含长周期堆垛有序（LPSO）结构的镁合金具有优异的力学性能和生物相容性，在生物医学领域具有广泛的应用前景。但在实现推广应用之前，需解决耐蚀性差的问题。在提高其耐蚀性的诸多探索中，通过调节合金显微组织结构实现合金耐蚀性的可控性是开发新型高耐蚀生物植入镁合金的研究热点。现有研究发现，LPSO结构种类、分布及其形貌特征影响含LPSO相镁合金的耐蚀性。目前许多研究都报道了LPSO相在固溶处理中的结构转变，在Mg-Y-Zn三元合金中，最常见的是18R-LPSO结构向14H-LPSO结构的转变。不同的LPSO结构对镁合金的耐蚀性有很大的影响，因此有必要了解18R相和14H相在腐蚀过程中的作用差异，探索18R和14H结构对镁合金耐蚀性的影响机制。
最近，河海大学马爱斌教授课题组采用Mg-Y-Zn系合金进行18R和14H相组成的调控，研究了组成相对Mg-Y-Zn系合金耐蚀性的影响规律。发现沿14H相引发了镁合金取向性腐蚀；18R/14H界面的增加降低了合金的耐蚀性。具有单一18RLPSO结构的Mg-Y-Zn合金耐蚀性最好。
系统研究表征了铸态和固溶态Mg98.5Zn1Y0.5合金的组织演变及其在37℃SBF溶液中的耐蚀性。Mg98.5Zn1Y0.5在固溶（ss）处理过程中发生了相组成和形貌的变化。如图1和图2所示，铸态合金组织主要由α-Mg基体、沿着晶界分布的18RLPSO相组成，18R型LPSO结构体积分数约为9.7%。℃固溶处理促使18R向14H结构转变，经过12h固溶处理的试样基本完成了转变过程，18R结构体积分数降至约0.76%。固溶处理也因此改变了Mg98.5Zn1Y0.5合金在37℃SBF溶液中的耐蚀性。如图3所示，仅含有18R结构的铸态Mg98.5Zn1Y0.5合金的腐蚀速率最低，约为2.78mm/年，其次为4h和12h固溶处理后的合金，分别为3.93mm/年和5.12mm/年。经8h处理的试样腐蚀速率最高，为5.83mm/年。在固溶处理过程中，随着18R向14H转变的增加，材料的整体耐蚀性大大降低。这是由于在相变过程中引入了大量18R/14H界面，18R/14H界面的复杂晶体学特征导致了晶界加快溶解。
铸98.5Y1Zn0.5合金在不同固溶时间下的金相组织：(a)铸态；(b)固溶处理4h；(c)固溶处理8h；(d)固溶处理12h；(e)固溶处理12h
图2铸态及固溶态合金中第二相的透射电镜照片选区电子衍射花样：（a）铸态合金中的18R-LPSO结构；（b）ss-12h合金中的14H-LPSO结构
图3铸态和固溶态Mg98.5Y1Zn0.5合金在37℃SBF溶液中浸泡h的析氢曲线和腐蚀速率
此外，研究还分析了不同LPSO结构在Mg-Y-Zn合金腐蚀过程中的作用机制。固溶处理通过调节Mg98.5Y1Zn0.5内部LPSO的种类及含量从而影响合金的耐蚀性，主要与固溶处理后体系电化学均匀性以及合金中LPSO的种类、形貌和分布有关。α-Mg基体与LPSO相之间较大的电位差使其构成微电偶对从而促进整个腐蚀过程。在腐蚀过程中，α-Mg基体作为阳极，第二相作为阴极，使得初始腐蚀沿LPSO/α-Mg界面进行。如图4所示，对于仅含有18R相的铸态Mg98.5Y1Zn0.5合金来说，腐蚀产生的腐蚀产物会随着浸泡时间的延长而覆盖材料表面，但溶液中存在的Cl-对腐蚀产物膜有很强的破坏作用，从而继续腐蚀进程。与基体内部相比，α-Mg和18R相的界面更容易受到进一步的侵蚀，腐蚀在LPSO相周围进行，形成腐蚀坑。固溶处理促使合金内部14H结构LPSO相的析出，如图5所示，由于14H片层的取向性分布，使得腐蚀过程沿着一定方向扩展，腐蚀在晶粒内部沿着14H片层的排列方向进行。由于不同晶粒间14H相的取向不同，晶粒间的不同取向可形成微电偶腐蚀，从而促进晶界处的腐蚀，晶界溶解。镁合金中片层状14HLSPO相通过加速合金的电偶腐蚀过程导致了取向性腐蚀。
图4含有18R结构Mg98.5Y1Zn0.5合金腐蚀机制示意图：(a)3-D腐蚀形貌图；(b)电偶腐蚀对；(c)腐蚀路径
图5含有14H结构Mg98.5Y1Zn0.5合金腐蚀机制示意图：(a)3-D腐蚀形貌图；(b)电偶腐蚀对；(c)腐蚀路径
