专利名称：生物医用Mg-Sn-Zn-Mn系镁合金及其制备方法
技术领域：
本发明涉及的是一种合金，本发明也涉及一种合金的制备方法。特别是一种用于生物医用材料领域的合金及其制备方法。
背景技术：
目前可降解生物医用材料多为聚乳酸(PLA)、聚羟基乙酸(PGA)等高分子材料，但其存在力学性能偏低、加工困难、体内降解产物易引发炎症和肿胀等问题。可降解镁合金具有较好的综合力学性能和机械加工性能，例如挤压AZ31镁合金具有较高的强度，可满足生物医用材料对力学性能的要求。而且镁合金的弹性模量约为40GPa，与骨组织非常接近，可以有效减轻“应力遮挡”效应。降解产物中的镁离子(Mg2+)是人体细胞内第二重要的阳离子。镁还具有多种特殊的生理功能，它能激活体内多种酶，抑制神经异常兴奋性，维持核酸结构的稳定性，参与体内蛋白质的合成、肌肉收缩及体温调节。镁还影响钾钠钙离子细胞内外移动的“通道”，并有维持生物膜电位的作用。然而，镁及镁合金的标准电极电位较低 (-2.36V SCE)，不耐腐蚀，尤其是在含有Cl—的人体环境中的腐蚀降解速率过快。为此人们开发出医用耐蚀镁合金，可参阅申请号为200610046470. 7、名称为“医用耐蚀镁合金”和申请号为200710011008. 8、名称为“医用高强韧耐蚀镁合金”的专利文件中记载的技术方案。另外一个限制镁合金广泛应用的是其室温及较低温度(低于498K)下塑性低，变形加工困难。这是因为镁属于密排六方晶体结构的金属，室温下独立滑移系少，只有基面滑移。针对镁及其合金室温塑性较差的问题，人们开发出高强韧性镁合金，可参阅申请号为 200810234439. 5、名称为“一种韧性镁合金及其制备方法”；申请号为200910011280. 5、名称为“一种含锡与锌的高强韧性镁合金及其制备方法”；申请号为20091001U83. 9、名称为“一种含锡与铝的高强度高塑性镁合金及其制备方法”；申请号为200910067428. 7、名称为“一种超高塑性、高强度铸造镁合金及其制备方法”、申请号为200910067472. 8、名称为“一种高强度、高塑性镁合金及其制备方法”和申请号为201010575745. 2、名称为“一种高塑性镁合金及其制备方法”的专利文件中记载的技术方案。上述参考文献及其它相关镁合金中大多含有Al、Zn、1 或稀土中的一种或几种。 众所周知，Al可能引起透析性脑病综合征、老年性痴呆等一些退行性神经疾病，被认为是一种非必需性的低毒微量元素；文献资料中数据显示，Zn含量大于时溶血率往往偏高，因此不适合用作与血液直接接触的生物植入材料；铅(Pb)是一种具有神经毒性的重金属元素，在体内无任何生理功能，在血液中其理想浓度应为零；虽然钕、钇等稀土元素能提高镁合金的强度和耐蚀性，但是其生物学效应目前还不明确，因此其安全性有待于长期的试验观察。综上所述，亟待开发一种兼具无毒、可完全降解和高强韧优点的新型生物医用镁合金体系，探索其在血管内支架及骨板、骨钉等骨外科内固定及植入材料方面应用的可能性。
发明内容
本发明的目的在于提供一种兼具无毒、可完全降解和高强韧的生物医用 Mg-Sn-Zn-Mn系镁合金。本发明的目的还在于提供一种生物医用Mg-Sn-Zn-Mn系镁合金的制备方法。本发明的目的是这样实现的本发明的生物医用Mg-Sn-Si-Mn系镁合金各组分及其质量百分比为Sn 1-5%, Zn 0. 5-3%,Mn 0. 15-1. 5%，杂质元素 Fe < 0. 005%、Cu < 0. 002%和 Ni < 0. 002%，余量为Mg。本发明的生物医用Mg-Sn-Si-Mn系镁合金选择各组分及其质量百分比进一步限定为Sn2-4%，Zn 0.5-1.0%，Mn 0. 15-1. 0%，杂质元素 Fe < 0. 002%或 Fe/Mn < 0. 02、 Cu < 0. 002%和 Ni < 0. 002%，余量为 Mg。本发明的高强韧生物医用Mg-Sn-Zn-Mn系镁合金的制备方法包括以下步骤(1)按照质量百分比为Sn 1-5%, Zn 0. 5-3 %, Mn 0. 15-1. 5 %，杂质元素!^e < 0. 005%,Cu < 0. 002%和Ni < 0. 002%，余量为Mg的比例，采用纯镁锭、纯锡锭、纯锌锭和Mg-Mn中间合金在熔剂保护下进行熔炼、铸造制成Mg-Sn-Zn-Mn系镁合金铸锭；(2)将Mg-Sn-Zn-Mn系镁合金铸锭在300 V -400 V，保温3_5小时后进行挤压或轧制预变形，变形量小于10% ；(3)将预变形后的Mg-Sn-Si-Mn系镁合金进行固溶热处理，固溶处理温度为 4000C _450°C，固溶处理时间为12-28小时，水淬、炉冷或空冷至室温。本发明镁合金中各元素的作用如下从锡的生物学效应角度来看，通常情况下，金属锡的毒性极小，动物经口摄入大剂量金属锡，未发现特殊毒性。一个70kg体重的成年人每天约需要7. Omg的锡；从镁合金的力学性能角度来看，锡能提高镁合金的室温塑性和强度。铸态和轧制态Mg-3Sn-lMn合金的室温拉伸强度分别为184ΜΙ^和207MPa，延伸率分别为和。此外，金属锡的致密系数为1. 31，有助于合金表面形成钝化膜，提高镁合金的耐蚀性。从锌的生物学效应角度来看，锌参与碱性磷酸酶、碳酸酐酶等多种人类重要酶的酶活性部位的构成，在金属酶中具有催化、结构和调节的功能；锌虽然不能直接作用于靶基因序列，但绝大多数锌结合蛋白能调节细胞的分化、更新和直接参与基因表达的调控；锌能增强人体的免疫功能，维持机体的生长和发育；体外实验表明，锌能维持血管内皮细胞膜的屏障功能。从镁合金的力学性能角度来看，锌在镁合金中的固溶度为6. 2%，对镁合金有固溶强化的作用。是除铝以外的另一种非常有效的合金化元素。此外，锌含量在2%以下时能使镁合金的局部腐蚀倾向变小，从而有效提高镁合金的耐腐蚀性能。从锰的生物学效应角度来看，锰是对心血管有利的元素，尤其是对维护细胞线粒体功能十分重要。并可促进骨骼生长发育，保持正常的脑功能，还能维持正常的糖、脂肪代谢，改善机体的造血功能。锰还能增强内分泌功能，维持甲状腺的正常功能，促进性激素的合成，调节神经反应能力；虽然锰对镁合金的力学性能影响不大，甚至可能会稍微降低镁合金的塑性，而且锰本身对提高镁的耐蚀性并无好处，过量的锰对镁合金的腐蚀甚至还有坏处。但锰却可大大地抑制i^、cu和Ni等一些杂质元素的不利影响，从而有效提高镁合金的耐腐蚀性能。
生物医用Mg-Sn-Zn-Mn系镁合金的强韧化机理在于孪晶诱发塑性机制。镁及镁合金层错能较低，研究表明，材料的层错能越低就越容易产生生长孪晶。添加Sn、Zn和Mn等合金化元素进一步降低了合金的层错能，使得合金在固溶热处理过程中“天然”易于形成大量生长孪晶；预变形过程中所形成的位错亚结构均勻地分布于基体内时，则可能形成非常细小的孪晶。大量细小孪晶的出现将基体切割成很多块，其作用类似于晶粒细化，使位错运动阻力增大，从而提高了镁合金的强度。因而孪晶越细越多，其分割基体的作用越显著，强化程度也就越高。对于密排六方晶体结构的镁及其合金来说，因其室温下独立滑移系少，孪生便在镁合金塑性变形中起着十分重要的作用。孪生可以调整晶体的取向并释放局部应力集中， 激发进一步的滑移，使滑移和孪生交替进行，从而可以获得较大的变形量，提高镁合金的延伸率。本发明的有益效果是1.本发明所述的一种兼具无毒、可完全降解和高强韧的生物医用Mg-Sn-Si-Mn系镁合金及其制备方法，采用无毒的成分设计，其中的合金化元素锡、锌和锰都是人体必需微
量元素。2.本发明所述的Mg-Sn-Si-Mn系镁合金，采用多元微合金化设计，发挥了各个元素自身及各元素之间的交互作用，有效降低了该合金的层错能，从而使其在固溶热处理过程中“天然”易于形成大量生长孪晶。3.本发明所述的Mg-Sn-Si-Mn系镁合金固溶处理前进行小于10%的预变形，可使该合金在固溶热处理过程中形成大量非常细小的孪晶。4.本发明所述的Mg-Sn-Si-Mn系镁合金经固溶处理后，合金显微组织主要为单相-Mg，从而实现可完全降解。5.本发明所述的Mg-Sn-Si-Mn系镁合金经固溶处理后，显微组织特征为单相-Mg 晶粒内包含有大量生长孪晶。晶粒内大量细小孪晶的存在有效地提高了该合金的强韧性， 其中Mg-3Sn-iai-0. 5Mn合金具有良好的综合力学性能(室温下抗拉强度为21 IMPa，延伸率高达28% )。6.本发明所述的Mg-Sn-Si-Mn系镁合金具有较低的溶血率，其中 Mg-3Sn-lZn-0. 5Mn合金固溶处理后溶血率为4. 68% (小于5 %，符合生物材料溶血率要求)，尤其适合于用作生物可降解性血管内支架材料。
图1为本发明实施例1所述的固溶处理态Mg-3Sn-iai-0. 5Mn合金金相组织图。图2为本发明实施例2所述的固溶处理态Mg-3Sn-iai-lMn合金金相组织图。图3为本发明实施例3所述的固溶处理态Mg-3Sn-0. 5Zn-0. 15Mn合金金相组织图。图4为本发明实施例4所述的固溶处理态Mg-2Sn-iai-lMn合金金相组织图。图5为本发明实施例4所述的固溶处理态Mg-2Sn-iai-0. 5Mn合金金相组织图。图6为本发明实施例5所述的固溶处理态Mg-4Sn-0. 5Zn-0. 5Mn合金金相组织图。图7为本发明实施例6所述的固溶处理态Mg-4Sn-iai-0. 15Mn合金金相组织图。
具体实施例方式下面举例对本发明做更详细的描述实施例1 采用纯镁锭(纯度不小于99. 96% )、纯锡锭(纯度不小于99. 95% )、纯锌锭(纯度不小于99. 95% )和Mg-6. 8% Mn中间合金，按Mg-3Sn-iai_0. 5Mn合金成分(名义成分 Sn 3%, Zn 1%, Mn 0. 5%，杂质元素 Fe < 0. 002%, Cu < 0. 002%和 Ni < 0. 002%，余量为Mg)配制合金，在RJ-2熔剂保护下，先将纯镁锭在电阻炉中熔化，当温度升到750°C时加入Mg-Mn中间合金，待其熔化后搅拌10分钟；随后加入纯锡和纯锌，搅拌10 15分钟，以使合金化元素MruSn和锌均勻化。接着在730°C进行精炼，精炼剂为RJ-5熔剂(约为炉料质量的2% )，并捞底搅拌10分钟。随后再升温至750°C，保温静置20 60分钟，最后降温至720°C，捞去合金液表面浮渣，在SF6AD2混合气体保护下浇注到金属型中进行重力铸造。在固溶热处理前先对上述Mg-3Sn-iai-0.5Mn合金铸锭进行预变形。预变形工艺为， 在将上述合金铸锭放入通有SF6AD2混合保护气体的热处理炉中进行均勻化热处理(均勻化温度为300°C，保温时间为5小时)后进行挤压，挤压变形量为10%。最后对上述预变形后的合金进行固溶热处理(固溶处理温度为450°C，保温时间为M小时，炉冷)。该合金室温抗拉强度为238MPa，延伸率观％。溶血率为4. 68%。采用本发明得到的固溶处理态Mg-3Sn-iai-0. 5Mn合金金相组织如图1所示，从图中可以看出该合金显微组织特征为单相-Mg晶粒内包含有大量生长孪晶。实施例2 采用纯镁锭(纯度不小于99. 96% )、纯锡锭(纯度不小于99. 95% )、纯锌锭(纯度不小于99. 95%)和Mg-6. 8% Mn中间合金，按Mg-3Sn-iai-lMn合金成分(名义成分 Sn 3%, Zn 1%, Mn 1%，杂质元素 Fe < 0. 002%, Cu < 0.002%和 Ni < 0.002%，余量为 Mg)配制合金，在RJ-2熔剂保护下，先将纯镁锭在电阻炉中熔化，当温度升到750°C时加入 Mg-Mn中间合金，待其熔化后搅拌10分钟；随后加入纯锡和纯锌，搅拌10 15分钟，以使合金化元素MruSn和锌均勻化。接着在730°C进行精炼，精炼剂为RJ-5熔剂(约为炉料质量的2% )，并捞底搅拌10分钟。随后再升温至750°C，保温静置20 60分钟，最后降温至720°C，捞去合金液表面浮渣，在SF6AD2混合气体保护下浇注到金属型中进行重力铸造。 在固溶热处理前先对上述Mg-3Sn-iai-lMn合金铸锭进行预变形。预变形工艺为，在将上述合金铸锭放入通有SF6AD2混合保护气体的热处理炉中进行均勻化热处理(均勻化温度为 300°C，保温时间为5小时)后进行挤压，挤压变形量为5%。最后对上述预变形后的合金进行固溶热处理(固溶处理温度为410°C，保温时间为观小时，空冷)。该合金室温抗拉强度为208MPa，延伸率23%。溶血率为7. 58%。采用本发明得到的固溶处理态Mg-3Sn-iai_lMn 合金金相组织如图2所示，从图中可以看出该合金显微组织特征为单相-Mg晶粒内包含有大量生长孪晶。实施例3 采用纯镁锭(纯度不小于99. 96% )、纯锡锭(纯度不小于99. 95% )、纯锌锭(纯度不小于99. 95% )和Mg-6. 8% Mn中间合金，按Mg-3Sn-0. 5&ι_0. 15Mn合金成分(名义成分Sn 3%, ZnO. 5%,Mn 0. 15%，杂质元素 Fe < 0. 002%,Cu < 0. 002%和 Ni < 0. 002%,余量为Mg)配制合金，在RJ-2熔剂保护下，先将纯镁锭在电阻炉中熔化，当温度升到750°C 时加入Mg-Mn中间合金，待其熔化后搅拌10分钟；随后加入纯锡和纯锌，搅拌10 15分钟，以使合金化元素Mn、Sn和锌均勻化。接着在730°C进行精炼，精炼剂为RJ-5熔剂(约为炉料质量的2% )，并捞底搅拌10分钟。随后再升温至750°C，保温静置20 60分钟，最后降温至720°C，捞去合金液表面浮渣，在SF6AD2混合气体保护下浇注到金属型中进行重力铸造。在固溶热处理前先对上述Mg-3Sn-0.5ai-0. 15Mn合金铸锭进行预变形。预变形工艺为，在将上述合金铸锭放入通有SF6AD2混合保护气体的热处理炉中进行均勻化热处理 (均勻化温度为400°C，保温时间为3小时)后进行轧制，轧制变形量为10%。最后对上述预变形后的合金进行固溶热处理(固溶处理温度为450°C，保温时间为12小时，空冷)。该合金室温抗拉强度为203MPa，延伸率27%。溶血率为6. 37%。采用本发明得到的固溶处理态Mg-3Sn-0. 5Zn-0. 15Mn合金金相组织如图3所示，从图中可以看出该合金显微组织特征为单相-Mg晶粒内包含有大量生长孪晶。实施例4:采用纯镁锭(纯度不小于99. 96% )、纯锡锭(纯度不小于99. 95% )、纯锌锭(纯度不小于99. 95%)和Mg-6. 8% Mn中间合金，按Mg-2Sn-iai-lMn合金成分(名义成分 Sn 2%, Zn 1%, Mn 1%，杂质元素 Fe < 0. 002%, Cu < 0.002%和 Ni < 0.002%，余量为 Mg)配制合金，在RJ-2熔剂保护下，先将纯镁锭在电阻炉中熔化，当温度升到750°C时加入 Mg-Mn中间合金，待其熔化后搅拌10分钟；随后加入纯锡和纯锌，搅拌10 15分钟，以使合金化元素MruSn和锌均勻化。接着在730°C进行精炼，精炼剂为RJ-5熔剂(约为炉料质量的2% )，并捞底搅拌10分钟。随后再升温至750°C，保温静置20 60分钟，最后降温至720°C，捞去合金液表面浮渣，在SF6AD2混合气体保护下浇注到金属型中进行重力铸造。 在固溶热处理前先对上述Mg-2Sn-iai-lMn合金铸锭进行预变形。预变形工艺为，在将上述合金铸锭放入通有SF6AD2混合保护气体的热处理炉中进行均勻化热处理(均勻化温度为 300°C，保温时间为3小时)后进行轧制，轧制变形量为5%。最后对上述预变形后的合金进行固溶热处理(固溶处理温度为420°C，保温时间为18小时，水淬)。该合金室温抗拉强度为195MPa，延伸率。溶血率为7. 53%。采用本发明得到的固溶处理态Mg-2Sn-iai_lMn 合金金相组织如图4所示，从图中可以看出该合金显微组织特征为单相-Mg晶粒内包含有大量生长孪晶。实施例5 采用纯镁锭(纯度不小于99. 96% )、纯锡锭(纯度不小于99. 95% )、纯锌锭(纯度不小于99. 95% )和Mg-6. 8% Mn中间合金，按Mg-2Sn-iai_0. 5Mn合金成分(名义成分 Sn 2%, Zn 1%, Mn 0. 5%，杂质元素 Fe < 0. 002%, Cu < 0. 002%和 Ni < 0. 002%，余量为Mg)配制合金，在RJ-2熔剂保护下，先将纯镁锭在电阻炉中熔化，当温度升到750°C时加入Mg-Mn中间合金，待其熔化后搅拌10分钟；随后加入纯锡和纯锌，搅拌10 15分钟，以使合金化元素MruSn和锌均勻化。接着在730°C进行精炼，精炼剂为RJ-5熔剂(约为炉料质量的2% )，并捞底搅拌10分钟。随后再升温至750°C，保温静置20 60分钟，最后降温至720°C，捞去合金液表面浮渣，在SF6AD2混合气体保护下浇注到金属型中进行重力铸造。在固溶热处理前先对上述Mg-2Sn-iai-0.5Mn合金铸锭进行预变形。预变形工艺为，在将上述合金铸锭放入通有SF6/0)2混合保护气体的热处理炉中进行均勻化热处理(均勻化温度为300°C，保温时间为3小时)后进行轧制，轧制变形量为10%。最后对上述预变形后的合金进行固溶热处理(固溶处理温度为420°C，保温时间为M小时，炉冷)。该合金室温抗拉强度为205MPa，延伸率高达30%。溶血率为5. 38%。采用本发明得到的固溶处理态Mg-2Sn-iai-0. 5Mn合金金相组织如图5所示，从图中可以看出该合金显微组织特征为单相-Mg晶粒内包含有大量生长孪晶。实施例6 采用纯镁锭(纯度不小于99. 96% )、纯锡锭(纯度不小于99. 95% )、纯锌锭(纯度不小于99. 95% )禾口 Mg-6. 8% Mn中间合金，按Mg-4Sn_0. 5Ζη_0· 5Μη合金成分(名义成分Sn 4%, Zn 0. 5%,Mn 0. 5%，杂质元素 Fe < 0. 002%, Cu < 0. 002% 和 Ni < 0. 002%, 余量为Mg)配制合金，在RJ-2熔剂保护下，先将纯镁锭在电阻炉中熔化，当温度升到750°C 时加入Mg-Mn中间合金，待其熔化后搅拌10分钟；随后加入纯锡和纯锌，搅拌10 15分钟， 以使合金化元素MruSn和锌均勻化。接着在730°C进行精炼，精炼剂为RJ-5熔剂(约为炉料质量的2% )，并捞底搅拌10分钟。随后再升温至750°C，保温静置20 60分钟，最后降温至720°C，捞去合金液表面浮渣，在SF6AD2混合气体保护下浇注到金属型中进行重力铸造。在固溶热处理前先对上述Mg-4Sn-0.5ai-0.5Mn合金铸锭进行预变形。预变形工艺为，在将上述合金铸锭放入通有SF6/C02混合保护气体的热处理炉中进行均勻化热处理(均勻化温度为400°C，保温时间为5小时)后进行挤压，挤压变形量为5%。最后对上述预变形后的合金进行固溶热处理(固溶处理温度为450°C，保温时间为M小时，炉冷)。该合金室温抗拉强度为212MPa，延伸率四％。溶血率为6. 94%。采用本发明得到的固溶处理态 Mg-4Sn-0. 5Zn-0. 5Mn合金金相组织如图6所示，从图中可以看出该合金显微组织特征为单相-Mg晶粒内包含有大量生长孪晶。实施例7 采用纯镁锭(纯度不小于99. 96% )、纯锡锭(纯度不小于99. 95% )、纯锌锭(纯度不小于99. 95%)和Mg-6. 8%] 11中间合金，按]\%-4511-1211-0. 15Mn合金成分(名义成分 Sn 4%, Zn 1%,Μη 0. 15%，杂质元素 Fe < 0. 002%,Cu < 0. 002%和 Ni < 0. 002%，余量为Mg)配制合金，在RJ-2熔剂保护下，先将纯镁锭在电阻炉中熔化，当温度升到750°C时加入Mg-Mn中间合金，待其熔化后搅拌10分钟；随后加入纯锡和纯锌，搅拌10 15分钟，以使合金化元素MruSn和锌均勻化。接着在730°C进行精炼，精炼剂为RJ-5熔剂(约为炉料质量的2% )，并捞底搅拌10分钟。随后再升温至750°C，保温静置20 60分钟，最后降温至720°C，捞去合金液表面浮渣，在SF6AD2混合气体保护下浇注到金属型中进行重力铸造。在固溶热处理前先对上述Mg-4Sn-iai-0. 15Mn合金铸锭进行预变形。预变形工艺为， 在将上述合金铸锭放入通有SF6AD2混合保护气体的热处理炉中进行均勻化热处理(均勻化温度为400°C，保温时间为5小时)后进行挤压，挤压变形量为10%。最后对上述预变形后的合金进行固溶热处理(固溶处理温度为450°C，保温时间为沈小时，炉冷)。该合金室温抗拉强度为217MPa，延伸率27%。溶血率为7. 16%。采用本发明得到的固溶处理态 Mg-4Sn-lZn-0. 15Mn合金金相组织如图7所示，从图中可以看出该合金显微组织特征为单相-Mg晶粒内包含有大量生长孪晶。
权利要求
1.一种生物医用Mg-Sn-Si-Mn系镁合金，其特征是各组分及其质量百分比为 Sn 1-5%, Zn 0. 5-3 %, Mn 0. 15-1. 5 %，杂质元素 Fe < 0. 005 %、Cu < 0. 002 % 和 Ni<0. 002%，余量为 Mg。
2.根据权利要求1所述的生物医用Mg-Sn-Si-Mn系镁合金，其特征是组分及其质量百分比为Sn 2-4%, Zn 0. 5-1. 0%, Mn 0. 15-1. 0 %，杂质元素 Fe < 0. 002 % 或 Fe/Mn<0. 02、Cu < 0. 002%和 Ni < 0. 002%，余量为 Mg。
3.一种生物医用Mg-Sn-Zn-Mn系镁合金的制备方法，其特征是包括以下步骤(1)按照质量百分比为Sn1-5 %, Zn 0. 5-3 %, Mn 0. 15-1. 5 %，杂质元素!^e<0. 005%,Cu < 0. 002%和Ni < 0. 002%，余量为Mg的比例，采用纯镁锭、纯锡锭、纯锌锭和Mg-Mn中间合金在熔剂保护下进行熔炼、铸造制成Mg-Sn-Zn-Mn系镁合金铸锭；(2)将Mg-Sn-Zn-Mn系镁合金铸锭在300°C-400°C，保温3_5小时后进行挤压或轧制预变形，变形量小于10% ；(3)将预变形后的Mg-Sn-Si-Mn系镁合金进行固溶热处理，固溶处理温度为 4000C _450°C，固溶处理时间为12- 小时，水淬、炉冷或空冷至室温。
全文摘要
本发明提供的是一种生物医用Mg-Sn-Zn-Mn系镁合金及其制备方法。(1)采用纯镁锭、纯锡锭、纯锌锭和Mg-Mn中间合金在熔剂保护下进行熔炼、铸造制成Mg-Sn-Zn-Mn系镁合金铸锭；(2)将Mg-Sn-Zn-Mn系镁合金铸锭在300℃-400℃，保温3-5小时后进行挤压或轧制预变形；(3)将预变形后的Mg-Sn-Zn-Mn系镁合金进行固溶热处理，固溶处理温度为400℃-450℃，固溶处理时间为12-28小时，水淬、炉冷或空冷至室温。本发明制备的合金显微组织特征为单相-Mg晶粒内包含有大量非常细小的生长孪晶，正是由于晶粒内生长孪晶的存在有效地提高了合金的强韧性，抗拉强度达到195-238MPa，延伸率达到23-30％，溶血率达到4.68-7.58％，从而使该合金兼具无毒、可完全降解和高强韧优点，可用作血管内支架及骨板、骨钉等骨外科内固定及植入材料。
文档编号C22F1/06GK102433477SQ20111043564
公开日2012年5月2日 申请日期2011年12月22日 优先权日2011年12月22日
发明者侯理达, 李新林, 李莉, 杨宝林, 王春鹤, 王香, 郑玉峰 申请人:哈尔滨工程大学