综述：可生物降解金属与腐蚀控制：骨科固定装置创新面临的挑战、限制及新机遇 阿卜杜勒哈基姆·谢尔卡维（Abdelhakim Cherqaoui）、 卡洛·帕特诺斯特（Carlo Paternoster） 迭戈·曼托瓦尼（Diego Mantovani）

《Materials》：Biodegradable Metals and Corrosion Control: Challenges, Limits and New Opportunities for Innovating in Orthopedic Fixations Abdelhakim Cherqaoui, Carlo Paternoster and Diego Mantovani

　　摘要 生物可降解金属在骨科固定领域代表了范式的转变，它们在提供与骨骼愈合同步的临时机械支撑的同时，消除了与永久性植入物相关的长期并发症。传统的生物惰性合金，包括不锈钢、钛基合金和钴铬合金，具有较高的弹性模量，这会导致应力屏蔽效应，并且通常需要二次手术来移除。作为回应，基于镁（Mg）、锌（Zn）和铁（Fe）的可吸收金属系统已成为有前景的替代品。其中，Fe-Mn-C合金因其出色的强度-延展性平衡而脱颖而出，这种平衡得益于孪晶诱导的塑性机制、可调的降解行为以及通过奥氏体相稳定实现的磁共振成像兼容性。本文重点关注Fe-Mn-C合金，批判性地分析了其堆垛错能优化、相稳定性以及锰（Mn）控制的电化学行为背后的冶金设计原理。讨论了诸如增材制造等加工创新方法，这些方法可以用来构建多孔结构、细化微观组织，并通过梯度设计加速降解过程，同时在愈合期间保持机械结构支撑。混合金属-生物活性系统、表面功能化策略和功能性梯度多孔结构也被评估为增强骨整合和调节降解性的先进方法。尽管取得了这些进展，但在临床应用方面仍存在重大障碍。体外和体内降解速率之间的持续差异（通常归因于生物包裹和降解产物的积累）使得寿命预测变得复杂。在微观结构不均匀区域（如孪晶边界和相界面）发生的局部腐蚀可能会在承受载荷的情况下削弱结构的可靠性。此外，能够耦合电化学动力学、机械载荷、微观结构演变和骨重塑的预测性多物理场模型尚不完善，这限制了可靠的安全裕度估计。监管进展也受到缺乏针对基于铁的可降解合金的标准化测试协议的影响，包括统一的降解速率窗口、经过验证的腐蚀-力学耦合方法以及临床定义的锰离子释放阈值。本文旨在探讨基于铁的合金，特别是Fe-Mn-C合金，是否可以从有前景的实验室材料转变为能够提供患者特定、机械兼容且生物同步的临时固定的下一代骨科植入物。

1. 引言
骨科固定装置在现代创伤护理中起着关键作用，它们通过稳定骨折段、维持解剖对齐并确保整个愈合过程中的机械支撑来发挥作用。在复杂骨折的临床管理中，通常使用内固定板、螺钉和髓内钉来提供即时的结构完整性，并在生理载荷条件下促进生物修复。这些装置必须能够承受显著的机械力，同时尽量减少骨折部位的微动，以促进有效的骨愈合并防止不愈合或畸形愈合[1]。几十年来，由于金属相对于聚合物或陶瓷替代品具有更高的强度和抗疲劳性，因此被广泛用于骨科手术[2]。商业上成熟的材料，如不锈钢、钛合金和钴铬合金，已在承重骨骼部位实现了可靠的固定，尤其是在经历较大机械应力的长骨骨折中。它们的高屈服强度和抗断裂韧性有助于实现即时的机械稳定性，这对于早期活动和术后负重非常重要[1,2]。然而，理想的固定装置还必须与身体的动态愈合环境相协调，在骨骼再生的早期阶段提供足够的支持，并随着生物强度的增加逐渐将载荷转移回愈合组织。未能实现这种载荷转移的平衡可能会影响愈合结果并阻碍功能恢复[3]。商业上成熟的生物惰性合金，包括316L不锈钢、钛基合金（例如Ti-6Al-4V）和钴铬合金，由于其高屈服强度、抗断裂韧性和耐腐蚀性，在承重骨骼部位实现了可靠的固定（表1）。然而，它们的弹性模量（55–230 GPa）远高于皮质骨（10–30 GPa），导致应力屏蔽、骨重塑受损，并且经常需要二次手术移除[1,2]。此外，长期释放金属离子（Ni2+、V、Al、Co）的可能性在长期植入时引发了生物相容性的担忧[1,2]。这些固有的局限性、机械不匹配、装置的永久性和离子毒性的风险，激发了人们对能够提供足够短期载荷支撑并随着骨骼愈合逐步吸收的可降解金属系统的兴趣。

表1. 用于骨科骨板应用的常规金属生物材料的总结[4,5,6,7]。表1提供了用于骨科固定的常规耐腐蚀金属生物材料的机械性能、优势和局限性的比较总结。虽然这些金属在临床上取得了长期的成功，但它们本质上是为永久性植入设计的，因此与组织不断通过细胞活动重塑的临时骨科固定概念根本不兼容。与骨骼明显的弹性模量不匹配、骨折愈合后金属装置的持续存在、长期离子释放的可能性以及频繁需要二次手术移除，突显了当这些生物惰性合金用于仅需要短暂机械支撑的应用时的固有局限性。这些缺点推动了对能够提供足够短期载荷支撑并逐步降解、消除长期并发症的可降解金属系统的兴趣。

永久性生物惰性金属的局限性促使了可降解金属植入物的发展，这些植入物可以提供临时机械支撑并在体内逐渐吸收，从而消除了手术移除的需要并减轻了长期并发症。可降解金属（BMs）被设计为在生理环境中逐渐降解，理想情况下与组织愈合的生物时间线同步。它们的降解产物必须无毒，并能被身体安全地代谢或排出[8,9]。在候选的BMs中，镁（Mg）、锌（Zn）和铁（Fe）因其机械性能、生物降解行为和生物相容性而受到了广泛关注。镁合金的弹性模量接近天然骨骼，并能刺激成骨活性，但其快速腐蚀和氢气释放是重大挑战。锌合金表现出中等的降解速率（DRs）和生物功能性，但往往缺乏用于重载荷应用的机械强度。最后，基于铁的系统提供了优异的机械完整性，但降解速度较慢[10]。BMs的核心设计挑战在于平衡机械完整性、降解速率（DRs）和生物响应，确保植入装置在愈合过程中保持结构功能，同时以避免不良反应的速率降解，并与组织再生保持一致[9]。本文批判性地分析了用于骨科固定的BMs的发展和性能，特别强调了基于铁的可降解合金，这些合金具有出色的承重能力。在这方面，我们分析了合金设计策略、降解行为和在生理环境中的生物响应。在这个框架内，Fe-Mn-C合金因其奥氏体稳定化潜力、较低的磁化率、有利的机械性能和增强的腐蚀控制而成为有前途的候选材料。我们探讨了包括粉末冶金（PM）和激光粉末床熔融（LPBF）在内的加工方法对多孔性、微观结构和降解行为的影响。我们还研究了合金组成、结构-性能关系与降解速率（DRs）之间的相关性，重点在于为临时骨科固定定制BMs。最后，本文指出了当前向临床转化面临的挑战和限制，并概述了下一代可降解金属植入物的创新机会，这些植入物能够在骨骼愈合后安全地吸收，同时提供临时机械支撑。

2. 可降解骨科植入物的机械、降解和生物要求
为骨科固定设计和发展BMs需要整合机械性能、降解行为和生物安全性。与永久性植入物不同，可降解装置必须在关键的愈合阶段保持足够的结构完整性，然后以受控和生物可接受的方式降解。因此，明确定义的性能标准对于评估候选材料和指导合金设计策略是必要的[11,12,13]。

2.1. 机械兼容性
与骨骼的机械兼容性是骨科植入物的基本要求。皮质骨的弹性模量通常在10到30 GPa之间，而松质骨的弹性模量根据解剖位置和密度不同，介于0.1到5 GPa之间[14]。相比之下，传统的金属生物材料的刚性显著更高，导致机械不匹配和应力屏蔽，从而减少了生理载荷的传递，并可能损害骨重塑[3,15]。如图1所示，降低植入物的刚性以接近皮质骨的值是有益的，以促进载荷共享并保持周围组织的机械刺激。然而，仅凭弹性模量无法定义机械兼容性。可降解固定装置还必须提供足够的屈服强度（YS）和抗疲劳性，以在整个愈合期间承受生理应力[11,16]。皮质骨的压缩强度（CP）在100到200 MPa之间，植入物必须表现出相当或更高的YS，以确保机械稳定性[14,15]。在长骨骨折固定中，由行走和日常活动引起的循环载荷使得抗疲劳性成为一个关键参数。

图1. 皮质骨、松质骨、PEEK和可降解金属系统的弹性模量（GPa）和屈服强度（YS/MPa）比较。转载自Wang等人（2022）[17]，根据CC BY 4.0许可。在循环生理载荷下的抗疲劳性是另一个关键的机械要求，但在可降解金属设计中常常被忽视。在正常行走过程中，骨固定装置在愈合期间会经历10^5到10^7次循环的重复载荷，峰值应力根据解剖位置和患者活动水平可以达到50–150 MPa。因此，承重可降解植入物必须表现出超过100 MPa的疲劳极限，以确保整个愈合时间线的结构完整性（表2）。重要的是，在降解过程中必须保持机械完整性。在足够的骨再生之前过早失去强度可能导致植入物失效或延迟愈合，这表明机械性能和降解速率在BMs设计中是内在相关的变量[12,18]。此外，机械要求根据解剖位置和临床指征而有所不同。在这方面，非承重植入物可能容忍较低的强度和更快的降解速度，而承重应用则需要较高的初始强度和逐渐、可预测的机械完整性损失。

表2. 骨科应用中可降解金属植入物的机械要求（承重和非承重）[13,19,20,21]。在这个框架内，基于铁的系统由于其优越的机械性能而特别适用于承重场景[13,22]。然而，仅靠实现最佳的机械兼容性是不够的。长期的成功在很大程度上取决于材料在体内的降解方式。

2.2. 降解要求
一旦确保了足够的机械稳定性，降解行为就成为决定植入物性能的关键因素。理想情况下，可降解的骨接触植入物应与骨骼愈合同步降解，这通常需要3到6个月的时间，尽管这一时期可能会根据患者特定和解剖因素而变化[23]。过快的降解会损害机械支撑，而过慢的降解则会削弱可降解性的基本临床优势。如图2概念性所示，最佳的降解曲线涉及机械完整性的逐渐降低，这与愈合骨骼的逐渐增加的承重能力相平行。实现这种平衡是可降解合金开发的主要挑战之一。镁合金在生理环境中往往表现出过高的降解速率（DR），而纯铁的降解速度太慢，需要合金化和微观结构修改来调整降解动力学[11,22]。在这方面，表3总结了确认这一趋势的代表性研究及其相应的实验条件。

图2. 骨愈合阶段与可降解金属植入物所需降解曲线的时间关系示意图。植入物必须在炎症（1–7天）和重建（3–6个月）阶段保持足够的机械完整性，同时逐渐降解，以便在骨重塑阶段（1–2年）完全吸收。转载自Sarian等人[24]，根据CC-BY 4.0许可。除了植入物的整体降解速率外，降解方式也严重影响结构可靠性。均匀的降解允许截面积的可预测和均匀减少，而局部腐蚀现象（如点蚀）会产生应力集中点，可能引发过早的机械失效[12]。微观结构特征，包括晶粒尺寸、次要相分布、多孔性和加工引起的缺陷，强烈影响腐蚀形态。例如，增材制造（AM）途径可能会引入残余应力和微观结构不均匀性，从而局部改变电化学行为[25]。此外，降解产物必须保持在生理上可管理的范围内。例如，在基于镁的系统中，氢气释放是一个主要问题，因为快速降解可能会产生干扰组织整合的气体空洞[11,26]。另一方面，尽管基于铁和锌的合金不会产生大量氢气，但它们的降解产物必须逐渐吸收，而不产生长期积累[13,22]。

表3. 显示BMs典型降解速率特征的例子。由于降解直接控制离子释放和局部化学变化，降解行为不能与生物响应分开。这种相互依赖性自然引出了最后一个基本要求，即生物相容性。2.3 生物性能对可降解金属植入物的生物反应从根本上与离子释放、降解产物以及降解过程中产生的局部微环境有关。随着降解的进行，如Fe2+、Mg2+和Zn2+等金属离子会被释放到周围组织中。虽然这些元素是参与代谢和酶促途径的必需微量元素，但如果降解控制不当，过高的局部浓度可能会引起细胞毒性、氧化应激或炎症反应[11,13]。表4总结了这些离子的生物作用、典型的生理浓度范围，以及由于植入物降解导致局部或全身水平升高时可能产生的毒理学后果。因此，设计者必须确保离子浓度保持在毒理学阈值以下，同时仍允许材料逐渐被吸收。在基于铁的合金中，较慢的降解速率可能会降低急性毒性，但也可能延长降解产物在体内的存在时间，这突显了需要平衡降解控制策略的必要性[22]。除了离子释放外，成功的植入物整合还需要支持成骨细胞的粘附和增殖，并尽量减少慢性炎症反应。巨噬细胞与降解产物的相互作用在调节组织重塑和植入物吸收中起着核心作用[12,26]。尽管体外试验可以初步评估细胞相容性，但体内环境引入了涉及蛋白质、免疫细胞、血管化和机械负荷的复杂相互作用，这些因素会动态影响降解行为[18]。最后，成像相容性已成为另一个临床考虑因素。磁共振成像（MRI）常用于术后骨折愈合的监测。在这种情况下，表现出强铁磁性的材料可能会产生影响诊断准确性的伪影。因此，奥氏体Fe-Mn合金（其磁化率低于纯铁）被认为是与MRI兼容的基于铁的可降解合金的有希望的选择[32]。这一成像相容性的概念将在本综述的后续部分详细讨论。

3. 用于骨科固定的可降解金属和合金：现状
用于骨科固定的生物金属（BM）主要基于镁（Mg）、锌（Zn）和铁（Fe）。每种合金系统都在机械性能、降解速率和生物反应之间呈现出独特的平衡。虽然镁合金是最早被广泛研究的类别，但基于锌和铁的合金已经出现，以克服特定的机械或降解限制。以下部分将批判性地探讨每种系统的优点和挑战。

3.1 基于镁的合金
镁及其合金是最早被提出用于可降解骨科应用的金属系统之一。它们的主要优势在于密度（1.74 g/cm3）和弹性模量（41–45 GPa），这些参数更接近于皮质骨的特性，而传统用于永久性植入物的金属则不然。这种相似性减少了应力屏蔽效应，并促进了生理负荷的传递[33]。此外，镁具有生物相容性，并参与自然代谢途径，作为多种酶促反应的辅因子。临床上，基于镁的装置如螺钉和针已经实现商业化，特别是获得了CE认证的Mg-Y-RE-Zr（MAGNEZIX?）和获得KFDA批准的Mg-Zn-Ca系统（RESOMET?）[34]。这些监管批准标志着可降解金属植入物的一个重要里程碑。最近在基于镁的合金开发方面的进展集中在两个方面：合金化学优化和表面工程。在合金化方面，不含稀土元素的系统（如Mg-Zn-Mn和Mg-Ca-Sr）展示了适中的降解速率（0.3–0.8 mmpy）和改善的机械稳定性，同时避免了与稀土元素毒性相关的问题以及监管问题[34]。热机械加工技术，包括等通道角压（ECAP）和挤压，使得晶粒细化到亚5 μm的水平，从而提高了强度和延展性，同时减少了腐蚀各向异性[34]。涂层技术也有了显著发展，等离子电解氧化（PEO）和复合聚合物-陶瓷涂层在关键的早期愈合阶段提供了初步保护，随后允许材料逐渐溶解[34]。然而，尽管有这些优点，镁合金仍存在固有的局限性。从机械角度来看，虽然可以达到135–285 MPa的拉伸强度，但其延展性和抗疲劳性对于高负荷应用来说仍是一个问题。更严重的是，镁在生理环境中会迅速且往往无法控制地降解，体外测得的降解速率经常超过1 mmpy。这种快速降解通过阴极反应产生Mg2+离子和氢气，可能导致皮下气腔形成、骨溶解和过早的机械失效[12,33,34]。因此，基于镁的系统的关键挑战在于通过合金化（例如添加锌、钙、稀土元素）、热机械加工和表面改性策略来控制降解速率。尽管取得了显著进展，但快速降解仍然主要限制了镁合金在低至中等负荷应用中的使用。

3.2 基于锌的合金
基于锌的合金成为介于快速降解的镁和缓慢降解的铁之间的中间解决方案。锌在生理条件下的降解速率适中，通常在0.02–0.3 mmpy之间，这与骨骼愈合的时间线更为吻合。重要的是，锌在降解过程中不会产生氢气，从而消除了气腔形成的风险[35,36]。从生物学角度来看，锌是参与骨骼代谢和成骨细胞增殖的必需微量元素[37,38]。这种内在的生物活性使锌特别适合骨科应用。然而，纯锌的机械强度较低（屈服强度：20–50 MPa），限制了其直接用于承重固定装置。为了克服这一限制，已经开发了多种合金化策略。Zn-Mg、Zn-Li、Zn-Ca和Zn-Ag系统在强度上有了显著提升，Zn-Li合金的极限抗拉强度（UTS）达到了360–560 MPa[39,40]。合金化细化了微观结构，增强了沉淀强化效果，并能够调节降解行为。最近的研究表明，包括热挤压和控制还原比率的轧制在内的热机械加工技术可以显著提高基于锌的合金的机械性能，超越了单纯通过成分调整所能达到的效果。挤压诱导的纹理和晶粒细化使得Zn-Mg和Zn-Li合金的UTS值接近400–560 MPa，伸长率超过15–20%，使这些系统在低至中等负荷应用中更具竞争力[39,40]。然而，持续生理负荷下的蠕变变形是一个公认但尚未充分解决的挑战。鉴于锌的熔点相对较低（419 °C），其在体温（37 °C）下的相应温度约为0.68 Tm，这个温度范围内热激活的蠕变机制（特别是晶界滑移和位错攀移）会在持续生理负荷下起作用[41]。这种由蠕变引起的尺寸不稳定性可能会影响固定的有效性，需要在临床相关负荷条件下进行特定的机械表征。总体而言，基于锌的合金在降解速率和生物相容性方面是一个有前景的折中选择，但其机械性能仍需进一步提高，以便更广泛地应用于骨科固定。

3.3 基于铁的合金
基于铁的可降解合金以其优异的机械强度而著称。纯铁的屈服强度约为170 MPa，抗拉强度（UTS）在200–270 MPa之间，而Fe-Mn合金的UTS值可以达到400–900 MPa，同时具有更好的延展性[42,43]。这些性能与传统结构金属相当，使得基于铁的合金特别适合用于承重骨科应用。然而，铁的高弹性模量（约210 GPa）显著超过了皮质骨的弹性模量，引发了关于应力屏蔽的担忧[41]。降低有效刚度的策略包括与锰（Mn）合金化以稳定奥氏体相，通过粉末冶金（PM）和熔融冶金（AM）引入孔隙结构，以及通过微观结构工程来调节机械响应。此外，基于铁的合金作为生物金属的主要限制在于其在生理环境中的缓慢降解速率。致密的纯铁的降解速率通常约为0.1 mmpy，这可能不足以在临床相关的时间框架内实现完全吸收。为了加速降解，已经探索了多种策略：添加合金元素（如锰、钯、银、碳）来破坏钝化膜；使用第二相颗粒进行电偶联；通过孔隙工程增加表面积；通过晶粒细化增强电化学活性。从生物学角度来看，铁对氧气运输和细胞代谢至关重要。受控的离子释放通常表现出良好的细胞相容性，尽管过量积累可能会通过活性氧（ROS）的产生引起氧化应激[44,45]。因此，在不牺牲机械性能的前提下调节降解速率仍然是基于铁的可降解合金的主要研究挑战。鉴于其优异的机械性能和可调的降解行为，基于铁的合金越来越被视为承重可降解植入物的有力候选者。在各种基于铁的合金中，Fe-Mn基合金因其能够稳定奥氏体相、降低磁化率并提高降解性而受到特别关注。然而，二元Fe-Mn合金的相稳定性和强度-延展性平衡仍受锰含量的影响。添加碳（C）可以通过进一步稳定奥氏体、增加堆垛故障能（SFE）和激活孪晶诱导塑性（TWIP）机制来引入额外的冶金控制。因此，Fe-Mn-C合金成为一类非常有前途的生物金属，结合了机械性能、可调的降解行为和MRI兼容性[46,47,48,49]。以下部分将讨论它们的冶金设计原理。

4. Fe-Mn-C可降解合金的冶金设计
Fe-Mn-C合金是一类高度可调的基于铁的可降解材料，可以在相稳定性、机械行为、磁响应、降解和生物性能方面进行同时设计。其设计需要一种综合的冶金策略，平衡奥氏体稳定、SFE优化、电化学激活和加工控制，以确保可靠的体外和体内性能。

4.1 奥氏体稳定机制
对于需要术后MRI监测的可降解骨科植入物来说，磁行为是一个关键限制。纯铁具有铁磁性，磁化率很高（约1.5 × 10?），这会在MRI扫描过程中严重干扰磁场的均匀性，导致信号损失、几何失真和射频诱导的加热风险[57,58,59,60]。据报道，铁磁不锈钢会产生明显的“黑洞”伪影和图像失真，严重影响诊断质量[58]。因此，在基于铁的可降解合金中稳定非铁磁相是必不可少的。将铁与锰（Mn）合金化可以稳定γ-奥氏体（FCC）和ε-马氏体（HCP），这两种相都是反铁磁或弱顺磁的，从而大大降低了磁化率并提高了MRI兼容性[61]。然而，必须严格避免α′-马氏体的形成，因为其具有铁磁性。例如，Filho等人[62]报告称，随着α′-马氏体比例的增加，Fe-17.6Mn合金的磁化率也会增加。从机械角度来看，完全的γ-奥氏体结构更受青睐，因为它具有更好的延展性和磁中性，尽管在ε-马氏体比例有限且α′-马氏体被抑制的条件下，γ + ε双相微结构也是可以接受的[61]。碳（C）在这种稳定策略中起着决定性作用。作为强间隙γ稳定剂，碳抑制了马氏体转变，增强了固溶强化，并有助于控制SFE。然而，碳在高温下有形成碳化物的倾向，这需要谨慎管理。在大约500–700 °C的温度范围内，碳倾向于聚集在晶界并析出为碳化物（Fe?C）或三元（Fe,Mn）?C相[57,58,59,60]。这一过程会耗尽附近的碳和锰，局部降低奥氏体的稳定性并减少SFE，形成成分不均匀的区域，这些区域可能在生理环境中成为优先的阳极腐蚀位点。由此产生的敏化现象类似于奥氏体不锈钢中的晶界腐蚀敏化，这是由于晶界处铬碳化物的沉淀造成的，铬贫化区域在腐蚀介质中变得电化学活性增强并容易发生优先溶解[61]。在Fe-Mn-C合金中，这种敏化可能会促进晶界的优先腐蚀，从而削弱材料在生理流体中的耐腐蚀性能。为了降低这种风险，建议在高于1000 °C的温度下进行固溶退火，然后快速水淬，以保持碳和锰的固溶状态，并在最终加工前确保微观结构的均匀性[57,58,59,60]。基于这些成分限制，Fe-Mn-C可降解TWIP合金的目标成分通常为15–20 wt.%锰（Mn）和0.6–0.8 wt.%碳（C），这样可以同时实现完全的γ-奥氏体稳定、α′-马氏体抑制以及有利于孪晶主导塑性的SFE值[63]。

4.2 堆垛故障能和TWIP效应
除了相稳定性外，Fe-Mn-C可降解合金的机械性能与其变形机制密切相关，而这些机制主要由SFE控制。当SFE在12–35 mJ/m2范围内时，机械孪晶成为主导的变形模式，从而导致孪晶诱导塑性（TWIP）效应。这种效应通过引入相干孪晶界来增强材料的强度和延展性，这些孪晶界阻碍位错的运动并促进应变硬化，这对于承重的骨科应用特别有益[64]。这种变形行为在铸造的Fe-Mn-C TWIP钢中已有大量报道。例如，Loffredo等人[65]开发了一种铸造的Fe-16Mn-0.7C钢，其应力诱发形变（SFE）在18-25 mJ/m2范围内，以孪晶形成为主要变形模式，导致抗拉强度（A）为54.7 ± 2.1%，屈服强度（UTS）为1946 ± 11 MPa。此外，Dumay等人[66]证明，Fe-22Mn-0.6C钢由于机械孪晶作用，在大约20 mJ/m2的SFE下表现出优异的抗拉强度（A > 50%）和屈服强度（UTS > 900 MPa）。为了实现这些理想的机械性能，精确的成分控制是必不可少的。Mn和C都能增加SFE，其中C的影响更为显著。利用SFE图和Schumann图[63]等工具可以确定稳定的奥氏体相成分范围，并将SFE保持在目标范围内。例如，Fe-16Mn-0.7C的成分就处于这一最佳窗口内，既能促进机械孪晶形成，又能避免ε-马氏体和α′-马氏体的形成（这些与SFE < 12 mJ/m2相关）。

4.3 弹性模量
尽管Fe-Mn-C合金能够达到出色的强度和延展性，但其固有的弹性模量（约210 GPa）仍然远高于皮质骨（10-30 GPa），这引发了关于应力屏蔽的担忧。通过添加Mn可以稍微降低刚性，因为Mn有助于稳定γ相，但效果有限。因此，微观结构的细化和结构设计成为在不牺牲强度的情况下调整有效模量的关键策略。晶粒细化和孪晶诱导的应变硬化可以增强强度，同时保持稳定的变形行为。更重要的是，粉末冶金（PM）和增材制造（AM）能够控制孔隙率，从而降低有效弹性模量，并同时增加表面积，从而加速降解。例如，孔隙率为42-76%的多孔Fe-Mn合金表现出高达2.71 mmpy的降解速率（DR），远高于致密合金[67]；Heiden等人[68]还证明，盐浸处理后的多孔Fe-Mn复合材料将降解速率从0.02 mmpy提高到0.82 mmpy，并促进了磷灰石的形成。表6总结了孔隙率对多孔Fe基生物降解合金的弹性模量和降解速率的影响。虽然孔隙率能够加速降解，但同时也会对机械性能产生显著的负面影响。如表6系统所示，将致密Fe-Mn合金的孔隙率从低于5%增加到高孔隙率支架的70-85%，会使压缩强度从超过400 MPa降至6-50 MPa，远低于承重植入物应用所需的≥200 MPa的阈值[2]。这种孔隙率与强度之间的反比关系可以通过Gibson-Ashby细胞固体缩放定律很好地描述，该定律预测随着孔隙率的增加，强度会接近指数级降低[68]。此外，疲劳性能也受到孔隙率的影响。在循环载荷下，支柱接头处的应力集中因子会大大放大材料所承受的有效应力，使得疲劳寿命相对于致密合金缩短数个数量级[68]。这种机械降解之间的联系构成了Fe基生物降解固定的设计悖论，因为实现临床可接受的降解速率（>0.5 mmpy）所需的孔隙率水平会同时损害骨骼愈合过程中所需的结构完整性。第7.1节讨论的功能梯度结构是一种有前景的方法，但尚未得到充分验证，它可以根据局部机械和降解要求空间分布致密和多孔区域。

5. 加工及其对结构-性能-降解关系的影响
Fe基生物降解合金的降解速率（DR）和机械性能不仅由成分决定，还受到加工引起的微观结构的强烈影响。加工路线决定了孔隙率水平和分布、相组成（γ-奥氏体与ε-马氏体）、晶粒尺寸以及缺陷形成，这些因素共同决定了生理环境中的电化学异质性和降解速率。越来越多的证据表明，制造策略是加速Fe基合金降解的主要设计变量，尤其是在生理环境中这些合金本身降解速度较慢的情况下[22,67]。

5.1 粉末冶金（PM）
由于其成分控制的灵活性和引入工程化孔隙率的固有能力，PM被广泛用于Fe基生物降解合金。在烧结过程中，扩散结合和部分致密化决定了残余孔隙率和Mn的均匀分布。在这方面，Mn扩散不完全可能导致局部相异质性，从而促进不同区域之间的电化学差异，影响腐蚀行为[70]。PM加工的一个主要优势是可以调节孔隙率作为降解加速器。相互连接的孔隙增加了表面积，允许电解质深入渗透，增强了阳极溶解。Heiden等人[68]证明，增加多孔Fe的孔隙率显著提高了降解速率，同时将其弹性模量降低到类似骨组织的水平。类似地，Li等人[54]报告称，增材制造的多孔Fe结构由于内部表面积和电解质可及性的增加而表现出加速的腐蚀。此外，通过PM生产的Fe-Mn合金的降解速率显著高于纯Fe，这主要是由于Mn诱导的相稳定化和改变的电化学行为[70]。孔隙率和合金化的共同作用形成了一个加工-结构-降解耦合，可以将降解速率从致密Fe的约0.1 mmpy提高到高孔隙系统的接近或超过1 mmpy[54,68]。表7总结了PM加工加速降解的结构机制。

5.2 激光粉末床熔融（LPBF）
LPBF通过快速固化和工艺诱导的微观结构特征改变了Fe-Mn和Fe-Mn-C生物降解合金的结构-加工-降解关系。与PM不同，LPBF通过相演变、缺陷形成和晶粒细化来影响生物降解，这些因素都可以改变电化学活性[28,71]。最早对LPBF生产的Fe-Mn合金进行的系统研究之一发现，扫描速度显著影响微观结构和腐蚀行为。在600-900 mm/s的扫描速度下处理的Fe-Mn合金中，孔隙率从约0.27%增加到约2.5%，形成了由ε-马氏体和α′-马氏体组成的混合相结构。在SBF中的电化学测试显示，腐蚀速率（CR）从低扫描速度下的约0.09 mmpy增加到中等速度下的约0.22 mmpy，这高于纯Fe和许多传统制造的Fe-Mn合金的腐蚀速率[71]。这表明仅通过LPBF工艺参数就可以通过微观结构控制来调节腐蚀行为。重要的是，LPBF产生的相组成可以主导降解行为。最近的一项直接比较LPBF制造的纯Fe与Fe-25Mn和Fe-30Mn合金的研究发现，添加Mn并不总是能增加腐蚀速率。LPBF特有的快速冷却在纯Fe中产生了高晶界密度的细化晶粒结构，导致腐蚀速率约为0.04 mmpy。Fe-25Mn由于ε-马氏体与γ-奥氏体的比例较高，表现出类似的腐蚀速率（约0.05 mmpy），促进了微电偶腐蚀。相比之下，Fe-30Mn由于粗大的柱状晶粒和减弱的微电偶效应，显示出较低的腐蚀速率（约0.01 mmpy）[72]。这些发现强调了LPBF生产的Fe-Mn合金中相分布与腐蚀行为之间的复杂相互作用。除了Fe-Mn二元合金外，更广泛的综述表明，LPBF由于层次化的孔隙率、残余应力和快速冷却引起的不稳定钝化膜，使得Fe合金的腐蚀比传统制造方法更为严重。例如，在LPBF Fe支架中，表面附近的区域由于初始侵蚀而降解更快，而支架核心在短时间浸泡期间相对保持完整，这突显了LPBF微观结构对局部腐蚀行为的影响[28]。总之，这些研究表明，LPBF Fe-Mn及相关合金的降解不仅受孔隙率控制，还受到固化引起的微观结构特征（如晶粒尺寸、相混合和缺陷分布）的影响。主要的LPBF加工-结构-降解关系在表8中呈现。

6. 当前挑战和临床转化的局限性
尽管Fe基生物降解合金，特别是Fe-Mn和Fe-Mn-C TWIP钢取得了显著进展，但其临床转化仍受到几个未解决的科学和技术挑战的制约。这些问题包括对降解速率的控制不足、局部腐蚀导致过早的机械失效、预测建模能力有限、缺乏长期的体内验证，以及缺乏针对Fe基生物降解系统的标准化评估协议。

6.1 降解控制有限和体外-体内差异
Fe基生物材料最持久的局限性之一是在生理条件下的降解速率本身较慢。纯Fe在模拟体液中的降解速率通常低于0.1 mmpy，这对于许多需要在1到2年内完全吸收的骨科应用来说是不够的[74,75]。尽管添加Mn可以通过降低腐蚀势和不稳定钝化膜来提高降解速率，但在致密系统中，这种加速效果仍然有限[76,77]。引入高孔隙率（例如80-85%）的PM方法在体外实现了接近0.8-1.0 mmpy的降解速率[78]，而使用Pd等贵金属的galvanic策略进一步提高了腐蚀速率[79]。然而，体内研究表明，由于磷酸盐和碳酸盐富集的降解产物的积累，实际降解速率始终低于体外浸泡测试的结果[80,81]。例如，大鼠股骨中的长期植入研究表明，即使经过52周，仍存在持续的多层降解产物，显著延缓了进一步溶解[77]。这种实验室测试与生物学现实之间的差异突显了一个主要的转化差距。

6.2 局部降解和降解-机械完整性耦合
除了Fe基生物降解合金的缓慢降解性外，降解模式也是一个关键的机械问题。均匀降解对于骨骼愈合过程中的渐进式载荷传递是理想的，但Fe-Mn-C系统经常表现出由微观结构驱动的局部侵蚀。在早期浸泡阶段，已经观察到铸造Fe-Mn-C TWIP合金中的晶界腐蚀[86]；而含有ε-马氏体或贵金属添加物的多相系统可能会在相之间产生微电偶耦合[79]。例如，在Fe-Mn-Ag合金中，马氏体区域促进了局部点蚀而不是均匀溶解[87]。这种局部腐蚀可以在承重条件下生成应力集中点，加速机械完整性的丧失。在这方面，Fe-Mn-C合金的优异延展性和强度来源于动态机械孪晶作用，其中孪晶界作为位错运动的有效屏障并维持高应变硬化率[47,88]。然而，一些研究表明，在腐蚀条件下，这些晶体学特征也可能成为电化学活性位点。例如，Loffredo等人[86]报告称，在模拟生理溶液中早期浸泡时，铸造Fe-Mn-C TWIP合金的晶界处优先发生腐蚀。此外，Kraus等人[77]观察到在长期体内植入过程中，特别是在含有马氏体区域或相异质性的合金中，微观界面处发生了选择性侵蚀。从冶金角度来看，孪晶界代表了原子堆叠和局部应变场的改变区域，这可能会改变局部电化学势和钝化膜的稳定性[47]。具体来说，孪晶界面处的被动氧化膜主要由MnO、Fe2O3和Fe3O4组成，可能会由于变形过程中的短程扩散导致位错密度增加和Mn分布改变而变得不稳定[47]。在奥氏体钢中也观察到了类似的行为，其中变形引起的缺陷和相界面由于局部能量变化和电偶联效应而成为优先腐蚀部位[73]。需要注意的是，孪晶界面对腐蚀的敏感性与之前的机械变形成正比，因为孪晶密度越高，暴露于生理电解液中的敏感界面面积就越大[47]。在多相Fe-Mn系统中，还提出了γ-奥氏体与ε-马氏体之间的微电偶联作用会加速局部溶解[89]。虽然这些研究表明控制机械性能的微观结构特征可以同时影响腐蚀路径，但孪晶界面溶解与时间依赖的机械完整性损失之间的直接耦合仍然没有得到充分量化。通过渐进的腐蚀攻击导致孪晶界面一致性的丧失可能会降低位错屏障的有效性，并使变形行为从以TWIP（孪晶形变诱导塑性）为主转变为更传统的滑移机制[89]，这对承载固定所需的强度-延展性平衡有直接影响。目前的降解研究通常只评估质量损失或电化学参数，而不同时进行生理条件下的机械测试。因此，Fe-Mn-C生物降解合金的腐蚀形态演变与承载能力降低之间的关系仍然了解不足。因此，在图3中提出了一个描述这种腐蚀-机械耦合的概念框架。

6.3 预测建模和多物理模拟的局限性
向临床转化的另一个主要挑战是当前预测模型在准确模拟生物降解Fe基植入物的时间依赖性降解和机械演变方面的能力有限。大多数为BM（生物材料）开发的腐蚀模型仍然依赖于简化的假设，如均匀厚度减少和脱节的机械加载，这些假设忽略了降解过程中发生的复杂化学-机械相互作用。正如Joshi等人[90]的全面综述所强调的，当前的BM计算方法主要是现象学的，通常根据质量损失数据进行校准，而没有明确考虑微观结构的异质性或演变的应力场。最近，对于Mg合金提出了更先进的数值框架，其中相场建模已被成功用于模拟局部点蚀腐蚀及其与机械应力的相互作用[91]。在那项工作中，Kovacevic等人[91]证明应力浓度显著加速了局部溶解，这强调了将电化学动力学与机械场耦合起来以获得现实寿命预测的必要性。同样，Saconi等人[92]实施了一个包含用户定义的腐蚀定律的有限元模型来预测WE43 Mg合金的强度损失，表明降解引起的应力重新分布强烈影响了随时间的机械完整性。

尽管有这些重要进展，但这种多物理建模策略尚未系统地扩展到Fe-Mn-C系统。这一限制尤其关键，因为Fe-Mn-C合金表现出相依赖的电化学性质（γ-奥氏体与ε-马氏体）、依赖于SFE（应力场）的变形机制，以及由孔隙率引起的应力重新分布，这些特性与Mg合金相比引入了额外的复杂性。此外，降解产物的积累已知会显著减缓Fe基植入物的体内降解速度，但这在数值模拟中很少被考虑。因此，当前的模型无法可靠地预测微观结构、降解形态、机械性能和周围骨反应的耦合演变。因此，缺乏整合电化学动力学、微观结构演变、机械加载和生物重塑的经过验证的多物理框架，仍然是准确估计植入物寿命和定义生物降解装置安全裕度的主要障碍。

6.4 长期体内验证不足
长期体内验证仍然是生物降解Fe基合金临床转化的一个主要限制。尽管体外细胞相容性研究一致显示Fe-Mn系统的细胞存活率可接受，通常超过80%[69,93,94]，但这些短期测试无法再现体内控制降解速率（DR）、离子传输、组织重塑和机械加载的复杂生理条件。最近的动物研究开始解决这一差距，但现有证据在持续时间和范围上仍然有限。在这方面，Traverson等人[82]在大鼠股骨模型中评估了Fe-30Mn合金植入物六个月的时间，并报告了与SS 316L对照组相比有更好的生物相容性和增强的骨沉积。重要的是，没有观察到明显的系统性毒性。然而，降解速度仍然相对较慢，表明仅通过添加Mn并不能完全解决Fe-Mn基植入物在体内的内在低降解速率问题。增材制造（AM）进一步使得在生理条件下研究多孔Fe-Mn系统成为可能。在为期48周的植入研究中，Li等人[95]评估了通过LPBF（激光烧结选区熔化）制造的3D打印多孔Fe-30Mn支架，显示出稳定的骨整合和主要器官中没有病理改变。虽然孔隙率促进了组织生长和界面稳定性，但在实验时间范围内未能实现材料的完全吸收，这突显了长期降解控制的持续挑战。同样，Saliba等人[96]在大鼠模型中研究了Fe-Mn和Fe-Mn-Ag针，并报告了抗菌功能和没有不良的系统效应。尽管如此，植入物的相当部分仍然保持结构完整，进一步证实了体内降解速率通常比浸没测试预测的要慢。除了啮齿动物模型外，Wegener等人[97]进行的大规模动物研究在羊模型中评估了一种多孔Fe基可降解骨替代物，并报告了与降解产物沉积相关的局部炎症反应，强调了在评估转化可行性时延长植入时间和更高保真度的生物力学环境的重要性。

尽管有这些进展，但在临床相关的承载骨科条件下对Fe-Mn-C TWIP合金的系统体内研究仍然大部分缺失。变形孪晶和SFE依赖的塑性的存在引入了微观结构的异质性，这可能会影响局部腐蚀路径和界面稳定性。孪晶界面可能成为优先的电化学位点，但它们对长期组织整合或炎症反应的贡献尚未通过实验得到澄清。此外，虽然Mn可以加速降解，但在多年降解过程中持续释放Mn离子的累积系统效应尚未得到充分量化。尽管Mn是一种必需的微量元素，但在非植入物环境中长期过量暴露已被证明与神经毒性有关[98]，这突显了需要对生物降解骨科装置进行长期毒理学评估的必要性。此外，植入物降解与骨愈合的阶段性过程（从炎症和骨痂形成到矿化和重塑）之间的同步机制尚未在Fe-Mn-C系统中得到机械上的确立。图4总结了Fe-Mn-C基合金用于生物降解骨科植入物临床转化所面临的关键差距。

6.5 缺乏标准化的测试和监管框架
与生物验证挑战并行的是，缺乏专门针对生物降解Fe基材料的标准化测试协议，这是一个重大的监管障碍。当前的评估方法主要改编自永久性金属植入物的标准或基于Mg的生物降解系统，尽管在降解机制和速率上存在根本差异。Fe基合金主要通过形成相对稳定的氧化物和磷酸盐降解产物层来降解，这些层可能部分钝化表面并逐渐减缓溶解，这与Mg基合金的快速阳极溶解和氢气释放特性形成对比[9]。因此，关于Fe基骨科植入物的可接受降解速率窗口、能够真实模拟生理缓冲和蛋白质吸附的标准化浸没持续时间，或同时进行机械加载和腐蚀暴露的验证协议，目前还没有共识。此外，针对生物降解Fe-Mn系统的临床安全Mn离子释放阈值尚未在监管框架内正式统一。这种方法标准的缺乏使得跨研究比较变得复杂，增加了报告的降解速率的变异性，并延迟了监管批准过程。表10总结了当前应用的测试方法与提出的Fe特定标准化需求之间的结构化比较，包括浸没条件、腐蚀-力学耦合协议、离子释放评估和最低体内验证持续时间。

总之，尽管Fe-Mn-C基合金展示了有希望的机械相容性、非磁性行为和合金可调的降解特性，但其临床转化受到有限的长期体内数据、对负载条件下微观结构驱动的降解理解不足、关于持续Mn暴露的不确定性以及缺乏标准化测试标准的限制。通过多年大型动物研究、腐蚀-力学耦合评估和标准化的监管框架来解决这些差距，对于从实验室规模的创新过渡到安全的骨科临床应用至关重要。

7. 创新的新机遇
将Fe-Mn-C生物降解合金从实验室奇观转化为临床可行的骨科固定植入物需要超越合金成分或加工参数的渐进式改进的创新。以下部分重点探讨了五个前沿领域，包括结构化孔隙率、混合系统、表面功能化、智能降解控制和AM个性化，每个领域都代表了一种解决几十年来限制Fe基生物降解合金的机械完整性和可控降解之间基本矛盾的独特策略。

7.1 结构化和分级孔隙率
植入物孔隙率的设计已经从早期仅将孔隙率视为降解加速器的研究显著发展，发展到能够空间协调机械和生物性能的复杂功能分级架构。这一演变反映了人们越来越认识到骨骼本身不是一种均匀的材料，而是一种分层组织的复合材料，外围的致密皮质骨逐渐过渡到内部的多孔松质骨，每个区域具有不同的机械和生物功能。最近在增材制造[78,106,107,108]方面的进展最终使得制造出模仿这种自然组织的金属植入物成为可能，从而有机会根据不同解剖部位的具体要求匹配植入物的刚度和降解特性。如图5所示，这种设计范式使得开发出功能分级的生物降解支架成为可能，其中结构特征被设计为实现特定部位的性能和与周围组织的更好整合。当前Fe-Mn系统在结构化孔隙率方面的技术水平显示出了显著的进步和持续的局限性。Salama等人[78]系统研究了拓扑有序的多孔Fe结构，证明通过控制支柱厚度和单元格几何形状，可以将降解速率从0.625调节到1.640 mmpy，立方体和截角八面体配置显示出渗透性和机械稳定性的特别有希望的组合。然而，类似的研究也揭示了一个关键的限制，即孔隙结构与降解模式之间的关系仍然理解不足。虽然孔隙率超过80%的高度互联多孔结构无疑通过增加表面积和增强电解质渗透性加速了降解，但它们同时降低了长骨固定特征下的疲劳抵抗力[74]。这创造了一个设计悖论，即增强降解速率的结构特征可能会损害承载应用所需的机械性能。

功能分级孔隙率代表了解决这一悖论的一种新兴方案，尽管其实施仍然是基于经验而非机械优化的。Liu等人[69]使用海绵复制技术成功制造了孔隙率为85%的Fe-Mn支架，其弹性模量为0.12–0.37 GPa，接近松质骨的值，降解速率为大约0.8 mmpy。然而，这些成就掩盖了文献中尚未充分解决的潜在科学挑战。致密区域和多孔区域之间的界面会产生不可避免的应力集中，这可能在生理加载下引发裂纹扩展，而这些过渡区的制造缺陷引入了促进局部而非均匀降解的电化学异质性。此外，最佳的分级轮廓仍然是通过试错确定的，而不是通过预测建模确定的。当前的设计通常采用线性或阶梯状的孔隙率梯度，但没有理论依据证明这些轮廓比更复杂的非线性架构更符合实际骨折中空间变化的应力场和骨再生速率。将拓扑优化算法与时间依赖的腐蚀模型相结合是一个关键的研究前沿。例如，Mehboob等人[109]对优化骨板的研究仅限于静态机械考虑，而没有考虑生物降解植入物的演变材料特性。

7.2 混合金属-生物活性系统
将BM与生物活性陶瓷结合的混合系统概念作为一种策略，已经获得了相当大的关注，旨在同时解决单体金属植入物的多个限制。通过结合Fe-Mn基体的机械强度与陶瓷相（尤其是羟基磷灰石）的骨传导性和加速降解的特性，研究人员旨在创造出性能超越单一成分的复合材料。这种方法基于坚实的力学原理，因为引入陶瓷颗粒会与Fe基体产生微电偶效应，由于热膨胀不匹配导致界面缺陷密度增加，并生成破坏保护性氧化层的次级相，所有这些因素都会加速降解过程[110,111]。在这方面，Heiden等人[68]提供了这一方法的重要证据，他们证明多孔Fe30Mn-10HA复合材料的降解速率（DR）达到了0.82 ± 0.04 mmpy，是非多孔Fe30Mn（0.02 mmpy）的四十倍。他们的研究阐明了加速的具体机制，确定了Fe-HA界面处Ca2Mn7O14相的形成对于破坏被动氧化层和促进活性溶解的关键作用。陶瓷含量的优化是一个尚未完全解决的材料科学挑战。虽然低含量的HA（5–10 wt.%）可以在不严重损害机械性能的情况下提供生物活性，但高含量（>15 wt.%）会引入脆性，这与骨科固定装置的变形要求根本不相容。Dehestani等人[112]系统地记录了这一现象，他们通过粉末冶金（PM）制备了不同HA组成和颗粒大小的Fe-HA复合材料，发现当添加2.5 wt.% HA时，所有样品的屈服强度（YS）和断裂强度（TS）都降至纯Fe的一半，且随着HA含量的增加，机械性能逐渐下降。Fe-Mn-C合金因其通过孪晶和位错运动实现的大范围塑性变形而适用于承重应用，但陶瓷颗粒通过产生应力集中点和促进裂纹形成破坏了这种能力[113]。此外，Fe-Mn-HA界面的长期体内行为几乎未被探索，没有研究超过12个月的持续时间来观察体外观察到的加速降解是否会在体内持续，或者植入物的生物包裹是否能够像在单体Fe植入物中那样随时间减缓降解[67]。鉴于Heiden等人[68]观察到烧结过程中Fe-HA界面处形成了Ca2Mn7O14相，这一知识空白尤为重要，因为这种相在长期生物暴露下可能表现出不可预测的行为，尽管它最初会加速降解。

Fe-HA复合材料的替代方案是开发具有内在生物活性的Fe基合金，其表面化学性质本身就能促进矿化。在这方面，Qiu等人[114]证明含Nb的Fe基金属玻璃在模拟体液（SBF）中无需表面处理即可自发形成磷灰石。磷酸八钙在1天内开始成核，3天后形成了类似骨的羟基磷灰石层。这一过程（如图6所示）是由Fe和B的选择性溶解以及Si-OH、Fe-OH和Nb-OH功能团的快速形成驱动的，这些功能团促进了Ca2+和磷酸根的吸附。与颗粒状Fe-HA系统不同，这里的生物活性来源于受控的表面反应和分级孔隙结构的形成，表明可以通过成分设计而不是外部陶瓷增强来实现混合功能。图6展示了Fe-B-Si金属玻璃在模拟体液中的生物活性机制，突出了表面（Fe, Si）-OH基团的形成、选择性溶解、随后的磷灰石成核以及结晶磷灰石层的生长。改编自Qin等人（2016）[114]。除了羟基磷灰石，生物活性玻璃涂层代表了一种具有独特优势和局限性的混合策略。这些基于硅酸盐的材料通过快速表面磷灰石形成增强骨整合，并提供可控的离子释放（Si, Ca, P），可能刺激骨生成。生物活性机制涉及离子从玻璃迁移到体液界面处形成富硅层，从而促进碳酸氢盐磷灰石的成核，并与周围骨组织形成化学键[115]。然而，将生物活性玻璃应用于Fe-Mn基底面临一个关键的材料兼容性挑战，因为硅酸盐玻璃和Fe之间的热膨胀系数（CTE）不匹配，通常会导致涂层在加工或早期植入过程中分层，从而影响涂层的保护和生物活性。标准45S5生物活性玻璃的CTE约为15.1 × 10?6 K?1，而Fe基合金的CTE值约为10–30 × 10?6 K?1，这在烧结过程中会产生显著的热残余应力，可能导致裂纹或分层[117,118]。此外，用于生物活性玻璃沉积的激光镀膜技术在1000–1500 °C的温度下进行，由于生物活性玻璃和基底材料之间的CTE差异较大，治疗后会发生裂纹[118]。

表面功能化提供了一种独特的多功能方法来设计可降解植入物，因为它能够暂时分离初始的生物反应与长期的降解行为。与永久固定材料性能的批量合金化不同，表面改性可以提供强烈但时间有限的效果，在骨骼整合建立的关键早期愈合阶段保护植入物，然后在实现与宿主组织的机械连续性后允许甚至加速降解。这种时间控制对于Fe-Mn-C合金特别有价值，因为其内在的降解速率通常太慢，无法满足临床需求，但永久性加速会损害早期的机械稳定性[119,120]。激光表面纹理化提供了一种具有独特特性的功能化途径。飞秒和纳秒激光烧蚀可以创建超亲水表面，并通过增加表面积和形成亚稳态氧化层显著提高降解速率[121,122]。Donik等人[123]证明，激光纹理化的Fe-Mn表面的腐蚀速率比抛光表面高出8到13倍，将这种加速归因于纳米级表面特征和改性氧化层中较高的Mn含量。他们的X射线光电子能谱分析显示，激光纹理化改变了表面化学性质，将大部分Fe转化为有利于腐蚀的Fe2O3（氧化层中占比高达60%），并且Mn含量显著增加。然而，这种方法引入了限制其临床可行性的关键问题。激光诱导的纳米结构在骨科植入物特有的机械载荷和摩擦条件下的长期稳定性尚未得到验证。在这里，早期的表面改性可能会退化或受到机械破坏，导致降解行为的不可预测变化。此外，加速降解的增加表面积可能会同时增加氢气的释放或金属离子的释放，从而影响生物相容性。Sun等人[124]的最新工作证实，飞秒激光诱导的Fe-30Mn表面纳米波纹结构在保持细胞相容性的同时增加了实际的生物降解速率，尽管该研究仅限于30天的体外观察。

表面功能化的前沿在于智能响应涂层，这些涂层能够根据生理信号调整其性能。基于pH响应纳米容器（如HALloysite纳米管、介孔二氧化硅纳米颗粒或装载有防腐剂或生物活性剂的分层双氢氧化物壳）的自修复涂层可以自主修复机械损伤，并根据局部环境变化调节离子释放。Sanyal等人[125]对这些技术进行了全面回顾，指出微/纳米容器的尺寸通常在50–200 μm之间，旨在通过智能、及时的释放封装剂来响应外部环境刺激。具体来说，pH响应涂层利用降解过程中发生的pH变化（阳极部位通常为酸性，阴极部位为碱性）来触发抑制剂的释放。Ouyang等人[126]的最新工作开发了介孔二氧化硅核心分层双氢氧化物壳纳米容器（MSN-MBT@LDH），它们在酸性环境中释放2-mercaptobenzothiazole防腐剂，与对照涂层相比，提供了更强的腐蚀保护。Dehghan等人[127]开发了壳聚糖-ImH@γ-环糊精金属有机框架复合材料，在SBF中5天后通过释放咪唑对pH升高作出反应，显示出97.27%的抑制效率。尽管针对Mg基合金的研究很多（其中酸性条件会加速腐蚀），但将其适应Fe-Mn系统需要仔细考虑Fe的根本不同的电化学性质。与Mg不同，Fe的腐蚀会产生可溶性的Mg2+和氢氧根离子，而Fe形成的不溶性氧化层在酸性条件下的响应可能不同，可能会减缓而不是加速降解[128]。这种对环境刺激的逆向响应使得将智能涂层概念直接从Mg系统转移到Fe系统变得复杂，需要对Fe生物降解的特定刺激响应机制进行基础研究。此外，正如Rabeeh和Hanas[67]在其关于Fe基可降解植入物的综述中指出的，包括智能涂层在内的表面改性的长期体内稳定性尚未得到充分验证，特别是关于涂层分层、机械磨损以及释放封装材料的生物反应。Wang等人[129]为Al合金开发的三重刺激响应纳米容器可以同时响应酸、碱和腐蚀潜力，这可能为Fe系统提供一条前进的道路。

智能可降解植入物的概念代表了骨科生物材料研究中最雄心勃勃的前沿，这些植入物能够自主调节其降解速率以响应生物环境。这些系统旨在实现当前可降解金属无法实现的目标，即植入物降解与骨骼愈合的阶段性生物过程（从初始炎症到软性骨痂形成、矿化以及最终重塑）之间的完美同步。虽然这一愿景在Fe基系统中尚未完全实现，但材料科学和生物电子学的最新进展已经奠定了概念基础，最终可能使其成为现实。智能和可降解聚合物技术的融合即将改变生物医学工程，特别是在再生医学和微创设备领域，尽管尽管有强有力的实验室数据，但很少有智能可降解系统进入临床应用[130]。当前的研究探索了多种刺激响应策略，每种策略都有其独特的机制和局限性。pH响应降解是最直观吸引人的方法，因为植入后的炎症阶段会产生局部酸性环境，pH值约为5.0–6.5[131]。设计用于在这些酸性条件下加速溶解的涂层理论上可以使植入物的降解速率与初始骨形成相匹配，然后在愈合过程中pH值恢复正常时稳定下来。最近对Mg合金的研究使用mPEG-PLGA涂层证明了这一原理，这些涂层在Mg降解产生的碱性环境中选择性溶解（pH ≥ 10），有效缓冲pH值并调节Mg2+的释放[132]。然而，将这种方法应用于Fe时面临一个根本的材料科学挑战。与Mg不同，Fe的腐蚀通过快速氢气释放和氯离子渗透而被加速，而在弱酸性条件下Fe的腐蚀通常由于氧化层的不稳定而减慢，随后重新钝化。这种对pH的逆向响应使得设计响应涂层变得复杂，可能需要基于特定炎症介质的替代触发机制，而不仅仅是pH值。Mo-H2O系统的Pourbaix图显示，Mo物种的稳定性随pH值显著变化，表明环境适应性合金可能为刺激响应降解提供另一种途径[133]。

基于负载传递到愈合骨骼的机械响应系统提供了另一个具有强烈生理学依据的范式。该概念涉及植入物在实现与宿主骨骼的机械连续性后加速降解，这可以通过集成压电传感器或应变响应聚合物来检测[134]。由Ni-Ti合金制成的形状记忆线已被集成到骨科植入物中，通过可控的微运动刺激骨骼修复，并能够施加显著的拉力，并通过电阻测量使愈合过程可视化[135]。然而，Ni-Ti合金不可降解，将其适应Fe-Mn合金面临多个集成挑战。必须开发并验证与Fe-Mn合金兼容的可降解传感器、无线电力传输系统和生物相容的驱动机制，这是一个涉及材料科学、电气工程和骨科手术的高度跨学科的倡议。这些系统的当前技术准备阶段仍处于早期概念阶段，尚未在任何动物模型中展示出闭环降解控制。通过外部电磁场进行电化学调节提供了一种侵入性较小但可能准确性较低的替代方法。例如，最近对Mo基可降解金属的研究表明，电化学行为随着炎症介质（如过氧化氢和白蛋白）的不同而显著变化，这表明即使没有复杂的传感器集成，也有机会开发出环境适应性合金。在这方面，Gao等人[136]比较了Mo与Mg、Zn和Fe的长期腐蚀特性，发现Mo表现出最低的降解速率（DR）和最均匀的降解模式。重要的是，在模拟的炎症条件下（使用过氧化氢和牛血清白蛋白），Mo在两侧都表现出良好的性能。然而，将电化学调控技术应用于临床需要患者佩戴外部设备或定期进行临床检查，这引发了关于患者依从性和实用性的担忧，而这些在现有文献中尚未得到解决。此外，Mo（体外降解速率为0.0336 mmpy）与Fe（0.10 mmpy）之间的显著差异，使得将电化学调控策略直接从一种金属系统转移到另一种金属系统变得复杂[137]。所有智能降解概念中的一个关键科学空白是缺乏闭环控制机制，即能够根据骨骼愈合生物标志物的实时反馈自动调整降解速率的系统。实现这一功能需要在单一可植入设备中集成可生物降解的传感元件、可靠的无线通信和生物相容的驱动机制，并在整个几个月的降解过程中保持这些功能。目前的无线可生物降解传感器采用LC谐振器，其中电感线圈和电容元件由Mg或Zn等可降解金属制成，并配以可生物降解的介电层[138]。这些系统在体外显示出最远5毫米的无线读数能力，在体内用于颅内压力监测时，其品质因数（Q）会随着植入物的部分降解而逐渐降低[138]。然而，将这些概念验证设备转化为用于骨科固定的闭环降解控制系统仍需解决一些根本性挑战。其中一个挑战是开发能够响应骨骼愈合生物标志物（如特定细胞因子、矿化标志物）的传感器，而不仅仅是测量物理参数。其次，需要创建无需外部电源即可根据传感器反馈调节Fe-Mn-C合金降解速率的驱动机制。最后，必须确保集成系统在降解过程中仍保持足够的机械强度以承受负载。这可能是可生物降解金属研究中最具挑战性的问题，因为它需要跨多个研究团队甚至不同机构的技术融合。正如最近的一些综述所指出的，尽管有强有力的实验室数据，但很少有智能可生物降解聚合物或金属能够进入临床应用，监管策略也需要适应这些材料的动态行为，这对现有的医疗器械分类系统提出了挑战[130]。

7.5. 增材制造与植入物个性化
增材制造已经从一种原型制作技术发展成为一种临床应用的技术，用于患者特定的骨科植入物。2022年，全球3D打印骨科设备的市场规模超过了20亿美元，并预计在未来十年内每年增长超过11%[139]。对于Fe-Mn-C可生物降解合金而言，激光烧结（LPBF）技术不仅提供了简单的形状定制能力，还实现了对微观结构、降解行为和机械性能的基本控制。LPBF的快速固化特性形成了细小的晶粒结构和亚稳态相分布，从而加速了降解过程；同时，对激光参数的精确控制使得单个植入物内的孔隙率和微观结构可以空间变化[76]。然而，通过LPBF制造可生物降解的Fe基合金面临一些尚未在现有文献中得到充分解决的挑战。例如，逐层制造过程中的热循环会导致γ-奥氏体和ε-马氏体分布不均，从而影响腐蚀行为的空间变异性，可能危及植入物的可靠性。Liu等人[71]的研究表明，扫描速度在600至900 mm/s之间时，腐蚀速率会根据相分布不同而介于0.09至0.22 mmpy之间，但这些关系在不同LPBF系统、粉末批次和构建方向上的重复性仍需进一步研究。高能激光处理过程中Mn的选择性蒸发带来了额外的成分挑战，因为Mn的沸点（2061°C）远低于Fe（2862°C），这可能导致熔池中的Mn优先蒸发，从而改变表面区域的SFE（应力场）和相稳定性。G?rtner等人[141]对通过LPBF处理的Fe-Mn-Si形状记忆合金的研究表明，Mn的蒸发显著影响了最终微观结构中的主要凝固相和相分数，生产过程中Mn含量减少了约0.3%。这种效应在高激光功率密度下尤为明显，可能导致植入物厚度方向上的成分和性能梯度，而这些在原始粉末原料中并不存在。Ewald等人[142]观察到，在LPBF处理过程中Fe-Mn-Al-Ni合金中的Mn损失甚至高达3%，这是由于Mn的蒸汽压高于其他合金元素所致。后处理热处理虽然可以改善成分均匀性，但可能会破坏提供有益机械性能的细小晶粒结构，从而形成了一个尚未系统解决的优化难题。打印出的Fe-Mn基合金的表面粗糙度通常超过10 μm Ra，这会通过增加表面积和电解质捕获加速初始腐蚀，但可能通过产生应力集中点而影响疲劳性能[28]。通过机械抛光、化学蚀刻或热处理进行后处理可以改善表面化学性质，但这些方法必须针对可生物降解金属进行优化。抛光过程中去除表面材料可能会消除使LPBF适用于可生物降解植入物的微观结构特征（如细小晶粒和亚稳态相），而化学处理可能会引入污染或以不可预测的方式改变表面氧化层化学性质，从而影响降解过程。

个性化可生物降解植入物的未来在于数字孪生技术的整合，该技术结合了患者特定的解剖模型、生物力学加载模拟和预测性降解算法，以在制造前优化植入物设计[143]。Andres等人[140]开发了一种临床适用的数字孪生工作流程，整合了患者特定的成像、运动捕捉、肌肉骨骼建模和有限元模拟，应用于五种不同解剖部位和治疗方法的真实患者案例，证明了其可行性。他们的研究表明，数字孪生可以预测植入物应力分布和骨折应变的改进，为优化手术决策提供了有价值的见解。对于Fe-Mn-C系统，全面的数字孪生需要将有限元力学分析与电化学腐蚀建模、骨骼重塑模拟以及基于机器学习的患者特定愈合速率预测相结合。这种整合是一个重大的计算挑战，因为机械加载、电化学溶解和生物重塑的耦合物理过程发生在完全不同的时间尺度和长度尺度上，现有的模拟框架难以同时考虑这些因素[143,144]。监管和标准化障碍可能是个性化可生物降解植入物临床应用的最直接障碍。目前的FDA和欧盟MDR路径主要是为标准化的批量生产设备或患者特定的生物惰性植入物制定的，尚未为个性化可生物降解设备建立相应的框架[145]。尽管有强有力的实验室数据，但很少有智能可生物降解聚合物或金属能够进入临床应用，监管策略需要适应这些材料的动态行为，这对现有的医疗器械分类系统提出了挑战[130]。

7.6. 制造可扩展性和工业兼容性
Fe-Mn-C可生物降解合金的临床应用中的一个关键但尚未充分研究的方面是其在现有骨科植入物产业中的实际可制造性。从原材料成本角度来看，Fe-Mn-C合金在结构上优于其他竞争性的可生物降解金属系统。Fe和Mn是全球范围内丰富的、相对低成本的金属，而目前主导植入物市场的Ti和Co-Cr合金则不然[139]。在批量合金层面，TWIP（热诱导相变）所需的Fe-Mn-C成分（Fe：15–25 wt.% Mn；0.3–0.8 wt.% C）可以通过电弧炉熔炼和传统的连续铸造工艺生产，这些工艺已在特种钢和生物医学制造行业中得到广泛应用，这比Mg-稀土系统具有显著的可扩展性优势，后者需要专门的还原冶金技术和严格的大气控制。然而，转向基于LPBF的制造方式会带来更高的制造成本。适用于LPBF的气雾化Fe-Mn粉末原料通常每公斤成本较高，加上机器时间、后处理和质量检查进一步增加了成本[139]。目前的LPBF制造产量限制了每批植入物的数量，使得单位成本高于传统机械加工的植入物。针对患者特定LPBF制造的植入物的成本建模显示，其制造成本可能是传统加工方法的3–8倍[139]。与现有骨科制造基础设施的兼容性是一个重要的战略考虑因素。标准的固定装置，包括骨板、皮质螺钉和髓内钉，通常是通过计算机数控（CNC）加工从棒材或坯料制成的[139]。原则上，Fe-Mn-C合金可以通过这种方式从铸造和热机械处理的坯料进行加工，利用现有的制造基础设施。它们的可加工性与奥氏体不锈钢相当，后者已广泛用于骨科应用[147]。表面处理，包括钝化、电抛光和环氧乙烷或伽马辐照灭菌，也与现有的骨科制造流程兼容。总之，Fe-Mn-C合金可以用于大规模的骨科制造，但选择制造方法应根据具体应用而定。短期内，传统加工适用于简单的标准植入物；随着成本降低和法规的演变，LPBF更适合复杂的、患者特定的设计。第7节讨论的创新策略涵盖了广泛的技术成熟度，直接决定了它们走向临床应用的现实路径。表11基于现有实验证据、验证阶段和实施接近程度，为每种策略提供了估计的技术成熟度水平（TRL）。除了排名成熟度外，该表还指出了推进每种方法所需解决的具体差距，从AM（增材制造）支持的个性化功能的近期潜力到智能降解控制的早期阶段，为Fe-Mn-C可生物降解系统的未来研究提供了实用的路线图。

8. 结论
本综述批判性地审视了Fe-Mn-C可生物降解合金作为下一代骨科固定装置的发展历程，从基础材料设计到加工创新，再到目前阻碍其临床应用的挑战。Fe-Mn-C合金作为基于Fe的合金中最有前途的候选材料，提供了独特的机械强度（400–900 MPa）、优异的延展性（通过TWIP机制超过50%的伸长率）和可调的降解速率。将C作为奥氏体稳定剂和SFE（应力场）调节剂的使用，实现了对变形机制的精确控制，而Mn的添加降低了MRI兼容性的磁敏感性并加速了降解速度。然而，机械完整性和可控降解之间的根本矛盾仍然是核心未解决的问题：密集合金的降解速度太慢（约0.1–0.2 mmpy），不足以满足临床需求；而高孔隙结构虽然实现了可接受的降解速率（约0.8–1.0 mmpy），却牺牲了疲劳抵抗力和结构可靠性。特别是LPBF等加工创新，在同时工程化孔隙率、微观结构和降解行为方面展示了显著的能力。然而，关键的重复性挑战依然存在，例如在激光加工过程中锰的选择性蒸发会改变材料的预期组成。此外，微观结构的异质性导致腐蚀行为在空间上发生变化，而缺乏标准化协议使得跨研究比较和监管审批变得复杂。最严重的问题是体外降解结果与体内性能之间的持续差异——生物封装和降解产物的积累会减缓降解过程，这构成了转化应用的主要障碍。有几个基本的科学问题亟待解决：增强机械性能的微观结构特征（如孪晶界、相界面）与促进局部腐蚀的特征之间的耦合机制尚未得到充分理解；现有的降解模型无法预测在化学-机械联合作用下的时间依赖性机械完整性损失；关于Fe-Mn-C TWIP合金在承载条件下的长期体内验证几乎不存在，现有研究最长仅持续12个月；对于持续释放的锰离子的生物反应，尤其是其潜在的神经毒性，需要进行系统的毒代动力学评估。

展望未来，临床转化需要采取综合性的多学科方法。将腐蚀力学与材料性能相结合的表征必须成为标准实践，包括同时进行机械测试和实时腐蚀监测。闭环智能降解控制技术（结合可降解传感器、无线通信和响应刺激的涂层）为实现植入物降解与骨骼愈合之间的真正同步提供了最有希望的途径，尽管当前的技术成熟度仍然较低。需要建立模块化的监管框架，以克服目前对单个设备单独验证的要求，从而促进规模化应用。长期动物实验（至少持续2至3年）对于验证材料在相关生物力学条件下的长期性能至关重要。数字孪生技术的整合为个性化植入物设计带来了革命性的可能性，但这需要多物理场模拟框架来协调机械载荷、电化学溶解和生物重塑这三个截然不同的时间尺度。

Fe-Mn-C可降解合金正处于一个关键转折点：材料科学的基础已经奠定，加工技术也已成熟，临床需求也十分迫切。成功的关键在于克服那些将实验室的积极成果转化为可靠临床应用之间的复杂跨学科挑战。开发真正智能的、针对患者需求的可降解骨科植入物是现代生物材料科学领域最重要的机遇之一，但要实现这一愿景，需要材料工程师、生物电子专家、计算建模人员、监管科学家和骨科外科医生之间的持续合作与共同努力。