毕业论文-医用Mg-Zn-Ca合金的轧制工艺研究及组织变化

单位代码02学号1101180037分类号TB30密级公开毕业论文医用Mg-Zn-Ca合金的轧制工艺研究及组织变化院（系）名称工学院机械系专业名称材料成型及控制工程学生姓名指导教师2015年05月10日第页1绪论1.1概述镁合金,特别是变形镁合金板材不仅具有优异的综合性能，而且还可以通过冲压等二次成形方法来制备各种形式的产品，表现出极其广阔的应用前景。纯镁和大部分镁合金都具有HCP结构，并且轴比e/a=1.624,与理论值1.633十分接近，在Mg晶胞中,原子最密排面为(0001),原子最密排方向为<>，最容易在这个方向上产生滑移。轧制是镁合金最重要的加工工艺，由于其在室温下的成形性能较差,每道次的变形量都只能在10%以内,通过冷轧工艺可得到尺寸精度高表面光洁度好的薄板.镁合金板材通常采用热轧和温轧来实现较大变形量的轧制加工。无论是室温轧制还是热轧,无论是室温轧制还是热轧，镁合金板材轧后都是形成典型的{0001}与轧制表面平行的基面织构。目前，镁合金轧制加工技术的研究很少，这将影响变形镁合金的应用与发展。因此，研究轧制镁合金板材成形过程非常重要。1.2变形镁合金材料的研究现状变形镁合金一般是指能够通过塑性变形技术进行深加工的镁合金，是相对于铸造镁合金说的。现有的研究表明镁合金通过热变形后的晶粒得到明显细化，从而满足更多样的结构件的需求。然而，镁合金板材的应用仍然有限，其产量和消费量远不如铁，铝，铜等有色金属。到目前为止，国内外对镁合金铸造技术和理论的研究很多且已相对成熟。近年来，对变形镁合金的研究也取得了很大进展，尤其是，在对镁合金的塑性变形的理论和塑性加工技术的进步已取得了很大的进展。开发了诸如多向锻造、交叉轧制、异步轧制、等径角轧制和等径角挤压、叠轧、反复弯曲等新工艺，但与铸造技术相比则仍然要滞后很多。1.3镁合金塑形成形理论1.3.1镁合金中的滑移镁的晶格结构为HCP,它在空间的堆垛方式是ABAB...或者是ACAC...它的滑移系只仅有(0001)<>=3个。由于滑移系少，它的塑形就很差。它的晶格参数是a=0.3209nm,e=0.5211nm,轴比e/a=1.624,与理论值1.633十分接近.在Mg晶胞中,原子的最密排面是(0001),原子的最密排方向是<>在这个方向上最易产生滑移。包含<>方向的晶面主要有基面(0001)，3个柱面{}和6{}个锥面.所以,镁合金最常见的滑移系有基面滑移，柱面滑移和锥面滑移图1.1a，基面滑移和柱面滑移只能提供2个独立滑移系,而锥面滑移可以提供4个独立滑移系.镁晶体中的另一个潜在的滑动方向是<>,包含有<>的晶面主要有{},{},{}和{}等锥面.此种锥面滑移的实质是位错沿<>方向的滑移,可以提供5个独立滑移系,图1.1b为沿<>和<>的锥面滑移。位错的基面滑移柱面和锥面滑移,其滑移方向均为垂直于c轴的<>方向,无法协调沿c轴方向的应变,而位错滑移沿<>方向,可以协调沿c轴方向的应变。图1.1镁合金主要的滑移系1.3.2镁合金中的孪生镁合金的另一种塑性变形方式是孪生。类似于滑动，剪切是沿特定晶面和一个特定的晶体方向发生的,镁的孪生面为{},孪生方向为<>。孪生是对滑移有意的补充。虽然孪生的切变量较小，孪生变形不能产较大的塑性变形，但孪生一方面可以使晶体的位向发生改变，使晶体取向处于有利滑移方向，另一方面还可以吸收能量，延缓局部因应力集中导致的开裂，从而可以提高镁合金的塑性1.3.3镁合金中的动态再结晶镁合金在热加工程中极易发生动态再结晶，这主要是由于以下三方面的因素:镁是低层错能金属，位错易扩展，不易发生动态回复而消耗形变储存能，因此动态再结晶的驱动力大;镁中的滑移系少，在变形过程中位错容易塞积而使形变储存能升高;镁的晶界扩散速度快，位错容易被晶界吸收。动态再结晶的核心问题是形核问题，从现有文献报道看，镁合金动态再结晶形核机制很复杂，图1.2给出了其中的一种，即晶界弓出形核机制示意图。1.4镁合金轧制工艺流程镁合金板材的轧制设备与铝合金十分相似，用于镁合金轧制的坯料可是铸坯，挤压坯、锻坯等，轧制前需要铣削表面去除表面缺陷。镁合金轧制工艺流程如下：原料→熔炼→铸造→扁锭→锯切→铣面→一次加热→一次热轧→二次加热→二次热轧→剪切→三次加热→三次热轧→冷轧→酸洗→精轧→成品剪切→退火→涂漆→固化处理→检查→包装→运输。1.5研究的目的及意义镁合金具有优良的力学性能和十分好的生物活性,可以诱导成骨作用，而且镁合金还具有可降解性，但其有一个很大的缺点,就是耐腐蚀性差,要将镁合金应用于人体还需更多的研究。本课题主要任务是利用OM、SEM等先进分析和检测手段，研究观察轧制态医本课题主要任务是利用OM、SEM等先进分析和检测手段，研究观察轧制态医用Mg-Zn-Ca合金显微组织；分析医用Mg-Zn-Ca合金的轧制工艺，研究医用Mg-Zn-Ca合金的轧制工艺对合金显微组织的影响及影响规律，获得较好的轧制工艺参数。通过本课题了解和掌握医用Mg-Zn-Ca合金的组织、力学性能以及物理性能的特点，加深对所学的专业知识的了解，熟悉所需实验设备的使用方法。1.6本次的研究内容及技术路线1.6.1研究内容本次选取Mg-Zn-Ca合金作为研究对象，采用金相分析、扫描电镜及能谱分析、电化学方法、析氢实验等分析方法，研究轧制工艺对Mg-Zn-Ca合金显微组织、力学性能及体外腐蚀性能的影响，为Mg-Zn-Ca合金用于人造骨材料的加工工艺提供了依据。1.6.2技术路线本文的技术路线如图1.3所示：图1.3技术路线2试验方法及分析手段2.1实验原料与设备2.1.1合金成分本次以前期开发的人造骨Mg-Zn-Ca合金为研究对象。2.1.2实验设备组织观察：光学金相显微镜（OM）、抛光机、砂轮机、XRD、扫描电镜(SEM)及能谱分析(EDS)等；腐蚀性能测试：配制Hank溶液所需试剂、电子天平、pH计、恒温箱等辅助器材。2.2显微组织分析2.2.1金相组织分析（OM）金相试验是研究金属材料低倍组织、第二相的形态分布最常用的试验方法，本文主要针对轧制态合金金相组织观察，并分析轧制工艺下的组织特征及第二相的数量和分布。（1）制样取样时应尽可能避开有缺陷的部位，取样结束后进行冷镶。（2）研磨完成镶嵌的试样先在100#砂纸上进行粗磨，获得平整的观察面后依次在200#、400#、600#、800#、1000#的干砂上打磨，以获得光滑的磨面。（3）抛光采用粒度为0.5金刚石抛光膏进行抛光，以获得光亮镜面为准。表2.1腐蚀剂的成分(4)腐蚀腐蚀剂选用苦味酸、乙醇和冰醋酸的均匀混合水溶液（具体成分如表2.1所示），腐蚀时间根据加工工艺和试样腐蚀后的昏暗程度而定，正挤压一般约为6s左右，往复挤压一般为10s左右（5）拍照采用OlympusH2-UMA型金相采集系统，对试样进行显微组织观察、并拍下不同放大倍数的照片。2.2.2扫描电镜（SEM）和能谱（EDS）分析实验设备：采用FEI

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扫描电子显微镜(如图2.1所示）。仪器技术指标及特点如表2.2所示：1.FEI

SEM可在高真空、低真空和环境真空条件下对各种样品进行观察和分析。2.所有真空条件下的二次电子、背散射电子观察和微观分析。3.先进的系统结构平台，全数字化系统。4.安装有能谱仪系统。表2.2SEM仪器仪器技术指标及特点仪器型号FEI

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扫描电子显微镜分辨率二次电子成像：高真空模式30kv时1.0纳米;1kv时3.0纳米低真空模式30kv时1.4纳米;3kv时3.0纳米环境真空模式30kv时1.4纳米背散射电子成像：高真空模模式30kv时1.4纳米加速电压200v到30kv，连续调节样品台移动范围X=Y=50mm样品室压力最高达2600Pa放大倍数高真空模式下，14×-1000000×放大倍数误差;<3%样品室左右内径284，分析工作距离10mm图2.1FEI

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扫描电子显微镜目的：对轧制态Mg-Zn-Ca合金的微观组织、相和第二相颗粒的形态和分布进行观察分析，观察轧制条件下合金的组织和第二相的形貌及其分布，并使用EDS对第二相颗粒的元素组成进行初步分。2.2.3X射线衍射(XRD)分析实验仪器：X射线衍射仪是根据布拉格衍射原理，通过晶体对X射线的衍射，获得样品内部原子的排列信息。可以对金属固体、粉末或薄膜等样品进行物相的定性和定量分析、晶格参数的精确测定、微观应力分析，还能对晶粒尺寸、薄膜厚度、点阵畸变等方面研究采用。我是用的是德国布鲁克X射线衍射(如图2.2所示），仪技术指标及特点如表2.3所示：表2.3BrukerDD8ADVANCEX射线衍射仪器技术指标及特点仪器型号BrukerDD8ADVANCEX射线衍射仪光管功率2.2kw，D8ADVANCE采用陶瓷X光管技术，焦斑位置稳定，衰减小。最小不仅角度0.0001°，角度重现性0.0001°最大扫描速度1500°每分钟测角仪半径大于等于200毫米，2θ角转动范围-10°~168°检测器LynxEye阵列检测器，线性范围大于7.6×106cps软件配置EVA检索软件+TOPAS无标样定量分析软件图2.2BrukerDD8ADVANCEX射线衍射仪2.2.4显微硬度测试在合金显微组织分析的基础上，为了进一步评价Mg-Zn-Ca合金在轧制加工后试样整体上的组织均匀性，同时测定合金在轧制前后显微硬度值的变化，并探讨Mg-Zn-Ca合金在轧制过程中的硬化机理，因此对轧制态合金试样进行显微硬度值的测定。维氏显微硬度的测定在HVS-1000数显显微硬度计上进行，并要保证待测试样上下两个表面的平行度的方法制备式样，试样表面经过研磨抛光处理后进行显微硬度测定。测定结束后，根据测定结果利用Origin软件绘制试样轧制加工后试样维氏显微硬度值的分布，并以此来初步评价合金试样在轧制后显微组织分布的均匀性2.3腐蚀性能分析镁合金用于人造骨材料，不但力学性能要满足要求，而且最重要的指标是镁合金在生物体内的降解速率。首先，在37℃人体模拟体液中，降解速率要小于0.5mm/a，有效服役期在3-6个月；其次材料的延伸率应不小于15%，抗拉强度不低于250MPa。腐蚀试验的腐蚀液为Hank溶液。人体血液的正常pH值为7.35~7.4，但外科手术以及人体感染造会使人体局部体液是酸化的，此外,金属也会在体液中腐蚀的特点,如缝隙腐蚀引起缝隙区域酸化等，也会引起植入物周围体液pH的下低,因此,Hank溶液pH值约为7，利用HCl与NaOH调节至中性略偏酸以防沉淀。2.3.1腐蚀形貌观察轧制态镁合金在模拟体液中经过一定时间的浸泡腐蚀后，通过观察合金的表面腐蚀形貌来判断合金的腐蚀行为，通常点蚀会在表面形成明显的点蚀坑，均匀腐蚀则不会观察到点蚀坑，而且通过形貌可以观察到合金整体均匀腐蚀，因此，镁合金表面的腐蚀形貌可以定性分析镁合金发生腐蚀的方式。本文将浸泡一定时间后的试样取出后烘干水分，然后在表面镀金后利用扫描电子显微镜下观察合金的腐蚀形貌，通过EDS分析腐蚀产物的元素含量，从而定性的判断腐蚀产物的类型。

3实验结果及分析本次主要阐述轧制态Mg-Zn-Ca合金显微组织、力学性能和腐蚀性能的影响。通常做为人造骨材料，其力学性能需要满足：抗拉强度不低于250MPa，延伸率不小于15%。在铸态Mg-Zn-Ca合金中，晶粒比较粗大，有铸造缺陷如夹杂、缩松、气孔等存在，合金的力学性能较差，不能够满足人造骨材料的力学性能要求，通过轧制可以消除一些铸造缺陷，有效细化合金晶粒，显著提高合金的力学性能；为了进一步细化晶粒，提高合金组织和第二相分布的均匀性，本文选择异步轧制、等径角轧制工艺应用于人造骨Mg-Zn-Ca合金的加工，以期在提高合金力学性能的同时改善其耐腐蚀性能。轧制工艺属于大塑性变形工艺，合金在轧制过程中内部晶粒破碎，在较低温度下不容易长大，因而能够获得细小均匀的等轴晶组织；为Mg-Zn-Ca合金后续加工成人造骨成品打下基础。3.1Mg-Zn-Ca合金的显微组织3.1.1金相组织分析图3.1轧制Mg-Zn-Ca合金的微观组织图3.1（a）、（b）图中可以看到有些划痕，应该是金相试样制备时，没抛光好。图中还可以观察到很多的灰暗部分，可能就是各种晶粒，但无法看出晶粒的形状。由上图金相组织照片分析可知：经轧制变形后，合金的原始铸态组织基本消失，晶粒已模糊不清，第二相呈细小，弥散分布，晶界处共晶组织及第二相消失，合金发生动态再结晶。3.1.2扫描电镜及能谱分析图3.2Mg-Zn-Ca合金的SEM形貌和EDS成分分析由图3.2可以看出，轧制的Mg-Zn-Ca合金侵蚀后在扫描电镜下并没有观察到晶粒的出现，结合文献报道及课题组前期研究结果,镁合金轧制后组织主要由细小的亚晶所组成，从而使得变形后不完整的晶界在侵蚀后无法通过扫描电镜进行检测。而合金中的第二相颗粒则由加工前的沿晶界分布趋向于在a-Mg基体组织中呈现颗粒状均匀弥散分布，在第二相颗粒的尺寸上并无明显变化。通过能谱分析可以看出，轧制后第二相颗粒主要有Mg和Zn两种元素组成，其中Zn元素的含量均为5.0wt%左右，与轧制前合金第二相颗粒的能谱分析结果相比并无明显差异，由此可知经过轧制后合金组织依然是由a-Mg，Mg2Ca和MgZn相组成。研究表明，合金中Ca2Mg6Zn3的含量与Mg-Zn-Ca合金的硬度变化有很大关系。由此可以确定Mg6Zn3Ca2相为轧制变形中Mg-Zn-Ca合金的强化相。3.1.3Mg-Zn-Ca合金的XRD分析图3.3Mg-Zn-Ca合金的XRD分析图3.3所示为Mg-Zn-Ca合金的XRD分析图。由X射线衍射分析表明，Mg-Zn-Ca合金主要由。α-Mg,Mg7Zn3,Mg2Ca,MgZn和Mg6Zn3Ca2相组成。锌元素和钙元素存Mg-Zn-Ca合金的晶界处和晶内是以金属间化合物的形式，只有少量的钙元素和锌元素固溶于α-Mg固溶体基体中。3.1.4轧制状态的Mg-Zn-Ca合金显微硬度图3.4为轧制前后Mg-Zn-Ca合金的显微硬度值沿横截面方向上的分布情况，测试结果显示轧制加工前的Mg-Zn-Ca合金的显微硬度值沿横截面方向上呈现均匀分布，平均硬度值为49.8HV。经过轧制加工后，从1曲线中可以看出，在试样内部累积的剪切应变作用下，试样横截面中心区域的硬度值提高到75.9HV，且随距离中心位置距离的增加合金显微硬度值逐渐增大，在试样边缘位置处达到最大值，约为112HV相比于轧制加工前提高约124%，显微硬度值的显著提高主要在于轧制加工后Mg-Zn-Ca合金晶粒的显著细化。图3.4轧制前后Mg-Zn-Ca合金试样上显微硬度值在横截面上的分布随变形量的增大，从3曲线中可以看出Mg-Zn-Ca合金试样横截面中心区域的硬度值增大到79.6HV，相比于1曲线时提高并不显著，分析可知此时试样中心区域的组织并无显著变化，主要是由于轧制加工前较小尺寸的晶粒组织中存在大量的晶界和第二相颗粒对位错增殖以及中心零剪切应变位置的扩散和迁移起到了一定的阻碍作用，中心位置的合金组织仍保持为位错缠结带和大量亚晶所组成的混合晶粒组织，从而使得中心位置仍保持较低的显微硬度值。随距离中心位置距离的增大，在试样内部逐渐增加的累积剪切应变作用下，在组织内部产生大量的增殖位错和孪晶，从而使得晶粒细化效果逐渐显著，导致合金的显微硬度值逐渐增大3.2轧制状态的Mg-Zn-Ca合金断口分析轧制状态的Mg-Zn-Ca合金的拉伸性能如图3.5所示，铸态Mg-Zn-Ca合金由于存在气孔、缩松、夹杂等缺陷，加之内部的晶粒组织粗大，因而拉伸性能比较差，抗拉强度和屈服强度都相对较低，且塑性较差；通过异步轧制、等径角轧制工艺后明显提高了合金的力学性能，由图3.5可知，轧制后合金的抗拉强度和屈服强度升高，在280摄氏度轧制时，抗拉强度达到325MPa应力/MPa应力/MPa应变/%图3.5不同温度轧板室温拉伸时的应力应变曲线为了进一步评价不同轧制状态合金的塑韧性，为了进一步评价不同轧制状态合金的塑韧性，对拉伸试样断口的微观形貌进行了分析，如图3.6所示。对Mg-Zn-Ca合金不同道次变形量所得棒材的拉伸断口形貌进行SEM分析，结果如图3.6所示。从图可以看出，当道次变形量为8%时合金断裂断口中有撕裂棱存在，同时还可看到有大量韧窝分布其上，而很少发现铸态合金断口中的解理台阶和解理面，由此可知，合金的断裂方式是以准解理断裂为主的韧性断裂(如图3.6a所示);当道次变形量为25%时，合金断口几乎是有大量较深较均匀韧窝组成，且在拉伸时发生了明显的塑性变形，为典型的韧性断裂(如图3.6b所示);当道次变形量为40%时，合金断口完全有许多大小不一、深浅各异的韧窝组成，拉伸时发生明显的塑性变形，可知此时合金的断裂方式仍然为韧性断裂(如图3.6c所示)。由此可知，经轧制变形后合金断口形貌发生了由脆性向韧性的转变。进一步观察断口形貌发现，当道次变形量为77%时，轧制变形后的韧窝内(如图3.6d所示中箭头处)有物质存在，对其进行EDS分析可知，该物质为Ca2Mg6Zn3相。由此可以确定Ca2Mg6Zn3相在拉伸实验中起主要强化作用，Ca2Mg6Zn3相为轧制变形后Mg-Zn-Ca合金的强化相。图3.6Mg-Zn-Ca合金不同变形量所得棒材的拉伸断口形貌3.3腐蚀形貌分析通过观图3.6为镁合金在Hank溶液中腐蚀2h～360h后的微观形貌。图3.6a显示腐蚀2h后试样表面没有明显的腐蚀痕迹，局部发生微弱的点蚀，蚀坑深度较浅，部分蚀坑中有白色腐蚀后产物。腐蚀至6h时，如图3.6b所示，表面腐蚀坑明显变多，部分腐蚀坑比较深且大。随着时间的延长12h和24h(见图3.6c和图3.6d)，腐蚀程度逐渐加剧，较深的腐蚀坑中又出现一些微小的孔洞，说明腐蚀不仅在表面加剧，还有向内部扩展的趋势。当腐蚀时间达到48h后，如图3.6e所示,试样表面布满腐蚀坑，众多小坑之间的坑壁被腐蚀掉，连成了大片的腐蚀痕迹。随着腐蚀时间的进一步延长至96h，样品的表面形成了许多大的坑，这是在坑壁和坑洞中进一步腐蚀造成的。这表明，随着腐蚀时间的增大，腐蚀坑不仅横向发展，众多小坑之间的坑壁被腐蚀掉，连成了大片的腐蚀痕迹，而且纵向发展，使得腐蚀坑变大、变深，最终基体被腐蚀穿透。图3.6i、图3.6j和图3.6k分别表明，腐蚀时长高达168h。镁合金在Hank溶液中的腐蚀为点蚀，整体腐蚀过程是首先发生局部腐蚀形成较小的腐蚀坑，随着腐蚀时间延长，腐蚀程度加深，不断出现新的腐蚀坑，且原有腐蚀坑的坑壁和坑底上也出现腐蚀，使腐蚀坑逐渐变大，导致腐蚀不断向内部和周围扩展，最终基体被腐蚀穿透，且穿透部位不断增多。3.7镁合金腐蚀后的微观形貌结论(1)镁合金具有hcp结构，在变形加工时，镁合金的织构形成的趋势具有很强的各向异性，在塑性变形时机械孪生起着重要的作用，各种滑移竞争机制是影响镁合金塑性变形行为的关键因素；初始取向，和温度应该是镁合金塑性变形行为和微观机制的应变率效应的重要影响因素；各种形变加工条件下镁合金织构的形成及动态回复与再结晶行为与塑性变形微观机理密切相关;析出强化镁合金具有与单相镁合金材料不一样的塑性变形行为。(2)由X射线衍射分析表明，Mg-Zn-Ca合金主要由。α-Mg,Mg7Zn3,Mg2Ca,MgZn和Mg6Zn3Ca2相组成。锌元素和钙元素存Mg-Zn-Ca合金的晶界处和晶内是以金属间化合物的形式，只有少量的钙元素和锌元素固溶于α-Mg固溶体基体中。(3)经过轧制变形后，合金的原始铸态组织基本消失，晶粒已经模糊不清，第二相呈，细小，弥散分布，晶界处共晶组织及第二相消失，合金发生动态再结晶。致谢本论文是在导师老师的亲切关怀和精心指导下完成的。朱老师渊博的学识、严谨的治学态度和一丝不苟的工作作风深深鼓励和鞭策着我，尤其是在实验的操作过程中，朱老师花费了大量的时间和精力对我指导。在此向朱老师和帮助过我的所有老师和同学表示崇高的敬意和衷心的感谢。在此向朱世杰老师,老师和帮助过我的所有老师和同学表示衷心的感谢。感谢黄河科技学院的所有领导给我们提供了完成实验的设备和条件，提供宽松的生活、学习和研究环境。这些硬件设施是完成论文的必备条件,在此向他们表示深深的谢意。我的同学在实验中给我无私的帮助和大力的支持,在此向他们表示真挚的谢意！此外，对这些年来有那么多真诚关心爱护我的老师,也有那么多一路帮助我的同学，他们对我的照顾总是让我不能忘怀。毕业之时，请允许我用最深的祝福和最真挚的感激表达我的敬意。]参考文献[1]程永奇,陈振华,夏伟军等.中国有色金属学报,2004,14(5):75[2]戴庆伟,张丁非,袁炜等.新型Mg-Zn-Mn变形镁合金的挤压特性与组织性能研究[J].材料工程,2008[3]RatnerBDetal.BiomaterialsScience.AcademicPrees.2000.[4]D.F.Williaxns,D.M.Brunette,P.Tengvall,etal.TitaniuminMedicine[J].Springer,2001,15.[5]R.J.Sehultz,TheLanguageofFractures[J].Williamsandwilkins,1990,27[6]R.McRae.PracticalFractureTreatment[J].ChurchillLivingstone,1994,91.[7]黄传勇，孙淑珍.生物陶瓷复合材料的研究[J].中国生物医学工程学报，2000,[8]毛卫民，朱景川.金属材料的结构与性能.北京:清华大学出版社，2007:183-185.[9]康煌平.金属固态相变及应用.北京:化学工业出版社，2007:225-226.[10]BuhaJ,OhkuboT.NaturalageinginMg-Zn(-Cu)Alloys.MetallurgicalandMaterialsTransactionsA,2008(39):2259-2273.[11]李雷.基于生物医用的镁锌基合金力学及耐腐蚀性能研究[D].郑州大学，2009[12]朱世杰，关绍康.超细品生物镁合金的制备及其耐腐蚀性能[J].中国骨科临床与基础研究杂志，2013,5(1):14-20[13]AvedesianMM,HoritaZ.LangdonTG.Improvingthemechanicalpropertiesofmagnesiumandamagnesiumalloythroughsevereplasticdeformation.MaterialScienceandEngineering,2001(300):142-147.[14]毛卫民，朱景川，丽仔剑.金属材料的结构与性能.北京:清华大学出版社，2007:183185.[15]康煌平.金属固态相变及应用.北京:化学工业出版社，2007:225-226.[16]X.N.Gu,Y.F.Zheng,S.P.Zhong,T.F.Xi,J.Q.Wang,W.H.Wang.Corrosionof,andCellularResponsestoMg-Zn-CaBulkMetallicGlasses.Biomaterials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