CC BY
33
УДК 538.91, 620.193, 539.422, 67.017
Микроструктура, биодеградация и механические свойства биоразлагаемого сплава Mg-Zn-Al-Ca для биомедицинского применения
A. Rezaei-Baravati, M. Kasiri-Asgarani, H.R. Bakhsheshi-Rad,
M. Omidi, E. Karamian
Исламский университет Азад, Неджефабад, Иран
В статье изучено влияние кальция на микроструктуру, механические свойства, коррозионное поведение и цитосовместимость литого магниевого сплава системы Mg-Zn-Al. Согласно результатам сканирующей электронной микроскопии сплавы Mg-Zn-Al-xCa, содержащие кальций, имеют значительно более мелкую и однородную структуру по сравнению с исходным сплавом Mg-Zn-Al. Испытания на твердость и прочность при сжатии показали, что присутствие кальция повышает исследуемые параметры при одновременном снижении пластичности. Установлено, что по мере увеличения концентрации Са коррозионная стойкость исследованных сплавов сначала повышается, а затем снижается. Наилучшими показателями коррозионной стойкости обладает сплав Mg-Zn-Al-0.5Ca со скоростью коррозии 3.7 мм/год благодаря специфической микроструктуре и наличию поверхностного слоя продуктов коррозии с высокой плотностью. Исследование цитотоксичности показало, что сплавы на основе Mg с низким содержанием Ca обеспечивают более высокую жизнеспособность клеток и, соответственно, имеют лучшую биосовместимость по сравнению с исходным сплавом Mg-Zn-Al и сплавами с большим содержанием Ca. Согласно полученным результатам сплав Mg-Zn-Al-0.5Ca обладает высокой коррозионной стойкостью, механическими свойствами и хорошей биосовместимостью.
Ключевые слова: магниевый сплав, коррозионное поведение, механические свойства, потеря массы, РЭМ, жизнеспособность клеток
DOI 10.55652/1683-805X_2022_25_6_85
Microstructure, biodegradation, and mechanical properties of biodegradable Mg-based alloy containing calcium for biomedical applications
A. Rezaei-Baravati, M. Kasiri-Asgarani, H.R. Bakhsheshi-Rad, M. Omidi, and E. Karamian
Advanced Materials Research Center, Department of Materials Engineering, Najafabad Branch, Islamic Azad University, Najafabad, Iran
The influence of Ca on the microstructure characterization, mechanical performance, corrosion behavior, and cytocompatibility of Mg-Zn-Al magnesium alloy was studied. Mg-Zn-Al and Mg-Zn-Al-xCa alloys were evaluated as cast. Scanning electron microscopy demonstrated that the microstructure of the Ca-containing alloys was substantially finer and more uniform than the standard Mg-Zn-Al alloy. Hardness and compressive strength tests revealed that the addition of Ca boosted hardness and compressive strength while decreasing ductility. The corrosion resistance of the investigated alloys was enhanced initially but dropped as the Ca concentration increased. The corrosion resistance performance of Mg-Zn-Al-0.5Ca alloy was the best, with a corrosion rate of 3.7 mm/y due to the specific microstructure and dense products related to the corrosion on the sample surface. Cytotoxicity experiments showed that Mg-based alloys with a low Ca content have higher cell viability than Mg-Zn-Al and Mg-based alloys with a high Ca concentration, indicating improved biocompatibility. As a result, Mg-Zn-Al-0.5Ca alloys can be termed alloys with superior corrosion resistance and great mechanical properties that display high corrosion resistance as well as good biocompatibility.
Keywords: magnesium alloy, corrosion behavior, mechanical properties, weight loss, SEM, cell viability
© Rezaei-Baravati A., Kasiri-Asgarani M., Bakhsheshi-Rad H.R., Omidi M., Karamian E., 2022
1. Введение
В последние два десятилетия биодеградируе-мые полимерные имплантаты получили широкое применение для изготовления различных ортопедических изделий. Способность растворяться в физиологической среде в течение определенного времени пребывания в организме делает их привлекательными с точки зрения стоимости, удобства применения и косметического эффекта. Однако биодеградируемые полимеры обладают низкой прочностью и неуправляемой скоростью биодеградации, что приводит к их быстрому разрушению в организме человека [1]. Таким образом, идеальными материалами для имплантатов являются биодеградируемые материалы с повышенной механической прочностью и высокой биосовместимостью [2-4]. В последнее время большой интерес вызывает применение сплавов Mg в качестве перспективных биодеградируемых материалов для изготовления биомедицинских металлических имплантатов. Близость значений плотности (1.74-1.84 г/см3) и модуля упругости (4145 ГПа) магниевых сплавов к костной ткани (плотность 1.8-2.1 г/см3, E = 15-25 ГПа) позволяет свести к минимуму или полностью устранить эффект экранирования нагрузок на кость [3, 5-10]. В условиях in vivo механические характеристики имплантатов на основе магниевых сплавов обеспечивают их биосовместимость с костной тканью. Кроме того, магний является необходимым микроэлементом для организма человека, а побочные продукты биодеградации магния in vivo быстро усваиваются и выводятся организмом. Однако использование магния в биомедицинских изделиях ограничено его быстрой коррозией. Механическая прочность магния снижается быстрее, чем происходит восстановление ткани организма. Высокая скорость коррозии приводит к изменению физиологического значения рН и быстрому образованию водорода (Mg + 2H+ ^ Mg2+ + H2), что также затрудняет восстановление тканей [11-14]. Для снижения скорости коррозии магниевых сплавов необходимо исследовать взаимосвязь процесса коррозии с микроструктурой [15]. Эффективными способами снижения скорости деградации магния являются модификация поверхности, формирование биокомпозитов с магниевой матрицей и легирование [16]. Последний метод является одним из наиболее перспективных для повышения коррозионной стойкости магниевых сплавов [17]. Для сплавов медицинского назначения требуются нетоксичные легирующие элементы, сре-
ди которых можно выделить цинк, марганец, кальций и малотоксичный алюминий в низких концентрациях. Цирконий применяется в качестве легирующего элемента для измельчения зерен-ной структуры, однако может вызывать рак печени и легких. Некоторые редкоземельные элементы снижают скорость деградации в условиях in vivo, но оказывают гепатотоксическое воздействие на организм. В целом влияние редкоземельных элементов на организм человека изучено недостаточно и по данным ряда исследований элементы Ce, Pr, Y и др. могут быть гепатотоксичны-ми [18-21]. Цинк считается одним из наиболее распространенных микроэлементов, необходимых для человека, что делает его пригодным для биомедицинского применения. Цинк повышает коррозионную стойкость магниевых сплавов за счет увеличения предельного содержания примесей [15, 22-24]. Согласно литературным данным, с точки зрения эффективности легирования магния цинк уступает только алюминию. Введение цинка в сплавы Mg-Mn существенно повышает прочность на растяжение и коррозионную стойкость [25]. Легирование алюминием повышает коррозионную стойкость магниевых сплавов за счет образования интерметаллида Mg17Al12 [26]. Исследование влияния кальция показало, что он не только повышает коррозионную стойкость сплава Mg в растворе NaCl, но также улучшает механические свойства сплава. Являясь важным компонентом костной ткани, кальций способствует ее ускоренному образованию. Вероятно, увеличение скорости регенерации костной ткани происходит под действием высвобождающихся ионов Ca2+ при деградации сплава Mg-Ca [27]. Выбор оптимальной концентрации легирующих элементов в сплавах Mg имеет решающее значение для получения биодеградируемых сплавов Mg с требуемыми механическими и коррозионными свойствами и цитосовместимостью [17]. В литературе достаточно хорошо изучен вопрос упрочнения сплавов Mg-Ca, Mg-Zn, Mg-Al и Mg-Zn-Ca при старении, а также влияния различных концентраций Al и Zn на микроструктуру и механические свойства сплавов системы Mg-Al-Zn-Ca. Однако влияние различных концентраций Ca на механические и биокоррозионные свойства сплава Mg-Al-Zn-Ca до сих пор широко не изучалось [27-32].
В настоящей работе исследовано влияние Ca на фазовый состав, микроструктуру и механические свойства сплавов системы Mg-Zn-Al-xCa (x =
0.0, 0.5, 1.0 и 1.5 мас. %). Также исследована их скорость деградации in vitro в растворе, имитирующем плазму крови человека (SBF-раствор) [17].
2. Материалы и методы
2.1. Подготовка материалов и исследование микроструктуры
В качестве исходных материалов использовали слиток Mg (чистота 99.9 %, Hunan High Broad New Material, Китай), цинковую стружку (чистота 99.9 %, Hebei Ruifeng Metal Materials, Китай), алюминиевую стружку (чистота 99.9 %, Hebei Yingduo Metal Materials, Китай) и легированный сплав Mg-40Ca (Taicheng, Китай). Компоненты сплавляли в тигле из низкоуглеродистой стали в атмосфере аргона при температуре 740 °С в течение 45 мин. В первые 30 мин происходило плавление, а затем в течение 15 мин полная гомогенизация расплава. Вслед за плавлением и легированием расплавы металлов с различной концентрацией кальция (0.0, 0.5, 1.0 и 1.5 мас. %) заливали в предварительно нагретую изложницу из низкоуглеродистой стали (300 °С) для получения заготовок. Полученные заготовки гомогенизировали в течение 8 ч при температуре 370 °С. Химический состав заготовок определяли методом спектрального анализа на спектрометре Spectrolab M8 (Германия). Микроструктуру образцов исследовали с помощью оптического микроскопа (ОМ, Olympus BX60F5, Япония) и растрового электронного микроскопа (РЭМ, JEOL JSM-6380LA, Япония) с энергодисперсионным спектрометром (ЭДС, JED-2300, Япония). Для микроструктурных исследований образцы шлифовали, полировали и подвергали травлению в растворе, содержащем 75 об. % этиленгликоля, 1 об. % HNO3 и 25 об. % H2O [33]. После испытаний путем погружения определяли фазовый состав материалов и продуктов коррозии, образовавшихся на поверхности образцов, методом рентгеновской дифрактометрии (Siemens-D500, Германия) с использованием CuKa излучения [33].
2.2. Механические испытания
Твердость материалов определяли методом индентирования по Виккерсу на микротвердомере (Shimadzu HMV-2T, Япония) с нагрузкой 100 г в течение 10 с. Микротвердость литых материалов измеряли внутри зерен [33]. Цилиндрические образцы диаметром 8 мм и высотой 12 мм получали механической обработкой и исследовали на сжатие на универсальной испытательной машине (Instron 5569, Norwood, MA) при скорости деформации 0.6 • 10-3 с1. Для каждого состава исследовали не менее трех образцов.
2.3. Испытание на коррозию in vitro
Потенциодинамические измерения проводили в SBF-растворе при температуре 37 ± 1 °C с помощью потенциостата/гальваностата PARS TAT 2263 (Princeton Applied Research Corp., США). Химический состав SBF-раствора приведен в табл. 1. Образцы шлифовали наждачной бумагой из SiC зернистостью 600-2000, а затем полировали алмазной пастой с частицами размером <1 мкм. После полировки образцы промывали в этаноле в ультразвуковой ванне. Исследования проводили на участке поверхности образцов площадью 1 см2, которую подвергали воздействию электролита, а затем погружали в SBF-раствор. Электрохимическая ячейка содержала насыщенный каломельный электрод сравнения, рабочий электрод в виде самого образца и вспомогательный графитовый электрод. Образцы погружали в раствор до достижения постоянного потенциала разомкнутой цепи в диапазоне от 1 Гц до 100 кГц. Образцы выдерживали 1 ч в растворе для достижения равновесного состояния и затем проводили анализ с помощью спектроскопии электрохимического импеданса, а также поляризационный анализ в диапазоне потенциалов ±250 мВ относительно стандартного каломельного электрода (при постоянном потенциале разомкнутой цепи) со скоростью сканирования 1 мВ/с, начиная с 250 мВ ниже потенциала, с помощью программы ZsimpWin. Спектроскопию проводили с использованием электро-
Таблица 1. Химический состав моделируемой жидкости организма (ББЕ-раствор по методике Кокубо)
Раствор Концентрация ионов, ммоль/л
Cl- Na+ K+ HCO3- Ca2+ Mg2+ HPO42- SO42-
Плазма крови человека 103.0 142.0 5.0 27.0 2.5 1.5 1.0 0.5
SBF 147.8 142.0 5.0 4.2 2.5 1.5 1.0 0.5
химической системы VersaSTAT 3 (Princeton Applied Research Corp., США). Каждый электрохимический эксперимент повторяли для обеспечения воспроизводимости результатов. Испытания на коррозию погружением выполняли в соответствии со стандартом ASTM G31-72. Образцы погружали в модельный SBF-раствор (раствор Ко-кубо) объемом 200 мл. Объем раствора поддерживался постоянным в течение всего испытания. Перед взвешиванием образцы очищали ацетоном и промывали дистиллированной водой для удаления продуктов коррозии. Скорость коррозии определяли с помощью уравнения (1):
W
Cr = -—, (1)
r Atd
где Cr — скорость коррозии (также называемая средней скоростью коррозии); A — площадь поверхности, подвергшаяся воздействию раствора; W — потеря массы; t — время выдержки; d — плотность.
В ходе экспозиции образцов каждые 24 ч измеряли значения pH SBF-раствора. Каждое измерение повторяли для обеспечения воспроизводимости результатов. Также в течение 168 ч экспозиции в растворе Кокубо измеряли скорость выделения водорода в образцах. Для этого образец помещали в химический стакан и устанавливали над ним воронку и бюретку для сбора выделившегося водорода. Перед обновлением раствора определяли скорость выделения водорода в мл/см2/сут, объем выделившегося водорода измеряли с помощью градуированной бюретки. Для обеспечения воспроизводимости измерений использовали не менее двух образцов. Методом инфракрасной фурье-спектроскопии (FTIR, Bruker Tensor-37, Германия) анализировали фазовый состав продуктов коррозии сплавов Mg-Zn-Al и Mg-Zn-Al-Ca в диапазоне сканирования 4000-450 см1.
2.4. Испытания на биосовместимость in vitro
Биосовместимость изучаемых материалов оценивали по цитотоксичности в экспериментах in vitro. В качестве экстрагента использовали бессывороточную питательную среду а-МЕМ (minimum essential medium, Bioidea, Иран). Экстракты получали при соотношении площади поверхности образцов к объему экстрагента 0.7 см2/мл при температуре 37 °C в атмосфере 5 % CO2/95 % воздуха в течение 3-7 сут. Перед испытанием на ци-тотоксичность экстракты центрифугировали, фильтровали и хранили при 4 °С. Клетки MG-63 (NCBI
C-555, Национальный банк клеток Ирана, Институт Пастера, Иран) культивировали при температуре 37 °C в атмосфере 5% CO2 в среде Игла в модификации Дульбекко (DMEM), содержащей 10 % эмбриональной бычьей сыворотки, 100 ед/мл пенициллина и 100 мг/мл стрептомицина. Тесты на цитотоксичность in vitro проводили с использованием метода непрямого контакта в соответствии со стандартом ISO 10993-5. Отрицательным и положительным контролем служили среда МЕМ и среда МЕМ с содержанием 0.64 % фенола соответственно [34-39]. Клетки высевали в 96-луноч-ные культуральные планшеты в количестве 5 х 103 клеток/100 мкл среды в лунку и инкубировали 12 ч для прикрепления клеток. Далее проводили аспирацию содержимого лунок и вносили по 100 мкл полученных экстрактов или контроль (положительный или отрицательный), по три параллельные лунки для каждого образца. Затем проводили инкубацию планшетов в течение 24 ч по методике, описанной в работе [1].
3. Результаты и обсуждение
3.1. Характеристика микроструктуры
На рис. 1 показаны изображения микроструктуры литого сплава Mg-Zn-Al (MZA) с различным содержанием кальция, полученные методом оптической микроскопии. На микрофотографиях отчетливо видно, что добавление кальция привело к уменьшению размера частиц Mg. С увеличением концентрации кальция в тройном сплаве MZA происходило дальнейшее измельчение зерна. Измельчение зерен объясняется переохлаждением расплава в области, непосредственно примыкающей к границе раздела между твердым телом и жидкостью [40-42]. Mgi7Ali2 распределен в виде эвтектической фазы в междендритном пространстве и вдоль границ зерен (см. стрелки на рис. 1). Другими словами, остаточная жидкость обогатилась кальцием в процессе кристаллизации и затвердела в виде эвтектической фазы Mg + Mg17Al12. В результате сплавы MZA-Са с более высоким содержанием Са оказались более стойкими к изменению размера зерна.
Рентгенограммы сплавов MZA и MZA-Ca в литом состоянии представлены на рис. 2. Сплав MZA содержит фазу Mgi7Ali2, при этом в сплавах MZA-Ca также содержится фаза (Mg, Al)2Ca. Соединение Mg2Ca имеет гексагональную кристаллическую структуру с параметрами решетки a = 0.622 нм и c = 1.010 нм. Его структура схожа со
Рис. 1. Изображения образцов исходного сплава MZA (а) и сплавов MZA-Ca с различным содержанием кальция: 0.5 (б), 1.0 (б) и 1.5 мас. % (г). Оптическая микроскопия (цветной в онлайн-версии)
структурой Mg, но имеет почти вдвое большее значение параметра решетки. Соединение А12Са имеет кубическую кристаллическую структуру с параметром решетки а = 0.8022 нм. Фаза Mg17A112 имеет объемно-центрированную кубическую кристаллическую структуру и параметр решетки а = 0.622 нм. Для фазы (Mg, А1)2Са характерна срав-
Рис. 2. Рентгенограммы сплавов MZA (А) и MZA-Ca с различным содержанием кальция: 0.5 (В), 1.0 (С) и 1.5 мас. % (П) (цветной в онлайн-версии)
нительно низкая интенсивность рефлексов при введении 0.5 мас. % Са. С ростом концентрации Са в образцах интенсивность дифракции фаз (Mg, A1)2Ca изменяется незначительно.
РЭМ-изображения литых сплавов MZA и MZA-Ca с разным содержанием Са приведены на рис. 3. Типичная микроструктура литого сплава MZA состоит из a-Mg и вторичных фаз в виде выделений по границам зерен (рис. 3, а, б). В области 1 также присутствуют сферические включения, которые по данным ЭДС анализа, вероятнее всего, соответствуют Mg17A112. При введении Cа в сплавы MZA происходит образование Ca-содер-жащих интерметаллидов, таких как (Mg, A1)2Ca (рис. 3, б-з). Согласно проведенному исследованию, добавление Ca приводит к измельчению зерна литого магния в результате образования термически стабильной вторичной фазы (Mg, A1)2Ca [1].
Области с высоким контрастом представляют собой вторичную фазу внутри эвтектической фазы, которая сетью пронизывает весь образец MZA-0.5Ca. Также обнаружена вторичная фаза с контрастными тонкими ламелями [1, 43]. ЭДС анализ показал, что вторичные фазы внутри границ зерен сплава MZA содержат Mg, Zn и A1
Ш
Область 1
Мё17А112'
г\
Область 1
Элемент мае. %
МеК 83.83 А1К 15.41 ZnK 0.76
0.0 1.7 3.4 5.1 6.8 8.5 кэВ
у I
Г' : >
Область 2
"г ;
I Ъ ■ <1
Элемент мас. %
мек 69.31
А1К 8.21
ZnK 9.16
СаК 13.32
гп гп
0.0 1.7 3.4 5.1 6.8 8.5
- ' " ' < \ /
Г"<г\ Л''
Область 3
V \гГ-\ /7¿Г^ ^С*
ти...,/ /-г4
с; Л'.-, а-МЙ+(МВЛ1)2Са
1 X )_
^Л \
Область 3
Элемент мас. %
мек 50.67
А1К 19.86
ZnK 13.59
СаК 15.88
2Ап2п
0.0 1.7 3.4 5.1 6.8 8.5
М§ Область 4
Элемент мас.%
мек 51.15
А1К 11.48
Са гпк 10.62
1 СаК 26.75
Хп А1
Са^ 1. Са Хп
0.0 1.7 3.4 5.1 6.
Рис. 3. Микрофотографии сплавов MZA (а, б) и MZA-Ca с различным содержанием кальция: 0.5 (в, г), 1.0 (д, е) и 1.5 мас. % (ж, з). Растровая электронная микроскопия (цветной в онлайн-версии)
и, вероятнее всего, представляют собой соединение М§17А112. При добавлении Са в сплав М2А на спектрах наряду с Mg, 2п и А1 присутствует Са, что указывает на образование фаз (Mg, А1)2Са. Наличие a-Mg в эвтектической фазе помимо Mg17A112 и (Mg, А1)2Са свидетельствует о значи-
тельном содержании Mg во всех вторичных фазах.
Состав обнаруженных частиц и распределение элементов в них подтверждены результатами элементного анализа образцов MZA и MZA-Cа в режиме картирования (рис. 4). Структура образца
М§ А1 Ъп
50 мкм 1-1 50 мкм 1-1 50 мкм 1-1
т М8 А1 Ъп «л Са ►ДО • V- г г ^ ^
50 мкм 1-1 50 мкм 1 1-1 50 мкм 1 I-1 50 мкм 1-1
В мё А1 \ Ъп Са -V %>: А X • ! ! \ л. 1 Ъ** ' V \ / "X / ; л ■<
50 мкм 1-1 50 мкм 1-1 50 мкм |-1 50 мкм 1-1
В Мё А1 Ъп Са »г Я ' ' '■' % 2 •
50 мкм 1-1 50 мкм 1-1 50 мкм 1-1 50 мкм 1-1
Рис. 4. Элементное картирование сплавов MZA (а) и MZA-Ca с различным содержанием кальция: 0.5 (б), 1.0 (в) и 1.5 мас. % (г). Энергодисперсионная спектрометрия (цветной в онлайн-версии)
MZA в основном состоит из Al и 2п в окружении Mg. В образцах MZA-Ca большинство частиц (Mg, Al)2Ca равномерно распределены в объеме микроструктуры. Благодаря сформированной структуре сплав MZA-0.5Ca имеет более высокие механические свойства при комнатной температуре, как упоминалось выше. Несмотря на это необходимо исследовать влияние этих структур и введения Ca на механическое и коррозионное поведение сплава MZA [44, 45].
3.2. Механические свойства
В табл. 2 приведены значения твердости различных сплавов MZA-Ca и MZA в литом состоянии. Введение Ca значительно повышает твердость литого сплава [46]. В целом значение твердости сплава MZA-Са выше, чем у сплава MZA, поскольку образовавшаяся фаза Са является
хрупкой и действует как барьер для дислокаций за счет их закрепления [47]. Авторами [48, 49] показано, что повышение концентрации Ca приводит к увеличению твердости литого сплава MZA вследствие более сильного измельчения зерна и увеличения объемной доли вторичной фазы при повышении концентрации Са.
Механические характеристики сплавов MZA-Ca оценивали путем испытаний на сжатие, ре-
Таблица 2. Твердость сплавов MZA и MZA-Ca с различным содержанием Ca
Образец Твердость HV
MZA 52.8 ± 2.1
MZA-0.5Ca 55.6 ± 2.3
MZA-1.0Ca 57.5 ± 2.4
MZA-1.5Ca 60.7 ± 2.6
Рис. 5. Кривые деформации при сжатии образцов сплавов MZA-хСа (цветной в онлайн-версии)
зультаты которых показаны на рис. 5. В табл. 3 приведены значения предельного сжимающего напряжения, предела текучести и предельной деформации (деформации при максимальном напряжении) сплавов MZA-Ca. Значения предела текучести, предельного сжимающего напряжения и предельной деформации для сплавов MZA составляют 168, 194 МПа и 15.4 % соответственно. При введении Са в сплав MZA прочность повышается, а степень деформации снижается. Предел текучести сплавов MZA-0.5Са, MZA-1.0Са и MZA-1.5Са возрастает до 179, 191 и 201 МПа соответственно. Предельная деформация сплавов MZA-0.5Са, MZA-1.0Са и MZA-1.5Са составляет 13.5, 11.3 и 10.2 % соответственно [33, 50]. Таким образом, наличие частиц вторичной фазы (Mg, Al)2Ca на границах зерен сплава MZA-Ca затрудняет движение границ зерен и создает эффект прилипания, препятствуя росту зерен [51, 52]. С другой стороны, отсутствие частиц на границах зерен обеспечивает более интенсивный рост зерен, что приводит к формированию бимодальной микроструктуры [44, 53]. Предполагается, что из-за значительной плотности частиц (Mg, Al)2Ca рост зерен в сплавах MZA-xCa сильно затруднен, а Ca оказывает упрочняющее воздействие.
Таблица 3. Характеристики образцов сплавов MZA-xCa при сжатии
Образец Предельное сжимающее напряжение, МПа Предел текучести, МПа Предельная деформация, %
MZA 194 168 15.4
MZA-0.5Ca 204 179 13.5
MZA-1.0Ca 215 191 11.3
MZA-1.5Ca 225 201 10.2
В результате интенсивной динамической рекристаллизации при высокой плотности частиц средний размер зерна уменьшается, а микроструктура становится более однородной. Известно, что в процессе изменения микроструктуры эффект Зенера препятствует перемещению границ растущих зерен. Можно предположить, что мелкая микроструктура сплавов MZA-xCa сохраняется благодаря устойчивости выделившихся фаз Ca вплоть до 550 ^ [47].
На рис. 6 показаны поверхности излома литых сплавов MZA и MZA-Ca. Для сплава MZA наблюдается хрупкий характер разрушения сколом. После введения Са в сплав MZA разрушение происходит по механизму квазискола с четко выраженными гребнями отрыва на поверхности излома. При увеличении содержания кальция квазискол становится преобладающим механизмом разрушения. Фасетки скола соединены друг с другом гребнями отрыва, которые в свою очередь образуют ручьевой узор. При увеличении концентрации Са до 1.5 мас. % на поверхности излома литого сплава MZA-1.5Са присутствуют выраженные гребни отрыва, обусловленные наличием большого количества вторичных фаз (Mg, Al)2Ca. Отчетливо видны ручьевой узор и зерновидная (бисероподобная) поверхность скола. Следует отметить наличие ручьевого узора на малой фасетке, образовавшегося на стадии скола. Согласно литературным данным, основными механизмами разрушения литых сплавов на основе Mg являются скол, квазискол и межзеренное разрушение [49, 54, 55].
3.3. Коррозионное поведение
В табл. 4 приведены литературные данные по электрохимическим характеристикам чистого магния и сплавов на основе Mg с учетом влияния состава материала и электролита для лучшего понимания коррозионного поведения сплавов Mg-Zn-Al-xCa. Анализ поляризационных кривых показал, что скорость коррозии сплавов Mg-Zn-Al-xCa заметно возрастает с увеличением концентрации Ca в следующем порядке: Mg-Zn-Al-0.5Ca < Mg-Zn-Al < Mg-Zn-Al-1.0Ca < Mg-Zn-Al-1.5Ca.
Поляризационные кривые и соответствующие результаты испытаний сплавов MZA-Ca в SBF-растворах представлены на рис. 7. Коррозионный потенциал магниевых сплавов с содержанием Са 0.5 мас. % значительно отличается от потенциала сплава MZA. На катодной поляризационной кривой значения плотности тока Ca-содержащих
Рис. 6. Морфология поверхности излома сплавов MZA (а, б) и MZA-Ca с различным содержанием кальция: 0.5 (в, г), 1.0 (д, е) и 1.5 мас. % (ж, з). Растровая электронная микроскопия (цветной в онлайн-версии)
сплавов меньше, чем сплава MZA при том же по- содержанием Ca. Чем ниже скорость коррозии, тенциале, что указывает на низкую скорость ка- тем ниже скорость выделения водорода. Кроме тодного выделения водорода в сплавах с низким того, за счет увеличения концентрации Са плот-
Таблица 4. Сравнение электрохимических параметров сплавов Mg-Zn-Al-xCa
Образец Состав электролита Потенциал коррозии Есогг, МВнкэ Плотность тока г'согг, мкА/см2 Скорость коррозии Р, мм/год Источник
Mg-8Sn-1Al-1Zn NaCl -1540 54.20 1.20 [43]
Mg-8Sn-1Al-1Zn-1Ca -1476 51.90 1.10 [43]
Mg-8Sn-1Al-1Zn-2Ca ша -1554 176.50 4.00 [43]
Mg-8Sn-1Al-1Zn-3Ca NaCl -1522 165.10 3.80 [43]
Mg-0.8Ca SBF -1584 2.99 79.20 (мг/м2/сут.) [56]
Mg-1.8Ca SBF -1549 6.98 186.00 (мг/м2/сут.) [56]
AZ31 (рН 6) -1270 96.50 84.21 (миллидюйм/год) [57]
AZ31-0.5Ca NaCl (рН 6) -1220 20.90 18.21 (миллидюйм/год) [57]
AZ31 №а (рН 11) -1220 36.30 37.71 (миллидюйм/год) [57]
AZ31-0.5Ca NaCl (рН 11) -1210 10.80 9.40 (миллидюйм/год) [57]
Mg-6Zn-0.8Mn-1Ca SBF -1628 68.00 1.56 [58]
Mg-6Zn-0.8Mn-1.5Ca SBF -1656 82.00 1.87 [58]
Mg-6Zn-0.8Mn-3Ca SBF -1688 112.00 2.57 [58]
Mg-6Zn-0.8Mn-4.5Ca SBF -1748 162.00 3.71 [58]
Риге Mg SBF -2027 370.00 8.47 [59]
Mg-1.25Zn SBF -1762 282.00 6.45 [59]
Mg-2.5Zn SBF -1744 242.00 5.54 [59]
Mg-4Zn SBF -1710 212.00 4.85 [59]
Mg-0.8Ca SBF -1897 195.00 4.46 [59]
Mg-0.8Ca-1.25Zn SBF -1684 180.00 4.12 [59]
Mg-0.8Ca-2.5Zn SBF -1721 222.00 5.07 [59]
Mg-0.8Ca-4Zn SBF -1747 317.00 7.26 [59]
Mg-1Ca SBF -1676 272.00 6.22 [60]
Риге Mg SBF -2027 370.00 8.47 [61]
Mg-2Ca SBF -1996 301.00 6.89 [61]
Mg-4Ca SBF -2054 395.00 9.04 [61]
Mg-2Ca-0.5Mn-2Zn SBF -1616 78.00 1.78 [61]
Mg-2Ca-0.5Mn-4Zn SBF -1652 99.00 2.27 [61]
Mg-2Ca-0.5Mn-7Zn SBF -1728 174.00 3.98 [61]
MZA SBF -1491 196.00 4.40 Наст. статья
MZA-0.5Ca SBF -1435 162.00 3.70 Наст. статья
MZA-1.0Ca SBF -1496 225.00 5.10 Наст. статья
MZA-1.5Ca SBF -1483 261.00 5.90 Наст. статья
ность тока коррозии сплавов MZA-Са вначале снижалась, а затем быстро возрастала. Наименьшая плотность тока наблюдается для сплава MZA-0.5Са, наибольшая — для MZA-1.5Са. Сплав MZA-0.5Ca имеет наименьшую плотность тока коррозии и максимальное поляризационное сопротивление, равные 162 мкА/см2 и 1.55 Ом • см2
соответственно, что свидетельствует о хорошей коррозионной стойкости [62].
На рис. 8 и в табл. 5 приведены результаты измерения спектров электрохимического импеданса сплавов MZA-xCa. Диаграммы Найквиста для сплавов MZA и MZA-Ca представляют собой две полуокружности в области высоких (И!1) и средних
Рис. 7. Потенциодинамические поляризационные кривые образцов сплавов Ы2А-хСа в растворе Кокубо (цветной в онлайн-версии)
(т1) частот, за которыми следует индуктивная петля в низкочастотной области (11) (рис. 8, а). Первая полуокружность (Ы) обычно связана с сопротивлением переносу заряда Яс1 и сопротивле-
нием слоя продуктов коррозии Яь, влияющих на коррозионные свойства. Вторая полуокружность (т1) связана с процессами диффузии через указанный слой. Наличие индуктивной петли обусловлено влиянием адсорбированных промежуточных продуктов [63, 64]. В результате сопротивление переноса заряда Яс и параллельное соединение элементов постоянной фазы позволяют измерить емкость двойного электрического слоя. Как видно, спектры электрохимического импеданса образцов Ы2А-Са схожи, но имеют разный диаметр емкостных петель. Это свидетельствует о том, что механизмы коррозии указанных металлов сопоставимы, несмотря на различные значения скорости коррозии.
Для оценки коррозионной стойкости образцов выполним аппроксимацию спектров импеданса всех образцов с помощью простой эквивалентной
Рис. 8. Данные спектроскопии электрохимического импеданса (а), эквивалентная электрическая схема для сплавов MZA-хСа (б), логарифмическая амплитудно-частотная (в) и фазочастотная (г) характеристики сплавов MZA и MZA-хСа. CPE — элемент постоянной фазы (цветной в онлайн-версии)
Таблица 5. Электрохимические данные, полученные путем аппроксимации спектров импеданса с помощью эквивалентной схемы
Образец Я5, Ом • см2 CPEDL, См • сп/см2 п Кст, Ом • см2 Ь, Гн • см2 Ом • см2
^А 20.60 3.07 • 10-5 0.89 103.94 22.71 40.89
MZA-0.5Ca 22.96 1.98 • 10-5 0.88 149.21 29.56 59.99
MZA-1.0Ca 20.40 2.75 • 10-5 0.91 71.91 17.24 37.81
MZA-1.5Ca 18.70 4.64 • 10-5 0.90 59.67 15.35 30.06
схемы, где Ь — индуктивность, обусловленная поглощением веществ на границе раздела между подложкой и электролитом из-за разрушения защитной пленки подложки, К — сопротивление раствора, — сопротивление переноса заряда (рис. 8, б). Кривые С, В на рис. 8, а показывают, что в результате добавления более 0.5 мас. % Ca диаметр емкостной петли уменьшается, что подразумевает снижение коррозионной стойкости [64]. Наибольшее значение Кс имеют сплавы MZA-0.5Ca, что указывает на растворение значительной части активного металла и продуктов коррозии в среде раствора. Высокое значение сплава MZA-0.5Ca можно объяснить однородностью продукта коррозии и более мелким размером выделившихся фаз по сравнению с другими сплавами, что ограничивает перенос заряда между границей раздела «электролит - металл» и приводит к увеличению сопротивления переносу заряда [46, 65].
Образцы MZA-1.0Ca и MZA-1.5Ca имеют схожие логарифмические амплитудно-частотные характеристики (рис. 8, в). Для образца MZA характерен более высокий импеданс на более низких частотах. Образец MZA-1.5Ca на более низких частотах имеет существенно больший импеданс. Наибольшее значение фазового угла наблюдалось на графике логарифмических амплитудно-частотных характеристик после погружения образцов в SBF-раствор. Максимальные значения фазового угла для образцов MZA-1.5Ca и MZA-1.0Ca составляют -29° и -31° соответственно. Более высокие значения максимального фазового угла имеют образцы (-40°) и MZA-0.5Ca (-45°), причем фазовый угол последнего имеет большее значение по всей ширине диапазона частот, что указывает на его пассивное поведение (рис. 8, г). Более высокое сопротивление, меньшая емкость и больший фазовый угол сплава MZA-0.5Ca указывают на повышение коррозионной стойкости в результате добавления Ca. Это может быть связано с увеличением плотности осадка и уменьшением размера частиц. Однако введение 1.0 и
1.5 мас. % Са увеличивает плотность выделений вторичной фазы внутри зерна и приводит к появлению сплошных выделений вторичной фазы вдоль границы зерна в сплаве. Данные вторичные фазы являются электроположительными по сравнению с матрицей магния, которая имеет высокую электрохимическую активность, что приводит к образованию микрогальванических элементов, снижающих коррозионную стойкость сплава с большим содержанием Ca [46, 66].
На рис. 9 представлены РЭМ-изображения корродированных образцов литых сплавов MZA и MZA-хСа после экспозиции в SBF-растворе в течение 7 сут. Глубина проникновения коррозии в локальных областях сплава MZA-1.5Ca значительно выше, чем в сплавах MZA и MZA-0.5Са. В сплавах MZA и MZA-0.5Са наблюдались только частицы продуктов коррозии, тогда как в сплаве MZA-1.5Ca видны следы точечной коррозии. Таким образом, сплавы MZA-xCa с х > 0.5 % подвергались большему коррозионному разрушению, чем сплавы MZA и MZA-0.5Са.
Тем не менее небольшая коррозия наблюдалась и в сплавах Mg с х < 0.5 %. По данным ЭДС (рис. 10, а) в составе частиц продуктов коррозии наблюдается высокое содержание О, Р, Ca и Mg [48]. Элементное картирование поверхности сплава MZA-1.5Ca после 7 сут. выдержки приведено на рис. 10, б. На поверхности видны крупные очаги глубокой коррозии эллиптической формы. Продукты коррозии на поверхности образцов в основном состоят из Mg и кислорода. Наличие Mg на поверхности образца указывает на то, что коррозионная среда легко проникает в подложку через дефекты неоднородного слоя продуктов коррозии. Согласно данным элементного анализа, в состав пленки продуктов коррозии сплава MZA-1.5Ca входят Ы§, ^ О, Ca и Р.
На рис. 10, в приведена рентгенограмма сплава MZA-1.5Ca после 7 сут. выдержки. По данным рентгенофазового анализа, основными продуктами коррозии являются Mg(OH)2 и небольшое количество гидроксиапатита (Calo(PO4)6(OH)2). По-
Рис. 9. Микрофотографии сплавов Ы2А (а, б) и Ы2А-Са с различным содержанием кальция: 0.5 (в, г), 1.0 (д, е) и 1.5 мас. % (ж, з) после выдержки в течение 7 суток (цветной в онлайн-версии)
сле коррозионных испытаний на поверхности сплава Ы2А-1.5Са образовался слой Mg(OH)2, который содержал частицы гидроксиапатита. Основным продуктом коррозии сплавов MZA-(0.5, 1.0, 1.5)Ca является Mg(OH)2. Слой, обогащенный гидроксиапатитом, был сплошным и имел большую толщину. Это связано с более интенсивной коррозией сплава MZA-1.5Ca с повышенным содержанием Ca, что приводит к более высокой
концентрации ионов Ca в окружающем растворе и, соответственно, ускоренному образованию гид-роксиапатита на поверхности образца [48].
Значения рН сплавов заметно изменились в результате выдержки (рис. 11, а). Из приведенных графиков видно, что значения рН растворов быстро повышались на начальных стадиях теста на погружение, а затем стабилизировались. Быстрое увеличение рН среды связано с образованием
Рис. 10. Результаты энергодисперсионной спектрометрии поверхности образцов сплавов MZA-0.5Са и Ы2А-1.5Са с продуктами коррозии для точек 1 и 2 (а), элементное картирование сплава MZA-1.5Са после экспозиции в 8ББ-растворе (б) и рентгенограммы сплавов MZA-хСа после экспозиции в растворе Кокубо в течение 144 ч (в) (цветной в онлайн-версии)
гидроксид-ионов в растворах, обусловленным продуктов коррозии скорость подщелачивания растворением магния [67]. Однако по мере осаж- растворов снижалась. Скорость подщелачивания дения на образцах соединения Mg(OH)2 и других растворов напрямую связана со скоростью корро-
10.5- | а
10.0- I)
[ —
К 8 9.01 сп 8.5" //тЗ^"— ¡¡//в — мгл (А) МгА-0.5Са (В) — ША-1.0Са(С)
8.0- —-ША-1.5Са(П)
7.5-
24 48 72 96 120 Время экспозиции, ч
144 168
6-
МХА (А) МгА-0.5Са (В) М2А-1.0Са (С) МгА-1.5Са(£>)
Ж
24
72
120
168
40
^ 30
Я
аго
о §
ю
Время экспозиции, ч
ю О
10
-—МгА (А) 1*.
МгА-0.5Са (В)
-—ША-1.0Са(С)
-— ША-1,5Са (П) ^^
24 48 72 96 120 144 Время экспозиции, ч
168
Рис. 11. Изменение значений рН (а), скорости коррозии, определенной по потере массы (б), и объема выделившегося водорода для сплавов Ы2А-хСа после экспозиции в растворе Кокубо в течение 168 ч (в) (цветной в онлайн-версии)
зии экспонируемых образцов, причем снижение скорости коррозии приводит к замедлению роста рН [28, 68]. Минимальное значение рН раствора получено для сплава Ы2А-0.5Са, при этом с увеличением времени экспонирования рН раствора увеличивается для всех сплавов. Максимальное значение рН раствора получено для сплава Ы2А-1.5Ca, что связано с образованием вторичных продуктов, способствующих гальванической коррозии между вторичными частицами и матрицей a-Mg [69]. Растворение Mg привело к разрушению пленки и образованию очагов коррозии, что проявилось в виде неравномерной точечной коррозии сплава MZA-1.5Са [70].
Результаты коррозионных испытаний экспозицией образцов сплавов Ы2А-хСа в течение 7 сут. в SBF-растворе представлены на рис. 11, б. Скорость коррозии, определяемая потерей массы сплавов Ы2А-Са, при добавлении более 0.5 мас. % Са возрастает с увеличением концентрации Са и скачкообразно увеличивается при введении 1.5 мас. % Са. Этот результат согласуется с изменением плотности тока на поляризационных кривых. Сплав MZA-0.5Ca имеет наилучшую коррозионную стойкость и наименьшую скорость коррозии, обусловленную потерей массы. Коррозионная стойкость сплава с содержанием Са более 0.5 мас. % ниже, чем у исходного сплава MZA [62].
Кроме того, для сплава MZA-0.5Ca зафиксирован наименьший объем выделившегося водорода, для MZA-1.5Ca — наибольший (рис. 11, в). Потеря массы образцов сплавов MZA-xCa происходила по аналогичной схеме. Это связано с совместным влиянием измельченных зерен и вторичных частиц в микроструктуре сплава MZA-0.5Ca [70].
В настоящей работе показано, что легирование кальцием литых сплавов оказывает негативное влияние на коррозионную стойкость сплавов Ы2А-1.0Са и Ы2А-1.5Са. Как упоминалось ранее, основным изменением микроструктуры вследствие легирования Ca является образование частиц (Mg, A1)2Ca. Было показано, что непрерывность расположения образующихся частиц в микроструктуре важна с точки зрения их влияния на коррозию. При непрерывном формировании частиц или дендритов вдоль границ зерен они служат защитным барьером от коррозии для магния. При этом можно предположить, что при нарушении сплошности расположения частицы вторичной фазы не могут препятствовать возникновению коррозии. Кроме того, микрогальваническое взаимодействие между матрицей a-Mg и частицами вторичной фазы может способствовать ускорению коррозии. Согласно полученным результатам, микроструктура исследуемых сплавов, образованная частицами (Mg, A1)2Cа и Mg17A112, не обладает сплошностью и не обеспечивает вышеуказанный защитный эффект от коррозии в данных сплавах. С другой стороны, легирование Ca ускоряет коррозию Mg за счет увеличения количества частиц (Mg, A1)2Ca, выступающих в качестве катода [71]. Следует отметить, что кальций имеет максимальную растворимость в магнии (1.34 мас. %), выше которой начинается выделение фазы Mg2Ca на границах зерен и в матрице a-Mg, что является основной причиной высокой
Волновое число, см 1
Рис. 12. ИК-спектры поглощения продуктов коррозии сплавов MZA (А) и MZA-Ca с различным содержанием кальция: 0.5 (Б), 1.0 (С) и 1.5 мас. % (В) после экспозиции в SBF-растворе в течение 144 ч (цветной в онлайн-версии)
скорости коррозии [54, 70, 72]. Действительно, превышение предела растворимости кальция приводит к снижению коррозионной стойкости сплава Mg-Zn-Al-Ca и образованию гальванических ячеек.
Несмотря на тенденцию к более интенсивному выделению водорода для всех образцов, скорость выделения водорода снижалась с увеличением времени экспозиции. Это связано с поверхностным осаждением нерастворимых продуктов коррозии [73]. Авторы [74] показали, что интенсивность выделения водорода из Са-содержащего сплава увеличивается со временем. Экспозиция в течение двух недель привела к снижению скорости выделения водорода во всех сплавах в результате уменьшения площади поверхности сплава и, соответственно, замедления процесса коррозии. Поскольку в течение первых дней экспозиции большая площадь поверхности подвергалась воздействию раствора, экзотермические реакции усиливались, что сопровождалось увеличением скорости выделения водорода. При длительной экспозиции на поверхности сплавов образуется защитная пленка продуктов коррозии, препятствующих прямому контакту раствора с образцами, что приводит к снижению скорости выделения водорода в сплавах.
На рис. 12 представлены инфракрасные фурье-спектры продуктов коррозии сплавов Ы2А-Са и Ы2А. Несмотря на сходство состава продуктов коррозии, образующихся на поверхности сплавов Ы2А-Са и Ы2А, их количество неодинаково. Наличие полосы при 3697 см-1, относящейся к ва-
лентным колебаниям связей O-H, подтверждает образование соединения Mg(OH)2. Согласно полученным результатам, структура Mg(OH)2 представляет собой гексагональный кристалл, который легко скалывается в результате образования трещин на поверхности слоя продуктов коррозии. Кроме того, полосу 3450 см-1 можно отнести к колебаниям воды. Также для всех сплавов MZA-(0.5, 1.0, 1.5)Ca наблюдается наименьшее изменение поглощения в спектрах Mg(OH)2. Полосы поглощения валентных колебаний связи Р-О у1 позволяют обнаружить фосфатные группы (PO4-3) при 1025 и 1161 см-1, а слабые полосы при 2928 см-1 можно отнести к ионам H2PO4-2. Отличительная особенность таких полос Р-О обусловлена наличием гидроксиапатита. Имеется также полоса поглощения, характерная для карбонат-иона в структуре апатита (при 868 см-1: за счет валентных колебаний С-О у4). Инфракрасная спектроскопия образцов через неделю экспозиции в SBF-растворе показала, что на поверхности сплавов образовались гидроксид магния и гидрокси-апатит. Результаты ИК-спектроскопии хорошо согласуются с результатами рентгеноструктурно-го анализа.
Схематическое изображение механизма коррозии для сплавов MZA-хСа представлено на рис. 13. При экспозиции образцов магниевого сплава в SBF-растворе происходит растворение магния, что приводит к формированию коррозионного слоя на поверхности сплава MZA-Ca. Под воздействием SBF-раствора на поверхность сплава при растворении магния (Mg ^ Mg2+ + 2е-) происходит его превращение в стабильные ионы Mg2+ и одновременно вследствие гальванической коррозии протекает катодная реакция с выделением водорода (2Н^ + 2е- ^ Н2 + 2OH-) [75, 76]. Дальнейшие анодные реакции активизируют растворение Mg2+ в SBF-растворе и поглощение HCO3- и HPO42-, что приводит к повышению концентрации О-. В результате образования тонкого неоднородного пористого слоя Mg(OH)2 скорость коррозии образцов снижается. Однако из-за наличия в растворе агрессивного О- гидроксид Mg(OH)2 превращается в более растворимый хлорид магния MgCl2, который диссоциирует на Mg2+ и 20-, повышая рН раствора. Разрушение Mg(OH)2 приводит к уменьшению площади изолированной поверхности подложки и дальнейшему растворению сплава. Таким образом, ионы О-легко проникают в осажденный слой благодаря малому размеру, приводя к преимущественной
Рис. 13. Схема процесса коррозии сплавов MZA-Ca в растворе Кокубо (цветной в онлайн-версии)
адсорбции ионов О и замещению ими группы OH-. В ходе реакции растворяется все большее
количество Mg , а затем ионы Ca и фосфат-ионы, присутствующие в растворе, реагируют с OH-с образованием гидроксиапатита, который снижает скорость коррозии сплава. Однако с увеличением времени экспозиции барьерный слой разрушается и скорость деградации сплава MZA-Са повышается [76-78].
3.4. Исследование цитотоксичности in vitro
Тест на цитотоксичность является первым этапом исследования цитосовместимости нового биоматериала. Ответ клеточных культур позволяет эффективно оценить взаимодействие между клетками и биоматериалами [79]. Цитотоксичность сплавов MZA и MZA-0.5Ca in vitro изучали путем оценки жизнеспособности клеточной линии MG-63. На рис. 14 представлены результаты оценки жизнеспособности клеток для различных экстрактов. Для контрольной группы предполагалась полная биосовместимость, жизнеспособность клеток
составляла 100 %. Сплав Ы2А-0.5Са обеспечивает большую жизнеспособность клеток по сравнению с исходным сплавом MZA. Как видно, низкое содержание Са значительно повышает биосовместимость сплавов Ы2А. Также для сплава Ы2А-0.5Са характерна более высокая жизнеспособность клеток по сравнению со сплавами Ы2А-
Рис. 14. Жизнеспособность клеток линии MG-63 после инкубации со сплавами MZA и MZA-хСа в течение 24 и 48 ч (цветной в онлайн-версии)
1.0Са и MZA-1.5Ca, активнее реагирующими с компонентами биологической среды. В экстремальных условиях во время экспериментов in vitro реакции обычно сопровождаются выделением водорода и повышением значений pH, что подавляет рост клеток и даже может вызывать их гибель. С другой стороны, на скорость биодеградации сплавов MZA-1.5Ca влияет скорость коррозии in vivo, при этом высокая скорость коррозии может привести к преждевременной биодеградации и выходу из строя магниевого имплантата, до того как восстановится костная ткань. Поэтому скорость коррозии является ключевым фактором, влияющим на биосовместимость сплавов MZA-Ca. Сплавы MZA-0.5Ca с высокой коррозионной стойкостью (низкой скоростью коррозии) потенциально имеют более высокую биосовместимость. Согласно полученным результатам, сплав MZA-0.5Ca имеет самую низкую скорость коррозии (см. рис. 14) и обеспечивает самую высокую жизнеспособность клеток [2].
4. Заключение
В работе изучено влияние легирования кальцием на микроструктуру и коррозионные свойства литых сплавов Mg-Zn-Al для биомедицинского применения. Исходный сплав Mg-Zn-Al почти полностью состоит из фаз a-Mg и Mg17Al12. Легированный сплав Mg-Zn-Al-Ca состоит в основном из фаз a-Mg, Mg17Al12 и (Mg, Al)2Ca. Показано, что сплавы, содержащие Ca, имеют более мелкую и однородную микроструктуру по сравнению со сплавом Mg-Zn-Al. Кроме того, сплавы Mg-Zn-Al-Ca обладают повышенной твердостью и прочностью на сжатие по сравнению с исходным сплавом за счет более высокой объемной доли мелких частиц (Mg, Al)2Ca, которые препятствуют увеличению размера зерен в сплаве MZA-Ca. Сплав MZA с содержанием 0.5 мас. % Са имеет наибольшую коррозионную стойкость благодаря наличию мелкозернистой структуры. Все сплавы Mg-Zn-Al-Ca характеризуются высокой плотностью продуктов разложения и мелкозернистой структурой. Коррозионная стойкость сплавов MZA и MZA-Са повышается за счет равномерного распределения мелких выделений вторичной фазы в сплаве. В результате распределение мелких частиц вторичной фазы и малый размер зерен обеспечивают повышенную коррозионную стойкость сплавов. Однако при увеличении концентрации Ca выше предела растворимости в твердом со-
стоянии скорость коррозии увеличивается из-за гальванического эффекта. Кальций легче образует плотный слой нерастворимых продуктов коррозии (гидроксиапатита HA) по сравнению с пленкой гидроксида Mg(OH)2. Поверхностные пленки Mg(OH)2 и HA служат защитой от вызываемой хлорид-ионом коррозии. В результате кальций оказывает значительное влияние на коррозионное поведение исследованных сплавов. Исследования цитотоксичности сплавов MZA-Са in vitro выявили хорошую биосовместимость данных сплавов, что делает их привлекательными для дальнейших исследований в качестве биоде-градируемого материала.
Литература
1. Han H.-S., Minghui Y, SeokH.-K., Byun J.-Y, Cha P.-R., Yang S.-J., Kim Y.C. The modification of microstructure to improve the biodegradation and mechanical properties of a biodegradable Mg alloy // J. Mech. Be-hav. Biomed. Mater. - 2013. - V. 20. - P. 54-60.
2. Li Y., Wen C., Mushahary D., Sravanthi R., Harishan-kar N., Pande G., Hodgson P. Mg-Zr-Sr alloys as biodegradable implant materials // Acta Biomater. -2012. - V. 8. - No. 8. - P. 3177-3188.
3. Kumar K., Gill R., Batra U. Challenges and opportunities for biodegradable magnesium alloy implants // Mater. Technol. - 2018. - V. 33. - No. 2. - P. 153-172.
4. Шарипова А.Ф., Псахье С.Г., Готман И., Гутма-нас Э.Ю. Умные нанокомпозиты на основе нанопо-рошков Fe-Ag и Fe-Cu для биодеградируемых имплантатов с повышенной прочностью и медленным высвобождением лекарственных препаратов // Физ. мезомех. - 2019. - Т. 22. - № 1. - С. 36-43. -https://doi.org/10.24411/1683-805X-2019-11004
5. Sumitomo T., Caceres C., Veidt M. The elastic modulus of cast Mg-Al-Zn alloys // J. Light Met. - 2002. -V. 2. - No. 1. - P. 49-56.
6. Hunt K., O'Loughlin V.D., Fitting D., Adler L. Ultrasonic determination of the elastic modulus of human cortical bone // Med. Biol. Eng. Comput. - 1998. -V. 36. - No. 1. - P. 51-56.
7. Shuai C., Li S., Peng S., Feng P., Lai Y., Gao C. Biodegradable metallic bone implants // Mater. Chem. Front. - 2019. - V. 3. - No. 4. - P. 544-562.
8. Kumar R., Katyal P. Effects of alloying elements on performance of biodegradable magnesium alloy // Mater. Today. Proc. - 2022. - V. 56. - P. 2443-2450.
9. Tadic D., Epple M. A thorough physicochemical characterisation of 14 calcium phosphate-based bone substitution materials in comparison to natural bone // Biomaterials. - 2004. - V. 25. - No. 6. - P. 987-994.
10. Dorozhkin S.V., Epple M. Biological and medical significance of calcium phosphates // Angew. Chem. Int. Ed. - 2002. - V. 41. - No. 17. - P. 3130-3146.
11. Pan Y., He S., Wang D., Huang D., Zheng T., Wang S., Dong P., Chen C. In vitro degradation and electrochemical corrosion evaluations of microarc oxidized pure Mg, Mg-Ca and Mg-Ca-Zn alloys for biomedical applications // Mater. Sci. Eng. C. - 2015. - V. 47. -P. 85-96.
12. Chen J., Tan L., Yang K. Recent advances on the development of biodegradable magnesium alloys: A review // Mater. Technol. - 2016. - V. 31. - No. 12. - P. 681688.
13. Shchitsyn Yu.D., Krivonosova E.A., Neulybin S.D., Ni-kulin R.G., Hassel T., Trushnikov D.N. Characteristics of structure and properties of magnesium alloys during plasma additive deposition // Phys. Mesomech. -2021. - V. 24. - No. 6. - P. 716-723. - https://doi.org/ 10.1134/S1029959921060102
14. Saberi A., Bakhsheshi-Rad H.R., Karamian E., Kasiri-Asgarani M., Ghomi H., Omidi M., Abazari S., Ismail A.F., Sharif S., Berto F. Synthesis and characterization of hot extruded magnesium-zinc nano-composites containing low content of graphene oxide for implant applications // Phys. Mesomech. - 2021. - V. 24. -No. 4. - P. 486-502. - https://doi.org/10.1134/S1029 959921040135
15. Lu Y., Bradshaw A., Chiu Y.-L., Jones I. Effects of secondary phase and grain size on the corrosion of biodegradable Mg-Zn-Ca alloys // Mater. Sci. Eng. C. -2015. - V. 48. - P. 480-486.
16. Surmeneva M., Vladescu A., Cotrut C., Tyurin A., Pi-rozhkova T., Shuvarin I., Elkin B., Oehr C., Surme-nev R. Effect of parylene C coating on the antibiocor-rosive and mechanical properties of different magnesium alloys // Appl. Surf. Sci. - 2018. - V. 427. -P. 617-627.
17. Zhou Y.-L., Li Y., Luo D.-M., Ding Y, Hodgson P. Microstructures, mechanical and corrosion properties and biocompatibility of as extruded Mg-Mn-Zn-Nd alloys for biomedical applications // Mater. Sci. Eng. C. - 2015. - V. 49. - P. 93-100.
18. Yang W., Zhang P., Liu J., Xue Y. Effect of long-term intake of Y3+ in drinking water on gene expression in brains of rats // J. Rare Earths. - 2006. - V. 24. -No. 3. - P. 369-373.
19. Nakamura Y., Tsumura Y., Tonogai Y., Shibata T., Ito Y. Differences in behavior among the chlorides of seven rare earth elements administered intravenously to rats // Toxicol. Sci. - 1997. - V. 37. - No. 2. - P. 106-116.
20. Abd El-Rahman S.S. Neuropathology of aluminum toxicity in rats (glutamate and GABA impairment) // Pharmacol. Res. - 2003. - V. 47. - No. 3. - P. 189-194.
21. Song G. Control of biodegradation of biocompatable magnesium alloys // Corros. Sci. - 2007. - V. 49. -No. 4. - P. 1696-1701.
22. Tan L., Dong J., Chen J., Yang K. Development of magnesium alloys for biomedical applications: Structure, process to property relationship // Mater. Technol. - 2018. - V. 33. - No. 3. - P. 235-243.
23. Ташкинов М.А., Шалимов А. С. Моделирование влияния микромасштабных морфологических параметров на деформационное поведение пористых материалов с металлической матрицей // Физ. ме-зомех. - 2021. - Т. 24. - № 5. - С. 130-137. - https:// doi.org/10.24412/1683-805X-2021-5-130-137
24. Панин А.В., Шугуров А.Р. Роль локальной кривизны внутренних и внешних границ раздела в процессах массопереноса, обусловливающих деградацию тонких пленок // Физ. мезомех. - 2013. -Т. 16. - № 3. - С. 95-101. - https://doi.org/10.24411/ 1683-805X-2013-00035
25. Zhang E., Yang L., Xu J., Chen H. Microstructure, mechanical properties and bio-corrosion properties of Mg-Si (-Ca, Zn) alloy for biomedical application // Acta Biomater. - 2010. - V. 6. - No. 5. - P. 1756-1762.
26. Nam N.D. Corrosion behavior of Mg-5Al based magnesium alloy with 1 wt % Sn, Mn and Zn additions in 3.5 wt % NaCl solution // J. Magnesium Alloys. -2014. - V. 2. - No. 2. - P. 190-195.
27. Zhang E., Yang L. Microstructure, mechanical properties and bio-corrosion properties of Mg-Zn-Mn-Ca alloy for biomedical application // Mater. Sci. Eng. A. -2008. - V. 497. - No. 1-2. - P. 111-118.
28. Homayun B., Afshar A. Microstructure, mechanical properties, corrosion behavior and cytotoxicity of Mg-Zn-Al-Ca alloys as biodegradable materials // J. Alloys Compd. - 2014. - V. 607. - P. 1-10.
29. Kamado S., Ikeya N., Rudi R.S., Araki T., Kojima Y. Application of semi-solid forming to Mg-Zn-Al-Ca alloys // Mater. Sci. Forum. Trans. Tech. Publ. - 2000. -P. 205.
30. Zhang W., Xiao W., Wang F., Ma C. Development of heat resistant Mg-Zn-Al-based magnesium alloys by addition of La and Ca: Microstructure and tensile properties // J. Alloys Compd. - 2016. - V. 684. - P. 8-14.
31. Nakata T., Xu C., Binti Osman N.A.S., Geng L., Kamado S. Development of corrosion-resistant Mg-Al-Ca-Mn-Zn alloy sheet with good tensile properties and stretch formability // J. Alloys Compd. - 2022. -V. 910. - P. 164752.
32. Bian M., HuangX., Chino Y. Substantial improvement in cold formability of concentrated Mg-Al-Zn-Ca alloy sheets by high temperature final rolling // Acta Mater. - 2021. - V. 220. - P. 117328.
33. Du Y., Qiao X., Zheng M.-Y., Wang D., Wu K., Golo-vin I. Effect of microalloying with Ca on the microstructure and mechanical properties of Mg-6 mass % Zn alloys // Mater. Des. - 2016. - V. 98. - P. 285-293.
34. Ciapetti G., Granchi D., Stea S., Savarino L., Verri E., Gori A., Savioli F., Montanaro L. Cytotoxicity testing of materials with limited in vivo exposure is affected by the duration of cell-material contact // J. Biomed. Mater. Res. A. - 1998. - V. 42. - No. 4. - P. 485-490.
35. Montanaro L., Arciola C., Cenni E., Ciapetti G., Savioli F., Filippini F., Barsanti L. Cytotoxicity, blood compatibility and antimicrobial activity of two cyano-
acrylate glues for surgical use // Biomaterials. -2000. - V. 22. - No. 1. - P. 59-66.
36. Wang Y., He Y., Zhu Z., Jiang Y., Zhang J., Niu J., Mao L., Yuan G. In vitro degradation and biocompati-bility of Mg-Nd-Zn-Zr alloy // Chin. Sci. Bull. -2012. - V. 57. - No. 17. - P. 2163-2170.
37. Gao J.-C., Qiao L.-Y., Xin R.-L. Effect of Mg2+ concentration on biocompatibility of pure magnesium // Front. Mater. Sci. - 2010. - V. 4. - No. 2. - P. 126131.
38. Han H.-S., Kim H.-K., Kim Y.-C., SeokH.-K., Kim Y.Y. Conventional and improved cytotoxicity test methods of newly developed biodegradable magnesium alloys // Met. Mater. Int. - 2015. - V. 21. - No. 6. - P. 11081117.
39. Zheng Q., Wang Z., Sun Z., Wen J., Duan T., Zhang B. In vivo and in vitro performances of chitosan-coated Mg-Zn-Zr-Gd-Ca alloys as bone biodegradable materials in rat models // J. Biomater. Appl. - 2022. -V. 36. - No. 10. - P. 1786-1799.
40. Harandi S.E., Mirshahi M., Koleini S., Idris M.H., Ja-fari H., Kadir M.R.A. Effect of calcium content on the microstructure, hardness and in-vitro corrosion behavior of biodegradable Mg-Ca binary alloy // Mater. Res. - 2013. - V. 16. - No. 1. - P. 11-18.
41. Zhang X., Dai J., Yang H., Liu S., He X., Wang Z. Influence of Gd and Ca on microstructure, mechanical and corrosion properties of Mg-Gd-Zn (-Ca) alloys // Mater. Technol. - 2017. - V. 32. - No. 7. - P. 399408.
42. Armstrong R. W. Dislocation and grain size roles in physical mesomechanics // Phys. Mesomech. - 2021. -V. 24. - No. 4. - P. 418-425. - https://doi.org/10. 1134/S1029959921040068
43. Liu Q., Cheng W., Zhang H., Xu C., Zhang J. The role of Ca on the microstructure and corrosion behavior of Mg-8Sn-1Al-1Zn-Ca alloys // J. Alloys Compd. -2014. - V. 590. - P. 162-167.
44. Chaudry U.M., Hamad K., Ko Y.G. Effect of calcium on the superplastic behavior of AZ31 magnesium alloy // Mater. Sci. Eng. A. - 2021. - V. 815. - P. 140874.
45. Zheng M., Xu G., Liu D., Zhao Y., Ning B., Chen M. Study on the microstructure, mechanical properties and corrosion behavior of Mg-Zn-Ca alloy wire for biomaterial application // J. Mater. Eng. Perform. -2018. - V. 27. - No. 4. - P. 1837-1846.
46. Mandal M., Moon A., Deo G., Mendis C., Mondal K. Corrosion behavior of Mg-2.4Zn alloy micro-alloyed with Ag and Ca // Corros. Sci. - 2014. - V. 78. -P. 172-182.
47. Kim J.H., Kang N.E., Yim C.D., Kim B.K. Effect of calcium content on the microstructural evolution and mechanical properties of wrought Mg-3Al-1Zn alloy // Mater. Sci. Eng. A. - 2009. - V. 525. - No. 1-2. -P. 18-29.
48. Jeong Y., Kim W. Enhancement of mechanical properties and corrosion resistance of Mg-Ca alloys through
microstructural refinement by indirect extrusion // Corros. Sci. - 2014. - V. 82. - P. 392-403.
49. Kang Q., Jiang H., Zhang Y., Xu Z., Li H., Xia Z. Effect of various Ca content on microstructure and fracture toughness of extruded Mg-2Zn alloys // J. Alloys Compd. - 2018. - V. 742. - P. 1019-1030.
50. Bohlen J., Meyer S., Wiese B., Luthringer-Feyera-bendB.J., Willumeit-Romer R., Letzig D. Alloying and processing effects on the microstructure, mechanical properties, and degradation behavior of extruded magnesium alloys containing calcium, cerium, or silver // Materials. - 2020. - V. 13. - No. 2. - P. 391.
51. Zeng Z., Zhu Y., Xu S., Bian M., Davies C., Birbilis N., Nie J. Texture evolution during static recrystallization of cold-rolled magnesium alloys // Acta Mater. -2016. - V. 105. - P. 479-494.
52. Головнев И.Ф., Головнева Е.И., Мержиевский Л.А. Влияние размера наноструктур на параметры ротационных полей, инициируемых внешним сжимающим напряжением // Физ. мезомех. - 2016. -Т. 19. - № 5. - C. 66-73. - https://doi.org/10.24411/ 1683-805X-2016-00020
53. Москвичев Е.Н., Скрипняк В.А., Скрипняк В.В., Ко-зулин А.А., Лычагин Д.В. Исследование структуры и механических свойств алюминиевого сплава 1560 после интенсивной пластической деформации методом прессования с рифлением // Физ. мезомех. - 2017. - Т. 20. - № 4. - С. 85-93. - https://doi. org/10.24411/1683-805X-2017-00042
54. Zhang B., Hou Y., WangX., Wang Y., Geng L. Mechanical properties, degradation performance and cytotoxicity of Mg-Zn-Ca biomedical alloys with different compositions // Mater. Sci. Eng. C. - 2011. - V. 31. -No. 8. - P. 1667-1673.
55. Yin D.-S., Zhang E.-L., Zeng S.-Y. Effect of Zn on mechanical property and corrosion property of extruded Mg-Zn-Mn alloy // Trans. Nonferrous Met. Soc. China. - 2008. - V. 18. - No. 4. - P. 763-768.
56. Blajan A.I., Miculescu F., Ciuca I., CotrutM.C., Seme-nescu A., Antoniac V.I. Effect of calcium content on the microstructure and degradation of Mg-Ca binary alloys potentially used as orthopedic biomaterials // Key Eng. Mater. Trans. Tech. Publ. - 2015. - P. 104.
57. Chaudry U.M., Farooq A., Bin Tayyab K., Malik A., Kamran M., Kim J.-G., Li C., Hamad K., Jun T.-S. Corrosion behavior of AZ31 magnesium alloy with calcium addition // Corros. Sci. - 2022. - V. 199. -P. 110205.
58. Bakhsheshi-Rad H., Hamzah E., Farahany S., Staiger M.P. The mechanical properties and corrosion behavior of quaternary Mg-6Zn-0.8Mn-xCa alloys // J. Mater. Eng. Perform. - 2015. - V. 24. - No. 2. -P. 598-608.
59. Bakhsheshi-Rad H., Hamzah E., Fereidouni-Lotfaba-di A., Daroonparvar M., YajidM., Mezbahul-Islam M., Kasiri-Asgarani M., Medraj M. Microstructure and bio-corrosion behavior of Mg-Zn and Mg-Zn-Ca al-
loys for biomedical applications // Mater. Corros. -2014. - V. 65. - No. 12. - P. 1178-1187.
60. Bakhsheshi-Rad H., Hamzah E., Daroonparvar M., Kasiri-Asgarani M., Medraj M. Synthesis and biodégradation evaluation of nano-Si and nano-Si/TiO2 coatings on biodegradable Mg-Ca alloy in simulated body fluid // Ceram. Int. - 2014. - V. 40. - No. 9. -P. 14009-14018.
61. Bakhsheshi-Rad H., Idris M., Abdul-Kadir M., Ourd-jini A., Medraj M., Daroonparvar M., Hamzah E. Mechanical and bio-corrosion properties of quaternary Mg-Ca-Mn-Zn alloys compared with binary Mg-Ca alloys // Mater. Des. - 2014. - V. 53. - P. 283-292.
62. Yang J., Peng J., Li M., Nyberg E.A., Pan F.-S. Effects of Ca addition on the mechanical properties and corrosion behavior of ZM21 wrought alloys // Acta Metall. Sin. - 2017. - V. 30. - No. 1. - P. 53-65.
63. Frignani A., Grassi V., Zanotto F., Zucchi F. Inhibition of AZ31 Mg alloy corrosion by anionic surfactants // Corros. Sci. - 2012. - V. 63. - P. 29-39.
64. Woo S.K., Blawert C., Yasakau K., Yi S., Scharnagl N., Suh B.-C., Kim Y.M., You B.S., Yim C.D. Effects of combined addition of Ca and Y on the corrosion behaviours of die-cast AZ91D magnesium alloy // Corros. Sci. - 2020. - V. 166. - P. 108451.
65. Zander D., Zumdick N.A. Influence of Ca and Zn on the microstructure and corrosion of biodegradable Mg-Ca-Zn alloys // Corros. Sci. - 2015. - V. 93. -P. 222-233.
66. Jamesh M.I., Wu G., Zhao Y., McKenzie D.R., Bi-lekM.M., Chu P.K. Effects of zirconium and oxygen plasma ion implantation on the corrosion behavior of ZK60 Mg alloy in simulated body fluids // Corros. Sci. - 2014. - V. 82. - P. 7-26.
67. Kuhlmann J., Bartsch I., Willbold E., Schuchardt S., Holz O., Hort N., Höche D., Heineman W.R., Witte F. Fast escape of hydrogen from gas cavities around corroding magnesium implants // Acta Biomater. -2013. - V. 9. - No. 10. - P. 8714-8721.
68. Mohemi K., Ahmadi T., Jafarzadeh A., Bakhsheshi-Rad H.R., Taghian Dehaghani M., Berto F. Synthesis, corrosion, and bioactivity evaluation of the hybrid ano-dized polycaprolactone fumarate/silicon- and magnesi-um-codoped fluorapatite nanocomposite coating on AZ31 magnesium alloy // Phys. Mesomech. - 2022. -V. 25. - No. 1. - P. 85-96. - https://doi.org/10.1134/ S1029959922010106
69. Zeng R., Qi W., Zhang F., Cui H., Zheng Y. In vitro corrosion of Mg-1.21Li-1.12Ca-1Y alloy // Prog. Nat. Sci. Mater. Int. - 2014. - V. 24. - No. 5. - P. 492-499.
70. Zeng R.-C., Qi W.-C., Cui H.-Z., Zhang F., Li S.-Q., Han E.-H. In vitro corrosion of as-extruded Mg-Ca al-loys—The influence of Ca concentration // Corros. Sci. - 2015. - V. 96. - P. 23-3i.
71. Baek S.-M., Kim H.J., Jeong H.Y., Sohn S.-D., Shin H.J., Choi K.-J., Lee K.-S., Lee J.G., Yim C.D., You B.S. Effect of alloyed Ca on the microstructure and corrosion properties of extruded AZ61 Mg alloy // Corros. Sci. - 2016. - V. 112. - P. 44-53.
72. Pulido-González N., Torres B., García-Rodríguez S., Rodrigo P., Bonache V., Hidalgo-Manrique P., Mohe-dano M., Rams J. Mg-iZn-iCa alloy for biomedical applications. Influence of the secondary phases on the mechanical and corrosion behaviour // J. Alloys Compd. - 2020. - V. 831. - P. 154735.
73. Feng A., Han Y. Mechanical and in vitro degradation behavior of ultrafine calcium polyphosphate reinforced magnesium-alloy composites // Mater. Des. - 2011. -V. 32. - No. 5. - P. 2813-2820.
74. Bakhsheshi-Rad H., Abdul-Kadir M., Idris M., Fara-hany S. Relationship between the corrosion behavior and the thermal characteristics and microstructure of Mg-0.5Ca-xZn alloys // Corros. Sci. - 2012. -V. 64. - P. 184-197.
75. Zhen Z., Xi T.-F., Zheng Y.-F. A review on in vitro corrosion performance test of biodegradable metallic materials // Trans. Nonferrous Met. Soc. China. -2013. - V. 23. - No. 8. - P. 2283-2293.
76. Gonzalez J., Lamaka S.V., Mei D., Scharnagl N., Feye-rabendF., Zheludkevich M.L., Willumeit-Römer R. Mg biodegradation mechanism deduced from the local surface environment under simulated physiological conditions // Adv. Healthcare Mater. - 202i. - V. 10. -No. 13. - P. 2100053.
77. Xin Y., Hu T., Chu P. In vitro studies of biomedical magnesium alloys in a simulated physiological environment: A review // Acta Biomater. - 2011. - V. 7. -No. 4. - P. 1452-1459.
78. Matsunaga K. First-principles study of substitutional magnesium and zinc in hydroxyapatite and octacalci-um phosphate // J. Chem. Phys. - 2008. - V. 128. -No. 24. - P. 06B618.
79. Wang J., Huang S., Li Y, Wei Y, Xi X., Cai K. Microstructure, mechanical and bio-corrosion properties of Mn-doped Mg-Zn-Ca bulk metallic glass composites // Mater. Sci. Eng. C. - 2013. - V. 33. - No. 7. -P. 3832-3838.
Поступила в редакцию 16.03.2022 г., после доработки 28.06.2022 г., принята к публикации 11.07.2022 г.
Сведения об авторах
Abouzar Rezaei-Baravati, Dr., Najafabad Branch, Islamic Azad University, Iran, abouzar.rezaeii@gmail.com
Masoud Kasiri-Asgarani, Dr., Najafabad Branch, Islamic Azad University, Iran, m.kasiri.a@gmail.com, m.kasiri.a@pmt.iaun.ac.ir
Hamid Reza Bakhsheshi-Rad, Dr., Najafabad Branch, Islamic Azad University, Iran, rezabakhsheshi@gmail.com
Mahdi Omidi, Dr., Najafabad Branch, Islamic Azad University, Iran, mehdi_omidi57@yahoo.com
Ebrahim Karamian, Dr., Najafabad Branch, Islamic Azad University, Iran, ekaramian@pmt.iaun.ac.ir
