Структура, эффекты памяти формы и физико-механические свойства сплавов TiNi (Mo, Fe, Cu) тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 01.04.07, кандидат наук Кафтаранова, Мария Ивановна

• Кафтаранова, Мария Ивановна
• кандидат наук
• 2013

Оглавление диссертации кандидат наук Кафтаранова, Мария Ивановна

Содержание

Введение

ГЛАВА 1. Структура и свойства монолитных и пористых сплавов на 14 основе никелида титана

1.1. Особенности структуры монолитного и пористого никелида 14 титана

1.2. Мартенситные превращения в монолитном и пористом 22 никелиде титана

1.3. Эффекты памяти формы в монолитном и пористом никелиде 28 титана

1.4. Физико-механические свойства монолитных и пористых 33 сплавов на основе никелида титана

1.5. Влияние состава на свойства никелида титана

1.6. Влияние легирования на структуру и свойства монолитных и

пористых сплавов на основе никелида титана

ГЛАВА 2. Постановка задачи. Материалы и методы исследования

2.1. Постановка задачи

2.2. Материалы и методы исследования

ГЛАВА 3. Структура, мартенситные превращения, эффекты памяти 61 формы и физико-механические свойства монолитных сплавов таКМоД^Си)

3.1. Характеристика структуры монолитных сплавов на основе 61 никелида титана

3.2. Мартенситные превращения и эффекты памяти формы в 77 монолитных сплавах на основе никелида титана

3.3. Физико-механические свойства монолитных сплавов на

основе никелида титана

ГЛАВА 4. Структура, мартенситные превращения, эффекты памяти 102 формы и физико-механические свойства пористых сплавов ТТ№(Мо,Ре,Си)

4.1. Структура пористых сплавов на основе никелида титана

4.2. Мартенситные превращения и эффекты памяти формы в 112 пористых сплавах на основе никелида титана

4.3. Физико-механические свойства пористых сплавов на основе

никелида титана

ГЛАВА 5. Влияние термообработки на структуру и свойства монолитных 139 и пористых сплавов TiNi(Mo,Fe,Cu)

5.1. Структура монолитных сплавов на основе никелида титана 139 после термообработки

5.1.1. Структура функциональных сплавов на основе 139 никелида титана после термообработки

5.1.2. Структура монолитных сплавов на основе никелида 147 титана TiNi(Mo,Fe,Cu) после термообработки

5.2. Структура пористых сплавов на основе никелида титана после 150 термообработки

5.3. Влияние термообработки на эффект памяти формы 159 монолитных сплавов на основе никелида титана TiNi(Mo,Fe,Cu)

5.4. Влияние термообработки на эффект памяти формы пористых

сплавов на основе никелида титана TiNi(Mo,Fe,Cu)

Приложение

Выводы

Литература

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Структура, эффекты памяти формы и физико-механические свойства сплавов TiNi (Mo, Fe, Cu)»

.. ВВЕДЕНИЕ

Актуальность темы диссертации. Никелид титана и сплавы на его основе представляют собой интерметаллические соединения титана и никеля, в которых реализуются фазовые переходы мартенситного типа. Монолитные и пористые никелид титановые сплавы находят широкое применение в медицине в качестве имплантатов в виде внутрикостных штифтов, элементов для фиксации костных отломков, стержней, аппаратов для исправления деформации позвоночника, челюстно-лицевых эндопротезов [1-3]. Оптимальный имплантат по поведению в организме человека должен быть подобен живой ткани, а именно, проявлять высокие эластичные свойства, иметь заданный гистерезис на деформационной диаграмме нагрузка-разгрузка, степень и величина восстановления формы должны соответствовать необходимой величине и степени восстановления формы тканей [4].

Сформированные в процессе получения и передела материала структурные особенности монолитных и пористых сплавов определяют их поведение при мартенситных превращениях. Так как мартенситное превращение сопровождается образованием мартенситных пластин и последующим их ростом, то размеры выделившихся частиц в матрице и плотность их распределения оказывают существенное влияние на поведение характеристик мартенситных превращений и физико-механические свойства сплавов [1,2, 5].

Пористые материалы, полученные методом СВС, в отличие от монолитных сплавов являются ещё более сложными объектами для исследования, поскольку наряду с металлической матрицей, весьма неоднородной по химическому составу, представлены и межпоровым пространством [1, 2, 5-7]. Более того, сплавы характеризуются фазово-химической неоднородностью с большим количеством выделившихся фаз Ti2Ni, TiNi3 [1,5-7]. Наличие в исходной В2 матрице фаз выделений Ti2Ni, TiNi3, различных по размеру и степени их распределения, будет определять поведение характеристических температур мартенситных превращений, параметров эффекта памяти формы, а также физико-механические свойства сплавов [1,2].

В зависимости от изменения внутренней структуры в сплавах никелида титана формируется различный зернограничный ансамбль. В работах [8-11] показано, что границы зерен также оказывают существенное влияние на зарождение и рост мартенситных кристаллов. Границы могут выступать как места преимущественного зарождения кристаллов мартенсита и контролировать температуры мартенситных превращений, а также выступать в качестве стопоров, препятствующих развитию мартенситного превращения [10-15]. Размер зерна и соотношение типов границ зерен (общего и специального типов) будут влиять как на условия зарождения мартенситных кристаллов, так и на характер мартенситного превращения в поликристаллическом ансамбле [14-19].

Активное развитие имплантологии с использованием монолитных и пористых сплавов на основе никелида титана в медицине приводит к необходимости постоянного улучшения их структуры, физико-механических свойств и приближения характеристик имплантируемых конструкций к свойствам тканей организма [1,2].

Среди основных физико-механических характеристик и параметров эффекта памяти формы, знание которых позволяет разрабатывать сплавы с оптимальными свойствами, выделяют: температурный интервал проявления эффекта памяти формы, предел текучести <гт, величина деформации до разрушения ев, значение напряжения разрушения ав и критическое напряжение мартенситного сдвига (напряжение начала образования и переориентации кристаллов мартенсита) [3, 4]. Изменение данных характеристик сплавов возможно за счет изменения концентрации титана и никеля, проведения термообработки сплавов и легирования никелида титана различными элементами [1-4].

Известно, что легирование позволяет эффективно и направленно изменять многие характеристики сплава: величину накопленной деформации, положение мартенситных точек, прочностные свойства и т.д. [1-3]. Введение легирующей добавки приводит к выделению фаз с участием легирующих элементов наряду с фазами, обогащенными по титану ПгМ и никелю Т1№з. Это отражается на изменении температурных интервалов мартенситных превращений, параметрах

формоизменения, а также на поведении физико-механических свойств сплавов [1-2].

Среди всех легированных сплавов никелида титана особое место занимают сплавы вблизи стехиометрического состава Тл№, легированные переходными элементами из групп У1А-УША периодической таблицы (такие, как Сг, Мп, Бе, Со, Рё) [20,21], а также элементами Си (из группы 1В), А1 (из группы ШВ). Вариантами замещения Тл и № третьим элементом (Ме) являются Т^Г^о-хМех и Т15о-х№5оМех [20].

К эффективным легирующим элементам, введение которых в состав Тг№ позволяет направленно улучшать различные характеристики сплавов наряду с Мо, Бе, А1, относится Си [1-3, 22].

Известно, что сплавы с добавками Мо, Ре, А1 характеризуются довольно высокими параметрами формоизменения, необходимыми прочностными и пластическими свойствами [1-3, 23]. Однако в ряде случаев, для сплавов на основе никелида титана такие параметры, как критическое напряжение мартенситного сдвига температурный интервал и величина проявления

эффекта памяти формы (£0бщ.Нак)> не соответствуют желаемому уровню значений и критериям функционирования материала в медицине. Известные пористые и монолитные сплавы на основе никелида титана характеризуются довольно высоким уровнем напряжения мартенситного сдвига, ограничивающим гибкость имплантатов и возможность их моделирования применительно к конфигурации замещаемых тканевых дефектов.

Анализ литературных данных и проведенные экспериментальные исследования показали, что указанные недостатки в проявлении свойств сплавов на основе никелида титана могут быть решены легированием меди до 10 ат.% [22, 24]. Медь занимает промежуточное положение между малорастворимыми в ТН^Л элементами (Хх, Мп и др.) и элементами неограниченной растворимости (Бе, Со, Р1, Аи), поэтому введение незначительной концентрации меди в монолитный ИМ не разрушает исходную 52-структуру [25].

В настоящей работе экспериментально показано, что добавки меди от 3 до 6 ат. % в пористых сплавах никелида титана оптимизируют свойства сплава и

существенно снижают минимальное напряжение мартенситного сдвига, что ставит данные сплавы в ряд наиболее перспективных медицинских материалов.

Анализ литературных данных показал, что изменение основных характеристик мартенситных превращений, параметров эффектов памяти формы монолитных и пористых сплавов никелида титана в ряде случаев достигается не только изменением концентрации базовых элементов и легированием, но и проведением термообработки, при которой изменяется внутренняя структура материала [26-30]. В этой связи исследование структурных особенностей, параметров эффектов памяти формы, характеристических температур превращений и физико-механических свойств монолитных и пористых сплавов на основе никелида титана в условиях изменения состава, термообработки и легирования является актуальной задачей.

Цель работы:

Провести комплексное исследование структуры монолитных и пористых сплавов на основе никелида титана и изучить изменение характеристических температур мартенситных превращений, параметров эффекта памяти формы и физико-механических свойств сплавов в условиях изменения состава, термообработки и легирования Си.

Задачи исследования:

1. Методами оптической и растровой электронной микроскопии, рентгеноструктурного и микрорентгеноспектрального анализов исследовать макро и микроструктуру монолитных и пористых сплавов на основе никелида титана при изменении состава, легировании Си и термообработке.

2. Установить закономерности изменения характеристик мартенситных превращений и параметров эффекта памяти формы в зависимости от сформированной структуры сплавов.

3. Изучить физико-механические свойства сплавов на основе никелида титана, легированных Си, и выделить оптимальные по уровню критических напряжений мартенситного сдвига сплавы для использования в медицинской практике.

Структура и объем диссертации:

Диссертация состоит из введения, 5 глав, приложения, выводов и списка используемой литературы. Работа изложена на 195 страницах, содержит 118 рисунков и 32 таблицы.

Первая глава. В первой главе подробно описаны и проанализированы имеющиеся литературные данные о структурно-фазовых особенностях монолитных и пористых сплавов на основе никелида титана. Рассмотрены мартенситные превращения, эффекты памяти формы и физико-механические свойства в сплавах никелида титана разного состава.

Особое внимание уделено влиянию легирования различными элементами Мо, Со, Ре, Аи, Р^ Рс1, Сг, А1, Си на структуру и свойства сплавов на основе никелида титана.

Вторая глава. Во второй главе согласно литературным данным обоснован выбор материалов, используемых для исследования. Представлены составы исследуемых сплавов. Даны схематические описания используемого оборудования. Приведены формулы для расчета основных характеристик сплавов.

В третьей главе представлены результаты структурных исследований функциональных (серийных) сплавов на основе никелида титана ТН-10, ТН-20, ТН-1В, а также монолитного сплава ТН-10, легированного 6 ат.% меди. Проанализировано поведение характеристик мартенситных превращений и параметров эффекта памяти формы сплавов в зависимости от состава и сформированной внутренней структуры. Рассмотрены физико-механические свойства монолитных сплавов на основе никелида титана разного состава.

Показано, что при изменении концентрации титана и никеля в сплавах формируется различная структура металлической матрицы. Особенности структуры сплавов (форма, размеры, плотность распределения частиц) играют большую роль при формировании зернограничного ансамбля. Выпадение мелкодисперсных фаз Сщ^з по границам зерен в сплаве ТН-10, легированном 6 ат.% меди, приводит к уменьшение размера зерна в два раза по сравнению со сплавами без легирования.

Установлено, что для серийных сплавов ТН-10, ТН-20, ТН-1В изменение состава соединения Тл^П, связанное с увеличением или уменьшением концентрации никеля и титана, приводит к снижению характеристических температур восстановления формы и изменению величины общей накопленной деформации.

Рассмотрено влияние легирования медью на поведение характеристических температур мартенситных превращений, а также параметров эффектов памяти формы монолитного сплава ТН-10, легированного 6 ат.% меди.

Проанализировано поведение физико-механических характеристик монолитных сплавов при изменении состава, а также в процессе легирования.

Четвертая глава посвящена исследованию структуры, характеристик мартенситных превращений, параметров эффектов памяти формы и физико-механических свойств пористых сплавов ^Г^д^Моо, 1 Ре0) 1 Сиу (где х=0, 1, 3, 6, \ 10 ат.%).

Установлена взаимосвязь изменения характеристик мартенситных превращений, параметров эффекта памяти формы и физико-механических свойств указанных сплавов в зависимости от состава.

Показано, что легирование пористых сплавов на основе никелида титана Си существенно отражается на изменении структуры металлической матрицы и ее фазового состава. Это выражается в неоднородности распределения фаз, обогащенных по титану Т12№, по поверхности образцов, а также формировании дендритных областей различной формы.

Выявлено, что максимальная величина общей накопленной деформации по сравнению со сплавом № 1 характерна для сплавов № 4 и № 5. Рост величины £общ.нак в сплавах № 4 и № 5 происходит за счет снижения минимальных напряжений мартенситного сдвига вблизи температуры М5 (в интервале температур мартенситных превращений) и повышения предела текучести. Развитие мартенситного превращения в сплавах возможно вплоть до достижения предела текучести.

Показано, что недостатком известного пористого сплава № 1 является высокое напряжение мартенситного сдвига порядка 37 МПа, ограничивающее гибкость имплантатов и возможность их моделирования применительно к

конфигурации замещаемых тканевых фрагментов. Экспериментально обнаружено и доказано, что варьировать напряжение мартенситного сдвига в пористом никелиде титана возможно за счет легирования сплава добавками меди вместо никеля до 10 ат.%.

Впервые для пористых сплавов установлен диапазон оптимальных концентраций меди в пределах от 3 до 6 ат.%, при котором наряду с широким температурным интервалом проявления обратимых деформаций, захватывающим область рабочих температур от 0 до 40 °С, достигнуто низкое значение напряжения мартенситного сдвига - менее 30 МПа, что ставит их в ряд наиболее перспективных имплантационных материалов. Вне пределов оптимального интервала концентраций меди свойства пористых сплавов ухудшаются.

Показано, что существенное влияние на формирование поверхностей разрушения пористых сплавов ТлТ^д^Моо, 1 Ре0,[Си^ (где х=0, 1, 3, 6, 10 ат.%) оказывает сформированная структура сплавов. Многообразие проявления свойств сплавов определяется как составом материала, так и температурами деформаций.

В пятой главе приведено подробное исследование влияния различных термообработок на структуру и свойства монолитных и пористых сплавов ТОАСМо^Си).

Установлено, что термообработка (отжиг при Г=400 °С, 1 ч, вакуум) пористых сплавов, полученных методом СВС, является оптимальной как для исходного, так и для легированного сплава № 4 и позволяет получать пористый материал с однородной структурой металлической матрицы. Пористый сплав № 4 после термообработки характеризуется полным исчезновением дендритных областей, наблюдаемых в исходном материале, а также перераспределением фаз, обогащенных по титану Т^Т^Си), по всему объему образца.

Для пористого сплава № 1 после термообработки при Т=400 °С, 1 ч характерно максимальное значение величины общей накопленной деформации за счет выравнивание структуры сплава и равномерного перераспределение частиц, обогащенных по титану Иг^, по всей поверхности образца.

Показано, что термообработка (отжиг при Г=850 °С, 1 ч, вакуум) монолитных сплавов не нарушает структурного состояния материала и позволяет получать сплавы с хорошей стабильной структурой. Для сплава ТН-10, легированного 6 ат.% меди, проведение термообработки при Т=&50 °С, 1 ч, вакуум приводит к более равномерному перераспределению мелких фаз и частичному очищения границ зерен.

Научная новизна:

1. Показано, что наиболее оптимальным набором свойств в интервале рабочих температур 0-40 °С среди функциональных сплавов разного состава ТН-10, ТН-20, ТН-1В обладают обогащенные никелем сплавы. Развитие мартенситного превращения в сплаве ТН-10 при температурах 0 и 25 °С происходит при меньших напряжениях, чем в сплавах ТН-20, ТН-1В, что связано с формированием более однородной структуры сплава ТН-10. Величина напряжения разрушения ов, а также значение деформации разрушения ев в данном температурном интервале достигают максимальных значений. Это открывает перспективу использования обогащенных никелем сплавов при достаточно низких напряжениях мартенситного сдвига.

2. Установлено, что легирование монолитного сплава ТН-10 6 ат.% Си приводит к снижению его физико-механических свойств. Выпадение в структуре сплава мелкодисперсной фазы Си4Т13, располагающейся преимущественно по границам зерен, приводит к охрупчиванию материала.

3. Показано, что легированием пористого сплава медью вместо никеля возможно получить характеристики, приемлемые для применения в имплантологии и превосходящие характеристики известных сплавов. Установлен диапазон оптимальных концентраций меди в пределах от 3 до 6 ат.%, при котором для пористых сплавов с указанным составом наряду с широким температурным интервалом проявления обратимых деформаций, захватывающим область рабочих температур от 0 до 40 °С, характерно низкое значение напряжения мартенситного сдвига - менее 30 МПа, что ставит их в ряд наиболее перспективных имплантационных материалов.

4. Выявлено, что термообработка ( отжиг при Г=400 °С, 1 ч, вакуум) пористых сплавов, полученных методом самораспространяющегося

высокотемпературного синтеза, является оптимальной как для исходного, так и для легированного сплава и позволяет получать пористый материал с однородной структурой металлической матрицы. Сплав ТО^ь^дМоо^Рео^Сиб после термообработки характеризуется полным исчезновением дендритных областей, наблюдаемых в исходном материале, и перераспределением фаз Т12№(Си) по всему объему образца.

5. Экспериментально установлено, что для сплава Т1№49;9Моо,1рео,1 после термообработки в интервале температур 400-600 °С, 1 ч характерно максимальное значение величины общей накопленной деформации за счет выравнивания структуры пористого сплава и равномерного перераспределение частиц Т12№ по поверхности образца.

6. Показано, что проведение термообработки (отжиг при Г=850 °С, 1 ч, вакуум) для монолитных сплавов ТН-10, ТН-20, ТН-1В, а также для сплава ТН-10, легированного 6 ат.% Си, не нарушает структурного состояния материалов, сохраняя стабильную исходную структуру.

Научная и практическая значимость работы: Возможность получения пористых сплавов, легированных 3 и 6 ат.% Си, с низким уровнем критических напряжений мартенситного сдвига в интервале температур 0-40 °С, характерном для функционирующего организма, открывает широкие возможности их использования для замещения дефектов костных и мягких тканей. Повышение гибкости изготавливаемых из пористого сплава имплантатов облегчает их моделирование применительно к конфигурации замещаемых дефектов за счет уменьшения напряжения мартенситного сдвига, свойственного условиям функционирования в организме человека.

Термообработка пористых сплавов (в интервале температур 400-600 °С 1 час, вакуум) является оптимальной и позволяет повысить значение величины общей накопленной деформации пористого сплава за счет выравнивания структуры металлической матрицы и равномерного перераспределение фаз, обогащенных по титану по всей поверхности образца.

Установлено, что среди серийных материалов ТН-1В, ТН-20, ТН-10 сплав ТН-10 с максимальной концентрацией никеля является наиболее перспективным для использования в медицине в качестве имплантационного

материала. Для него развитие мартенситного превращения при температурах 0 и 25 °С происходит при меньших напряжениях, чем в сплавах ТН-20, ТН-1В, что связано с формированием в нем более однородной структуры. Величина напряжения разрушения ав, а также значение деформации ев разрушения в данном температурном интервале достигают максимальных значений. Результаты исследований подтверждены применением монолитного сплава ТН-10 в медицинской практике.

Положения, выносимые на защиту:

1. Результаты исследований структурно-фазовых состояний и микроструктуры многокомпонентных монолитных и пористых сплавов на основе никелида титана при изменении состава, термообработки и легировании Си.

2. Установленные зависимости изменения температурных интервалов мартенситных превращений и параметров эффекта памяти формы в монолитных и пористых сплавах Т1№(Мо,Ре,Си) в соответствии с особенностями их сформированной структуры.

3. Экспериментально установленные условия достижения низкого уровня напряжения мартенситного сдвига в многокомпонентных сплавах на основе никелида титана, легированных медью.

ГЛАВА 1. СТРУКТУРА И СВОЙСТВА МОНОЛИТНЫХ И ПОРИСТЫХ СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ НИКЕЛИДА ТИТАНА

1.1. Особенности структуры монолитного и пористого никслида титана

Уникальные свойства сплавов на основе никелида титана (биомеханическая и биохимическая совместимость с тканями человеческого организма) позволяют успешно применять их в медицине в качестве материала для изготовления имплантатов и различных медицинских инструментов [1, 2, 4]. Сегодня широко используются два класса сплавов на основе никелида титана: монолитный и пористый. Для производства широкого спектра сплавов на основе никелида титана в настоящее время используют методы плавки (индукционной, электродуговой, электронно-лучевой и др.), методы порошковой металлургии и СВС-синтеза [1, 31]. Структурно-фазовый состав сплавов существенно зависит от способа получения и условий передела материала. Структура всех сплавов на основе никелида титана представляет собой матричную фазу Т1№(£2), ответственную за мартенситные превращения, с выделившимися в процессе получения и передела материала частицами Т1г№, Т1№3 [1-3]. Индивидуальные

структурные особенности сплавов определяются размерами и формой

\

выделившихся частиц, а также плотностью их распределения. Формирование различной структуры сплавов на основе никелида титана влечет за собой изменение физико-механических свойств, характеристик мартенситных превращений и параметров эффектов памяти формы. Поэтому анализ структурного состояния материала позволяет более точно понять и проанализировать полученные свойства.

Первоначально в никелиде титана эффект памяти формы был обнаружен на монолитных сплавах ТГ№ эквиатомного состава [1]. После обнаружения эффекта памяти формы при мартенситных превращениях появилась необходимость уточнения диаграммы состояния, особенно вблизи эквиатомного состава. Диаграмма состояния системы Т1№ представлена на рис. 1.1 [1,2].

Диаграмма состояния системы представляет собой графическое

изображение устойчивого состояния сплава, т.е состояния, которое при данных условиях обладает минимумом свободной энергии [1,2]. Было установлено, что гомогенный интервал интерметаллического соединения ИМ лежит в пределах 49-53 ат.% N1 при температуре 800 °С и 49,5-51 ат.% при температуре 400 °С [2]. Отклонение от области гомогенности соединения ИМ приводит к выделению фаз 'ПТчП+'ПгМ! при обогащении по титану и 'П№+'П№з при обогащении по никелю (рис. 1.1) [1].

В исходном высокотемпературном аустенитном состоянии никелид титана имеет атомно-упорядоченную по типу СбСЛ структуру В2. Параметры решетки при стехиометрическом составе равны, а=3,02А [1, 2, 25, 26, 32, 33]. Пространственная группа 52-фазы (ОЫ=РтЗт) с максимальной протяженностью области гомогенности от 50 до 57 ат.% при 1100°С. Область гомогенности выклинивается к стехиометрическому составу Т15о№5о при нагреве выше 1100°С (вплоть до температуры плавления 1310°С) и при охлаждении (ниже ~500—600 °С). 52-структура имеет большую степень дальнего порядка

(т|=0,8-0,9), которая сохраняется при нагреве до температуры плавления. Именно фаза В2 ответственна за мартенситные превращения, а выделившиеся в матричной фазе В2 вторичные фазы, обогащенные по титану и по никелю, оказывают существенное влияние на протекание мартенситных превращений и физико-механические свойства сплава [1, 25, 32].

Фаза Тл2№ обладает кубической гранецентрированной структурой с 96 атомами в элементарной ячейке. Параметр решетки фазы Т12№ равен, а=11,278 А. Стабильное состояние Т^М образуется по перитектической реакции при температуре 1015 °С. Частицы, обогащенные титаном, наблюдают в виде крупных образований с размерами 0,5-20 мкм [1, 33]. Выделяются они как по границам зерен, так и в матричной фазе [6, 7, 34]. В ряде случаев может возникнуть сложность в идентификации фазы Т12№. Это связано с особенностью титана в больших количествах поглощать кислород, в результате чего могут образовываться сложные оксиды титана ТЦЭДгО, которые имеют структуру подобную Т^Ыь Следует отметить, что Тл2М и Т14№20 имеют практически сходные параметры решеток. Параметр решетки фазы Тц№20 составляет, а=11,328 А [13, 14]. Образование фазы Тл4№20 возможно в сплавах ТТ№ при наличии в них даже незначительного количества кислорода [35]. В соединении Т^ЬП растворяются также другие газовые примеси внедрения С, Н и некоторые металлические элементы, присутствующие в сплавах по типу замещения, например кобальт, медь, образуя сложные оксиды [1,2, 25].

В закаленных сплавах никелида титана, обогащенных никелем, при термообработке в интервале температур ниже границы области гомогенности 52-фазы происходит распад пересыщенного твердого раствора. При этом возможно в той или иной последовательности выделение целого ряда избыточных фаз типа Тл3№4, Тл2№3, И№3 [1, 2, 25, 35, 36]. Фаза Т1№3, образующаяся при длительных отжигах, имеет гексагональную структуру (типа Э024) с параметрами д=0,5093 нм, с=0,8267 нм, с/а=1,625 [1, 2, 33, 35]. Фаза Тт2№3 обладает тетрагональной решеткой с параметрами а=0,4403 нм, с= 1,3525 нм. Образование фазы Т12№3 предшествует выделению равновесной фазы Т1№3 [1, 35]. Начальные стадии распада обогащенных никелем сплавов на основе Т1№ обусловлены преимущественно гомогенным выделением частиц с

химическим составом, близким химической формуле Т^зЫЦ СПцМи) [1, 35]. Для этих фаз характерно когерентное сопряжение с матрицей. Чрезмерное количество пластинчатых и глобулярных выделений фаз ТОчПз и Т^Мз, как и Т^М, существенно снижает пластические характеристики сплавов и приводит к их охрупчиванию. Ранние стадии гомогенного распада с образованием выделений типа Т13№4 также оказывают заметное влияние на многие свойства сплавов на основе никелида титана. Выделение этих фаз приводит к увеличению внутренних напряжений и, как следствие, сложному протеканию мартенситных превращений. С одной стороны, напряжения, создаваемые в матричной фазе В2, стимулируют зарождение 7?-фазы, с другой - большое количество мелкодисперсных частиц стабилизируют образовавшуюся фазу и препятствуют дальнейшему развитию мартенситного превращения, что вызывает размытие мартенситного перехода [2, 32].

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Кафтаранова, Мария Ивановна, 2013 год

Литература

1. Гюнтер В.Э., Ходоренко В.Н., Чекалкии Т.Л. Медицинские материалы и имплантаты с памятью формы. - Томск. Изд-во МИЦ, 2011. - 534 с.

2. Гюнтер В.Э., Ходоренко В.Н., Ясенчук Ю.Ф. Никелид титана. Медицинский материал нового поколения. - Томск. Изд-во МИЦ, 2006. - 296 с.

3. Гюнтер В.Э., Котенко В.В., Миргазизов М.З. и др. Сплавы с памятью формы в медицине. - Томск, Изд-во Том. ун-та, 1986. - 208с.

4. Гюнтер В.Э., Ходоренко В.Н., Чекалкин Т.Л. Проблемы биосовместимости металлических материалов//Имплантаты с памятью формы. — Томск, 2011. - №1-2. - С. 5-15.

5. Ясенчук Ю.Ф. Гюнтер В.Э., Ходоренко В.Н. и др. Структурно-фазовый состав и причины электрохимической пассивности никелида титана, полученного методом СВС//Имплантаты с памятью формы. - Томск, 2006. - С. 5-19.

6. Ходоренко В.Н., Гюнтер В.Э., Ясенчук Ю.Ф. Структурные особенности пористого никелида титана, полученного методом СВС, после термической обработки//Имплантаты с памятью формы. - Томск, 2006. - №1 - 2. -С. 5-11.

7. Ясенчук Ю.Ф., Стоянова Н.Я., Захарова Г.Г., Гюнтер В.Э. Особенности формирования поверхности никелида титана в процессе СВС//Материалы с памятью формы и новые технологии в медицине. - Томск, Изд-во «НПП МИЦ», 2006. - С.289 - 293.

8. Грабский В.М. Структура границ зерен в металлах. - М.: Металлургия, 1972. - 160 с.

9. Орлов А.Н., Перевезенцев В.Н. и др. Границы зерен в металлах. -М.: Металлургия, 1980. - 153 с.

10. Кайбышев O.A., Валиев Р.З. и др. Границы зерен и свойства металлов. - М.: Металлургия, 1987. - 214 с.

11. Лободюк В.А. Размерный эффект при мартенситном превращении//ФММ. - 2005. - Т. 99. - №2. - С.29^10.

12. Seok.Jal Lee., Yong-Koor Lee.,Yong-Min Lee. Relationship between austenite grain size, martensite start temperature, and transformation kinetic of AISI 4340 steels//Materials letters. - 2006.

13. Jie Huang., Zhou Xu. Effect of dynamically recrystallized austenite on the martensite start temperature of martensitic transformation//Material Science and Engineering. - 2006. - P. 254 - 257.

14. Блинова E.H. Размерный фактор при мартенситных превращениях: автореф...дис. канд. физ.-мат. наук. - М., 2003. - 32с.

15. Перевалова О. Б. Роль границ зерен в пластической деформации упорядочивающегося сплава Ni3Fe со сверхструктурой LI2: автореф...дис. канд. физ.-мат. - наук. - Томск, ТГУ. - 1997. - 19с.

16. Косевич В.М., Ивлев В.М. и др. Структура межкристаллитных и межфазных границ. - М.: Металлургия, 1980. - 256с.

17. Глейзер A.M., Шахпазов Е.Х. и др. Размерный эффект при мартенситном превращении//Материаловедение. - 2007. - №12. - С. 3-9.

18. Копецкий Ч.В., Фионова JI.K. Границы зерен. Итоги науки и техники // Металловедение и термическая обработка. - 1986. - Т.20. - С. 53-97.

19. Wotanabe Todao. Grain boundary design for new materials//Trans. Yar. Inst. Metals. - 1986. - №27. - P. 73-83.

20. Клопотов В. Д., Клопотов А.А., Потекаев А.И., А.И. Гюнтер В.Э. и [др.]. Физико-химические подходы к выбору легирующих элементов в тройных сплавах с эффектами памяти формы на основе никелида титана. Легирующий элемент - металлы групп 1УА-УА//Известия Томского политехнического университета. - Томск, 2011. - Т. 319. - №2. - С. 114-120.

21. Клопотов А. А., Потекаев А.И., Козлов Э.В., и др. Кристаллогеометрические и кристаллохимические закономерности образования бинарных и тройных соединений на основе титана и никеля. - Томск. Изд-во Томского политехнического университета, 2011. - 312с.

22. Ооцука К., Симидзу К., Судзуки Ю. Сплавы с эффектом памяти формы. - М.: Металлургия, 1990. - 224 с.

23. 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. - Томск, Изд-во «НПП МИЦ», 2006. - С. 287-289.

24. Николаев А.Ю. Исследование влияния меди на физико-механические свойства и параметры формоизменения в сплавах на основе никелида титана (ТН - 10): дипломная работа. - Томск, 2005. - 77 с.

25. Пушин В.Г., Прокошкин С.Д., Валиев Р.З. Сплавы никелида титана с памятью формы. 4.1. Структура фазовые превращения и свойства. -Екатеринбург, 2006. - 438с.

26. Хачин В.Н. Никелид титана. - М.: Наука, 1992. - 159 с.

27. Фионова J1.K. Влияние температуры на морфологию границ зерен в алюминии//Поверхность. Физика, химия, механика. - 1983. - №11. - С. 109-115.

28. Инаекян К.Э. Исследование взаимосвязи структуры и функциональных свойств термомеханически обработанных сплавов с памятью формы на основе Ti-Ni: автореф. дис... канд. тех. наук. - М., 2006. - 24 с.

29. Лихачев В.А., Помыткин С.П., Шиманский С.Р. Влияние термомеханической обработки на последовательность фазовых превращений в сплавах на основе TiNi // Металловедение и термическая обработка металлов. 1989.- №8.- С. 11-17.

30. Клопотов A.A., Гюнтер В.Э., Потекаев А.И. Влияние термомеханической обработки на физические свойства в сплавах на основе никелида титана с эффектом памяти формы//Изв. вузов. Физика. - 2009. Т.52. -№12/2. - С. 55-60.

31. Итин В.И., Найбороденко Ю.С. Высокотемпературный синтез интерметаллических соединений. - Томск: Изд-во Том. ун-та, 1989. - 214 с.

32. Otsuka К., Ren X. Physical metallurgy of TiNi based shape memory alloys // Progress in Materials science. - 2005. - P. 511- 678.

33. Корнилов И.И., Белоусов O.K., Качур E.B. и др. Никелид титана и другие сплавы с эффектом памяти формы. - М.: Наука, 1977. - 178с.

34. Ходоренко В.Н, Гюнтер В.Э., Солдатова М.И. Влияние состава сплава никелида титана на его структуру и формирование зернограничного ансамбля// Изв. вузов. Физика. - 2010. - Т. 53. - №8 - С. 55-63.

35. Пушин В.Г., Кондратьев В.В., Хачин В.Н. Предпереходные явления и мартенситные превращения. - Екатеринбург, 1998. - С.292 - 315.

36. Кунцевич Т.Э., Пушин В.Г. Влияние термообработки на структуру и свойства быстрозакаленных бинарных сплавов с эффектом памяти формы на основе Ti-Ni, обогащенных титаном // ФММ. - 2007. - Т. 104. - С. 196-203.

37. 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 -76.

38. Лободюк В.А., Эстрин Э.И. Мартенситные превращения. - М.: ФИЗМАТЛИТ, 2009. - 352 с.

39. Хунджуа А.Г. Мартенситные превращения в сплавах с эффектами памяти формы. - М.: Физический факультет МГУ, 2010. - 44с.

40. Клопотов А.А., Гюнтер В.Э., Гирсова Н.В., Итин В.И. Структурные особенности пористых сплавов на основе TiNi (Fe) // Имплантаты с памятью формы. - 1995,-№1 - С. 29-36

41. Хунджуа А.Г. Эффект памяти формы и сверхупругость. М.: Физический факультет МГУ, 2010. - 32с

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

43. Коуров Н.И., Королёв А.В., Пушин В.Г. и др. Магнитные и электрические свойства системы интерметаллических соединений TiNi-TiFe //ФММ. - 2003. - №5 - Т. 95. - С. 60-65.

44. Jing Rui-rui, Liu Fu-shun. The Influence of Co addition on phase transformation behavior and mechanical properties of TiNi alloys // Chinese J. of Aeronautics. - (2007). V.20. - P. 153-156.

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

46. Лободюк В.А., Медюх М.М. Структурное состояние и микротвёрдость сплавов Ti-Ni, легированных эквиатомными количествами хрома, меди и алюминия // Металлы. - 1998. - №2. - С. 54-59.

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

48. Лякишев H. П. Диаграмма состояния двойных металлических систем. -М.: Машиностроение, 1997. - 1024 с.

49. Захаров A.M. Диаграммы состояния двойных и тройных систем. -М.: Металлургия, 1990. - 240с.

50. Левинский Ю.В. р-Т-х диаграммы состояния двойных металлических систем. - М.: Металлургия, 1990. - 400с.

51. Ерофеев В.И., Паскаль Ю.И. Кинетические и морфологические закономерности мартенситных превращений в сплавах TiNi(Cu) // Техническая физика. - С. 879-882.

52. Ерофеев В.Я., Паскаль Ю.И. Исследование поверхностного рельефа, связанного с образованием мартенсита напряжения в никелиде титана // ФММ. -1989. - Т. 67. - Вып. 5. - С. 945 - 949.

53. Ерофеев В.И. Структурно-кинетические, морфологические и деформационные характеристики мартенситных фаз в сплавах TiNi(Cu): дис. ... канд. физ. - мат. наук. - Томск, 1986. - 207 с.

54. Ерофеев В.Я., Монасевич A.A., Павская Е.А., Паскаль Ю.И. Мартенситные превращения и эффекты памяти формы в сплаве Ti50NiI0Cui0 // Металлофизика. - 1982.-Т. 4.-№1.-С. 52-55.

55. Коуров Н.И., Королёв A.B., Пушин В.Г. Магнитные и электрические свойства сплавов Ti5oNi5o-xCux с эффектом памяти формы // ФММ. - 2003. Т.95. Вып.5. - С. 66-71.

56. Чернов Д.Б., Монасевич Л.А., Башанова H.H., 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.

57. Токарев В.Н., Савинов A.C., Хачин В.Н. Эффект памяти формы при мартенеитных превращениях в TiNi-TiCu/ADMM. - 1983. - Т.56. - Вып.2. - С. 340-344

58. Дударев Е.Ф., Токарев В.Н., Лотков А.И. и др. Влияние негидростатических напряжений на развитие мартенеитных превращений и неупругой деформации на разных масштабных уровнях в поликристаллических интерметаллидах Ti(Ni-Cu-Fe)//h3b. вузов. Физика. - 1998. - №1. - С. 35-46.

59. Белов C.B. Пористые проницаемые материалы. - М.: Изд-во Металлургия, 1987. -335 с.

60. Гюнтер В.Э., Дамбаев Г.Ц., Сысолятин П.Г. Медицинские материалы и имплантаты с памятью формы. - Томск: Изд.-во Том. Ун-та, 1998. -487 с.

61. Бровкина Е.А., Хунджуа А.Г. Структурные превращения в легированном никелиде титана: распад твердых растворов и мартенситные превращения // Вестник Московского Ун-та. Сер. 3. Физика. Астрономия. -2005.-№4.-С. 61-63.

62. Гришков В.Н. Влияние старения на мартенситные превращения в сплавах на основе никелида титана вблизи эквиатомного состава: автореф. дис... канд. физ.-мат. наук. - Томск, 1986. - 19 с.

63. 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.

64. Пушин В.Г., Куранова H.H., Коуров Н.И., Юрченко Л.И. и др. Структурные и фазовые превращения в сплавах TiNi - TiAl и TiNi - AINi с эффектами памяти формы. I. Рентгенография и электросопротивление//ФММ. -2004.-Т.2.- С. 85-92.

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

66. Гуляев А.П. Металловедение. - М.: Металлургия, 1977. - 648 с.

67. Баранова JI.B., Дёмина Э.Л. Металлографическое травление металлов и сплавов. - М.: Справочное издание, 1986. - 256 с.

68. Кортель A.A., Жуковская А.Е., Андронова P.A. Изделия огнеупорные. Определение предела прочности при изгибе при повышенных температурах. -М.: Изд-во стандартов, 1993 - С. 1-6.

69. Эшби М., Джонс Д. Конструкционные материалы. - Долгопрудный, 2010.-671 с.

70. Лахтин Ю.М. Металловедение и термическая обработка сплавов -М.: Металлургия, 1979. - 320 с.

71. Смирнов М.А. Материаловедение. - Челябинск: Изд-во ЮУрГУ, 2005. - 193 с.

72. Малеткина Т.Ю., Гюнтер В.Э. Влияние температурно-силового воздействия на характеристики ЭПФ в сплавах на основе TiNi // Имплантаты с памятью формы. - Томск, 1995. - №1. - С. 15-23.

73. Пат № 1698688, РФ. Способ определения температурной зависимости предела текучести сплавов / В. Э. Гюнтер, Т.Ю. Серикова, Л. А. Монасевич, Ю. И. Паскаль. - Опубл. в БИ, 1991. № 46.

74. Чернов Д.Б., Паскаль Ю.И., Гюнтер В.Э., Монасевич Л.А. Диаграммы структурных превращений сплавов на основе никелида титана и эффекты памяти формы//Изв. вузов. Физика. 1981. - №8. - С. 93-96.

75. Кайбышев В.Г., Валиев Р.З., Ценев Н.К. Влияние состояния границ зерен на сверхпластическое течение//ДАН. СССР. - 1984. - Т. 278. - №1. С. 9397.

76. Валиев Р.З., Ценев Н.К., Кайбышев М.М. Влияние структуры границ зерен на развитие механизмов сверхпластической деформации алюминиевых сплавов // ФММ. - 1990. - №10. - С. 191-196.

77. Панченко Е.Ю. Закономерности термоупругих мартенситных превращений, механизмы эффектов памяти формы и сверхэластичности в монокристаллах никелида титана: дис. канд. физ. - мат. наук. - Томск, 2004. -286 с.

78. Панченко Е.Ю., Чумляков Ю.И., Киреева И.В., и др. Влияние дисперсных частиц Ti3Ni4 на мартенситные превращения в монокристаллах никелида титана// ФММ. - 2008. - Т.106. - С. 597- 609.

79. Валиев Р.З. Межкристаллитные границы и деформационное поведение поликристаллов // Физика прочности и пластичности металлов и сплавов: тез. докл. 13 Международной конференции. Самара. - 1992. - С. 82-82.

80. Зисман А.А., Рыбин В.В. Температурно-геометрические условия существования специальных физически выделенных границ // ФММ. - 1989. - Т. - 68. - Вып 2. - С. 264-270.

81. Рыбин В.В., Титовец Ю.Ф., Козлов A.JL Специальные границы в реальных поликристаллах//Поверхность. Физика, химия, механика. - 1984. - №9. -С. 107-111.

82. Фионова JI.K. Специальные границы в равновесной структуре поликристаллического алюминия//ФММ. - 1979. - Т. 48. - С. 998-1003.

83. Сухомлин Г.В., Копецкий Ч.В., Андреева А.В. Специальные множественные стыки границ зерен в ГЦК металлах // ФММ. - 1986. - Т 62. -Вып.2. - С. 349-357.

84. Mercier О., Melton K.N. Kinetics and thermodynamics of the shape-memory effect in martensitic NiTi and (Ni!.xCux)Ti alloys//Journal Applied Physics, 1979. - V.50. - №9. - P. 5747 - 5756.

85. Гюнтер В.Э., Ходоренко B.H. Мартенситная деформация и явление гистерезисного формоизменения в никелиде титана//Имплантаты с памятью формы. - Томск, 2008. -№ 1-2. - С. 38 - 42.

86. Гюнтер В.Э., Ходоренко В.Н. Закономерности изменения напряжения и деформации в условиях нагрузки и разгрузки в сплавах на основе никелида титана//Имплантаты с памятью формы. - Томск, 2008. - № 1-2. - С.5 -12.

87. Хоникомб Р. Пластическая деформация металлов. - М.: Мир, 1972. -408с.

88. Партон В.З. Механика разрушения: От теории к практике. - М.: Наука, 1990.-240с.

89. Лахтин Ю.М. Металловедение и термическая обработка металлов. М.: Машиностроение, 1983. - 359с.

90. Феллоуз Дж. Фрактограммы и атлас фрактограмм. - М: Металлургия, 1982. - 488 с.

91. Ясенчук Ю.Ф., Артюхова Н.В., Гюнтер В.Э. Порообразование и кристаллизация пористых сплавов никелида титана // Биосовместимые материалы и новые технологии в стоматологии. - Томск, 2012. - С. 230-236.

92. Мертон К., Флеминге. Процессы затвердевания. - М.: Мир, 1977. -423 с.

93. Беляев С.П., Гильмутдинов Ф.З., Канунникова О.М. Исследование процессов окисления и сегрегации на поверхности никелида титана // Письма в ЖТФ. - 1999. - Т. 25. - Вып.13. - С. 89-94.

94. Otfer P., Baroclo F., Bechade J.L. Effect of Impurities Content (Oxygen, Carbon) on Microstructure and Phase Transformation Temperature of Near Equiatomic TiNi shape memory alloys. - 1997. - P. 143 - 148.

95. Nishido M., Wauman C.M., Honma T. Precipitation Process in Near Equiatomic TiNi Shape memory Alloys//Metallurgical Transaction - 1986. - V.17A. -P. 1505-1515.

96. Фокин M.H., Рускол Ю.С., Мосолов A.B. Титан и его сплавы в химической промышленности. - Ленинградское отделение: Химия, 1978. -200 с.

97. Корнилов И.И. Титан. - М/: Наука, 1975. - 308 с.

98. Лихачёв В.А., Кузьмин С.Л., Каменцева З.П. Эффект памяти формы. - Л.: Изд-во Ленинградского университета, 1987. - 216 с.

99. Chung C.Y., Chu C.L., Wang S.D. Porous TiNi shape memory alloy with high strength fabricated by self-propagating high temperature synthesis // Materials letters. - 2004. V. 58. - P. 1683 - 1686.

100. Солдатова М.И., Ходоренко B.H., Ильина E.C., Гюнтер В.Э. Структура и мартенситные превращения в трехкомпонентных пористых сплавах TiNi(Cu) // Биосовместимые материалы и новые технологии в стоматологии. -Томск, 2012.-С.213-217.

101. Клопотов А.А., Матюнин А.Н., Марченко Е.С., Малахова Е.А. Кристаллохимические факторы и диаграмма мартенситных переходов в тройных

сплавах на основе никелида титана//Фундаментальные проблемы современного материаловедения. - Барнаул, 2008. - С. 13-20.

102. Хаазен П. Физическое металловедение. - М.: Изд-во Металлургия, 1987.-640с.

103. Дамбаев Г.Ц., Гюнтер В.Э., Радионченко А.А. Сверхэластичные пористые имплантаты с памятью формы в хирургии. - Томск: Изд.-во ТПУ, 1996. -174 с.

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

105. Малеткина Т.Ю., Шагланова С.Г., Гюнтер В.Э. Деформационные характеристики эффектов памяти формы при изменении температуры и внешней нагрузки // Имплантаты с памятью формы. - Томск. - 1995. - №1. - С. 23-29.

106. Моногенов А.Н. Структура и свойства монолитного и пористого никелида титана, легированного алюминием: автореф. дис...канд. физ.-мат. наук. - Барнаул, 2012. - 24 с.

107. Huang X., Liu Y. Effect if annealing on the transformation behavior and superelastically of TiNi shape memory alloys//Scripta Mater. - 2001. - V.45. - P.153-160.

108. Ясенчук Ю.Ф., Лущенко E.B., Гюнтер В.Э. Исследование влияния термообработки на параметры памяти формы и микроструктуру пористого никелида титана, полученного методом СВС//Биосовместимые материалы с памятью формы и новые технологии в медицине. - Томск, 2002. - С. 400-403.

109. Zhou Y., Zhang J., Genlian G. Origin of 2-stage R-phase transformation in low-temperature aged Ni-rich Ti-Ni alloys//Acta Materials. -2005. - V.53. - P. 5365-5377.

110. Wang Z.G., Zu X.T., Feng X.D. Annealing-inducing evolution of transformation characteristics in TiNi shape memory alloys//Physica. - 2004. - В 353. Aug.-P. 9-14.

111. Хандрос JI.Г., Арбузова А,А. Мартенситное превращение, эффект памяти и сверхупругость // Металлы, электроны, решетка. — Киев: Наукова думка, 1975. - С. 261-269.

112. Chu С., Chung С. Y. Effects of heat treatment on characteristics of porous Ni-rich NiTi SMA prepared by SHS technique//Trans. Nonferrous Met. Soc. China 16. - 2006. -P. - 49-53.

113. Ходоренко B.H., Гюнтер В.Э., Солдатова М.И. Влияние термической обработки на эффекты памяти формы в пористом никелиде титана, полученном методом СВС // Изв. вузов. Физика. - 2010. - Т.53. - № 10. - С. 3846.

114. Быстренин В.А., Белый О.Н. К вопросу о гортанно-трахеальных протезах // Вестник отоларингологии. - 1981. -№ 3. - С. 81-84.

115. Ольшанский В.О., Битюцкий П.Т., Дарьялова С.Л. Современное состояние лечения рака гортани // Вопросы онкологии, 1989. - Т. XXXIII. -С. 41—47.

116. Пат. № 2160564, РФ. Способ хирургического рака гортани / М.Р. Мухамедов, В.Э. Гюнтер, Б.Н. Зырянов, Ю.Ф. Ясенчук, З.Д. Кицманюк, Е.Л. Чойнзонов, В.А. Новиков, И.И. Анисеня. - Опубл. в БИ 20.12.2000. №35.

117. Пат. № 2445014 РФ. Способ хирургического лечения рака гортани. М.Р. Мухамедов, Д.Е. Кульбакин, Е.Ц. Чойнзонов, В.Э. Гюнтер, М.И. Солдатова. - Опубл. в БИ от 20.03.2012. №8.