Структура и свойства монолитного и пористого никелида титана, легированного алюминием тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

005046847

На правах рукописи

Моногенов Александр Николаевич

Структура и свойства монолитного и пористого никелида титана, легированного алюминием (

01.04.07 - Физика конденсированного состояния

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Барнаул-2012

005046847

Работа выполнена в НИИ Медицинских материалов и имплантатов с памятью формы Сибирского физико-технического института Томского государственного университета.

Научный руководитель: заслуженный деятель науки РФ, д. т. н,

профессор ТГУ, Гюнтер Виктор Эдуардович

Официальные оппоненты: Поляков Виктор Владимирович, д. ф.-м. н.,

профессор АлтГУ, декан физико-технического факультета Алтайского госуниверситета

Филимонов Валерий Юрьевич, д. ф.-м. н., профессор АлтГТУ, преподаватель кафедры экспериментальной физики Алтайского государственного технического университета им. И.И. Ползунова

Ведущая организация: Томский государственный архитектурно-

строительный университет, г. Томск

Защита состоится «16» мая 2012 г. в 14.00 час. на заседании диссертационного совета при Алтайском государственном техническом университете им И.И. Ползунова по адресу: 656099, г. Барнаул, пр. Ленина, 46.

С диссертацией можно ознакомиться в научной библиотеке Алтайского государственного технического университета.

Отзывы на автореферат, заверенные гербовой печатью организации, просим присылать в 2х экземплярах на e-mail и адрес диссертационного совета АлтГТУ.

Автореферат разослан « 16» апреля 2012 г.

Ученый секретарь .J .

Диссертационного совета, к.ф.-м. н. ' Романенко В.В.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы:

Сегодня медицина и техника в своем арсенале предлагает широкий спектр металлических материалов с новыми свойствами, включая сплавы на основе никелида титана, проявляющие эффект памяти формы.

В НИИ медицинских материалов и имплантатов с памятью формы (г. Томск) более 30 лет ведутся разработки сплавов на основе никелида титана, удовлетворяющих высоким медико-техническим требованиям. Ведется разработка как монолитных, так и пористо-проницаемых сплавов на основе никелида титана. Одним из базовых сплавов, разработанных для медицины, является сплав ТН-10, состав которого представляет собой сложную систему, в которую входят не только титан и никель, но и Мо, Бе, Со, А1. В литературе достаточно полно освещены вопросы влияния на свойства сплавов никелида титана таких элементов, как Мо, Бе, Со и не достаточно информации о влиянии А1.

Известно, что легирование монолитного сплава стехиометрического состава никелида титана (ТіІЧі) алюминием приводит к следующему влиянию.

- Тройные сплавы Ті№А1 с содержанием алюминия 2 ат. % испытывают два перехода В2<->11<-»В19' с широкими интервалами превращения в отличие от сплава стехиометрического бинарного состава с переходом В2<-И319'.

- В сплавах системы Ті№А1 при большей, чем 4-5 ат. % концентрации алюминия мартенситные превращения не завершаются полностью, вплоть до температуры' жидкого азота -196 °С, наблюдается один переход В2—»11.

- Установлена корреляция между содержанием алюминия в сплаве и пределом прочности на сжатие. Так с увеличением количества алюминия прочность увеличивается. Причиной увеличения прочности на сжатие является содержание в матрице вторичных фаз №Ті2(А1) и дисперсных частиц в матрице МіТі2(АІ).

Все исследования были проведены на сплавах эквиатомного состава, легированных до 5 ат. % А!. На практике, в медицинских целях, используются более сложные составы сплавов и по ряду свойств эти сплавы отличаются от вышеприведенных легированных алюминием сплавов. Наиболее перспективными для легирования алюминием сплавами, являются разработанные специально для медицинских целей сплавы на основе

никелида титана, удовлетворяющие медико-техническим требованиям как имплантационные материалы, а температурный интервал изменения формы и функционирования соответствует нормальной температуре тела человека. Исследование влияния алюминия в иикелиде титана носит не только поисковый характер, но и имеет практическую значимость, так как легирование алюминием является перспективным способом контролируемого изменения параметров формоизменения при фазовых превращениях.

Использование алюминия в качестве легирующей добавки никелида титана особенно перспективно в технологии получения пористых никелид-титановых сплавов методами СВС и спекания, в которых происходит активация процессов горения и спекания. Добавка порошка алюминия способствует снижению температур начала горения при СВС-синтезе и процессов спекания, способствуя увеличению физико-механических свойств.

Исходя из того, что алюминий в соответствии с эффективным атомным радиусом сходен с титаном, легирование никелида титана алюминием обеспечивает плавное изменение всего комплекса физико-механических свойств и эффектов памяти формы.

Однако для получения сплавов на основе никелида титана, легированных алюминием, существует проблема высокой химической активности алюминия, поэтому методы получения монолитных и пористых сплавов на основе никелида титана требуют существенного изменения и совершенствования.

Задачи исследования:

1. Провести комплексный анализ влияния алюминия на фазовые превращения, структуру, физико-механические свойства и эффект памяти формы в монолитных и пористых сплавах на основе никелида титана. Определить оптимальный интервал легирования алюминием никелида титана для получения методом индукционной плавки сплавов с высоким уровнем физико-механических свойств и параметров эффекта памяти формы.

2. Исследовать и разработать методом порошкового спекания однородный по структуре никелид титана с высокими физико-механическими свойствами.

3. Исследовать и разработать методом самораспространяющегося высокотемпературного синтеза мелкопористый сплав никелида титана с однородной структурой и преимущественным содержанием пор Ю 'т-Ю1 мкм.

Научная новизна:

Разработан метод направленного уширения интервалов формоизменения в промышленных сплавах на основе никелида титана за счет легирования исходных компонентов никелида титана алюминием. Впервые получены пористые сплавы на основе никелида титана с высоким уровнем прочностных свойств по технологии порошкового спекания. Разработан метод получения мелкопористого сплава на основе никелида титана с однородной структурой и увеличенным содержанием пор ю'-ИО1 мкм по технологии СВС.

Научная и практическая значимость работы:

Установлены зависимости физико-механических свойств, параметры МЭПФ, интервалы и характеристические температуры МП монолитных и пористых сплавов на основе никелида титана, легированных алюминием. Легирование алюминием монолитных сплавов на основе никелида титана является одним из инструментов регулирования и плавного влияния на макроскопические изменения деформации при термоупругих мартенситных превращениях, что является одной из самых сложных задач, котцрые не имеют тривиальных решений на сегодняшний день.

В силу того, что решаемые пористыми сплавами на основе никелида титана практические задачи в медицине очень индивидуальны от случая к случаю, представляется актуальной задача управления распределением пор по размерам, средними размерами пор и монолитных границ раздела пор. Легирование сплавов на основе никелида титана алюминием позволяет непосредственно регулировать коэффициент проницаемости пористого материала в широких пределах.

Результаты работы используются в медицине, а именно в хирургии. Ведутся подготовительные работы к внедрению специально разработанных имплантатов из пористого никелида титана, полученного реакционным спеканием порошков титана, никеля, алюминия с монолитным армирующим элементом также из сплава на основе никелида титана. Данные имплантаты обладают рядом свойств, значительно превосходящими в применяемых сегодня прототипах. Легированные алюминием сплавы системы Т1№ с мелкопористой однородной структурой используются в качестве элементов в челюстно-лицезой и сосудистой хирургии. Однородность мелкопористой структуры материала позволяет изготовленному элементу эндопротеза плотно

прилегать к поверхности тканей, создавая условия для остановки кровотечения и последующей интеграции тканей в имплантат.

Основные положения, выносимые на защиту:

1. Закономерности влияния легирования алюминием на фазовые превращения в монолитном никелиде титана, интервалы мартенситных превращений, параметры эффекта памяти формы и физико-механические свойства.

2. Результаты комплексных исследований разработанных пористых сплавов на основе никелида титана с высоким уровнем прочностных свойств, полученных методом спекания порошков основных компонентов никелида титана с алюминием.

3. Установленные закономерности и результаты исследования пористых сплавов на основе никелида титана, полученных методом СВС и имеющих однородную пористую структуру с преимущественным содержанием мелких пор.

Достоверность результатов достигается применением высокоточного оборудования и современных методов исследования, наличию публикаций основных положений диссертации в центральной печати, корреляции экспериментальных результатов с данными других авторов. Материалы исследований в диссертации защищены двумя патентами.

Апробация работы:

Научные результаты, полученные автором, были представлены и обсуждены на следующих конференциях:

Международная научно-практическая конференция "Материалы с памятью формы и новые технологии в медицине", Томск, 28-30 июня 2007 г.

I, IV Всероссийских конференциях молодых ученых «Физика и химия высокоэнергетических систем», Томск, 2005,2008 гг.

Международная научно-практическая конференция "Материалы с памятью формы и новые медицинские технологии", Томск, 28-30 июня 2010 г.

Публикации:

По материалам диссертационной работы опубликовано 23 печатных работ, включающих 4 статьи, входящих в перечень ВАК, 17 работ в сборниках трудов и материалов российских и международных конференций, 2 патента РФ. Список работ представлен в конце автореферата.

Структура и объем диссертации:

Диссертация состоит из введения, пяти глав, приложения, выводов. Список литературы состоит из 117 наименований. Диссертационная работа изложена на 164 страницах, в том числе 80 рисунков и 22 таблицы.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обосновывается актуальность темы диссертационной работы, определена цель исследования, дана краткая характеристика работы и сформулированы положения, выносимые на защиту.

Первая глава посвящена литературному обзору влияния различных химических элементов на мартенситные превращения и физико-механические свойства сплавов на основе никелида титана. Проведен анализ свойств известных сплавов системы Т!№, легированных химическими элементами периодической системы: Мо, Си, Бе, Со, Аи, Рг, Рс1, Щ 7л, МЬ, Та, V, Бу, Сг,

и А1. Рассмотрена тройная диаграмма состояния А1-Ть!№, а также возможные кристаллические решетки основных фаз. Приведены особенности структурно-фазового состояния монолитных и пористых сплавов на основе никелида титана. Подробно описано влияние технологии и режимов изготовления на физико-механические свойства и параметры формоизменения при ЭПФ сплавов системы Тл№.

Во второй главе сформулированы задачи исследования, обоснован выбор материалов и методов исследования, приведены описания методов получения монолитных и пористых сплавов на основе никелида титана. В работе было использовано оборудование Томского государственного университета и НИИ медицинских материалов при Сибирском Физико-техническом институте.

Материалы исследований.

Монолитные сплавы на основе никелида титана, легированные алюминием вместо никеля - Т1№1_хМоА1х; вместо титана - Т1|_хЫ1МоА1х; сверхнавески сплава ТН-10 - (Т1№Мо)1.хА1х.

Пористые сплавы никелида титана, полученные реакционным спеканием порошков титана, никеля и алюминия. Пористые сплавы никелида титана, полученные реакционным спеканием порошков титана, никеля и алюминия, и армированные монолитным элементом Т1№48.8МоА11. Пористые сплавы никелида титана, полученные методом СВС с добавкой алюминия.

Исходные компоненты для монолитных сплавов на основе никелида титана: электролитический никель; ¡убчатый титан; молибден 99,99%; алюминий 99,99%.

Исходные компоненты для пористых образцов: порошок никеля марки ПНК-ОТ4; порошок титана марки ПТОМ - 2; порошок алюминия марки АСД - 1.

Методы исследований.

Оптическая и растровая электронная микроскопия: металлографический микроскоп OLYMPUS GX71, растровый электронный микроскоп PHILIPS SEM 515. Рентгеноструктурный анализ - дифрактометр RDX 6000. Элементный анализ - микроанализатор ED АХ ECONIV. Измерение удельного электросопротивления при изменении температуры. Регистрация макродеформаций при МЭПФ и развиваемых сплавами усилий. Прочностные и пластические свойства были изучены на установке типа Инстрон. Методика Дарси для определения коэффициента проницаемости.

Третья глава настоящей работы посвящена исследованиям монолитного никелида титана, легированного алюминием. На первом этапе было проведено исследование микроструктуры сплавов на основе никелида титана, легированных алюминием. Установлено, что микроструктура всех сплавов практически идентична и не имеет прямой зависимости от концентрации легирующего компонента алюминия.

Рентгеноструктурный анализ совокупности всех легированных AI сплавов системы TiNiMoAl при комнатной температуре показал наличие фаз TiNi в двух модификациях - В2, В19' и Ti2Ni. С увеличением концентрации легирующей добавки возрастает содержание фазы Ti2Ni. Фаз с алюминием рентгеноструктурный анализ не обнаруживает. Объясняется это тем, что содержание алюминия мало и интенсивности пиков от возможных соединений TixNiyMo;Aiz перекрываются более сильными пиками от фаз TiNi, Ti2Ni, находящихся на тех же углах 29.

Проанализировав данные элементного анализа и данные рентгеноструктурного анализа констатировали, что содержание алюминия в составе исследуемых образцов незначительно, и рентгеноструктурный, а, равно как и элементный анализ фаз с алюминием не обнаруживает.

Методом измерения температурной зависимости удельного электросопротивления проведено исследование характеристических температур и интервалов мартенситных превращений монолитных сплавов на основе никелида титана, легированных алюминием.

В соответствии с изменением удельного электросопротивления установлено, что во всех сериях образцов переход из В2-фазы в В19' идет через промежуточную R-фазу. Температура начала появления R фазы при легировании сплавов на основе никелида титана алюминием, во всех трех

случаях смещается незначительно, в то время как, температура начала появления мартенситной фазы В19' сильно зависит от концентрации алюминия. Наиболее сильное влияние на мартенситные превращения алюминий оказывает в случае легирования вместо титана. Наиболее слабое влияние оказывает легирование алюминием сплавов вместо никеля.

Снижение характеристических температур и расширение температурного интервала мартенситных превращений объясняется снижением подвижности межфазной границы раздела за счет выпадения вторичных фаз на основе Т12(№,А1). Некоторое повышение температуры начала перехода высокотемпературной фазы в Я-фазу, т.е. Тя с увеличением содержания алюминия является следствием увеличения внутренних напряжений матричной фазы, в состав которой попадает алюминий.

Таким образом, исходя из проведенных исследований, можно сделать вывод, что легирование никелида титана алюминием снижает характеристические температуры начала превращений и одновременно расширяет температурный интервал фазовых превращений.

Тем не менее, изменение характеристических температур и интервалов фазовых превращений не всегда соответствуют аналогичным изменениям температур проявления эффекта памяти формы и сверхэластичности. Поэтому, практические исследования сплавов предполагают анализ и соответствие параметров формоизменения и параметров проявления фазовых переходов.

Методом измерения макродеформации в условиях растяжения, под постоянной нагрузкой 5 кг, были исследованы особенности проявления многократного эффекта памяти формы в широком интервале легирования алюминием. Широкий интервал по концентрации легирующего элемента, где наблюдается МЭПФ, соответствует серии образцов, легированных алюминием вместо никеля (до 4 ат. % А1), в то время как при легировании алюминием вместо титана интервал составляет всего 1.5 ат. % А1. Сплавы, легированные алюминием сверх навески сплава марки ТН-10 проявляют многократный эффект памяти формы в интервале 0,1 до 2,5 ат. % А1.

Установлено, что величина обратимой деформации, как при охлаждении, так и при нагреве уменьшается с увеличением концентрации алюминия для всех трех серий образцов. Следует отметить, что температуры начала формоизменения при охлаждении (') и начала формоизменения при нагреве (Г„""'), для всех серий образцов совпадают. Легирование сплавов на основе никелида титана алюминием приводит к уширению температурных

интервалов восстановления формы (Т"'"-Т°"). Во всех сплавах после нагрь остаточная деформация незначительна. Исключением является сплав 1 основе Тг№, легированный алюминием вместо никеля с концентрацией 1 ат.с величина остаточной деформации составила 1%. Появление остаточш деформации при эффектах памяти формы в общем случае связано с дву! причинами. Первая - при деформации в мартенситном либо двухфазнс состоянии возникают пиковые напряжения, локализованные в малых объёма релаксация которых осуществляется пластическим сдвигом. Вторая - щ обратном превращении могут реализовываться новые варианты ориентиров! исходной фазы (т. е. пути возврата В2-структуры при обратном превращен» будут отличаться от путей образования мартенсита при прямом переход« Основной вклад в остаточную деформацию в сплавах системы "П№ связан первой причиной. Соответственно сплав "ПЭДьхМоАЦ при х=1 ат. % являет! более пластичным, по сравнению с исходным сплавом на основе никелида титан

Следует отметить, что гистерезис многократного эффекта памяти форм не имеет прямой зависимости от концентрации алюминия и связан с широки спектром причин.

Несмотря на то, что максимальная деформация, которая может бьг обратима при нагреве, меньше для сплавов никелида титана, легированнь алюминием, чем для сплавов никелида титана. Эта величина достаточ! высока и исследуемые сплавы вполне имеют право на дальнейшу разработку и применение.

Совокупность результатов исследования микроструктуры, параметре мартенситных превращений, многократного ЭПФ, физико-механичесет свойств монолитых сплавов никелида титана, легированных алюминие показали, что некоторые из сплавов могут найти достойное примеиение. перспективным материалам для практического применения можно отнест сплавы, легированные алюминием до 1 ат. % вместо никеля.

Роль алюминия, как легирующего элемента, сводится к его растворени: в матрице "П№ и, как следствие, к снижению температур фазовых переходо Избыток алюминия ведет к увеличению концентрации вторичных фаз (тиг Т12М1). При больших концентрациях алюминий выступает, как разкислител резко увеличивая содержание фазы на основе Т14М12(0, А1, С).

Четвертая глава посвящена исследованию структуры и свойст пористых сплавов на основе никелида титана с добавкой алюмина полученных методом спекания, а так же пористых сплавов никелида титан: армированных монолитным элементом сплава Т1Ы1,.хМоА1хпри х=1 ат. %.

Главной и до сих пор не решенной задачей является увеличение прочностных свойств пористых сплавов никелида титана до уровня, при котором можно было бы расширить область применения этого класса сплавов. Предложено провести легирование алюминием, путем введения порошка алюминия в навеску для того, чтобы повысить реакционность системы для большей однородности химического состава, а значит, и прочностные свойства должны возрасти. Первоначально все два процесса спекания пробовали проводить в графитовой формовке, оказалось, что повышение температуры второю спекания приводит к припеканию образцов к формовке и большим трудностям, а порой и невозможности их извлечения. Поэтому была использована вольфрамовая подложка, на которую укладывались образцы после первого спекания. При проведении данных исследований ориентация была на получение максимальных прочностных характеристик с сохранением проницаемости пористой структуры и пористости не менее 30%. Установлен температурный режим, который позволял получать образцы с максимальной прочностью: Т,=875 °С, выдержка 30 мин в графитовой форме, затем охлаждение образцов до комнатной температуры, извлечение их и последующее второе спекание на вольфрамовой подложке при Т,=1205 °С.

Далее, используя установленный экспериментально режим методом спекания смеси порошков титана, никеля и алюминия были изготовлены пористые образцы, легированные алюминием от 0.0 до 2.0 ат. %.

Микроструктура образцов после первого спекания 'Г,=875 °С крайне не однородна, спекание частиц титана и никеля наблюдается лишь в местах, где были частицы алюминия. Как известно, в системе Тг№А1 жидкая фаза возникает раньше на 300 °С, чем в системе ТЧЖ Поэтому ожидали, что уже при первом спекании сплав будет гомогенным. Спекание частиц титана с никелем прошло лишь частично, в основном путем реакционной диффузии, которая в местах присутствия жидкой фазы раствора алюминия в никеле в силу экзотермичности активируется, а в местах контакта титан - титан или никель - никель лимитируется низкими коэффициентами диффузии и отсутствием градиента концентрации.

Микроструктура пористых сплавов Т|'-№-А1, полученных двукратным спеканием при оптимальном режиме, от концентрации алюминия не зависит и представляет собой хорошо сформированную зеренную структуру с равноугловыми границами, на которой помимо матричной фазы Т!№ наблюдаются еще частицы И2Ж

Образование фазы Ti2Ni в результате кристаллизации в ходе второго спекания при температуре 1205 °С простимулировано добавкой алюминия и кислородом, унаследованным от окислов порошков и растворенным в расплаве. В основной фазе TiNi обнаружена также дисперсная вторичной фаза Ni4Ti3 со средним размером частиц около 0,1 мкм, наличие которой подтверждается количественным рентгеноструктурным анализом.

Количественный рентгеноструктурный анализ выявил наличие трех фаз TiNi (В2), Ti2Ni и NLiTb, в образцах с алюминием и двух фаз TiNi (В2) и Ni4Ti3 в эквиатомном сплаве никелида титана. Причем содержание фазы Ni4Ti3 в образцах с 0,5 ат. % AI в 2,5 раза больше, чем в нелегированном образце. Этот факт свидетельствует о значительном обогащении основной фазы никелем в результате добавки алюминия, которая очевидно, связывает часть титана в нерастворимые соединения, таким образом обедняя титаном матричную фазу.

Известно, что гетерогенное, преимущественно зернограничное выделение таких фаз как Ni4Ti3 Ni3Ti2 и Ni3Ti приводит к значительному охрупчиванию сплава, в то время как равномерное распределение в теле зерна приводит к дисперсионному твердению. На фотографиях микроструктуры пористого сплава TisoNu^Alo.s видна равномерно распределенная в теле зерна фаза Ni4Ti3, в сплаве TisoNi50 она распределена в теле зерна не однородно (рис. 1). Рентгеноструктурный анализ не выявил фаз, содержащих алюминий. Очевидно, небольшое количество алюминия растворяется в матрице, внося искажения в решетку и, таким образом, повышая внутренние напряжения. Добавление 0,5 ат. % AI при спекании привело к изменению макроструктуры и свойств пористого сплава: средний размер пор уменьшился в 1,7 раза, в то время как увеличилась средняя толщина межпоровых перемычек - в 1,9 раза, средний размер зерна - в 1,4 раза.

Рис. 1. Микроструктура в центре зерна при увеличении х 10000 пористых сплавов после двукратного спекания: а - сплав ТІ50Мі495АІ0 5; б - сплав ТІ50Мі50

Таким образом, макроструктура образцов, легированных алюминием, соответствует пористым материалам с высокими прочностными характеристиками.

Установлено, что предел прочности на разрыв растет с увеличением концентрации алюминия вплоть до 1,5 ат. %А1 и имеет максимум при легировании 0,5 ат. % А1. Именно добавка порошка алюминия позволила добиться высоких прочностных свойств пористых сплавов, а, следовательно, дает возможность применения этих сплавов, как материалов, удовлетворяющих всем требованиям по проницаемости и прочности. Причиной увеличения прочностных свойств является, во-первых, образование макроструктуры с более толстостенными монолитными перемычками, понижение пористости; во-вторых, алюминий стимулирует появление фазы №4Т13, которая, как подтверждают рентгеноструктурный и микроструктурный анализы, является мелкодисперсной фазой, равномерно распределенной в теле зерна, что дополнительно приводит к дисперсионному твердению зерна сплавов на основе никелида титана, легированных алюминием.

Таким образом, предел прочности на разрыв у сплава 0,5 ат. % А1 вырос в 3,5 раза по сравнению с таковым для образцов, не легированных алюминием и составил 570 МПа. Сплавы были получены в абсолютно одинаковых температурных условиях, для этого специально проводилось совместное как первое, так и второе спекание. Дальнейшее повышение температур спекания приводило к полному переходу образцов в литое состояние (П=6-12%).

Следует отметить, что помимо высоких для пористых сплавов прочностных свойств, сплавы никелида титана, легированные алюминием обладают достаточно выраженным эффектом памяти формы.

Пятая глава посвящена исследованию структуры и свойств пористых сплавов никелида титана, с добавкой в навеску алюминия, полученных методом самораспространяющегося высокотемпературного синтеза.

На макроструктуру полученных таким методом пористых образцов никелида титана влияет множество факторов, таких как: соотношение титана с никелем; гранулометрические характеристики порошков; однородность приготовленной для СВС смеси; плотность насыпки смеси в реактор; теплопроводность реактора; общий объем навески; температура, при которой инициируется реакция, путем поджига смеси электродугой и др. Метод СВС позволяет получать пористые сплавы никелида титана с пористостью от 30 до 90%, при этом не всегда наблюдается однородная пористая структура.

Для данного класса материалов было применено легирование алюминием в силу того, что алюминий способен инициировать стабильный процесс СВС синтеза никелида титана при более низких температурах поджига. Однако в ходе выполнения экспериментов было обнаружено, что снизить температуру начала синтеза даже на 100 °С сложно при концентрации алюминия до 2 ат. %, а при более высоких концентрациях макроструктура представляла собой неоднородное поровое пространство с гигантскими порами сверху и почти литой частью полуфабриката, находящейся в нижней части реактора.

По видимому, при избытке алюминия, тепла в ходе экзотермического растворения никеля и титана алюминием становиться настолько много, что его хватает с избытком не только на то, чтобы инициировать волну горения в близлежащем слое, но и на то, чтобы образовавшаяся макроструктура, находящаяся при температурах близких к эвтектической для никелида титана, успела полностью прореагировать и изменить размеры пор в большую сторону. В пределе становясь безпоровой в нижней части реактора.

В работе установлено, что пористые сплавы с добавкой алюминия имеют более плавное распределение пор по размерам. Значение среднего размера пор уменьшилось с 37 мкм для нелегированного сплава до 23 мкм для образца, легированного алюминием до 1,0 ат.%. При дальнейшем увеличении концентрации алюминия наблюдается рост среднего размера пор вплоть до 33 мкм. Следует подчеркнуть, добавка алюминия до 1,0 ат.% благоприятно влияет на макроструктуру пористых образцов, увеличивается доля мелких пор в интервале от 0,7 до 30 мкм, в то время как число крупных пор от 40 до 80 мкм сокращается. С увеличением содержания алюминия до 1 ат. % наблюдается повышение однородности макроструктуры. Пористые сплавы, легированные алюминием 1,5-2,0 ат. % вместо никеля теряют все структурные преимущества перед нелегированным пористым сплавом никелида титана, а сплав с 2,0 ат. % А1 имеет как мелкие, так и очень крупные поры, и нерегулярную структуру. Выявлено, что средний размер монолитных перемычек уменьшился с 28 до 13 мкм, для сплавов, легированных алюминием вплоть до 1 ат. %. При этом максимум для размера монолитных перемычек понизился со 170 до 71 мкм.

Влияние легирования пористого сплава никелида титана алюминием на микроструктуру сводится к тому, что алюминий запускает механизм протекания определенной реакции, при которой образуется гораздо больше областей, обогащенных по титану (в виде дендритов). В результате вторичной кристаллизации в процессе остывания выпадает фаза Ті2Мі в виде частиц

размерами 1-2 мкм. В то время как в пористых сплавах без добавки алюминия наблюдается только гомогенная фаза Т1№, и незначительное выделение вторичных фаз на основе Т^Ж

Следует упомянуть и о высокой газонасыщенности используемых в синтезе порошков, в этой связи с высокой вероятностью можно предположить, что наблюдаемые дисперсные частицы ничто иное, как сложное соединение Т14№20(А1, N. С).

В заключение следует отметить, что макроструктура пористых образцов никелида титана, легированных алюминием до 1,0 ат. % обладает более однородной структурой, средний размер пор уменьшается, при этом средняя толщина межпоровых монолитных перемычек также уменьшается.

Одним из важнейших требований является проницаемость, которая характеризует взаимодействие пористого материала и пропитывающей его жидкости. Описание поведения пороэластичной среды, пропитанной жидкостью, является одной из самых сложных физических задач. Расход жидкости через пористую матрицу зависит от многих факторов, включая вязкость жидкости и степень деформации матрицы.

Исходя из закона Дарси, проницаемость характеризуется коэффициентом проницаемости (К) и определяется на основе экспериментальных данных по формуле:

£

К =-—-

Р 8 50 Р

где расход жидкости (С>) пропорционален плотности жидкости (р) и обратно пропорционален ее вязкости (ц); ДН - уровень жидкости; § - ускорение свободного падения; Бо - площадь сечения образца; Ь - длина образца; Р -пористость.

Полученные сплавы без добавки алюминия имели мелкопористую структуру со средним размером пор около 40 мкм. Легирование алюминием способствовало формированию структуры с еще более мелкими порами, по сравнению с нелегированными сплавами и средний размер пор понизился до уровня 23 мкм, при этом средняя толщина межпоровых монолитных перемычек понизилась с 28 мкм до 13,4 мкм. Это не могло не сказаться на проницаемости пористых сплавов никелида титана, легированных алюминием. Коэффициент проницаемости сплава, легированного 1 ат. % А1 в 3 раза меньше, аналогичного параметра нелегированного пористого сплава никелида титана, полученного в одних и тех же условиях СВ-синтеза. Это является еще одним доказательством формирования макроструктуры, у

которой распределение пор по размерам сильно смещено в сторону мелких пор. Увеличение концентрации алюминия от 1 до 2 ат.% в пористых никелид титановых сплавах влечет за собой изменение коэффициента проницаемости в 10 раз из-за потери структурной устойчивости образцов, образования пор большого сечения. Оптимальным для получения однородной и одновременно сверхмелкопористой структуры следует считать концентрационный интервал легирующей добавки алюминия от 1.0 до 1.5 ат. %.

Легирование алюминием никелида титана, получаемого методом СВС благоприятно влияет на структурные характеристики пористых сплавов, а следовательно, и на прочностные свойства, эффекты памяти формы, проницаемость пористой структуры, ее термостатические свойства.

В конце диссертации приведено приложение, в котором представлены результаты совместной работы коллективов НИИММ СФТИ ТГУ и областной клинической больницы при непосредственном участии автора разработан пористо-проницаемый сплав никелида титана, способный закрыть поврежденный участок раны. Технология получения пористого сплава на основе Т1№ методом СВ-синтеза с добавкой алюминия защищена патентом №2305506 РФ. Опубл. в БИ от 27.06.2007. №18. Основным достижением данной технологии является получение пористой структуры с 5% содержанием пор размерами Ю^-Ю1 мкм, что заметно превышает этот показатель для сплава никелида титана, нелегированного алюминием.

Выводы

В диссертации методами макродеформации, рентгеноструктурного анализа, удельного электросопротивления, растровой электронной микроскопии и элементного анализа проведено исследование монолитных и пористых сплавов на основе никелида титана, легированных алюминием.

Полученные результаты позволяют сформулировать следующие выводы. 1. Установлены предельные концентрационные интервалы легирования алюминием для трех серий монолитных сплавов никелида титана с навеской соответствующей запатентованному медицинскому сплаву ТН-10, при которых материал имеет приемлемый для использования температурный интервал мартенситных превращений, проявляет МЭПФ, достаточный для практического использования уровень пластичности и прочности:

Т1№,.хМоА1х - до 3 ат. % А1;

СП№Мо),.хА1х - до 2 ат. % А1;

Т1,.х№МоА1х-до 1 ат. % А1.

2. Легирование сплавов на основе никелида титана алюминием приводит к снижению характеристических температур мартенситных превращений Мб, М£ Аб, АГ и незначительному повышению температуры начала появления 11-фазы ТЯ для всех трех серий образцов СШ1Мо),.хА1х, 'П№ЬхМоА1х, xNiMoAlx, уширению температурных интервалов изменения формы и уменьшению величины обратимой деформации при МЭПФ. Наиболее сильное влияние на фазовые превращения оказывает алюминий в случае легирования замещением титана; более слабое влияние на фазовые превращения оказывает алюминий в случае легирования замещением никеля.

3. Легирование пористых сплавов никелида титана, полученных методом реакционного спекания порошков алюминием позволило повысить прочностные свойства в 3,5 раза при сохранении пористости в 30 % на допустимом для использования в качестве медицинских имплантатов уровне. Определен благоприятный для повышения физико-механических свойств интервал легирования 0,1-1,5 ат. % А1.

4. Увеличение прочностных свойств пористых образцов обусловлено формированием более однородной мелкопористой структуры, а так же дисперсионным твердением зерен за счет выделения мелкодисперсной, равномерно распределенной фазы что подтверждено рентгеноструктурными и микроструктурными исследованиями.

5. Пористые сплавы на основе никелида титана, полученные методом СВС с добавкой алюминия обладают однородной мелкопористой структурой с увеличенной долей особо мелких пор, что делает возможным применение данного класса пористых материалов в медицине для решения сложных задач сосудистой хирургии и клеточных технологий.

6. Оптимальный уровень легирования алюминием никелида титана соответствует 1-1,5 ат. % вместо никеля. Сплавы в этом интервале концентраций характеризуются наибольшим количеством мелких пор 10-20 мкм, однородным распределением монолитных межпоровых перемычек, и, как следствие, повышенными прочностными свойствами.

7. Легирование сплавов на основе никелида титана алюминием позволяет непосредственно регулировать пористость и коэффициент проницаемости пористого материала в широких пределах.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ ДИССЕРТАЦИОННОЙ РАБОТЫ ИЗЛОЖЕНО В СЛЕДУЮЩИХ ПУБЛИКАЦИЯХ:

1. Понтер В.Э., Ходоренко В.Н., Моногенов А.Н., Ясенчук Ю.Ф. Влияние деформации на проницаемость пористых сплавов на основе никелида титана // Письма в ЖТФ. 2000. Т. 26, вып. 8. С. 12-17.

2. Ходоренко В.Н., Моногенов А.Н., Гюнтер В.Э., Ясенчук Ю.Ф. Проницаемость медицинских пористых сплавов на основе никелида титана // Новые биосовместимыс сверхэластичные материалы и новые медицинские технологии в стоматологии. Под ред. проф. В. Э. Гюнтера. - Томск: ИПФ; Изд-во НТЛ, 2000 г. С. 156-158.

3. Ходоренко В.Н., Гюнтер В.Э., Моногенов А.Н., Ясенчук Ю.Ф. Исследование экзотермических эндотермических эффектов в пористых сплавах на основе никелида титана // Письма в ЖТФ. 2001. Т. 27, вып. 22. С. 80-85.

4. Ходоренко В.Н., Гюнтер В.Э., Чекалкин Т.Л., Ясенчук Ю. Ф., Моногенов А.Н. Исследование экзотермических и эндотермических эффектов в пористых сплавах на основе TiNi // Shape memory biomaterials and implants. Под ред. проф. В. Э. Гюнтера. - Томск: ИПФ; Изд-во НТЛ, 2001 г. С. 212-214.

5. Клопотов A.A., Чекалкин Т.Л., Моногенов А.Н. Гамма-облучение и мартенситные превращения в сплавах на основе TiNi // Shape memory biomaterials and implants. Под ред. проф. В. Э. Гюнтера. - Томск: ИПФ; Изд-во НТЛ, 2001 г. С. 215-216.

6. Чекалкин Т.Л., Гюнтер В.Э. Ходоренко В.Н., Моногенов А.Н. и др. Акустические свойства пористых сплавов на основе никелида титана, пропитанных жидкостями // Биосовместимые материалы с памятью формы и новые технологии в медицине. Под ред. проф. В. Э. Гюнтера. - Томск: ИПФ; Изд-во НТЛ, 2003 г. С. 256-258.

7. Моногенов А.Н., Гюнтер В.Э., Скачко Д.Г., Проскурин A.B. Влияние легирования алюминием на характеристики медицинских сплавов на основе никелида титана // Биосовместимые материалы с памятью формы и новые технологии в медицине Под ред. проф. В. Э. Гюнтера. - Томск: ИПФ; Изд-во НТЛ, 2003 г. С. 251-252.

8. Ясенчук Ю.Ф., Ходоренко В.Н., Моногенов А.Н., Гюнтер В.Э. Структура, свойства и электрохимическое поведение пористого никелида титана // Имплантаты с памятью формы. 2003. №1-2. С. 5-11.

9. Степанова Н.В., Моногенов А.Н., Гюнтер В.Э. Исследование армированных пористых сплавов на основе никелида титана //' Биосовместимые материалы с памятью формы и новые технологии в медицине. Под ред. проф. В. Э. Гюнтера. -Томск: ИПФ; Изд-во НТЛ, 2004 г. С. 408-411.

10. Моногенов А.Н., Рытикова Е.С., Гюнтер В.Э. Мартенситные превращения в сплавах на основе никелида титана, легированных алюминием. // Биосовместимые материалы с памятью формы и новые технологии в медицине. Под ред. проф. В. Э. Ггонтера. - Томск: ИПФ; Изд-во НТЛ, 2004 г. С. 387-389.

11. Моногенов А.Н., Рытикова Е.С. Исследование микроструктуры и элементного состава сплавов на основе никелида титана, легированных алюминием. // Биосовместимые материалы с памятью формы и новые технологии в стоматологии. Под ред. проф. В. Э. Гюнтера. - Томск: Изд-во "НГТП "МИД", 2006. С. 275-277.

12.0вчаренкоВ.В., Моногенов А.Н., ЯсенчукЮ.Ф., Гюнтер В.Э. Исследование структуры композиции «пористый никелид титана, армированный монолитным никелидом титана» // Письма в ЖТФ. 2006. Т. 32, вып. 7. С. 21-27.

13. Моногенов А.Н., Рытикова Е.С. Исследование микроструктуры и элементного состава сплавов на основе никелида титана, легированных алюминием // Имплантаты с памятью формы, 1-2/2006. С. 86-89.

14. Моногенов А.Н., Артюхова Н.В. Клопотов A.A. Влияние легирования на фазовые превращения сплавов на основе никелида титана // Биосовместимые материалы с памятью формы и новые технологии в стоматологии: сб. ст. / под ред. проф. В. Э. Гюнтера. - Томск: Изд-во "НПП "МИЦ", 2006. С. 273-275

15. Пат. №2305506 РФ, Способ пластики магистральных вен. Ивченко O.A., Быстров С.В., Гюнтер В.Э., Моногенов А.Н., Ивченко А.О., Силина М.С. Опубл. в БИ от 10.09.2007. №25.

16 Чернышев В.И., Дмитриев О.С., Моногенов А.Н., Гюнтер В.Э. Особенности процессов тепловыделения при фазовых превращениях в сплавах на основе TiNi // Материалы с памятью формы и новые технологии в медицине. Под ред. проф. В. Э. Гюнтера. - Томск: Изд-во "НПП "МИЦ", 2007. С. 286-287.

17. Моногенов А.Н., Рытикова Е.С., Гюнтер В.Э. Физико-механические свойства и параметры формовосстановления сплавов на основе никелида титана, легированных алюминием // Материалы с памятью формы и новые технологии в медицине. Под ред. проф. В. Э. Гюнтера. - Томск: Изд-во "НПП "МИЦ", 2007. С. 287-289.

18. Моногенов А.Н., Артюхова Н.В. Разработка режимов спекания, исследование интервалов фазовых превращений и прочностных свойств пористых проницаемых сплавов на основе никелида титана, легированных алюминием // Имплантаты с памятью формы, 1-2/2007. С. 74-77.

19.Моногенов А.Н., Артюхова Н.В. Исследование прочностных свойств пористых проницаемых сплавов на основе никелида титана, легированных алюминием // Физика и химия высокоэнергетических систем: сборник материалов IV Всероссийской конференции молодых ученых, отв. ред. А. Д. Коротаев. Томск: ТМЛ-Пресс, 2008. С. 354-358 с.

20. Пат. Ка2394112. РФ, Способ получения пористого никелида титана / Гюнтер В.Э., Моногенов А.Н., Олесова В.Н., Артюхова Н.В., Ясенчук Ю.Ф. Опубл. в БИ от 27.06.2007. №18.

21.Артюхова Н.В., Моногенов А.Н., Ясенчук Ю.Ф., Гюнтер В.Э. Особенности структуры пористого никелида титана при реакционном спекании с добавкой алюминия // Известия вузов. Порошковая металлургия и функциональные покрытия. 2010. №3. С. 44-49.

22. Моногенов А.Н., Перепелкин М.А., Гюнтер В.Э. Влияние оксидного слоя в никелиде титана на параметры формоизменения // Материалы с памятью формы и новые технологии в медицине. Под ред. проф. В. Э. Понтера. - Томск: Изд-во "НГІП "МИЦ", 2010. С. 332-336.

23.Гюнтер В.Э. Ходоренко В.Н. и др. Медицинские материалы и имплантаты с памятью формы. Медицинские материалы с памятью формы / под ред. проф. В. Э. Гюнтера. - Томск: Изд-во "НЛП "МИЦ", 2011. Т. 1. 533 с.

Подписано в печать 10.04.2012. Формат 60x84/16. Гарнитура Times. Бумага офсетная. Печать трафаретная. Усл. печ. л. 1,17. Тираж 100 экз. Заказ № 38.

Отпечатано в типографии ООО «Аграф-Пресс» 634055, г. Томск, пр. Академический, 10/3, стр. 4, к. 104, ^ тел. 252-484, 8901 610 7013

Введение.

Глава 1. Влияние состава сплава на структуру и свойства монолитного и пористого никелида титана.

1.1. Мартенситные превращения в никелиде титана при изменении состава сплава.

1.2. Мартенситные превращения в пористом никелиде титана.

1.3. Эффект памяти формы и физико-механические свойства в монолитных и пористых сплавах на основе никелида титана.

1.4. Влияние легирования на мартенситные превращения, эффект памяти формы и физико-механические свойства в никелиде титана.

1.5. Диаграмма состояния системы Ті-№-А1 и кристаллические структуры соединений в бинарных интерметаллидах ТіІЧі, ТіАІ, АГ№

Глава 2. Постановка задачи. Материалы и методы исследований.

2.1. Постановка задачи.

2.2. Материалы и методы исследований.

Глава 3. Структура и свойства монолитных сплавов на основе никелида титана, легированных алюминием.

3.1. Влияние легирования алюминием на структуру и мартенситные превращения в монолитных сплавах на основе никелида титана

3.2. Влияние легирования алюминием на эффект памяти формы в монолитных сплавах на основе никелида титана.

3.3. Влияние легирования алюминием на физико-механические свойства сплавов на основе никелида титана, легированных алюминием.

Глава 4. Структура и свойства пористых сплавов на основе никелида титана с добавкой алюминия, полученных методом спекания.

4.1. Влияние легирования алюминием на структуру пористого никелида титана, полученного методом спекания порошков.

4.2. Мартенситные превращения, эффект памяти формы и физикомеханические свойства пористого никелида титана, легированного алюминием и полученного методом спекания.

4.3. Физико-механические свойства пористых сплавов никелида титана, легированных алюминием и армированных монолитным сплавом на основе никелида титана.

Глава 5. Структура и свойства пористых сплавов на основе никелида титана с добавкой алюминия, полученных методом СВС.

5.1. Особенности микроструктуры пористого никелида титана, легированного алюминием, полученного методом СВС.

5.2. Мартенситные превращения, эффект памяти формы и физико-механические свойства пористого никелида титана, полученного методом СВС с добавкой алюминия.

5.3. Проницаемость пористых сплавов на основе никелида титана, полученных методом СВС с добавкой алюминия.

В 1932 году Арне Оландер открыл эффект памяти формы у сплава золота с кадмием [1], это привело к созданию и разработке многочисленных материалов с памятью формы. Обнаруженный в начале 60-х годов в Naval Ordnance Laboratory, США [2], эффект памяти формы в никелиде титана (TiNi), сплав эквиатомного состава с высокими коррозионными свойствами, вызвал дополнительный «бум» исследований в этом направлении.

Область применения новых материалов, в частности никелида титана, постоянно расширялась. В 70-х годах прошлого столетия в России были разработаны специальные сплавы с памятью формы на основе никелида титана для медицинского применения. Сегодня никелид титана и его сплавы широко используются в качестве исполнительных элементов в различных областях техники и медицины, где они стали неотъемлемой частью в решении сложных технических и хирургических проблем. Широкий спектр использования сплавов на основе никелида титана был обусловлен не только наличием эффекта памяти формы, но и проявлением комплекса сопутствующих физико-механических свойств сплавов, таких как: сверхэластичное поведение в определенном интервале температур, гистерезисное проявление формоизменения при изменении нагрузки и деформации, высокий уровень демпфирования в интервале фазовых переходов и многостадийный характер изменения превращений мартенситного типа. Основными факторами изменения и управления этими свойствами, как было установлено, являются присутствие в сплавах легирующих элементов и заданные условия термомеханической обработки.

В НИИ медицинских материалов и имплантатов с памятью формы (г. Томск) более 30 лет ведутся разработки и выпуск материалов различного медицинского назначения. Основу промышленных сплавов составляют монолитные и пористые сплавы типа: ТН-10, ТН-ХЭ, ТН-20 - все на основе соединения TiNiMo, легированные железом (Fe), кобальтом (Со), медью (Си), и другие [3]. Данные сплавы стабильны по свойствам, характеризуются относительно высокими параметрами формоизменения и соответствуют медико-техническим требованиям для использования в качестве имплантационных материалов. Однако в ряде случаев такие параметры, как интервалы изменения формы в монолитных сплавах не всегда соответствуют желаемому уровню характеристик; однородность структуры в пористых сплавах на основе никелида титана также в ряде случаев не удовлетворяет требованиям конкретного использования; уровень прочностных свойств пористых элементов в условиях больших напряжений часто не соответствует заданным критериям функционирования.

Анализ литературных данных и результаты собственных исследований показали, что указанные недостатки в проявлении свойств в некоторых сплавах на основе никелида титана могут быть частично решены, если в качестве легирующих элементов использовать алюминий. Так в промышленно выпускаемых сплавах (ТН-10) малые добавки алюминия могут внести контролируемые изменения в свойства сплава. Роль алюминия сводится к тому, что помимо расширения температурного интервала превращений в монолитном никелиде титана он позволяет повысить однородность пористой структуры конечного продукта при получении пористого никелида титана спеканием, а при СВ-синтезе алюминий может снизить температуру начала СВС, и, как следствие, получить более микропористую структуру никелида титана.

Цель исследования:

Комплексное исследование влияния алюминия на фазовые превращения и физико-механические свойства монолитных и пористых сплавов на основе никелида титана, легированных алюминием.

Задачи исследования:

1. Провести комплексный анализ влияния алюминия на фазовые превращения, структуру, физико-механические свойства и эффект памяти формы в монолитных и пористых сплавах на основе никелида титана. Определить оптимальный интервал легирования алюминием никелида титана для получения методом индукционной плавки сплавов с высоким уровнем физико-механических свойств и параметров эффекта памяти формы.

2. Исследовать и разработать методом порошкового спекания однородный по структуре никелид титана с высокими физико-механическими свойствами.

3. Исследовал, и разработать методом самораспространяющегося высокотемпературного синтеза мелкопористый сплав никелида титана с однородной структурой и преимущественным содержанием пор Ю^-гЮ1 мкм.

В работе использовались монолитные и пористые промышленные сплавы на основе никелида титана (ТН-10), легированные алюминием - Т1№(МоРе)А1. Монолитные сплавы были получены индукционной плавкой, пористые - методом спекания и методом СВС.

Для исследования сплавов использовались оптическая и растровая электронная микроскопия, рентгеноструктурный анализ, рентгеноспектральный микроанализ элементного состава, деформационные зависимости формоизменения при эффекте памяти формы и тесты на прочностные и пластические свойства монолитных и пористых сплавов ТН-10, легированных алюминием.

Научная новизна

Разработан метод направленного уширения интервалов формоизменения в промышленных сплавах на основе никелида титана (ТН-10) за счет легирования исходных компонентов никелида титана алюминием. Впервые получены пористые сплавы на основе никелида титана с высоким уровнем прочностных свойств по технологии порошкового спекания. Разработан метод получения мелкопористого сплава на основе никелида титана с однородной структурой и увеличенным содержанием пор Ю'^Ю1 мкм по технологии СВС.

Внедрение результатов в практику

Результаты работы используются в медицине, а именно, в стоматологии, травматологии и хирургии. Легированные алюминием сплавы системы Т1№(ТН-10) с мелкопористой однородной структурой применяются в качестве элементов в челюстно-лицевой и сосудистой хирургии. Однородность мелкопористой структуры материала позволяет изготовленному элементу эндопротеза плотно прилегать к поверхности тканей, создавая условия для остановки кровотечения и последующей интеграции в имплантат тканей.

Публикации

По материалам диссертации опубликовано 27 печатных работ из них 4 в журналах, входящих в перечень ВАК РФ, разработки защищены 2 патентами.

Структура и объем диссертации

153 Выводы

В работе методами макродеформации, рентгеноструктурного анализа, удельного электросопротивления, растровой электронной микроскопии и элементного анализа проведено исследование монолитных и пористых сплавов на основе никелида титана, легированных алюминием.

Полученные результаты позволяют сформулировать следующие выводы.

1. Установлены предельные концентрационные интервалы легирования алюминием для трех серий монолитных сплавов никелида титана с навеской, соответствующей запатентованному медицинскому сплаву ТН-10, при которых материал имеет приемлемый для использования температурный интервал мартенситных превращений, проявляет МЭПФ и достаточный для практического использования уровень пластичности и прочности:

Т1№1хМоА1х - до 3 ат. % А1;

СП№Мо)1.хА1х - до 2 ат. % А1;

Т1их№МоА1х - до 1 ат. % А1.

2. Легирование сплавов на основе никелида титана алюминием приводит к снижению характеристических температур мартенситных превращений Мб, М£ Аэ, А17 и незначительному повышению температуры начала появления Я-фазы Тя для всех трех серий образцов (Т1№Мо)1хА1х, ТТ№1.хМоА1х, Т11.хК1МоА1х, уширению температурных интервалов изменения формы и уменьшению величины обратимой деформации при МЭПФ. Наиболее сильное влияние на фазовые превращения оказывает алюминий в случае легирования замещением титана; более слабое влияние на фазовые превращения оказывает алюминий в случае легирования замещением никеля.

3. Легирование пористых сплавов никелида титана, полученных методом реакционного спекания порошков алюминием, позволило повысить прочностные свойства в 3,5 раза при сохранении пористости в 30 % на допустимом для использования в качестве медицинских имплантатов уровне. Определен благоприятный для повышения физико-механических свойств интервал легирования 0,1-1,5 ат. % А1.

4. Увеличение прочностных свойств пористых образцов обусловлено формированием более однородной мелкопористой структуры, а также дисперсионным твердением зерен за счет выделения мелкодисперсной, равномерно распределенной фазы №4Тлз, что подтверждено рентгеноструктурными и микроструктурными исследованиями.

5. Пористые сплавы на основе никелида титана, полученные методом СВС с добавкой алюминия, обладают однородной мелкопористой структурой с увеличенной долей особо мелких пор, что делает возможным применение данного класса пористых материалов в медицине для решения сложных задач сосудистой хирургии и клеточных технологий.

6. Оптимальный уровень легирования алюминием никелида титана соответствует 1-1,5 ат. % вместо никеля. Сплавы в этом интервале концентраций характеризуются наибольшим количеством мелких пор 10-20 мкм, однородным распределением монолитных межпоровых перемычек и, как следствие, повышенными прочностными свойствами.

7. Легирование сплавов на основе никелида титана алюминием позволяет непосредственно регулировать коэффициент проницаемости пористого материала в широких пределах.

155

1. Arne. Olander. An electrochemical investigation of solid cadmium-gold alloys. Journal of the American Chemical Society., 1932, 54 (10), pp 3819-3833.

2. George B. Kauffman, Isaac Mayo. The story of nitinol: the serendipitous discovery of the memory metal and its applications / The chem. educator. 1996, vol. 2, no. 2, pp 1-2.

3. Гюнтер В.Э., Котенко B.B., Миргазизов М.З. и др. Сплавы с памятью формы в медицине,- Томск.: ТГУ. 1986. 206 с.

4. Корнилов И.И., Белоусов O.K., Качур Е.В. Никелид титана и другие сплавы с эффектом памяти. М.: Наука, 1977. 178 с.

5. Gilfrich J.V. X-ray diffraction study of the titanium nickel system // Adv. in X-Ray Anal. 1963. Vol. 6. P. 74-84.

6. Демиденко B.C., Потекаев А.И., Симаков В.И. и др. Структурные фазовые переходы в металлических системах. Томск: Изд-во Том. ун-та, 1992. 127 с.

7. Монасевич Л.А., Гюнтер В.Э., Паскаль Ю.И. и др. Мартенситные превращения и эффекты "памяти формы" в сплавах на основе TiNi. 1. Структурные превращения // Мартенситные превращения: Докл. междунар. конф. "ICOMAT— 77". Киев, 1978. С. 165-168.

8. Сухотин A.M., Лыгин С.А., Сунчугашева И.А. и др. Пассивность титана в растворах НС1 // Защита металлов. 1990. Вып. 29. № 1. С. 128-131.

9. Гюнтер В.Э. и соавт. Имплантаты с памятью формы в медицине. Northampton, Massachusetts, USA: STT, 2002. 234 с.

10. Паскаль Ю.И. и др. Влияние релаксации напряжений превращения на мартенситные точки //Изв. вузов. СССР. Физика. 1982. № 8. С. 14-17.

11. Гюнтер В.Э., Ясенчук Ю.Ф., Клопотов А.А., Ходоренко В.Н. Физико-механические свойства и структура сверхэластичных пористых сплавов на основе никелида титана // Письма в ЖТФ. 2000. Т. 26, вып. 1. С. 71-75.

12. Ходоренко В.Н., Гюнтер В.Э., Моногенов А.Н., Ясенчук Ю.Ф. Исследование экзотермических и эндотермических эффектов в пористых сплавах на основе никелида титана // Письма в ЖТФ. 2001. Т. 27, вып. 22. С. 80-85.

13. Матвеева Н.М., Клопотов А.А., Молчанов С.Н., Ясенчук Ю.Ф., Гюнтер В.Э. Структурные превращения и пластическая деформация в сплаве Тц^дМз^Рё^// Металлы. 2000. № 4. С. 59-63.

14. Клопотов А.А., Ясенчук Ю.Ф., Голобоков Н.Н., Малеткина Т.Ю., Гюнтер В.Э. Рентгеноструктурные исследования мартенситных превращений в никелиде титана под действием внешней нагрузки // Физика металлов и металловедение. 2000. Т. 90, № 4. С. 1-4.

15. Li В.Y., Rong L.J., Li Y.Y., Gjunter V.E. Synthesis of porous Ni-Ti shape-memory alloys by self-propagating high-temperature synthesis: reaction mechanism and anisotropy in pore structure // Acta mater. Vol. 48. 2000. P. 3895-3904.

16. Li B.Y., Rong L.J., Li Y.Y. Porous NiTi alloy prepared from elemental powder sintering // J. Master. Res. 1998. Vol. 13, № 10.

17. Li B.Y., Rong L.J., Li Y.Y., Gjunter V.E. Fabrication of cellular NiTi intermetallic compounds // J. Master. Res. 2000. Vol. 15, № 1.

18. Гюнтер В.Э., Дамбаев Г.Ц., Сысолятин П.Г. и др. Медицинские материалы и имплантаты с памятью формы НИИММ СФТИ при ТГУ, 1998 г. 486 с.

19. Мартынова И.Ф., Скороход В.В., Солонин С.М. Особенности эффекта запоминания формы в пористом материале никель-титана // Порошковая металлургия. 1981. № 12. С.41 -45.

20. Малеткина Т.Ю. Влияние деформации на мартенситные превращения и эффект памяти формы в сплавах на основе никелида титана: Автореф. дис. . канд. техн. наук. Томск, 1999. 18 с.

21. Патент №358914, США, МКИ С 22с 1/02, 1/06, 19/10. Methods of forming1 and puryfying nikel titanium containing alloys / W. J. Buehler. Ghbjhbntn 07.10.65/ jge,k/28.04.70? YRB 75-135. 3p.

22. Патент №3529958, США, МКИ С 22с 1/02, 15/00, 19/00. Methods for the formation of an alloy composed of metals reactive in they elemental form with a melting container / W. J. Buehler. Приоритет 04.11.66. Опубл. 22.09.70. НКИ 75-135. 6 с.

23. Патент №3679394, США, МКИ С 22 в 53/00, С 22 7/06. Method for casting high Ti content alloys / W.J. Buehler. Опубл. 25.07.72. НКИ 75-10. 3 с.

24. Итин В.И., Найбороденко Ю.С. Высокотемпературный синтез интерметаллических соединений. Изд-во ТГУ, Томск. 1989. С. 82 122.

25. S.L. Zhu, X.J. Yang, F. Hu, S.H. Deng, Z.D. Cui. Processing of porous TiNi shape memory alloy from elemental powders by Ar-sintering / Materials Letters 58 (2004) 2369-2373.

26. Скороход В. В., Солонин С.М., Мартынова И.Ф. и др. Физико-механические свойства пористого никелида титана // Порошковая металлургия. 1964. №5. С. 34-38.

27. Итин В. И., Гюнтер В.Э., Чобанян M.JI. и др. Прочностные свойства пористых проницаемых материалов из титана и никелида титана для стоматологии // Имплантаты с памятью формы. 1992. №2. С. 58-62.

28. Christian Greiner 1, Scott М. Oppenheimer, David С. Dunand. High strength, low stiffness, porous NiTi with superelastic properties / Acta Biomaterialia 1 (2005) 705-716.

29. Fushun Liu, Zhen Ding, Yan Li, Huibin Xu. Phase transformation behaviors and mechanical properties of TiNiMo shape memory alloys Intermetallics 13 (2005) 357-360.

30. Чернов Д.Б., Монасевич JI.A., Башанова Н.Н., Паскаль Ю.И. / Влияние меди на структурное превращение в TiNi по разрезам TiNi-TiCu и TiNi-CuNi системы Ti-Ni-Cu// ФММ.-1985.-Т.59 Вып.6.-С. 1226-1228.

31. Токарев В.Н., Савинов А.С., Хачин В.Н./ Эффектпамяти формы при мартенситных превращениях в TiNi-TiCu // ФММ.-1983.-Т.56. Вып.2.-С. 340-344

32. Захарова М.И., Кокоев Т.Н./ Мартенситные характеристики в легированных сплавах никелида титана // Металлофизика. 1990. Т.12. №3. С. 122-123.

33. Ерофеев В.Я., Паскаль Ю.И., Павская В.А. Кинетика мартенситных превращений и морфология образующихся фаз в сплавах Ti0.5Ni0.5-xCux. Рукопись Деп. ВИНИТИ. № 3583-85. 30 с.

34. Чернов Д.Б., Монасевич Л.А., Бошанова H.H. и др. /Влияние меди на структурные превращения в TiNi при различных способах легирования// Сверхупругость, эффекты памяти и их применение в новой технике. Воронеж. 1982. С. 69-70.

35. Пушин В.Г., Хачин В.Н., и др. / Предпереходные явления и мартенситные превращения в В2-сплавах TiNi-Ti-Cu // Научные труды семинара "Актуальные проблеммы прочности". Новгород. 1997. Том.1. С. 174-178.

36. Захарова М.И. Кузьмин С.Л., Лихачев В.А. / Большие обратимые деформации и пластичность превращения в композиции TiNiCu // Металлофизика.-1981. Т.З, № 5. С. 63-63.

37. Юрченко Л.И.// Особенности микроструктуры и свойства В2 сплавов на основе никеля с термоупругими мартенситными превращениями. Автореферат на соискание ученой степени к.ф.-м.н. 1994. 23 с.

38. Z.Y. Suoa, K.Q. Qiu a,*, Q.F. Li a, Y.L. Rena, Z.Q. Hub. Ti-Cu-Ni alloys with high strength and good plasticity / Journal of Alloys and Compounds 463 (2008) 564568.

39. Иванова Л.Ю. / Закономерности структурных и фазовых превращений в сплавах на основе никелида титана с В2—»R и В2—>R—>В19' термоупругими мартенситными превращениями. Автореферат на соискание ученой степени к.ф.-м.н. 1995. 23 с.I

40. Матвеева Н.М., Козлов Э.В. Упорядоченные фазы в металлических системах.-М.: Наука. 1989. 247 с.

41. Пушин В.Г,Хачин В.Н., Кондратьева В.В. Никелид титана. Структура и свойства. М.: Наука. 1992. 160 с.

42. Пушин В.Г., Кондратьев В.В., Хачин В.Н. / предпереходные явления и мартенситные превращения в сплавах на основе никелида титана// Изв.Вузов. Физика. 1985. №5. С. 68-75.

43. Чернов Д.Б., Паскаль Ю.И., Гюнтер В.Э., Монасевич JI.A./ диаграммы структурных превращений сплавов на основе никелида титана и эффекты памяти формы // Изв. Вузов. Физика. 1981.№8. С. 93-96.

44. JING Rui-rui, LIU Fu-shun / The Influence of Co Addition on Phase Transformation Behavior and Mechanical Properties of TiNi Alloys. Chinese Journal of Aeronautics 20(2007)153-156.

45. Otsuka K., Oda K., Piao M./The Shape Memory Effect in a Ti50Pd50 Alloy// Scr.Met. of Mat. 1993.V.29. P. 1355-1358.

46. Lotkov A.I., Grishkov V.N., Fadin V.V./ The influence of palladium on the mertensitic transformation of intermetallic compound TiNi // Phys.Stat. Sol.-1982.-A.-V.70.№2.-P. 513-517.

47. S.K. Wu, C.M. Wayman Martensitic transformations and the shape memory effect in Ti50Nil0Au40 and Ti50Au50 alloys / Metallography, Volume 20, Issue 3, August 1987, Pages 59-376.

48. Brian Lin a,*, Ken Gall a,b, Hans J. and al. Structure and thermomechanical behavior of NiTiPt shape memory alloy wires/ Acta Biomaterialia 5 (2009) 257-267.

49. D. Goldberg, Y. Xu, Y. Murakami, S. Morito, K. Otsuka, T. Ueki and H. Horikawa, "Characterization of Ti50Pd30N20 high-temperature shape memory alloy", Intermetallics 3, 35-46, 1995.

50. Abujudom DN, Thoma PE, Kao M-Y, Angst DR. High transformation temperature shape memory alloy. US patent No. 5,114,504; 1992, приоритет от 11/05/1990.

51. Abujudom DN, Thoma PE, Kao M-Y, Angst DR. High transformation temperature shape memory alloy. US patent No. 5,114,504; 1992, приоритет от 11/05/1990

52. Dalle F, Pasko A, Vermaut P, Kolomytsev V, Ochin P, Portier R. Melt-spun ribbons of TI-HF-NI-RE shape memory alloys: first investigations. Scrmater 2000; 43: 331 p.

53. Thoma P.E., Boehm J.J. Effect of composition on the amount of second phase and transformation temperatures of nixtigo-xhfio shape memory alloys // Mat. Sci.and Eng. A.-1999.-NO.A273-275. P. 385-389.

54. Yunxiang Tong, Feng Chen, Bing Tian and al. Microstructure and martensitic transformation of Ti49Ni51-xHfx high temperature shape memory alloys / Materials Letters 63 (2009) 1869-1871.

55. Potapov, A.V. Shelyakov, A.A. Gulyaev, E.L. Svistunova, N.M.Matveeva, and D. Hodgson. Effect of Hf on the structure of Ni-Ti martensitic alloys. Materials Letters 32 (1997), 247-250.

56. X.L. Meng, Y.F. Zheng, Z. Wang, et. al. Shape memory properties of the Ti36Ni49Hfl5 high temperature shape memory alloy / Materials Letters 452000. 128-132.

57. Hsieh, S.F, Wu, S.K, 1998. Room-temperature phases observed in Ti53AxNi47Zrx high temperature shape memory alloys. J. Alloy Compd. 266, 276-282.

58. S.K. Wua, S.F. Hsieh Martensitic transformation of a Ti-rich Ti40.5Ni49.5Zr 10 shape memory alloy / Journal of Alloys and Compounds 297 (2000) 294-302.

59. T.W. Duerig, K.N. Melton, D. Stljkel, C.M. Wayman editors, Engineering aspects of shape memory o alloys, Butterworth-Heinemann, London, England, 1990. P. 256.

60. Zhang C.S., Zhao L.C, Duerig T.W., Wayman C M . Effects of deformation on transformation hysteresis and shape memory effect in a Ni47Ti44Nb9 alloy. Scripta Met. et Mater., 1990, v. 24, p. 1807-1812.

61. Horikawa H., Suzuki Y., Horie A. et. al. Application of Ni-Ti-Nb shape memory alloy pipe couplings. Proc. Int. Conf. ICOMAT-92, Monterey, 1993, p. 1271-1276.

62. Cai W., Zheng J.F., Zhang C.S., Zhao L.C. Microstructure and mechanical behavior of Ni-Ti-Nb shape memory alloys with wide hysteresis. Proc. Int.Conf. SMST-97, Pasific Grove, 1997, p. 95-100.

63. Kusagawa M., Nakamura T., Asada Y. Fundametal deformation and recovery behaviors of Ni-Ti-Nb shape memory alloys. JSME International Joum.,2001,Ser.A.,v. 44, №1, p. 57-63.

64. He X.M., Rong L.J., Yan D.S., Li Y.Y. TiNiNb wide hysteresis shape memory alloy with low niobium content. Mater. Sci. Eng., 2004, v. A371, p. 193-197.

65. Zhang C.S., Zhao L.C, Duerig T.W., Wayman C M . Effects of deformation on transformation hysteresis and shape memory effect in a Ni47Ti44Nb9 alloy.Scripta Met. et Mater., 1990, v. 24, p. 1807-1812.

66. C.W. Gong*, Y.N. Wang, D.Z. Yang. Phase transformation and second phases in ternary Ni-Ti-Ta shape memory alloys / Materials Chemistry and Physics 96 (2006) 183-187.

67. H.C. Lin a, C.H. Yang b, M.C. Lin c, C.S. Lin et al. Aging effect on a Ti47.25Ni48.75V4 shape memory alloy / Journal of Alloys and Compounds 449 (2008)119-124.

68. H.C. Lin, K.M. Lin, S.K. Chang, C.S. Lin, J. A study of TiNiV» ternary shape memory alloys / Alloys Compd. 284 (1999) 213.

69. A.L. Liu, Z.Y. Gao, L. Gao and el. Effect of Dy addition on the microstructure and martensitic transformation of a Ni-rich TiNi shape memory alloy / Journal of Alloys and Compounds. Compounds 437 (2007) 339-343.

70. J. Uchil, K. Ganesh Kumara, K.K. Mahesh Effects of heat treatment temperature and thermal cycling on phase transformations in Ni-Ti-Cr alloy / Journal of Alloys and Compounds 325 (2001) 210-214.

71. Клопотов А.А., Сазанов Ю.А., Кудрявцев Ю.В., Семенова E.Jl. / Мартенситные превращения в сплавах системы TiNi-TiRh //Изв. вузов. Физика. 1991. №8. С. 44-48.

72. Гюнтер В.Э., Домбаев Г.Ц., Сысолятин П.Г. и др. Медицинские материалы и имплантаты с памятью формы .- Томск.:ТГУ. 1998. 486 с.

73. Хачин В.Н., Пушин В.Г., Кондратьева В.В. Никелид титана: структура и свойства. М.: Наука. 1992. 240 с.

74. Ильин А.А. Механизм и кинетика фазовых и структурных превращений в титановых сплавах. М.: Наука. 1994. 302 с.

75. Пушин В.Г., Хачин В.Н., Кондратьев В.В. и др. Структура и свойства В2 соединений титана. I-IV // ФММ.1988. Т. 66.№2 С.З50-369.

76. Пушин В.Г., Юрченко К.А., Юрченко Л.И., Коуров Н.И. Тройные сплавы Ti-Ni-Мп с термоупругими мартенситными превращениями. I // ФММ. 2002. Т.93. №3 С.75-82.

77. Пушин В.Г., Попов В.В., Кунцевич Т.Э. и др. Быстрозакаленные сплавы TiNiCo с памятью формы I // ФММ. 2001. Т. 91. №4 С. 54-62.

78. Пушин В.Г., Коуров Н.И., Кунцевич Т.Э. и др. Структура и свойства быстрозакаленных сплавов TiNiFe с памятью формы I. II // ФММ. 2001. Т. 92. №1 С. 63-67; С.63-67; С. 68-74.

79. Хачин В.Н., Муслов С.А., Пушин В.Г. Чумляков Ю.И. Аномалии упругих свойств монокристаллов TiNi-TiFe // ДАН СССР. 1987. Т.295 №3 С. 606-609.

80. Корнилов И.И. Металлиды и взаимодействие между ними. М.: Наука. 1964. 180 с.

81. Корнилов И.И. Никель и его сплавы. М,: АН СССР. 1958. 330 с.

82. Диаграммы состояния двойных металлических систем. Под ред. Лякишева Н.П. М.: Машиностроение. 1996-2000. Т. 1-3.

83. Ding J. J., Rogl P., Schmidt H. Phase relations in the Al-rich corner of the Ti-Ni-Al system //Journal of Alloys and Compounds. 2001. V. 317-318. P. 379-384.

84. Zeng K, Schmid-Fetzer R, Huneau B, Rogl P, Bauer J. The ternary system Al-Ni-Ti Part II: thermodynamic assessment and experimental investigation of polythermal phase quilibria. Intermetallics 1999; 7: 1347-59.

85. Huneau B, Rogl P, Zeng K, Schmid-Fetzer R, Bohn M, Bauer J. The ternary system Al-Ni-Ti Part I: isothermal section at 900 °C; Experimental investigation and thermodynamic calculation. Intermetallics 1999; 7: 1337-45.

86. Schuster J.C. Critical data evaluation of the aluminium-nickel-titanium system//Intermetallics 2006. V 14. P. 1304-1311.

87. Grytsiv A, Chen X-Q, Witusiewicz VT, Rogl P, Podloucky R, Pomjakushim V, et al. Atom order and thermodynamic properties of the ternary Laves phase Ti(TiYNiXAl 1 -X-Y)2. Zeitschrift fur Kristallographie. 2006. V.221. P.334-348.

88. Schuster JC, Pan Z, Liu S, Weitzer F, Du Y. On the constitution of the ternary system Al-Ni-Ti. Intermetallics. 2007. V.15. P. 1257-1267.

89. Клопотов А.А. Влияние деформации на предпереходные состояния и фазовые превращения в сплавах со структурой В2 / Дисс. на соиск. докт ф.-м. н.: Изд-во ТГУ. 2001г. С. 67-68.

90. Г. А. Либенсон. Основы порошковой металлургии / Москва: Металлургия, 1987. С. 169-183.

91. У. X. Энтони, Ф. Р. Эштон; под ред. Дж. Е. Хэтча. Алюминий. Свойства и физическое металловедение М.: Металлургия, 1989. С. 24-25.

92. В. С. Золоторевский. Механические испытания и свойство металлов Москва: изд-во Металлургия, 1974. С. 182-187.

93. Гегузин Я. Е. Физика спекания / Я. Е. Гегузин. М.: Наука, 1967. 360 с.

94. Витязь П.А., Капцевич В.М., Шелег В.К. Пористые порошковые материалы и изделия из них. Минск: Высшая школа, 1987. 164 с.

95. Белов C.B., Витязь П.А., Шелег В.К. Пористые проницаемые материалы. М.: Металлургия, 1987. 335 с.

96. Синельникова B.C., Подергин В.А., Речкин В.Н. Алюминиды. Киев: Наукова думка, 1965. 241 с.

97. Подергин В.А., Самсонов Г.В., Алюминотермическое восстановление окислов лантана, церия и празеодима // Изв. АН СССР. Металлы. 1963. №5. С. 50-58.

98. Дзнеладзе Ж.И., Щеголева Р.П., Голубева Л.С.и др. Порошковая металлургия сталей и сплавов. М.: Металлургия, 1978, 264 с.

99. Манохин А.И. Порошковые материалы для защитных покрытий // Прогрессивные технологические процессы в порошковой металлургии. Минск: Высшая школа, 1982. С. 24-29.

100. Бугаков В.З. Диффузия в металлах и сплавах. Л.-М.: ГИТТЛ, 1949, 212 с.

101. Никитин В.И. Физико-химические явления при воздействии жидких металлов на твердые. М.: Атомиздат, 1967. 441 с.

102. Милюкова И.В. Методы исследования структурно-фазовых превращений СВС-материалах под воздействием низкотемпературной плазмы: Автореф. дис. канд. физ.- мат. наук. Барнаул: Изд-во АлтГТУ, 2004.

103. Пушин В. Г. Предпереходные явления и мартенситные превращения / В. В. Кондратьев, В. Н. Хачин. Екатеринбург: Изд-во УрО РАН, 1998. 368 с.

104. Гюнтер В.Э. Ходоренко В.Н. и др. Медицинские материалы и имплантаты с памятью формы. Медицинские материалы с памятью формы / Под ред. Гюнтера В.Э., изд-во ООО «НПП «МИЦ». Т.1. 2011. 533 с.

105. Агафошин Н. П. Периодический закон и периодическая система элементов Д.И. Менделеева. —М.: Просвещение, 1973. 208 с.

106. Овчаренко В.В., Моногенов А.Н., ЯсенчукЮ.Ф., ГюнтерВ.Э. Исследование структуры композиции «пористый никелид титана, армированный монолитным никелидом титана // ПЖТФ, 2006, том 32, вып. 7.

107. Братчиков А.Д., Мержанов А.Г., Итин В.И., Хачин В.Н., Дударев Е.Ф., Гюнтер В.Э., Маслов В.М., Чернов Д.Б. Самораспространяющийся высокотемпературный синтез никелида титана // Порошковая металлургия. 1980. № 1.

108. Левашов Е.А., Рогачев A.C., Юхвид В.И., Боровинская И.П. Физико-химические и технологические основы самораспространяющегося высокотемпературного синтеза. М.: Изд-во «БИНОМ», 1999. 176 с.

109. Пат. № №2200205. РФ. Пористый проницаемый сплав на основе никелида титана / Гюнтер В.Э. Приоритет от 05.03.2001г.

110. Пат. № 2305506 РФ. Способ пластики магистральных вен. Ивченко O.A., Быстров С.В., Гюнтер В.Э., Моногенов А.Н., Ивченко А.О., Силина М.С. Опубл. в БИ от 10.09.2007. №25.

111. А.Б. Шахтер и др. Особенности морфогенеза различных сосудистых ксенотрансплантатов // Экспериментально-клинические аспекты репаративных процессов и методы их стимулирования. М., 1977, С. 105-110.

112. А.А, Баешко, А.Г. Крючек. Ранения магистральных сосудов брюшной полости. // Ангиология и сосудистая хирургия. 2000. т.6, №3, С. 87-95.

113. A.A. Баешко, И.А. Яхновец. Протезирование нижней полой вены в эксперименте и клинике. // Ангиология и сосудистая хирургия. 2000. т.6, №1, С. 73-80.