晶粒細化，因此導(dǎo)致Zn 基體的晶粒呈梯度分布[20,24]。而層片狀組織的形成原因有待于進一步研究。

崇禎十四年，《宰輔年表》將張四知排名于謝升前，然張的官職卻低于謝。查《明史·張四知傳》可知，張四知擔(dān)任過太子太保兼吏部尚書、武英殿大學(xué)士，時間當在崇禎十三年五月姚明恭罷相之前，《宰輔年表》失載。今從《崇禎實錄》，按照“范復(fù)粹、張四知、謝升”［6］（崇禎實錄卷14）的順序排列，張四知地位高于謝升。

支架植入人體的過程中需要進行擴張，支架在植入后要保證對血管有良好的支撐作用，因此，除合理的支架結(jié)構(gòu)設(shè)計外，還要求具有良好的塑性（伸長率為15%～18%）和較高的強度（抗拉強度大于300 MPa；屈服強度大于200 MPa）[27-28]。隨著Mn 含量的增加，合金的抗拉強度和屈服強度增加，但是合金的伸長率降低。

合金強度的增加可能是由于：

1）第二相強化。Mn 含量的增加，使得合金組織中層片狀組織以及顆粒狀第二相的數(shù)量增加，根據(jù)Orowan 機制，分散的層片狀組織以及顆粒狀CuZn5相可以通過阻塞位錯滑動來增加材料強度[20]。

2）細晶強化。隨著合金中Mn 含量的升高，合金晶粒細化。根據(jù)Hall-petch 關(guān)系，隨著基體的細化，更多的晶界阻礙了位錯的運動，因此合金的強度隨著晶粒尺寸的減小而提高[29-30]。

3）固溶強化。隨著合金中Mn 含量的升高，基體中Mn 的固溶量增加，固溶強化效果增強。但由于Mn 在Zn 中的固溶度較低，在416 ℃的溫度下固溶物的質(zhì)量分數(shù)約為0.8%。因此，Zn-3Cu-1.5Mn 相較于Zn-3Cu-1Mn 強度的增加應(yīng)是第二相強化以及細晶強化造成的。

然而合金的伸長率降低，可能是由于粗大的第二相或者層片狀組織含量增加造成的。層片狀組織中CuZn5相具有與Zn 基體相同的晶體結(jié)構(gòu)，即致密的六方晶體，因此在變形過程中與基體間具有良好的變形相容性[24]。而MnZn13第二相與基體之間的界面已經(jīng)被證明是裂紋萌生的優(yōu)先位置[31]。同時，在本實驗拉伸斷口形貌中（如圖7 所示），可以清楚地觀察到Mn 含量的增加使得韌窩深度降低，這說明合金的延性降低；當Mn 的質(zhì)量分數(shù)增加到1%后，斷口中出現(xiàn)了層片狀組織結(jié)構(gòu)，與圖6a 中層片狀組織對比，可以發(fā)現(xiàn)二者可能是同一組織。層片狀組織的出現(xiàn)，說明其與合金基體之間的界面是組織中的薄弱處，容易造成應(yīng)力集中，形成裂紋并且擴展，導(dǎo)致合金的伸長率下降。

圖7 Zn-3Cu-xMn 合金拉伸斷口形貌圖Fig.7 Fracture surface of tensile test specimens of Zn-3Cu-xMn alloys

表1 Mn 含量對Zn-3Cu-xMn 合金拉伸性能的影響結(jié)果Table 1 Effects of Mn content on tensile properties of Zn-3Cu-xMn alloy

由表1 可以看出，與其他Zn-Cu 基合金相比，Zn-3Cu-1.5Mn 合金具有良好的綜合力學(xué)性能，包括較高的屈服強度與抗拉強度以及優(yōu)異的伸長率。

對Zn-3Cu-xMn 合金的降解性能評價實驗結(jié)果見圖8。由圖可知，隨著Mn 含量增加，合金腐蝕電位由Zn-3Cu 的-1.005 V 降低到Zn-3Cu-1.5Mn 的-1.071 V。腐蝕電位降低，表明合金的熱力學(xué)腐蝕傾向提升。合金的腐蝕電流密度由Zn-3Cu 的8.886 4×10-6A/cm2增加至Zn-3Cu-1.5Mn 的3.331 7×10-5A/cm2。腐蝕電流密度的提高，表明合金的動力學(xué)腐蝕傾向提升。合金的具體電化學(xué)參數(shù)如表2 所示。

圖8 Zn-3Cu-xMn 合金試樣在SBF 中的腐蝕行為曲線Fig.8 Corrosion behavior curves of Zn-3Cu-xMn alloy samples in SBF

表2 Zn-3Cu-xMn 合金極化曲線的電化學(xué)參數(shù)Table2 Electrochemical parameters of Zn-3Cu-xMn alloy sample polarization curves

由表2 可知，Mn 的加入使得合金降解速率由0.13 mm/a 升至0.49 mm/a。據(jù)報道，目前Zn 基合金的降解速率多介于0.909 mm/a 與0.010 mm/a 之間，距離理想降解速率（＜0.02 mm/a）仍有較大距離[9,34]。

合金腐蝕速率的提高是由多種因素導(dǎo)致的。首先，由于Mn 的標準電極電位為-1.22 V，低于Zn 基體的-0.76 V。根據(jù)混合電位理論可知，Mn 的固溶使得合金的整體腐蝕電位降低，從而促進了合金的腐蝕傾向[35]。同時，合金基體組織中的第二相數(shù)量增加，第二相與基體之間所形成的微觀原電池陽極與陰極數(shù)目增加，提升了合金的降解速率[36]。

通過對合金樣品在人體模擬液中進行為期60 d的浸泡腐蝕，選取浸泡腐蝕后的Zn-3Cu-1.5Mn 樣品，對其腐蝕產(chǎn)物進行EDS 分析，所得結(jié)果見圖9。由圖9 可知，降解產(chǎn)物中含有Ca、P、O、Cl 和Mn 等元素。含有O 元素，可能是降解產(chǎn)物中含有氧化物和氫氧化物[12]。P 和Cl 的含量應(yīng)該是Zn、Mn 或Cu離子與SBF 中的幾種酸性自由基如HCO3-、和Cl-反應(yīng)的結(jié)果[23]。

圖9 Zn-3Cu-1.5Mn 合金浸泡腐蝕產(chǎn)物的SEM/EDS 分析結(jié)果Fig.9 SEM and EDS test results of corrosion products of Zn-3Cu-1.5Mn alloy

4 結(jié)論

本文采用鑄造和熱擠壓工藝，制備了Zn-3Cu-xMn合金，研究了Mn 含量變化對合金顯微結(jié)構(gòu)、力學(xué)性能以及降解性能的影響，得出如下結(jié)論：

1）Zn-3Cu-xMn（x表示Mn 的質(zhì)量分數(shù)分別為0%, 0.5%, 1%, 1.5%）合金由Zn 基體、CuZn5相組成，當Mn 的質(zhì)量分數(shù)超過1%后合金中出現(xiàn)MnZn13相。

2）隨著合金中Mn 含量的增加，Zn-3Cu-xMn合金的屈服強度逐漸由138 MPa 提升至198 MPa；其抗拉強度由231 MPa 提升至355 MPa；其伸長率由96.2%降低至39.0%，但是仍然能夠滿足理想心血管支架的要求，同時，合金的降解速率由0.13 mm/a 提升至0.49 mm/a。

3）Zn-3Cu-1.5Mn 合金具有足夠的抗拉強度以及優(yōu)異的伸長率，其屈服強度與理想醫(yī)用降解支架抗拉強度要求極為接近，同時具有良好的可降解性能。

綜上所述，Zn-3Cu-1.5Mn 是一種很有應(yīng)用前景的心血管支架材料。