CC BY
11
УДК 621.762, 620.193, 538.951
Производство биодеградируемых пенометаллов методом
порошковой металлургии
G. Demir1, D. Akyurek2, A. Hassoun2, I. Mutlu2
1 Университет Биледжик им. Шейха Эдебали, Биледжик, 11230, Турция 2 Стамбульский университет Джеррахпаша, Стамбул, 34320, Турция
В настоящей работе были получены высокопористые биосовместимые и биодеградируемые пенометаллы на основе сплавов цинка, железа и магния для применения в качестве временных импланта-тов и скаффолдов. Образцы с открытой пористой структурой изготавливали методом порошковой металлургии с использованием порообразователя. Mg, Fe и Zn являются основными биоабсорбируемы-ми металлами. Известно, что сплавы магния характеризуются высокой скоростью биодеградации с выделением H2. Скорость биодеградации сплавов на основе железа низкая, однако побочные продукты их разложения накапливаются в организме. Сплавы цинка имеют промежуточную скорость биодеградации между сплавами Mg и Fe, а побочные продукты их разложения являются биосовместимыми. В настоящей работе проведено сравнительное исследование образцов сплавов на основе Fe, Zn и Mg. Особое внимание уделено влиянию легирующих элементов на биодеградацию, коррозию и механические свойства образцов. С учетом требований к постепенному снижению механических характеристик синтезированных биодеградируемых имплантатов изучено изменение этих характеристик с течением времени. Коррозионные испытания образцов проводили с использованием модельной биологической жидкости (SBF-раствор). Скорость биодеградации оценивали, измеряя потерю массы и изменение концентрации ионов металлов в растворе. Показано, что скорость коррозии и биодеградации образцов Zn ниже, чем образцов Mg, и выше, чем образцов Fe. Количество высвобождаемых ионов Fe2+, Zn2+ и Mg2+ ниже предельной допустимой концентрации для организма человека.
Ключевые слова: коррозия, пенометалл, биодеградация, порообразователь, порошковая металлургия, временный имплантат
DOI 10.55652/1683-805X_2022_25_6_106
Production of biodegradable metal foams by powder metallurgy method
G. Demir1, D. Akyurek2, A. Hassoun2, and I. Mutlu2
1 Department of Molecular Biology and Genetics, Bilecik Seyh Edebali University, Bilecik, 11230, Turkey 2 Metallurgical and Materials Engineering Department, Istanbul University-Cerrahpasa, Istanbul, 34320, Turkey
In this study, highly porous biocompatible and biodegradable zinc, iron and magnesium alloy foams were fabricated for temporary implant and scaffold applications. Specimens with open porous structure were fabricated by powder metallurgy based space holder method. Mg, Fe and Zn are the main bioabsorable metals. Mg alloys biodegrade too fast with H2 evolution. Biodegradation rate of Fe alloys is too slow, and by-products remain inside the body. Zn alloys show biodegradation rates in the middle of Mg and Fe alloys, and their biodegradation by-products are bioresorbable. Here several Fe, Zn, and Mg alloys were manufactured, and comparatively characterized. Effects of alloying elements on biodegradation, corrosion and mechanical properties were investigated separately. As the mechanical properties of temporary implants must decrease slowly, the variation of mechanical properties with time in the foams was investigated. Corrosion performance was tested in simulated body fluid. Biodegradation rate was investigated by using weight loss and metal ion release measurements. The corrosion and biodegradation rates of Zn specimens were lower than in Mg specimens and higher than in Fe specimens. Fe2+, Zn2+ and Mg2+ ion release amounts were lower than the upper limit for humans.
Keywords: corrosion, metal foam, biodegradation, space holder, powder metallurgy, temporary implant
© Demir G., Akyurek D., Hassoun A., Mutlu I., 2022
1. Введение
Биоматериалы представляют собой синтетические нежизнеспособные материалы для производства медицинских изделий, которые служат для замены поврежденных частей живого организма или функционирования в контакте с живыми тканями. Имплантат — это медицинское изделие, изготовленное из биоматериалов для замены отсутствующей или восстановления поврежденной части тела или ее усовершенствования. Благодаря высоким коррозионным свойствам и соответствующему костной ткани модулю упругости традиционные биоинертные материалы (сплавы СоСг, аустенитные нержавеющие стали, сплавы Т1) применяют для изготовления костных им-плантатов твердых тканей. Такие материалы не образуют химических связей и минимально взаимодействуют с тканями организма. Современные костные имплантаты на основе биоинертных металлов предназначены для длительного функционирования в организме [1-3]. В тканевой инженерии применяют высокопористые биодеградируе-мые скаффолды. Биодеградируемый каркас обеспечивает механическую поддержку живых клеток, транспорт жидкостей организма через открытые поры, рост тканей, а также определяет форму тканей. Материалы каркаса должны обладать определенной скоростью биодеградации. Биодегра-дируемые металлы также применяются для изготовления временных имплантатов. Полное растворение биоразлагаемых имплантатов положительно влияет на заживление тканей. Побочными эффектами применения постоянных металлических имплантатов являются воспаление, тромбоз, экранирование нагрузок, приводящее к убыли костной ткани. Кроме того, удаление постоянных имплантатов требует повторного хирургического вмешательства [1-3].
Главным требованием к металлическим биоматериалам является высокая коррозионная стойкость. Биодеградируемые металлы в ходе постепенной коррозии должны обеспечивать адекватный иммунный ответ. Данные материалы можно разделить на биодеградируемые металлы, биоде-градируемые сплавы и биодеградируемые композиты с металлической матрицей. Полимерные биоматериалы обладают низкой прочностью, низкой износостойкостью и выделяют токсичные вещества. Керамические биоматериалы очень хрупкие. Основными биодеградируемыми металлами являются магний, железо и цинк. Сплавы Mg характеризуются очень высокой скоростью разло-
жения (до 12 недель) с выделением Н2. Скорость биодеградации сплавов железа низкая (до 150 недель), но побочные продукты его разложения остаются в организме длительное время. Сплавы цинка имеют среднюю скорость биодеградации по сравнению со сплавами магния и железа, а побочные продукты цинка поддаются биоразложению.
Сплавы Mg пригодны для изготовления временных имплантатов. Содержание Mg в костях составляет около 25-40 г. Магний является важным элементом для ферментативных реакций. Высокая скорость коррозии магниевых сплавов объясняется низким стандартным электродным потенциалом. Продукты коррозии магния могут метаболизироваться и усваиваться. Сплавы Mg стимулируют образование костной ткани и способствуют заживлению костей. Несмотря на то что использование Mg исключает токсическое действие легирующих элементов, его применение в имплантатах ограничено низкими механическими свойствами. Скорость биодеградации сплавов Mg очень высока. Кроме того, сплавы Mg выделяют водород в процессе разложения.
Сплавы Бе, как правило, являются биоразлага-емыми и нетоксичными. Они обладают рентгено-контрастностью, что исключает необходимость применения контрастных веществ при рентгенографии коронарных стентов. Железо необходимо для синтеза некоторых ферментов. Сплавы на основе Бе обладают низкой скоростью коррозии, что делает их неподходящими для временных им-плантатов. Продукты деградации сплавов Бе являются биосовместимыми, однако они вызывают задержку переноса кислорода, необходимого для разложения железа. Таким образом, биодеградация Бе происходит медленнее, чем заживление тканей. Другим недостатком сплавов Бе является выделение вредных побочных продуктов коррозии (большой объем оксидов железа). При установке стента образование в качестве побочного продукта оксида железа приводит к сужению поперечного сечения вены. С точки зрения механических свойств, необходимых для функционирования стентов, железо имеет преимущества перед сплавами Mg и 2п [1-3].
В отличие от сплавов магния и железа интерес к биосовместимым и биодеградируемым сплавам цинка в качестве материала для временных им-плантатов возник сравнительно недавно. Сплавы цинка имеют низкую температуру плавления и текучесть, что делает их подходящими для литья.
В настоящее время 2п активно изучается как био-деградируемый материал. Поскольку стандартный электродный потенциал цинка ниже, чем у железа, и выше, чем у магния, цинковые сплавы могут обладать приемлемой скоростью биодеградации [4]. Коррозия цинка не приводит к образованию водорода из-за высокого водородного перенапряжения на его поверхности. 2п выполняет важные физиологические функции, участвуя в метаболизме нуклеиновых кислот, стимулирует формирование костной ткани и не токсичен в низких концентрациях. Суточная доза цинка составляет около 40 мг. С одной стороны, сплавы 2п легки в обработке, имеют низкие температуру плавления и реакционную способность по отношению к кислороду. С другой стороны, цинк имеет низкую прочность и низкую способность к пластической деформации. Создание цинкового сплава с высокой прочностью и пластичностью является одной из целей научных исследований. Низкие усталостные свойства, рекристаллизация при низких температурах и склонность к старению цинковых материалов могут приводить к разрушению имплантатов при хранении [4-8].
Одним из способов производства пеноматери-алов с открытой пористой структурой является метод порошковой металлургии. Данный метод не имеет ограничений по растворимости в отличие от литья и достаточно высокую воспроизводимость [9-18]. Метод порошковой металлургии применяется для получения пенометаллов на основе цинка с открытой пористой микроструктурой с использованием порообразующих частиц карбамида [9], а также для получения сплава системы 2п-Л1-Си [10]. Литейный сплав на основе системы 2п-А1^ рассмотрен в работе [13]. Эвтектические сплавы состава 2п-А1 обладают более высокой температурой плавления, меньшей скоростью коррозии и улучшенными механическими свойствами. Показано, что введение в сплавы на основе 2п-А1 не только останавливает рост микроструктурных фаз на границе раздела, но и улучшает механические свойства. В работе [14] исследовано применение сплава системы 2п-Бе в качестве биодеградируемого имплантата. Железо в данном сплаве является легирующим элементом, что позволяет регулировать скорость биодеградации за счет микрогальванического эффекта, создаваемого вторичными фазами. Образцы сплава 2п-Бе изготавливали методом литья. Сплав 2п-Бе демонстрирует более высокую скорость коррозии по сравнению с образцами из чис-
того цинка. Применение сплавов на основе железа для изготовления стентов описано в работе [19]. Имплантаты из сплавов железа демонстрировали высокую прочность и скорость коррозии, хорошую биосовместимость. Благодаря последней, а также удовлетворительному взаимодействию с тканями организма, биодеградация стентов из сплава Бе протекала медленно, при этом сохранялась их механическая целостность. Перспективы применения сплавов железа связаны с возникновением меньшего количества побочных эффектов, таких как воспаление и рестеноз стента. Дальнейшие исследования по созданию новых сплавов необходимо проводить с учетом скорости их биодеградации. В работе [20] изучены высокопористые пеносплавы на основе железа для ортопедических имплантатов, полученные методом репликации с применением пенополиуретана. Исследование образцов вспененного железа с пористостью 30-80 %, изготовленных методом порошковой металлургии с использованием бикарбоната аммония в качестве порообразователя, представлено в [21].
В настоящей работе получены высокопористые пенометаллы на основе 2п, Бе и Mg с открытой пористой структурой для скаффолдов и временных имплантатов. Высокопористые образцы с сообщающимися порами изготавливали традиционным методом порошковой металлургии с применением порообразователя. Mg, Бе и 2п являются тремя основными биодеградируемыми металлами. Сплавы магния характеризуются высокой скоростью биодеградации с выделением Н2. Скорость биодеградации сплавов железа низкая, но побочные продукты его деградации остаются в организме длительное время. Сплавы цинка имеют промежуточную между сплавами магния и железа скорость биодеградации, а побочные продукты их разложения являются биосовместимыми. Несмотря на достаточное количество исследований по получению биодеградируемых пеноспла-вов на основе Бе, Mg и 2п методами литья и порошковой металлургии, вопрос изменения механических свойств пенометаллов с открытой пористой структурой с течением времени до сих пор изучен недостаточно. Хотя этот аспект принципиально важен, учитывая требования к большой продолжительности деградации материала временных имплантатов, также недостаточно данных сравнительных исследований пеномате-риалов на основе сплавов Mg, 2п и Бе.
В настоящей работе особое внимание уделено влиянию легирующих элементов на механические свойства рассматриваемых сплавов, скорости биодеградации и коррозии. Одним из методов увеличения скорости биодеградации железа является добавление биосовместимых элементов с более низким электродным потенциалом. Второй способ заключается в добавлении к железу легирующих элементов с целью получения фаз, вызывающих гальваническую коррозию и увеличивающих ее скорость. Для снижения механических свойств и увеличения скорости биодеградации сплавов железа использовали добавки Ti, Zn, Si, Fe, Mn, Mg и трикальцийфосфата (ТКФ). Для улучшения механических свойств и снижения скорости биодеградации сплавов магния использовали Cu, Zn, Ti, Fe, Mn и Si. Основным недостатком цинка является низкая прочность. Установлено, что легирование Fe, Mg, Ti и Cu повышает прочность цинка. Добавление Si приводит к уменьшению размера зерна сплава. Улучшение остеоинтеграции и биосовместимости достигается при добавлении ТКФ, Mg и Ti. Введение Cu приводит к повышению антибактериальных свойств, прочности и пластичности сплава на основе Zn.
2. Материалы и методы исследования
2.1. Получение сплавов
Пенометаллы на основе Zn, Fe и Mg изготавливали из порошков железа, цинка и магния с частицами неправильной формы чистотой 99.9 % (Alfa Aesar, США). В качестве легирующих элементов для сплавов Mg, Fe и Zn использовали порошки меди, кремния, титана, марганца и три-кальцийфосфата чистотой 99.9 % (Alfa Aesar, США). Содержание порошков легирующих металлов и ТКФ составляло 5 и 1 мас. % соответственно. Средний размер частиц порошков составлял примерно 30-40 мкм. Смеси металлических порошков измельчали в шаровой мельнице (механическое легирование) с шарами на основе диоксида циркония (диаметром 3 мм) в течение 6-7 ч при частоте вращения 400 об/мин. Соотношение металлических порошков и размольных шаров составляло 10 : 1. Высокопористые образцы сплавов на основе Zn, Fe и Mg изготавливали методом порошковой металлургии с применением порооб-разователя. В качестве порообразователя использовали порошок карбамида (мочевины) с размером частиц в диапазоне 710-1000 мкм (Merck,
Германия), средний размер частиц карбамида составлял 800-900 мкм. Связующим материалом для прессовки служил поливиниловый спирт (ПВС). Для получения цилиндрических образцов диаметром 20 и 12 мм и высотой 15-17 мм смеси прессовали при давлении около 190-200 МПа. Карбамид удаляли растворением в воде, далее образцы спекали в течение 1 ч в вакууме. Температура спекания составляла 350, 520 и 1200 °С для образцов сплавов Zn, Mg и Fe соответственно.
2.2. Исследование микроструктуры и механических свойств образцов
Микроструктуру спеченных образцов сплавов на основе Zn, Mg и Fe исследовали с помощью сканирующего электронного микроскопа (FEI Quanta FEG 450).
2.3. Исследование электрохимической коррозии и биодеградации
SBF-раствор готовили по методике, описанной в работе [22], из следующих реагентов (в г/л): 8.0NaCl, 0.3CaCl2, 0.2KC1, 0.3MgCh, 0.2K2HPO4, 0.35NaHC03, 0.07Na2S04, 6.0 трис(гидроксиметил) аминометан (трис) и 1.0 M HC1 (Merck, Германия). Значение pH SBF-раствора составляло 6.60. Испытания на электрохимическую коррозию проводили с использованием потенциостата (Interface, Gamry). Результаты испытаний оценивали с помощью программного обеспечения Framework (Gamry). Сначала измеряли стационарный потенциал, затем определяли скорость коррозии методами экстраполяции тафелевских прямых и линейного поляризационного сопротивления.
Оценку способности к биодеградации проводили методом погружения образцов на основе сплавов Zn, Mg и Fe в SBF-раствор при комнатной температуре. Отношение объема раствора к площади поверхности образца было постоянным. Объем SBF-раствора составлял 50 мл. Образцы с пористостью 70 % подвергали механической обработке, полировали и промывали. Значения общей пористости и площади поверхности образцов при испытаниях на статическое погружение были одинаковыми. Затем образцы подвергали воздействию раствора слюны (50 мл) в закрытых полиэтиленовых бутылках. Пенометаллы с одинаковым значением пористости погружали в раствор при комнатной температуре и выдерживали в течение различных временных интервалов. В качестве контроля использовали раствор без образца.
Рис. 1. Порошки Fe (а), Mg (б), Zn (в) и карбамида (г). Сканирующая электронная микроскопия
Фактическую площадь твердой поверхности пе-номатериалов определяли вычитанием площади пор из общей площади поверхности. Значения потери массы (%) образцов определяли гравиметрическим методом. Образцы извлекали из раствора через разные промежутки времени. Потерю массы (%) рассчитывали путем взвешивания высушенных образцов. Концентрацию свободных ионов металлов в SBF-растворе определяли при помощи масс-спектрометра с индуктивно связанной плазмой (ИСП-МС) (Thermo Scientific Elemental X Series 2).
3. Результаты и обсуждение 3.1. Исследование микроструктуры
Исследования микроструктуры проводили на высокопористых образцах биосовместимых био-деградируемых сплавов на основе цинка, железа и магния, предназначенных для временных им-плантатов. На рис. 1 представлены изображения
порошков железа, магния, цинка и порообразова-теля (карбамид) с частицами неправильной формы, полученные с помощью сканирующей электронной микроскопии.
Поверхности поперечного сечения спеченных высокопористых образцов Бе, 2п и Mg показаны на рис. 2. На изображениях отчетливо видно, что при спекании между металлическими частицами образовалось прочное соединение.
Общий вид и поперечное сечение спеченных образцов пористых сплавов Бе, 2п и Mg представлены на рис. 3. На фотографиях видно отсутствие микро- и макротрещин на поверхности образцов. Поры в основном связаны между собой, распределение пор в пенометаллах на основе Mg, Бе и 2п однородно. Образцы биодеградируемых пенометаллов на основе Бе, 2п и Mg были получены методом порошковой металлургии с применением порообразующих частиц, которые позволяют получить открытую пористую структуру, способствующую лучшей остеоинтеграции биоинерт-
Рис. 2. Поперечное сечение пористых образцов Бе (а), 2п (б) и Mg (в). Сканирующая электронная микроскопия
ных металлов. Костная ткань прорастает в открытые поры, улучшая интеграцию кости с им-плантатом. Кроме того, открытые поры проницаемы для физиологических жидкостей. Увеличение пористости снижает модуль упругости им-плантатов, который должен быть близок к модулю упругости костной ткани для предотвращения экранирования нагрузок. Кроме того, порошковая металлургия с применением механического легирования позволяет получить сплавы различного состава. Данный метод не имеет ограничений по растворимости в твердом состоянии.
На рис. 4 приведена диаграмма изменения скорости коррозии цинковых сплавов. По скорости
Рис. 3. Спеченные пористые образцы Бе, 2п и Mg: общий вид (а), поперечное сечение (б) (цветной в он-лайн-версии)
коррозии в испытаниях in vitro в SBF-растворе можно оценить скорость биодеградации in vivo. Диаграмма Пурбэ для Zn указывает на низкую химическую стойкость поверхностного оксида цинка в кислых растворах. В нейтральных или щелочных условиях цинк пассивируется. Будучи высокоактивным металлом, цинк хорошо растворяется в водных растворах. Путем добавления легирующих элементов можно контролировать скорость и продукты коррозии в цинковых сплавах. Коррозионные свойства сплавов цинка связаны с осаждением и образованием вторичных фаз, которые выступают в качестве катода при биодеградации. Согласно рис. 4, максимальная скорость
Рис. 4. Скорость коррозии пористых образцов сплавов на основе 2п (цветной в онлайн-версии)
Рис. 5. Концентрация высвободившихся ионов 2п для пористых образцов сплавов цинка после 21 сут. экспозиции в 8ББ-растворе (цветной в онлайн-версии)
электрохимической коррозии наблюдалась в образцах 2п-ТКФ и 2п-М£, минимальная скорость — в сплавах 2п-Бе, 2п-И и 2п-Си. Влияние на скорость коррозии цинка было незначительным. В целом скорость коррозии металлического цинка соответствовала литературным данным [914, 23]. Значение скорости коррозии синтезированного образца 2п-ТКФ приемлемо для временных имплантатов костных тканей. Скорость коррозии сплава 2п-И несколько ниже, чем у металлического цинка. Добавление Л снижает скорость электрохимической коррозии цинка.
Диаграмма Пурбэ для 2п показывает, что в кислой среде (например в моче) поверхностные оксиды цинка неустойчивы, в то время как в нейтральных или слабощелочных условиях (например в плазме крови) цинк склонен к пассивации. Стабильность как 2п(ОЫ)2, так и 2п0 ограничена параметрами окружающей среды, такими как присутствие водорода, карбонатов/бикарбонатов, фосфатов, ионов хлора, а также изменением концентрации продуктов коррозии. Кроме того, в зависимости от параметров окружающей среды могут образовываться и другие соединения цинка. В присутствии хлорид-ионов цинк образует различные растворимые соединения, включая основной продукт гидроксихлорид цинка. Коррозия металлического цинка в большей степени зависит от свойств самого цинка, тогда как в сплавах цинка коррозия связана с размером, распределением и долей вторичных фаз. Различия в скоростях коррозии объясняются наличием вторичных фаз, таких как Mg2Zn11, Са7п13, 8йп13, Бе2п13, AgZn3 и др. Высокая химическая активность цинка характеризуется стандартным электродным потенциалом (-0.76 В), имеющим среднее значение между потенциалом Mg (-2.37 В) и Бе (-0.44 В). Скорость деградации цинка также умеренная (выше,
чем у Бе, но ниже, чем у Mg) благодаря наличию относительно стабильных пассивирующих слоев, образованных продуктами коррозии [24-28].
На рис. 5 приведены значения концентрации высвободившихся ионов Zn2+ из высокопористых образцов сплавов цинка при их экспозиции в 8ББ-растворе в течение 21 сут. На рис. 6 приведены значения потери массы высокопористых образцов сплавов цинка через 21 сут. экспозиции в 8ББ-растворе. Из диаграмм следует, что значения концентрации ионов цинка ^п2+) и потеря массы увеличивались с ростом времени экспозиции. Выделившиеся фазы (продукты коррозии) представлены оксидом цинка ^пО), гидроксидом цинка ^п(0Ы)2) и фосфатами кальция. Концентрация ионов цинка ^п2+) не превышает суточной нормы потребления (40 мг/сут.). Медленное высвобождение ионов цинка связано с наличием на поверхности оксида Zn0, который также препятствовал диффузии растворенного в воде кислорода [1]. Как видно из рис. 5, максимальные значения концентрации ионов цинка достигались в образцах Zn-ТКФ и Zn-Mg, минимальные значения — в образцах Zn-Fe и Zn-Cu. Влияние элементов и Л на значения концентрации ионов было незначительным. Максимальные значения потери массы наблюдались в образцах Zn-ТКФ и Zn-Mg, минимальные — в образцах Zn-Cu. Литературные данные по высвобождению ионов металлов в сплавах Zn-ТКФ, Zn-Si и Zn-Ti отсутствуют.
Диаграмма изменения модуля Юнга высокопористых образцов цинковых сплавов в зависимости от времени экспозиции в SBF-растворе приведена на рис. 7. Видно, что значения модуля Юнга исследуемых сплавов уменьшались с увеличением времени экспозиции. Основным недостатком цинка является низкая прочность. Легирование элементами Бе, Mg, Л и Си позволило повысить
Рис. 6. Потеря массы пористых образцов сплавов на основе цинка после 21 сут. экспозиции в SBF-раст-воре (цветной в онлайн-версии)
Рис. 7. Изменение модуля Юнга пористых образцов сплавов на основе цинка в зависимости от времени экспозиции в 8ББ-растворе (цветной в онлайн-вер-сии)
прочность чистого цинка. Добавление привело к уменьшению размера зерна сплава. Остеоинте-грация и биосовместимость цинкового сплава улучшились при добавлении ТКФ, М^ и Л. Введение Си повысило антибактериальные свойства, прочность и пластичность. Максимальные значения модуля упругости достигались в образцах 2п-Си и 2п-Бе, минимальные — в образцах 2п-ТКФ, 2п-Б1 и 2п-Бе. Улучшение механических свойств цинка при добавлении Си и Бе происходило за счет упрочнения твердого раствора. Как видно из рис. 7, снижение значений модуля упругости исследуемых образцов за 21 сут. составило около 10-15%.
Биодеградируемые имплантаты должны обладать высокой биосовместимостью, близкими к костной ткани механическими свойствами, а скорость их биодеградации должна приближаться к скорости заживления тканей. Открытая пористая структура в имплантатах обеспечивает васкуля-ризацию и прорастание тканей. Получение пенометаллов с открытыми порами возможно методом порошковой металлургии. Данный метод применяли в ряде работ для получения пенометаллов на основе цинка с открытой пористой микроструктурой с применением карбамида в качестве порообразователя [9], а также для получения сплава системы 2п-Л1-Си [10]. Исследование литого эвтектического сплава 2п-Л1-Б1 показало, что добавление к сплавам 2п-Л1 улучшает механические свойства [13]. Сплав 2п-Бе для биоде-градируемых имплантатов изучен в работе [14], где в качестве легирующего элемента использовали железо для регулирования скорости биодеградации за счет микрогальванического эффекта, создаваемого вторичными фазами. Образцы из сплава 2п-Бе изготавливали методом литья. Уста-
новлено, что скорость коррозии образцов Zn-Fe выше, по сравнению с образцами из чистого цинка. При изучении биодеградируемых сплавов Zn-Cu [23] обнаружена их антибактериальная активность за счет подавления адгезии патогенов и образования биопленки. Сплав системы Zn-2Cu показал наилучшие механические характеристики, биосовместимость и остеогенные свойства. Результаты исследования свидетельствуют, что сплав Zn-2Cu способен ингибировать как коагу-лаза-положительные, так и коагулаза-отрицатель-ные, а также устойчивые к антибиотикам штаммы, предотвращая образование биопленки. Тесты in vivo выявили антибактериальную активность сплава Zn-2Cu, снижение побочных воспалительных и токсических эффектов, а также уменьшение потери костной массы при его применении. В работе [29] обсуждалась оптимизация легирующей добавки Fe для цинка на примере сплава Zn-0.3Fe с крупными частицами вторичной фазы FeZn13 за счет ее измельчения. Измельчение микроструктуры происходило в результате высокоскоростной кристаллизации и многопроходной прокатки. Размер частиц FeZn13 уменьшился с 24 до 2 мкм, размер зерен Zn — до 5 мкм. Установлено, что измельчение микроструктуры улучшает механические свойства и биодеградацию цинковых сплавов.
Исследование скорости биодеградации, антибактериальных свойств и цитотоксичности проведено для пеносплавов системы Zn-Cu (Zn-3Cu, Zn-3.5Cu, Zn-11Cu) для костных имплантатов с пористостью 54-77 % [30]. Интерметаллиды FeZn13 в качестве основной вторичной фазы в биодегра-дируемых железосодержащих цинковых сплавах (Zn-Fe, Zn-Mn-Fe, Zn-Cu-Fe) изучены в [31]. Авторами работы [32] получен и исследован биоде-градируемый сплав Zn-1.0Cu-0.1Ti с антибактериальными свойствами. Микроструктура полученного сплава состояла из матричной фазы n-Zn, фазы e-CuZn5 и интерметаллидной фазы TiZn16, большая часть которой распределена по границам зерен.
Изменение скорости электрохимической коррозии в исследуемых сплавах на основе железа показано на рис. 8. Значения скорости коррозии образцов Fe-ТКФ и Fe-Mg относительно высокие. Скорость коррозии образца Fe-Ti была ниже, чем для чистого железа. Введение элементов Si, Zn и Mn также приводило к увеличению скорости коррозии сплавов железа.
Рис. 8. Скорость коррозии пористых образцов различных сплавов на основе Бе (цветной в онлайн-вер-сии)
Рис. 10. Потеря массы пористых образцов сплавов на основе железа после 21 сут. экспозиции в SBF-раст-воре (цветной в онлайн-версии)
На рис. 9 и 10 приведены значения концентра-
2+
ции ионов Бе и потери массы для высокопористых образцов сплавов на основе железа при экспозиции в течение 21 сут. в SBF-растворе. Видно, что значения указанных величин увеличивались со временем в тесте на статическое погружение. Концентрация ионов металла была ниже суточной нормы потребления железа (Бе2+). Максимальные значения концентрации ионов зафиксированы в образцах Бе-ТКФ и Fe-Mg, минимальные — в сплаве Бе-Л. Максимальные значения потери массы наблюдали в образцах Бе-ТСР и Бе-Mg, минимальные — в образцах Бе-Л.
На рис. 11 приведена диаграмма изменения модуля Юнга для высокопористых образцов сплавов на основе железа в зависимости от времени экспозиции в SBF-растворе. Представленные данные указывают на уменьшение модуля Юнга пенометаллов на основе железа с увеличением времени экспозиции. Одним из основных способов повышения скорости биодеградации железа является добавление биосовместимых элементов с более низким стандартным электродным потен-
циалом. Другой метод заключается в легировании железа элементами для получения фаз, вызывающих гальваническую коррозию и увеличивающих скорость коррозии. В настоящем исследовании введение добавок Л, Zn, Si, Мп, Mg и ТКФ привело к снижению механических свойств и увеличению скорости биодеградации сплавов железа. Согласно рис. 11, образцы Бе^п и Бе показали максимальные значения модуля упругости, минимальные значения достигались в образцах Бе-ТКФ и Fe-Mg. Механические свойства железа снижались при введении ТКФ и Mg из-за их низкой прочности. Снижение модуля Юнга образцов за 21 сут. испытаний составило около 8-10 %.
При исследовании применимости сплавов на основе Бе для изготовления стентов авторами [19] было установлено, что имплантаты из данных сплавов отличаются высокой прочностью, скоростью коррозии и биосовместимостью. Стенты из сплава на основе Бе деградируют медленно, сохраняя при этом механическую целостность. Ранее были изучены различные методы изготовления пенометаллов на основе железа, например
Рис. 9. Концентрация высвободившихся ионов Бе для пористых образцов различных сплавов на основе железа (цветной в онлайн-версии)
Рис. 11. Изменение модуля Юнга пористых образцов сплавов железа в зависимости от времени экспозиции в SBF-растворе (цветной в онлайн-версии)
Рис. 12. Скорость коррозии пористых образцов сплавов на основе Mg (цветной в онлайн-версии)
метод репликации с использованием вспененного полиуретана [20] и метод порошковой металлургии с применением бикарбоната аммония в качестве порообразователя [21]. В работе [33] была показана непригодность методов искрового плазменного спекания и вакуумной индукционной плавки для получения биодеградируемых железосодержащих материалов. Также авторы предложили пересмотреть возможность применения вакуумной дуговой плавки и гальванопластики. Перспективными методами получения дегради-руемых сплавов железа признаны порошковая металлургия и темплатный синтез пористых систем. Недостаточно изученными остаются вопросы изготовления сплавов на основе железа с заданными свойствами, а также введения в железо дополнительных фаз, продукты деградации которых вызывают негативные побочные эффекты. При изучении железа актуальной проблемой является оптимизация скорости биодеградации за счет изменения морфологии без учета влияния других элементов. В работе [34] исследованы антибактериальные биодеградируемые сплавы системы Fe-Mn-Ag, изготовленные методом порошковой металлургии. Изучены различные составы и методы получения биодеградируемых сплавов железа для создания временных имплантатов. Проведена оценка микроструктуры, механических свойств, скорости коррозии, антибактериальной активности и цитотоксичности сплавов Fe-30Mn-(1-3)Ag. Показано, что сплав с 3 мас. % Ag имеет наибольшую плотность, прочность и скорость коррозии. Приемлемая цитотоксичность и антибактериальная активность достигались при содержании 1 мас. % Ag. При исследовании сплавов системы Fe-Mn для биодеградируемых стен-тов [35] обнаружено, что продукты их разложения состоят из гидроксидов металлов и слоев
Рис. 13. Концентрация высвободившихся ионов Mg для пористых образцов сплавов на основе магния после 21 сут. экспозиции в БББ-растворе (цветной в он-лайн-версии)
кальция и фосфора. Данные сплавы вызывали слабое ингибирование роста фибробластов. В работе [36] по изучению биодеградируемых сплавов системы Fe-Mn-Ag методом высокоскоростной кристаллизации получены железо и его сплавы Fe-30Mn и Fe-30Mn-Ag. Показано, что Fe имеет высокую прочность за счет образования тонких дендритов a-Fe. В сплаве Fe-30Mn, содержащем 1 % Ag, наблюдалось увеличение скорости биодеградации за счет выделения частиц с высоким содержанием серебра и микрогальванической коррозии. Сплав Fe-30Mn-Ag также обладал магнитной совместимостью.
Рисунок 12 иллюстрирует изменение скорости коррозии в различных магниевых сплавах. Видно, что образец из чистого Mg имел относительно высокое значение скорости коррозии, в то время как для образцов Mg-Ti и Mg-Fe данные значения оставались низкими.
На рис. 13 и 14 приведены значения концентрации ионов Mg2+ и потери массы для высокопористых образцов сплавов на основе Mg через
Рис. 14. Потеря массы пористых образцов сплавов на основе магния после 21 сут. экспозиции в 8ББ-раст-воре (цветной в онлайн-версии)
Рис. 15. Изменение модуля Юнга пористых образцов сплавов на основе М§ в зависимости от времени экспозиции в SBF-растворе (цветной в онлайн-версии)
21 сут. экспозиции в SBF-растворе. Наблюдался рост указанных величин со временем в тесте на статическое погружение. Количество ионов металла было ниже суточной нормы потребления магния. Максимальные значения концентрации ионов Mg2+ были обнаружены в образцах Mg и сплава Mg-Zn, минимальные — в образцах Mg-Си и Mg-Fe. Максимальная потеря массы наблюдается для Mg и сплава Mg-Si, минимальная — для Mg-Cu и Mg-Fe.
Изменение модуля Юнга высокопористых образцов сплавов на основе Mg в зависимости от времени экспозиции в SBF-растворе показано на рис. 15. Значения модуля Юнга высокопористых образцов сплавов Mg уменьшались с увеличением времени экспозиции. Введение Си, Zn, Л, Бе, Мп и Si привело к повышению механических свойств и снижению скорости биодеградации магниевых сплавов. Максимальные значения модуля упругости были получены для образцов Mg-Си и Mg-Fe, минимальные — для чистого Mg и сплава Mg-Si. При добавлении Си и Бе наблюдалось улучшение механических свойств магния за счет упрочнения твердого раствора, а введение Т и Мп приводило к умеренному росту механических свойств металла. Значения модуля Юнга для образцов через 21 сут. экспозиции снизились примерно на 30-40 %.
Биодеградируемые материалы изучаются также с точки зрения применения в изготовлении клеточных матриц (скаффолдов). Согласно результатам исследования [2], одним из таких материалов является сплав Mg-Zn. Потенциальным материалом для биодеградируемых скаффолдов является пористый магний, растворенные ионы которого способствуют прикреплению клеток и росту тканей. В работе [37] был рассмотрен био-
деградируемый скаффолд из магниевого сплава с открытой пористой структурой, изготовленный методом спекания. Проведено сравнение влияния сред в экспериментах in vitro и in vivo на скорость коррозии данного сплава. Обнаружено, что состав питательной среды влияет на ионный состав экстракта, полученного в процессе коррозии, за счет селективного растворения ионов. При исследование скорости коррозии пенометалла MRI 201S Mg [38], полученного методом порошковой металлургии с использованием порообразующих частиц, показано, что при пористости 14-19 % скорость коррозии сплава возрастала по сравнению с литым материалом. Механические свойства пенометаллов на основе Mg для изготовления скаффолдов с пористостью 35-55 % и размером пор 70-400 мкм были изучены в [39]. Установлено, что модуль упругости материала увеличивается с уменьшением пористости, а механические свойства приближаются к свойствам костной ткани. Авторами [40] исследованы микроструктура и механические свойства магниевого пенометалла системы Mg-Zn-Ca-CaCO3 с целью изучения его применимости в качестве пористого имплантаци-онного материала. Карбонат кальция CaCO3 выступал в роли пенообразователя для создания пузырьков газа. Исследуемый сплав был получен методом порошковой металлургии на основе трех соединений (96Mg-Ca-3Zn-CaCO3, 91Mg-Ca-3Zn-5CaCO3, 86Mg-Ca-3Zn-10CaC03). Смесь измельченных порошков подвергали прессованию при 200 МПа, а затем спекали при температуре 650 °С в течение 15 ч.
Сравнение модуля Юнга изучаемых высокопористых образцов сплавов Fe, Mg и Zn приведено на рис. 16. С увеличением пористости образцов модуль упругости снижался. Значения модуля Юнга спеченных образцов сплавов Fe, Mg и Zn с пористостью 70 % составляли около 5.20, 0.24 и 2.15 ГПа соответственно. Модуль Юнга спеченных образцов Fe, Mg и Zn с пористостью 70-75 % приближался к модулю упругости костной ткани. Конечный размер пор в спеченных образцах Zn, Mg и Fe был также связан с размером порообра-зующих частиц (карбамида). Средний размер частиц карбамида составлял 800-850 мкм, а диаметр пор спеченных образцов — 500-600 мкм. Меньшие размеры пор обусловлены измельчением по-рообразующих частиц при прессовании. Как правило, минимальный размер пор, необходимый для миграции и транспорта клеток, составляет 100 мкм. В случае пор размером менее 100 мкм
Рис. 16. Изменение модуля Юнга пористых образцов сплавов на основе Fe (а), Mg (б) и Zn (б) в зависимости от пористости
прорастание клеток в открытые поры затруднено из-за забивания клетками большего размера [41].
Исследование влияния размера зерна на механические свойства кованого сплава Mg-2Zn-2Gd представлено в работе [42]. Ковку литых и отожженных образцов осуществляли за два прохода. В результате ковки с чередованием осей приложения нагрузки размер зерна уменьшился до 1 мкм, что привело к увеличению прочности. Улучшение механических свойств было связано с формированием однородной структуры в результате фрагментации зерен. Отжиг образцов также привел к мелкодисперсному распределению частиц выделившихся фаз. Авторами работы [43] были рассмотрены сплавы системы Mg-Sn-Mn-La, упрочненные наноразмерными частицами выделившихся фаз. Изучено влияние лантана на микроструктуру и механические свойства пластин сплава Mg-Sn-Mn-La, изготовленных методом реопро-
катки. Установлено, что при концентрации 0.2 % лантан растворяется в магнии. При концентрации La 0.6 % происходило образование соединений пластинчатой формы Mg2Sn, Mg17La2),
которые вызывали закрепление дислокаций и границ зерен a-Mg.
4. Заключение
В статье рассмотрены высокопористые биосовместимые биодеградируемые пеноматериалы из сплавов на основе цинка, железа и магния для временных имплантатов и скаффолдов. Высокопористые образцы с открытой пористой структурой изготавливали традиционным методом порошковой металлургии (прессование + спекание) с применением порообразователя. Mg, Fe и Zn являются тремя основными биодеградируемыми металлами. Сплавы магния характеризуются высокой скоростью биодеградации с выделением Щ Скорость биодеградации сплавов железа низкая, но побочные продукты Fe остаются в организме длительное время. Наряду со сплавами Mg и Fe, цинк относится к перспективным биодегра-дируемым металлам. Сплавы Zn имеют промежуточную скорость биодеградации по сравнению со сплавами Mg и Fe (ближе к идеальным значениям), а побочные продукты их биодеградации в основном являются биоразлагаемыми. В настоящей работе исследовано несколько сплавов на основе Fe, Zn и Mg. Особое внимание уделено влиянию легирующих элементов на биодеградацию, коррозию и механические свойства. Ввиду необходимости медленного снижения механических свойств биодеградируемых временных имплантатов, изучено изменение механических свойств полученных пенометаллов с течением времени. Испытания на электрохимическую коррозию образцов проводили с использованием SBF-раствора. Поведение образцов из спеченных сплавов Mg, Zn и Fe при биодеградации оценивали на основе измерений потери массы и концентрации высвобождающихся ионов металла при экспозиции в SBF-растворе. Показано, что количество высвободившихся ионов Fe2+, Zn2+ и Mg2+ незначительно по сравнению с суточной нормой потребления для человека в соответствии с экспериментальными данными. Добавление Zn, Si, Fe, Mn, Mg и ТКФ в сплавы на основе железа приводит к снижению механических свойств и увеличению скорости биодеградации. При введении Zn, Fe, Mn и Si в сплавы на основе магния их ме-
ханические свойства повышаются, а скорость биодеградации снижается. Основным недостатком цинка является низкая прочность. Легирование элементами Fe, Mg, Ti и Cu позволяет повысить прочность чистого цинка. Добавление Si приводит к уменьшению размера зерна сплава. Улучшение остеоинтеграции и биосовместимости достигается при добавлении ТКФ, Mg и Ti. Введение Cu приводит к повышению антибактериальных свойств, прочности и пластичности цинкового сплава.
Работа выполнена при поддержке координационной группы по научно-исследовательской деятельности Стамбульского университета Джер-рахпаша, проекты №№ 35659, 35660, 35175.
Литература
1. Zhao L., Zhang Z., Song Y., Liu S., Qi Y., Wang X., Wang Q., Cui C. Mechanical properties and in vitro biodegradation of newly developed porous Zn scaffolds for biomedical applications // Mater. Design. - 2016. -V. 108. - P. 136-144. - https://doi.org/10.1016/j. matdes. 2016.06.080
2. Seyedraoufin Z.S., Mirdamadi S. Synthesis, microstructure and mechanical properties of porous Mg-Zn scaffolds // J. Mech. Behav. Biomed. Mater. - 2013. -V. 21. - P. 1-8. - http://dx.doi.org/10.1016/j.jmbbm. 2013.01.023
3. Li H., Peng Q., Li X., Li K., Han Z., Fang D. Microstructures, mechanical and cytocompatibility of degradable Mg-Zn based orthopedic biomaterials // Mater. Design. -2014. - V. 58. - P. 43-51. - https://doi.org/10.1016/j. matdes.2014.01.031
4. Yang H., Wang C., Liu C., Chen H., Wu Y., Han J., Jia Z., Lin W., Zhang D., Li W., Yuan W., Guo H., Li H., Yang G., Kong D., Zhu D., Takashima K., Ruan L., Nie J., Li X., Zheng Y. Evolution of the degradation mechanism of pure zinc stent in the one-year study of rabbit abdominal aorta model // Biomaterials. - 2017. - V. 145. - P. 92-105. -https://doi.org/10.1016/j.biomaterials.2017.08.022
5. Vojtech D., Kubasek J., Serak J., Novak P. Mechanical and corrosion properties of newly developed biodegradable Zn-based alloys for bone fixation // Acta Biomater. - 2011. - V. 7. - P. 3515-3522. - https://doi.org/10. 1016/j.actbio.2011.05.008
6. Zhao S., Seitz J.M., Eifler R., Maier H.J., Guillory IIR.J., Earley E.J., Drelich A., Goldman J., Drelich J.W. Zn-Li alloy after extrusion and drawing: Structural, mechanical characterization, and biodegradation in abdominal aorta of rat // Mater. Sci. Eng. C. - 2017. - V. 76. - P. 301312. - https://doi.org/10.1016/j.msec.2017.02.167
7. Bowen P.K., Guillory II R.J., Shearier E.R., Seitz J.M., Drelich J., Bocks M., Zhao F., Goldman J. Metallic zinc exhibits optimal biocompatibility for bioabsorbable en-dovascular stents // Mater. Sci. Eng. C. - 2015. - V. 56. -P. 467-472. - https://doi.org/10.1016/j.msec.2015.07.022
8. Drelich A.J., Zhao S., Guillory, II R.J., Drelich J.W., Goldman J. Long-term surveillance of zinc implant in murine artery: Surprisingly steady biocorrosion rate // Acta Biomater. - 2017. - V. 58. - P. 539-549. - https:// doi.org/10.1016/j.actbio.2017.05.045
9. Sadighikia S., Abdolhosseinzadeh S., Asgharzadeh H. Production of high porosity Zn foams by powder metallurgy method // Powder Met. - 2015. - V. 58. -No. 1. - P. 61-66. - https://doi.org/10.1179/1743290114 Y.0000000109
10. Azizi A., Haghighi G.G. Fabrication of ZAMAK 2 alloys by powder metallurgy process // Int. J. Adv. Manuf. Technol. - 2015. - V. 77. - P. 2059-2065. - https://doi. org/10.1007/s00170-014-6611-z
11. Gulsoy H.O., German R.M. Production of micro-porous austenitic stainless steel by powder injection molding // Scripta Mater. - 2008. - V. 58. - P. 295-298. - https:// doi. org/10.1016/j.scriptamat.2007.10.004
12. Kafkas F., Ebel T. Metallurgical and mechanical properties of Ti-24Nb-4Zr-8Sn alloy fabricated by metal injection molding // J. Alloy. Compnd. - 2014. -V. 617. - P. 359-366. - https://doi.org/10.1016/jjallcom. 2014.07.168
13. Berent K., Pstrus J., Gancarz T. Thermal and microstructure characterization of Zn-Al-Si alloys and chemical reaction with Cu substrate during spreading // J. Mater. Eng. Perform. - 2016. - V. 25. - P. 3375-3383. - https:// doi.org/10.1007/s11665-016-2074-8
14. Kafri A., Ovadia S., Goldman J., Drelich J., Aghion E. The suitability of Zn-1.3% Fe alloy as a biodegradable implant material // Metals. - 2018. - V. 8. - P. 153. -https://doi.org/10.3390/met8030153
15. Yang D., Chen J., Chen W., Wang L., Wang H., Jiang J., Ma A. Fabrication of cellular Zn-Mg alloy foam by gas release reaction via powder metallurgical approach // J. Mater. Sci. Technol. - 2017. - V. 33. - P. 1141-146. -https://doi.org/10.1016/jjmst.2017.03.019
16. Wang Y.H., Xiao L.R., Zhao X.J., Zhang W., Song Y.F., Guo L., Wang Y. Corrosion behavior of Zn-Cu-Ti and Zn-Cu-Ti-Mg alloys in NaCl solution // Mater. Corros. -2016. - V. 67. - No. 3. - P. 297-304. - https://doi.org/10. 1002/maco.201508410
17. Tang Z., Huang H., Niu J., Zhang L., Zhang H., Pei J., Tan J., Yuan G. Design and characterizations of novel biodegradable Zn-Cu-Mg alloys for potential biodegradable implants // Mater. Design. - 2017. - V. 117. - P. 8494. - https://doi.org/10.1016Zj.matdes.2016.12.075
18. Zheng Y.F., Gu X.N., Witte F. Biodegradable metals // Mater. Sci. Eng. R. - 2014. - V. 77. - P. 1-34. - https:// doi.org/10.1016/j.mser.2014.01.001
19. Francis A., Yang Y., Virtanen S., Boccaccini A.R. Iron and iron based alloys for temporary cardiovascular applications // J. Mater. Sci. Mater. Med. - 2015. - V. 26. -P. 138.
20. Orinakova R., Orinak A., Buckova L.M., Giretova M., Medvecky L., Labbanczova E., Kupkova M., Hrubov-cakova M., Kova K. Iron based degradable foam structures for potential orthopedic applications // Int. J. Elect-rochem. Sci. - 2013. - V. 8. - P. 12451-12465.
21. Capek J., Vojtech D., Oborna A. Powder metallurgical techniques for fabrication of biomaterials // Mater. Design. - 2015. - V. 83. - P. 468-482. - https://doi.org/ 10.21062/ujep/x.2015/a/1213-2489/MT/15/6/964
22. Kokubo T., Takadama H. How useful is SBF in predicting in vivo bone bioactivity? // Biomaterials. -2007. - V. 27. - P. 2907-2915. - https://doi.org/10.1016/ j .biomaterials.2006.01.017
23. Qu X., Yang H., Jia B., Yu Z., Zheng Y., Dai K. Biodegradable Zn-Cu alloys show antibacterial activity against MRSA bone infection by inhibiting pathogen adhesion and biofilm formation // Acta Biomater. - 2020. -V. 117. - P. 400-417. - https://doi.org/10.1016/). actbio. 2020.09.041
24. Mostaed E., Sikora-JasinskaM., Drelich J.W., VedaniM. Zinc-based alloys for degradable vascular stent applications // Acta Biomater. - 2018. - V. 71. - P. 1-23. -https://doi.org/10.1016Zj.actbio.2018.03.005
25. Yang H., Qu X., Lin W., Wang C., Zhu D., Dai K., Zheng Y. In vitro and in vivo studies on zinc-hydroxy-apatite composites as novel biodegradable metal matrix composite for orthopedic applications // Acta Biomater. -2018. - V. 71. - P. 200-214. - https://doi.org/10.1016/ j.actbio.2018.03.007
26. Champagne S., Mostaed E., Safizadeh F., Ghali E., Vedani M., Hermawan H. In vitro degradation of absor-bable zinc alloys in artificial urine // Materials. - 2019. -V. 12. - P. 295. - https://doi.org/10.3390/ma12020295
27. Shi Z.Z., Yu J., Liu X.F., Wang L.N. Fabrication and characterization of novel biodegradable Zn-Mn-Cu alloys // J. Mater. Sci. Technol. - 2018. - V. 34. - P. 1008-1015. -https://doi.org/10.1016/jjmst.2017.11.026
28. Liu Z. A new approach toward designing and synthesizing the microalloying Zn biodegradable alloys with improved mechanical properties // Metall. Mater. Trans. A. - 2019. - V. 50. - P. 311-325. - https://doi.org/10. 1007/s11661-018-4978-4
29. Shi Z., Li C., Li M., Li X., Wang L. Second phase refining induced optimization of Fe alloying in Zn: Significantly enhanced strengthening effect and corrosion uniformity // Int. J. Min. Metall. Mater. - 2022. - V. 29. - No. 4. -P. 796. - https://doi.org/10.1007/s12613-022-2468-6
30. Tong X., Shi Z., Xu L., Lin J., Zhang D., Wang K., Li Y., Wen C. Degradation behavior, cytotoxicity, hemolysis, and antibacterial properties of electro-deposited Zn-Cu metal foams as potential biodegradable bone implants // Acta Biomater. - 2020. - V. 102. - No. 4. - P. 81-92. -https://doi.org/10.1016/j.actbio.2019.11.031
31. Shi Z.Z., Gao X.X., Liu X.F. FeZn13 intermetallic compound in biodegradable ZnFe alloy: Twinning and its shape effect // Mater. Character. - 2020. - V. 164. - P. 110352. - https:// doi.org/10.1016/j .matchar.2020.110352
32. Lin J., Tong X., Shi Z., Zhang D., Zhang L., Wang K., Wei A., Jin L., Lin J., Li Y., Wen C. A biodegradable Zn-
1Cu-0.1Ti alloy with antibacterial properties for orthopedic applications // Acta Biomater. - 2020. - V. 106. - P. 410427. - https://doi.org/10.1016/j.actbio.2020.02.017
33. Gasior G., Szczepanski J., Radtke A. Biodegradable iron-based materials—What was done and what more can be done? // Materials. - 2021. - V. 14. - P. 3381. - https:// doi.org/10.3390/ma14123381
34. Sotoudehbagha P., Sheibani S., Khakbiz M., Ba-rough S.E., Hermawan H. Novel antibacterial biodegradable Fe-Mn-Ag alloys produced by mechanical alloying // Mater. Sci. Eng. C. - 2018. - V. 88. - P. 88-94. -https://doi.org/10.1016/j.msec.2018.03.005
35. Hermawan H., Purnama A., Dube D., Couet J., Man-tovani D. Fe-Mn alloys for metallic biodegradable stents: Degradation and cell viability studies // Acta Biomater. -2010. - V. 6. - P. 1852-1860. - https://doi.org/10.1016/ j.actbio.2009.11.025
36. Liu R.Y., He R.G., Xu L.Q., Guo S.F. Design of Fe-Mn-Ag alloys as potential candidates for biodegradable metals // Acta Metall. Sin. (Engl. Lett.). - 2018. - V. 31. -P. 584-590. - https://doi.org/10.1007/s40195-018-0702-z
37. Bobe K., Willbold E., Morgenthal I., Andersen O., Stud-nitzky T., Nellesen J., Tillmann W.C., Vogt K., Vano, Witte F. In vitro and in vivo evaluation of biodegradable, open-porous scaffolds made of sintered magnesium W4 short fibres // Acta Biomater. - 2013. - V. 9. - P. 86118623. - https://doi.org/10.1016/j.actbio.2013.03.035
38. Aghion E., Yered T., Perez Y., Gueta Y. The prospects of carrying and releasing drugs via biodegradable magnesium foam // Adv. Eng. Mater. - 2012. - V. 12. - No. 8. -P. 374-379. - https://doi.org/10.1002/adem.200980044
39. Wen C.E., Yamada Y., Shimijima K., Chino Y., Hosoka-wa Y.H., Mabuchi M. Porous shape memory alloy scaffolds for biomedical applications: A review // Mater. Lett. - 2004. - V. 58. - P. 357-360.
40. Erryani A., Pramuji F., Annur D., Amal M.I., Kartika I. Microstructures and mechanical study of Mg alloy foam based on Mg-Zn-Ca-CaCO3 system // Mater. Sci. Eng. -2017. - V. 202. - P. 012028. - https://doi.org/10.1088/ 1757-899X/202/1/012028
41. Ratner B.D., Hoffman A.S., Schoen F.J., Lemons J.E. Biomaterials Science: An Introduction to Materials in Medicine. - Elsevier, 2012.
42. Trivedi P., Nune K.C., Misra R.D.K. Grain refinement to submicron regime in multiaxial forged Mg-2Zn-2Gd alloy and relationship to mechanical properties // Mater. Sci. Eng. A. - 2016. - V. 668. - P. 59-65. - https:// doi.org/10.1016/j.msea.2016.05.050
43. Guan R.G., Shen Y.F., Zhao Z.Y. Nanoscale precipitates strengthened lanthanum-bearing Mg-3Sn-1Mn alloys through continuous rheo-rolling // Sci. Rep. Nat. -2016. - V. 6. - P. 23154:1-15. - https://doi.org/10.1038/ srep23154
Поступила в редакцию 12.02.2022 г., после доработки 21.05.2022 г., принята к публикации 03.06.2022 г.
Сведения об авторах
Gulberk Demir, Dr., Bilecik Seyh Edebali University, Turkey, gulberkdemirkilic55@gmail.com Douaa Akyurek, Graduate Student, Istanbul University-Cerrahpasa, Turkey, didomoon90@hotmail.com Amira Hassoun, Graduate Student, Istanbul University-Cerrahpasa, Turkey, afhassoun5@gmail.com Ilven Mutlu, Prof., Istanbul University-Cerrahpasa, Turkey, imutlu@istanbul.edu.tr, imutlu@iuc.edu.tr
