Закономерности формирования структуры и свойств низкомодульных титановых сплавов медицинского назначения тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 01.04.07, кандидат наук Голосова Ольга Александровна

• Голосова Ольга Александровна
• кандидат наук
• 2018

Оглавление диссертации кандидат наук Голосова Ольга Александровна

Введение

Глава 1. Физико-механические свойства и биосовместимость титановых сплавов

1.1. Титановые сплавы медицинского назначения

1.1.1. Биосовместимость металлических материалов

1.1.2. Влияние структурно-фазового состояния на свойства низкомодульных титановых в-сплавов

1.1.3. Наноструктурированные титановые сплавы: получение и свойства

1.2. Влияние структурно-фазового состояния на упругопластические свойства металлов и сплавов

Глава 2. Постановка задач исследований. Обоснование выбора материалов и

методов исследований

2.1 Постановка задач исследований

2.2. Материалы и методы исследований

2.3. Методы определения модуля упругости материалов

2.3.1 Акустический резонансный метод

2.3.2 Метод динамо-механического анализа

Глава 3. Закономерности формирования ультрамелкозернистого, субмикрокристаллического и наноструктурированного состояний и их влияние на свойства титановых в-сплавов системы Т^МЬ-Мо-7г

3.1 Аттестация структуры и фазового состава новых ОЦК титановых в-сплавов Т^МЬ-Мо-7г с различной степенью легирования в исходном состоянии

3.2. Формирование ультрамелкозернистой структуры в титановых в-сплавах

3.3. Закономерности формирования наноструктурированного состояния воздействием интенсивной пластической деформацией методом кручения под высоким давлением в титановых в-сплавах системы Т^МЬ-Мо-7г

3.4. Влияние формирования ультрамелкозернистого и наноструктурированного состояний на механические свойства титановых в-сплавов

3.5. Трибологические и коррозионные свойства титанового в-сплава Т-26КЬ-7Мо-2&

Глава 4. Упруго-пластические свойства титановых в-сплавов системы Т-ЫЪ-Мо-гг

4.1. Упруго-пластические характеристики титановых в-сплавов в крупнозернистом и ультрамелкозернистом состояниях

4.2. Влияния формирования зеренно-субзеренной структуры, сформированной воздействием пластической деформацией, на упруго-пластические свойства титанового в-сплава

Выводы

Приложение 1: Выбор системы легирования низкомодульных титановых

в-сплавов

Приложение

Литература

Введение

В последние годы в современной медицине наблюдается все возрастающая потребность в имплантатах различного назначения (челюстно-лицевая хирургия, стоматология, ортопедия, травматология). При этом несмотря на существующие прогнозы уменьшения области использования небиодеградируемых материалов, самыми распространенными во всем мире материалами для изготовления костных имплантатов на сегодняшний день являются, и в среднесрочной перспективе будут преобладать, титан и титановые сплавы. В то же время идет постоянное ужесточение требований к материалам, из которых изготавливают имплантаты - это увеличение биохимической и биомеханической совместимости с живым организмом, улучшение их функциональных свойств [1-3]. В связи с этим актуальными являются научные исследования и разработки технологий для создания современных имплантатов и, соответственно, материалов для их изготовления с более высокими эксплуатационными характеристиками, чем у используемых в настоящее время.

Широкое использование титана и титановых сплавов для изготовления имплантатов обусловлено уникальным сочетанием свойств: высокая прочность, легкий вес и низкий модуль упругости. Последнее является актуальным при разработке сплавов биомедицинского назначения, поскольку такие сплавы должны обладать не только биохимической совместимостью с тканями организма, заключающейся в отсутствии иммунных реакций и воспалительных процессов при работе имплантата в живом организме, но и биомеханической совместимостью, которая определяет функциональную надежность имплантатов [1, 4-6]. Основной характеристикой биомеханической совместимости имплантируемого материала является модуль упругости, значение которого должно быть максимально приближенным к модулю упругости костной ткани (30-35 ГПа). Это позволяет

перераспределить значительную часть нагрузок между костью и имплантатом таким образом, чтобы данная система работала как естественный композит [7]. С этой точки зрения наибольший интерес для широкого применения в качестве материала для импланталогии представляют титановые в-сплавы с низким модулем упругости, близким к соответствующему для костной ткани и, по этой причине, обеспечивающим биомеханическую совместимость. Последнее предполагает минимальную степень или отсутствие перегрузок и микросдвигов на поверхности раздела имплантат-ткань. Достижение полной биосовместимости основано на использовании имплантатов из низкомодульных материалов, не содержащих вредных для живого организма элементов [5, 8]. Однако снижение модуля упругости за счет использования различных систем легирования (с учетом использования в-стабилизирующих элементов, не оказывающих вредного влияния на живой организм) ведет к снижению прочностных характеристик. Это требует поиска способов их увеличения при сохранении низкого уровня модуля упругости. Одним из развиваемых в последние годы подходов, обеспечивающих достижение высоких прочностных свойств в металлах и сплавах, является формирование ультрамелкозернистого (УМЗ), субмикрокристаллического (СМК) или наноструктурированного (НС) состояний воздействием пластической деформацией. Согласно принятой терминологии к УМЗ материалам относятся металлы и сплавы с размером зерен в интервале 1-10 мкм, к СМК - 0,1-1 мкм, а к НС - с размером зерен менее 100 нм [1]. Важно отметить, что в многочисленных исследованиях научных коллективов из различных стран мира обоснована перспективность формирования таких структур в металлах и сплавах для кардинального улучшения их механических свойств, в особенности, повышения таких важных для практического применения характеристик, как пределы текучести и прочности, сопротивление усталостному разрушению и износостойкость, в том числе необходимых для их использования в качестве материала для медицинских имплантатов [1, 9].

В результате выполнения совместной работы с сотрудниками ФГУП ЦНИИ КМ «Прометей» (г. Санкт-Петербург) были разработаны и выплавлены на ОАО «Корпорация ВСМПО-Ависма» (г. Верхняя Салда) новые титановые в-сплавы с системой легирования МЬ-Мо-7г.

Имеющиеся в литературе данные по исследованию титановых в-сплавов близкой системы легирования позволяют лишь только прогнозировать уровень свойств, поскольку комплексных исследований закономерностей формирования структуры и свойств на сплавах этой системы легирования в России и за рубежом не проводилось. Учитывая значительный интерес и перспективу использования низкомодульных титановых сплавов, не содержащих вредных для живого организма легирующих элементов, актуальность опережающих исследований по установлению закономерностей влияния легирующих элементов и структурного-фазового состояния на свойства, определяющие комплекс важных для практического использования характеристик низкомодульных титановых сплавов медицинского назначения, не вызывает сомнений.

В связи с этим целью работы является исследование закономерностей влияния степени легирования и структурно-фазового состояния на упруго-пластические и прочностные характеристики новых низкомодульных титановых в-сплавов системы Т-МЬ-Мо-7г.

Научная новизна. 1. Впервые охарактеризована структура и свойства новых низкомодульных титановых в-сплавов системы Т^МЬ-Мо-2г на примере сплавов ТМ9№>-7Мо-147г, Т-26МЬ-7Мо-12& и ^-28№>-8Мо-127г. Проведено систематическое исследование закономерностей формирования ультрамелкозернистого, субмикрокристаллического и наноструктурированного состояний в титановых в-сплавах системы Т-ЫЪ-Мо-7г при воздействии пластической деформации. Формирование УМЗ, СМК и НС состояний в титановых в-сплавах системы Т^МЬ-Мо-2г сопровождается образованием нанофазной полосчатой субструктуры.

2. Экспериментально определены характер и закономерности влияния структурного состояния на упруго-пластические характеристики низкомодульных титановых в-сплавов системы Т-МЬ-Мо-2г с различной степенью легирования. Проведены сравнительные измерения модуля упругости низкомодульных титановых в-сплавов системы Т^МЬ-Мо-7г методом динамо-механического анализа и акустическим резонансным методом.

Практическая значимость работы. Результаты экспериментальных исследований закономерностей формирования УМЗ, СМК и НС состояний и их влияние на упруго-пластические свойства новых биосовместимых низкомодульных титановых в-сплавов системы Т-МЬ-Мо-2г планируется использовать для разработки и создания биосовместимых низкомодульных титановых сплавов медицинского назначения, отвечающих требованиям биохимической и биомеханической совместимости, включая выбор оптимальной системы легирования и рекомендации по формированию структурного состояния, обеспечивающие эффективное снижение модуля упругости при высоком уровне прочностных и пластических характеристик. Разработка и производство современных медицинских имплантатов для травматологии и ортопедии на основе новых титановых в-сплавов системы Т-МЬ-Мо-7г будет освоено предприятием ООО НПО «Медицинские инструменты» (г. Казань).

Положения, выносимые на защиту:

1. Закономерности формирования ультрамелкозернистого, субмикрокристаллического и наноструктурированного состояний в низкомодульных титановых в-сплавах системы Т-МЬ-Мо-2г в условиях развития процессов статической и динамической рекристаллизации.

2. Экспериментально установленное влияние химического состава и структурно-фазового состояния на упруго-пластические (модуль упругости, амплитудно-независимый декремент затухания, напряжение

микропластического течения) и прочностные (пределы текучести и прочности) свойства низкомодульных титановых в-сплавов системы Т^МЬ-Мо-7г.

Апробация работы. Основные результаты проведенных исследований докладывались и обсуждались на следующих международных и всероссийских конференциях и семинарах: Х Международная научно-техническая конференция «Уральская школа-семинар металловедов-молодых ученых», Екатеринбург, 2009 г.; XX Уральская школа металловедов-термистов «Актуальные проблемы фазовых и структурных превращений в сталях и сплавах», Пермь, 2010 г.; XII Российская научная студенческая конференция «Физика твердого тела», Томск, 2010 г.; Всероссийская научная школа для молодежи «Образование в сфере нанотехнологий: современные подходы и перспективы», Москва, 2010 г.; III Всероссийская школа-семинар для студентов, аспирантов и молодых ученых «Нанобиотехнологии: проблемы и перспективы», Белгород, 2010 г.; Всероссийская научная школа для молодежи «Приборное и научно-методическое обеспечение исследований и разработок в области технологий создания биосовместимых материалов», Москва, 2010г.; III Международный форум по нанотехнологиям, Москва, 2010г.; Международная научная школа для молодежи «Материаловедение и металлофизика легких сплавов», Екатеринбург, 2010 г.; IV Всероссийская конференция по наноматериалам «НАНО-2011», Москва, 2011 г.; 51-я Международная конференция «Актуальные проблемы прочности», Харьков, 2011 г.; Всероссийская молодежная конференция «Успехи химической физики», Черноголовка, 2011 г.; 4-я Международная конференция HighMatTech, Киев, 2013 г.; VIII Международная конференция «Фазовые превращения и прочность кристаллов», Черноголовка, 2014 г.

Публикации. Основное содержание диссертации отражено в 19 печатных работах, опубликованных в российских и зарубежных научных и

научно-технических журналах, сборниках трудов конференций, из них 6 статей в журналах, рекомендованных ВАК.

Личный вклад автора в проведение исследований и получение результатов является определяющим. Все результаты, приведенные в диссертации, получены либо самим автором, либо при его непосредственном участии.

Объем и структура диссертации. Диссертация состоит из введения, четырех глав, выводов, приложения и списка цитируемой литературы, включающего 121 наименований. Диссертация содержит 161 страницу, 84 рисунка, 18 таблиц и 2 приложения.

Глава 1. Физико-механические свойства и биосовместимость титановых

сплавов

1.1. Титановые сплавы медицинского назначения

В последние десятилетия в медицинском биоматериаловедении активно ведется разработка новых металлических биоматериалов, предназначенных для использования в качестве костных имплантатов для замены или восстановления поврежденной костной ткани. Такие материалы должны обладать определенными свойствами ввиду того, что при имплантации любого биоматериала происходит его непосредственный контакт с тканями и средами человеческого организма. Они должны обеспечивать не только биомеханическую и биохимическую совместимости, но и устойчивость к коррозии, прочность, износостойкость, возможность прорастания и интеграции с биологическим окружением [1-3, 10-12].

В настоящее время наиболее широко в качестве материала для изготовления вживляемых устройств используются нержавеющая сталь, сплавы Сг-Со, титана и сплавы на его основе. Из указанных материалов наиболее высокими прочностными характеристиками обладают стали [1, 11, 12]. Однако при взаимодействии, в том числе коррозионностойких типов сталей, с биологическими жидкостями, которые являются весьма агрессивными средами из-за присутствия белков и ионов хлора (2), вызывают, во многих случаях применения, местную воспалительную реакцию тканей. В отличие от нержавеющих сталей, сплавы на основе Сг-Со более устойчивы к коррозии за счет защитного, самовосстанавливающего окисного слоя. В этом отношении титан и его сплавы наиболее выгодны для биомедицинских применений из-за их хорошей биологической совместимости и коррозионной стойкости. Сопротивление коррозии титана и его сплавов значительно превышает сопротивление коррозии вышеупомянутых материалов за счет быстрого образования на поверхности естественной пассивной окисной

пленки, прочно, хотя и недостаточно, связанной с основным металлом и исключающей непосредственный контакт металла с коррозионно-активной средой. При активной коррозии металлических материалов происходит освобождение ионов металла, которые осаждаются в тканях организма и могут приводить не только к аллергическим и токсичным реакциям, но и к разрыхлению имплантата [13]. Тем не менее, материалы могут не быть подвержены разрушению оксидной пленки в жидкостях организма, но может произойти ее разрушение при истирании металл о металл (система пластина-винт) или из-за вмешательства инструментами во время хирургической операции. Поэтому важен еще такой показатель, как время образование оксидной пленки. У титана и его сплавов время репассивации минимально по сравнению с большинством других материалов и составляет 0,05 секунд [14]. Еще одним положительным фактором в пользу использования титановых сплавов является значение модуля упругости, находящееся в пределах от 55 ГПа до 110 ГПа, что заметно меньше модуля упругости таких материалов, как нержавеющая сталь (210 ГПа) и сплавов на основе Со-Сг (240 ГПа) [7].

1.1.1. Биосовместимость металлических материалов

В соответствии с особенностями жизнедеятельности организма, реакция на имплантируемые материалы и конструкции может быть различной - от простого воспаления до деструкции и полного отторжения имплантата [15]. Отсутствие иммунных и воспалительных реакций, токсичных продуктов, отторжение имплантата и хорошая совместимость с клетками является критерием биохимической совместимости [6, 16]. По этому признаку металлические материалы классифицируют [1, 17, 18] на:

- токсичные материалы (Со, №, Си, V), оказывающие негативное влияние на организм, убивая клетки и биологические ткани, являясь неприемлемыми в качестве любого имплантата;

- инкапсулируемые материалы (А1, Fe, Мо, Ag, Аи, нержавеющая сталь, сплавы Со-Сг), вокруг которых формируется неприлегающая волокнистая или гранулированная ткань (фиброзная капсула), не снабжаемая кровью и не способная передавать и выдерживать высокие нагрузки (капсула образуется для изоляции и последующего вытеснения чужеродного тела из организма, толщина, которой чем меньше, тем более успешный материал);

- биоактивные материалы (Т^ 7г, МЬ, Та, Р^ Sn, сплавы титана), оказывающие незначительное воздействие на живой организм и имеющие минимальную инкапсуляцию или тесно прилегающую межповерхностную связь.

Отметим, что инкапсуляция является защитной реакцией живого организма, которая возникает в результате воспалительного процесса, как реакция на химический состав имплантируемого материала.

Биомеханическая совместимость предполагает минимальную степень или отсутствие перегрузок и микросдвигов на поверхности раздела имплантат-ткань организма. Достижение биосовместимости основано на использовании имплантатов из низкомодульных материалов. Кроме этого важным является возможность проявления сверхэластичности и, так называемого, эффекта памяти формы. Последний связан с проявлением обратимой деформации [1]. В отличие от металлов и сплавов у биологических материалов физико-механические свойства совершенно иные, поэтому оптимальный имплантат должен быть подобен живой ткани, т.е. быть эластичным и иметь большую обратимую деформацию (величину гистерезиса) при нагрузке и разгрузке (рис. 1.1). Именно резиноподобное поведение биологических тканей и отсутствие обратимой деформации объясняет наиболее частые случаи разрушения имплантируемых металлических материалов при работе в живом организме [15].

Н/мм

120

150

30

90

60

£

Рисунок 1.1 - Кривые нагружения-разгрузки различных материалов: 1 -волос, 2 - живая костная ткань, 3 - мягкая ткань, 4 - металлический

сверхэластичный сплав [15].

Традиционные металлические материалы не обладают подобной эластичностью. При малых деформациях (десятые доли процента) их механическое поведение характеризуется классической упругостью, при которой напряжения изменяются пропорционально деформации. Циклическая (усталостная) стойкость материалов проявляется лишь в пределах упругого деформирования. Более заметные деформации осуществляются посредством пластического течения, т. е. необратимо, после снятия нагрузки исходная форма не восстанавливается. Многократное нагружение в пластической области необратимо приводит к скорому разрушению данных материалов [19].

При использовании титановых сплавов для изготовления имплантатов и протезов, как отмечалось выше, чрезвычайно благоприятным обстоятельством оказывается их низкий (примерно в два раза меньше, чем у сталей) модуль упругости. Значение модуля упругости медицинских материалов должно быть максимально приближенным к модулю упругости кости, который варьируется в пределах от 4 до 30 ГПа в зависимости от ее вида [10, 14, 20]. Это соответствует нормальным физиологическим условиям и препятствует

преждевременной деградации костного материала [14]. Как известно, высокий модуль упругости металлов приводит к недостаточной передаче нагрузки с искусственного имплантата на прилегающую кость, что может привести к резорбции костной ткани и, в конечном итоге, ослаблению имплантата. Результатом соединения имплантата с ранее естественно нагруженной структурой может быть еще и потеря костной ткани, т.е. уменьшение ее толщины и массы. Это увеличивает риск остеопороза. Данное явление называется экранированием напряжений и связано с разницей в гибкости или жесткости, которые определяются, в свою очередь, соотношением модуля упругости кости и имплантата [12, 14]. Вместе с тем, при обосновании рекомендации в выборе величины модуля упругости материала, разрабатываемого для изготовления имплантатов, следует также оценивать величину предела текучести, который увеличивается с повышением модуля упругости. В идеале предпочтителен материал с высокой прочностью и низким значением модуля упругости для обеспечения наилучшего соединения кости и ее минимального повреждения в месте соединения кость-имплантат

[14].

Одной из наиболее важных характеристик металлического материала, используемого для изготовления имплантатов, является сопротивление усталости, поскольку имплантат в живом организме всегда подвергается многократно повторяющимся циклическим нагрузкам и напряжениям, которые концентрируются в микроскопических зонах, создаваемых конструкционными особенностями имплантата (выемками, уступами, микроструктурными неоднородностями и т.д.). Последнее является наиболее опасным и практически неконтролируемым при изготовлении имплантатов. Поэтому является важным взаимозависимость таких факторов, как форма, используемый для изготовления имплантата материал, обработка и виды циклического нагружения. Эти факторы определяют сопротивление

усталости, не учет их является распространенной причиной уменьшения длительности срока службы имплантата [14, 17].

Для производства имплантатов в России используют в основном технически чистый титан ВТ1-0, а также титановые сплавы Ti-6Al-4V (ВТ 6), Ti-5Al-2Sn (ВТ5-1) и Ti-2,5Al-5Mo-5V (ВТ16). Зарубежными аналогами отечественных сплавов являются титановые сплавы Grade-2 и Grade-4 (т.н. «технически чистый» титан), и титановый сплав Ti-6Al-4V (Grade 5) [1]. Технически чистый титан проявляет наилучшую биосовместимость по сравнению с другими перечисленными сплавами, однако, он обладает низкими прочностными свойствами. Следовательно, требуется его упрочнение за счет дополнительного легирования или термомеханической обработки (ТМО), но это может привести к ухудшению биосовместимости за счет использования при легировании вредных для живого организма элементов. Поэтому в последние годы возрастает интерес к технологиям формирования НС состояния в нелегированном титане, что позволяет не только увеличить прочностные характеристики, как показано в недавних исследованиях [21], но и увеличить адгезию клеток, что способствует увеличению скорости остеоинтеграции, поскольку сама костная ткань является наноструктурным материалом, состоящая из прочных и пластичных коллагеновых волокон, упрочненных наноразмерными кристаллами гидроксиапатита [22]. Наиболее часто применяемый при изготовлении имплантатов титановый сплав Ti-6Al-4V изначально разработан как конструкционный материал в основном для аэрокосмической промышленности, то есть без учета последствий влияния на живой организм. В состав данного сплава входит токсичный элемент ванадий. Токсичность ванадия подтверждается экспериментами, проведенными в работе [23], по исследованию выживаемости клеток в биологических жидкостях («среда Игла») (рис. 1.2). В связи с этим в условиях испытаний на износ и после их

завершения данный сплав оказывает токсическое воздействие на исследованные в эксперименте остеобласты [24].

Как известно, износ является критическим процессом при эксплуатации имплантатов и важен для длительного срока службы материала в живом организме. Низкая износостойкость приводит к разрыхлению имплантата и осколки износа (мусор) являются причинами воспалительных или аллергических реакций в тканях, в которых они осаждаются [13].

Число циклов изнашивания, N/104

Рисунок 1.2 - Зависимость концентрации металлических ионов в «среде Игла» от числа циклов изнашивания сплава Ti-6Al-4V ELI в контакте с

апатитовой керамикой [23].

Проблема биомеханической совместимости имплантатов в настоящее время частично решана путем создания как объемных, так и пористых функциональных сверхупругих материалов и конструкций с памятью формы на основе интерметаллического соединения никелида титана [15, 25-27]. Эти сплавы при непродолжительной работе не подвергаются заметной коррозии, так как при пассивации в биологических средах на их поверхности образуется содержащий небольшое количество никеля слой оксида титана. По этой

причине считается, что такие сплавы не характеризуются канцерогенной и аллергенной активностью и достаточно широко используются в медицинской практике [1]. Однако на сегодняшний день широкое признание получает положение о недопустимости содержания токсических элементов (V, №, Со, Си) в имплантируемых в живой организм материалах.

Со-Сг-Мо _

нерж. сталь 31 б __

"1л-5А1-2.5Ре _

Т1-6А1-7№> _

Т1-6А1-4У _

Т1 __

Т1-15Мо-ЗКЬ-О.ЗС) _

тызм>1згг _

ТМ5Мо-52г-ЗА1

Ть12Мо-67г-2Ре (ТМ2Р)

тагто

ТЖТ

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Закономерности формирования структуры и свойств низкомодульных титановых сплавов медицинского назначения»

КОСТЬ -

О 50 100 150 200 250

Модуль упругости ГПа

Рисунок 1.3 - Модуль упругости сталей и сплавов медицинского назначения,

и кости [8].

В связи с вышеизложенным наиболее перспективным представляется разработка безникелевых титановых в-сплавов с модулем упругости 60-80 ГПа. В то время как модуль упругости широко используемых в медицине а- и а+в- сплавов варьируется в интервале 105-115 ГПа (рис. 1.3) [5]. Однако одновременного сочетания низкого модуля и высоких прочностных и усталостных свойств невозможно достичь для данного класса титановых сплавов. Метастабильная ОЦК-решетка в-титана имеет низкую прочность, в то время как эффективный метод упрочнения старением повышает модуль упругости до нормальных значений. Проблемы возникают еще на стадии литья данных материалов. К ним относятся: отсутствие готовых смесей для

легирования (лигатур), сложности получения при литье точного химического состава и его гомогенизации [1]. Однако в-сплавы показывают отличную работоспособность в холодном состоянии и имеют достаточно высокую прочность, поэтому разработка и исследование низкомодульных титановых в-сплавов привлекают так много внимания [8].

Модуль упругости в-сплавов наиболее быстро снижается при правильном подборе легирующих элементов, однако они не должны входить в группу токсичных (V, А1, №, Со, Си). Считается, что высокой биосовместимостью обладают металлические элементы Р^ Та, МЬ, Т^ [1, 7, 28, 29]. Легирование этими элементами может приводить одновременно как к увеличению прочности, так и к уменьшению модуля упругости сплавов, приближая величину модуля упругости к соответствующей для костной ткани.

1.1.2. Влияние структурно-фазового состояния на свойства низкомодульных титановых Р-сплавов

Как отмечалось в предыдущей главе, наиболее перспективными металлическими материалами для импланталогии являются медицинские сплавы титана, легирование которых включает в себя выбор только полностью биосовместимых элементов из набора Та, МЬ, (и дополнительное легирование Мо и Sn, как металлов с высокой бисовместимостью), характеризующиеся метастабильной в-фазой, как основной своей составляющей (в-сплавы титана) [24, 28-31]. Интерес к титановым в-сплавам медицинского назначения постоянно растет в связи перспективами их широкого практического применения благодаря комплексу физико-механических свойств. Наибольшее количество публикаций по низкомодульным титановым в-сплавам принадлежит японским ученым (рис. 1.4).

Япония Китая США Бразилия Тайвань Франция Южная Корея Германия Румыния Россия

0 20 40 60 80 100 120

Рисунок 1.4 - Гистограмма распределения количество публикаций по странам (тематика «низкомодульные титановые в-сплавы»). Данные сайта

www.scopus.com

Значения модуля упругости в-сплавов, не содержащих токсичных элементов, находятся в пределах от 55 до 85 ГПа в зависимости от структурно-фазового состояния, что заметно меньше модуля упругости титановых сплавов типа а и а+в медицинского назначения (табл. 1.1.) [8, 32, 33]. Первый из разработанных в Японии в-сплавов системы ^-№Ь-Та-7г является сплав Т^ 35,3МЬ-5,1Та-7,17г с высокой концентрацией ниобия, который обладает наименьшим значением модуля упругости ~ 55 ГПа по сравнению с другими сплавами с аналогичной системой легирования, но с меньшей концентрацией указанного элемента [32, 34]. Предел прочности и предел текучести этого сплава составляют 596 и 547 МПа, соответственно [32]. Изменение содержания Та и (сплав Т^35МЬ-10Та-57г) приводит к увеличению прочностных характеристик сплава на 100 МПа.

Таблица 1.1 - Механические свойства титановых в-сплавов медицинского назначения.

Сплав Предел текучести 00,2, МПа Предел прочности Ов, МПа Пластичность 5, % Модуль упругости Е, ГПа Источник

Т1-13МЬ-132г старение закалка в воду закалка в воду + старение охлаждение на воздухе закалка в воду+50-75% холодной деформации 836-908 973-1037 10-16 79-84 64-77 81 83 44-51 32 8

ТМ2Мо-62г^е отжиг 1000-1060 1060-1100 12-18 74-85 32

Т1-15Мо отжиг 544 874 21 78

Т1-15,5Мо-16,5МЬ-92г-10Ж старение 736 851 10 81

Т1-15Мо-52г-3А1 обработка на твердый раствор старение 838 1000-1060 852 1060-1000 28 18-22 80

Т1-15Мо-2,8МЬ-0^1 отжиг 945-987 979-999 16-18 83

Т1-35,5МЬ-5,1Та-7,12г 547,1 596,7 19 55

Т1-29МЬ-13Та-4,62г старение закалка в воду закалка в воду + старение закалка в воду + холодная деформация 864 911 13,2 80 63 97 62 32 8

С уменьшением концентрации МЬ в сплаве системы Т1-МЬ-Та-7г до 30 вес. % предел прочности достигает наибольшего значения ~ 800 МПа в сравнении с вышеперечисленными сплавами данной системы. Однако для

предела текучести наблюдается обратная тенденция (~ 460 МПа). Следует отметить, что деформация сплава Т^30МЬ-10Та-57г в упругой части не подчиняется закону Гука и при правильном подборе условий термомеханического процесса наблюдается ЭПФ, также как у сплавов Т^ 20МЬ-10Та-57г и Т^25МЬ-10Та-57г с содержанием ниобия 20 и 25 вес. %, соответственно. При этом максимальная обратимая деформация составляет ~ 3% [35, 36].

Значительно увеличить прочностные свойства возможно изменением фазового состава в результате термомеханической обработки (ТМО). Так для сплава Т^29МЬ-13Та-4,67г после старения наблюдается увеличение предела прочности более чем в 1,5 раза (с 525 до 925 МПа), а предел текучести в 3,5 раза (с 250 до 875 МПа) [37]. Во многих работах [24, 30, 38, 39] были проведены исследования сплава Т^29МЬ-13Та-4,67г по влиянию его фазового состава на модуль упругости и прочностные характеристики, поскольку при разработке титановых в-сплавов с низким модулем упругости наиболее важным является фазовое состояние сплава. Как известно, модуль упругости в значительной степени зависит от модуля и объемных долей отдельных фаз, от их ориентации и формы выделения [2324]. При этом прочностные и пластические характеристики в значительно большей степени зависят от размера в-зерен, так, например, уменьшение среднего размера зерен может привести к значительному росту пределов текучести и прочности, а также пластичности и сопротивления образованию усталостных трещин [40].

В работах [2424, 30] было выявлено, что в результате термической обработки в структуре сплава Т^29МЬ-13Та-4,67г выделяются а- и ю-фазы, которые обладают большими значениями модуля упругости по сравнению с Р-фазой и, следовательно, происходит увеличение модуля упругости сплава. Но при этом, вклад ю-фазы в увеличение модуля упругости выше, чем у а-фазы. Однофазное в-состояние характеризуется меньшим значением предела текучести и предела прочности по сравнению с двух или трехфазными

состояниями. Как было выявлено, ю-фаза по сравнению с а-фазой повышает прочностные характеристики материала при испытаниях на растяжение, что приводит к значительному уменьшению его пластичности (эта особенность является общей для металлических материалов).

Значительную роль играет объемная доля указанных выше фаз. Так, в случае малых объемных долей а- и ю-фаз, модуль упругости, предел прочности и твердость имеют максимальные значения, в то время как пластичность - наименьшее значение. С увеличением объемной доли а-фазы, как предел прочности, так и твердость увеличиваются незначительно, однако при определенном содержании а-фазы (~ 0,35%) наблюдается резкий рост указанных характеристик. В то время как модуль упругости зависит пропорционально от объемной доли а-фазы (рис. 1.5) [30].

Рисунок 1.5 - Кривые зависимости прочностных характеристик, твердости и модуля упругости от объемной доли а-фазы для сплава Т-29ЫЬ-13Та-4.62г

[30].

На примере сплава Р-СЕ7 (Т^ А1, 2Sn, 47г, 4Мо, 2Сг, №е) так же было показано существенное изменение прочностных свойств с использованием термомеханической обработки. Было установлено, что на значения предела текучести и степени деформации до разрушения оказывают влияние объемная

доля и размер первичной а-фазы, образовавшейся в результате ТМО. При этом с увеличением доли а-фазы происходит увеличение пластичности и уменьшение предела текучести [41].

Образование а'-фазы как, например, в сплаве Т-24КЬ-42г-7^п в результате холодной прокатки приводит к уменьшению пластичности и модуля упругости с увеличением степени деформации. Однако использование теплой прокатки, в результате которой наблюдается только в-фаза, наиболее эффективно в достижении хорошего сочетания механических свойств, включая высокую прочность, пластичность и низкий модуль упругости 50 ГПа) (рис. 1.6) [42]. Данный сплав, как отмечалось в работе [43], проявляет свойство сверхупругости, которое зависит от текстуры сплава, сформированной в результате холодной прокатки и последующей термической обработки. Но подобной зависимости для модуля упругости, предела прочности и пластичности не наблюдается.

юоо

р 2

ь = 800

И

0 -

1 ь

3 -

I = 600

3

с? с.

400

Предел прочности; ° ___

.о

Предел текучести Модуль упругости

Т"

•70 4

&

о

•60 с.

>ч

•50

2

•40

О 20 40 60 80 Степень деформации. %

100

0 20 40 60 - 80

Степень деформации. %

100

Рисунок 1.6 - Кривые зависимости модуля упругости, прочностных и пластических свойств сплава Т^24МЬ-47г-7^п от степени деформации: -холодная прокатка, - - теплая прокатка [42].

Рисунок 1.7 - Механические свойства технически чистого титана, титановых сплавов Т-6А1-4У, Т-13МЬ-122г и бинарных сплавов системы Т^Мо с различной степенью легирования молибденом (от 6 до 20 вес. %) [44].

Авторами работы [44] рассматривались серии бинарных сплавов Т^Мо с различным содержанием Мо. При концентрации 7,5 вес. % Мо в структуре сплава Т-7,5Мо доминирует орторомбическая мартенситная а''-фаза. С увеличением Мо до 10 вес. % или более в структуре наблюдается только в-фаза. При этом, свойства, проявляемые этими сплавами различны. Так сплавы Т^10Мо и Т^12,5Мо демонстрируют высокую микротвердость ~ 340 НУ. Наибольшее значение предела прочности при испытании на изгиб наблюдается для сплава Т^10Мо и составляет ~ 1800 МПа, в два раза превышающее соответствующее значение для технически чистого титана. Модуль упругости данного сплава составляет ~ 90 ГПа. Однако наименьшее значение модуль упругости 70 ГПа наблюдается для сплава Т-15Мо (рис. 1.7) [44].

Легирование бинарного сплава Т-7,5Мо добавлением одного весового процента Fe или более приводит к образованию в-фазы, размер зерен которой

уменьшается с увеличением концентрации железа. При содержании Fe в количестве 0,5 и 1 вес. % в структуре формируется ю-фаза, наибольшее ее количество наблюдается в сплаве Ti-7,5Mo-1Fe, вследствие чего, модуль упругости максимален по сравнению с соответствующими значениями для бинарного и легированных 0,5 и 2-7 вес. % Fe сплавов, и составляет ~ 111 ГПа. Модуль упругости для сплавов Ti-7,5Mo-xFe с содержанием 2-5 вес. % Fe варьируется в пределах 85-92 ГПа, а прочность на изгиб 2000-2450 МПа [45].

Эффект влияния ю-фазы на механические свойства рассматривался и в работе [46]. Бинарные сплавы Ti-Nb в зависимости от концентрации Nb имеют разные фазовые состояния и, как правило, механические свойства. При содержании 35 вес. % Nb структура сплава Ti-35Nb представлена полностью в-фазой, модуль упругости составляет ~ 55 ГПа. Образование ю-фазы в сплавах Ti-27,5Nb и Ti-30Nb приводит к увеличению как модуля упругости до 80 ГПа, так и значений прочности на изгиб и микротвердости. Таким образом, все механические свойства сплавов, содержащих ю-фазу, превышают значения, соответствующие сплавам с а' и/или а'' фазами, которые образуются в зависимости от концентрации Nb.

Степень легирования Nb в бинарных сплавах Ti-Nb влияет и на характеристики ЭПФ [47]. В малолегированных сплавах (до 13 вес. % Nb) затруднено восстановление формы из-за высоких температур обратного превращения и распада мартенсита при нагреве. Наилучшие показатели по восстановлению формы (1,6%) показал сплав Ti-21,5Nb. Дальнейшее увеличение содержания Nb снижает характеристики данного эффекта.

Легирование кремнием бинарного сплава Ti-26Nb подавляет образование ю-фазы и приводит к уменьшению модуля упругости с 67 до 48 ГПа при содержании до 1 ат. % Si. Дальнейшее увеличение концентрации Si приводит к увеличению модуля упругости, что связанно с твердорастворным упрочнением (рис. 1.8) [48].

70

(Я

с и 65

.-Г

н «1

о

о

£

Он с 55

>•>

Л

1 50

ч

о

45

\

Л

ч

\

V

\

\

Ч

V Г X >•-}........

О 00 О 25 О 50 0 75 I 1.4» 1 25 I 50

Концентрация кремния, ат. %

Рисунок 1.8 - Кривая зависимости значения модуля упругости от концентрации кремния в сплаве Т^26МЬ-л^ [48].

Сплавы системы Т^МЬ-Ш с малым количеством циркония разрабатывались для достижения низкого модуля упругости и ЭПФ. Их исследование показало, что модуль упругости сплавов Т^16,2Ш-24,8МЬ-17г, П-5,2Ш-31,2№>-0,47г и ТМ6Ш-36,2№>-17г равен 74, 76 и 91 ГПа, соответственно, что, скорее всего, связано со следующим фазовым составом в+а'', в+а и в, соответственно. Для сплава Т^16,2Ш-24,8МЬ-17г было выявлено термоупругое мартенситное превращение [49].

Среди титановых в-сплавов системы наименьшее значение

модуля упругости 61,9 ГПа наблюдается для сплава Т^13МЬ-137г в отличие от сплавов П-8М-137г (88,8 ГПа) и ТМ8№>-137г (70,4 ГПа). Важно отметить, что помимо низкого модуля упругости сплав Т^13МЬ-137г обладает высокой прочностью 870 МПа, превышающей на 100-150 МПа соответствующее значение для сплавов Т^8МЬ-137г и Т^18МЬ-137г. Сплав Т^41,ШЬ-7,17г имеет так же низкий модуль упругости 64,7 ГПа, но его прочность составляет 499 МПа [50].

Модуль упругости зависит не только от образовавшихся фаз, но и от их ориентации. Так в работах [51, 52] проводилась деформация с различными степенями обжатия сплава Ti-30NЪ-4Sn, в результате которых в структуре наблюдались две фазы: в и а''. Причем объемная доля а''-фазы незначительно

увеличивается с увеличением степени деформации. При этом с увеличением степени деформации происходит снижение значения модуля упругости с 55 до 40 ГПа. Полученная зависимость объясняется текстурой а''-фазы, которая формируется в результате деформации. Анизотропия модуля упругости проявляется и для в-фазы. Так, например, наименьшее значение наблюдается для [001]р и в порядке возрастания [001]р<[110]р<[111]р [53]. Последующий отжиг сплава приводит к завершению превращения а''^в, что прямым образом сказывается на модуле упругости, наблюдается возврат его значения к значению, соответствующему недеформированному состоянию, которое не зависит от степени деформации (рис. 1.9) [51].

Степень деформации, %

Рисунок 1.9 - Изменение модуля упругости от степени деформации сплава Т^30КЬ—^п после холодной прокатки (CR) и последующего отжига

при температуре 523 К (523К НТ) [51].

Сочетание высокой прочности с сохранением низкого значения модуля упругости показано в работе [54] на примере сплава Т^35КЬ-2^п (рис. 1.10). В результате горячей прокатки в структуре последнего сплава присутствуют в- и а''- фазы. Увеличение Sn до 7,5% приводит к формированию однофазного состояния с модулем упругости, превышающим соответствующее значение для сплава с 2,5% Sn на 20 ГПа.

ев

К н о о К ЕГ О

л с

ч

к «

к л С

1100 1000 -900 800 -лао но -

5Л0 -400 -300

17 ♦

15

м

; +11

+ 1А

* 1о

• 13 16

и

■V 1

* Б

—I—

1®

»7

»6

—I-1-1-1-Г"

200

-1—

3»

Т-Е-1-Г-

1-Л-35МЬ

2-Т1-Э51ЧЬ-2,53п

5-С,Р,"П е-со-сг-мо

В-Г1-6А1-4У

11-Т[.П1Ч1к13&

1ЫЬ30Т*

1Э-ТМСМа

м-тксм'о

15тТ1тЗ 5М Ьт5Та.72г

ш

Модуль упругости, ГПа

Рисунок 1.10 - Модуль упругости и предел прочности сплавов медицинского

назначения [54].

Сплавы системы Т^МЬ^п могут обладать и ЭПФ. Так в работе [55] показано, что у сплавов системы Т^МЬ^п, деформируемых ниже А^ наблюдается ЭПФ, подобный эффекту, проявляемому никелидом титана (МШ). Максимальное значение обратимой деформации ~ 3,5% характерно для сплава Т-18 ат. % МЬ-4 ат. % Sn [55]. Данный сплав по сравнению с №Т меньше подвержен коррозии, поскольку образовавшаяся пассивная пленка состоит из смешанных оксидов Т^ МЬ и Sn, что свидетельствует о более высокой стабильности и защитных качествах, чем сплав пленка которого состоит исключительно из Т [56].

Исходя из данных по структурно-фазовому состоянию в-сплава Т-33,6МЬ-^п и их влиянию на комплекс свойств (модуль упругости, предел прочности, усталостная прочность) был разработан новый метод изготовления ножек эндопротеза тазобедренного сустава из этого сплава. Метод позволяет получить низкий модуль упругости (~ 40 ГПа) в дистальной части эндопротеза за счет формирования текстурированной структуры с а''- и в-фазами и высокую усталостную прочность (~ 850 МПа) в области шейки, достигнутую

путем дисперсных выделений а-частиц в волокнистой структуре в результате тепловой обработки [57].

Разработанный в Китае сплав Ть307г-10МЬ-10Та проявляет наилучший комплекс механических свойств по сравнению с другими биомедицинскими сплавами титана: предел прочности 741 МПа и пластичность 28,6% при низком значении модуля упругости в отожженном состоянии (~ 44 ГПа) [58].

Анализ литературных данных показал, что приоритет в области разработки титановых в-сплавов медицинского назначения принадлежит западным исследователям (рис. 1.4). В России работы по разработке и исследованию титановых в-сплавов не содержащих вредных для живого организма легирующих элементов долгое время практически не велись, за исключением единичных работ по сплавам системы Т^МЬ-Та в начале 90-х годов прошлого века [59, 60]. Активное развитие работ на сплавах данной системы, системы Т^МЬ^г [61-64] и Т^МЬ-Та^г [65] по исследованию эффектов памяти формы и проявления свойств сверхупругости получило только после 2010 года. Авторами работ [61-63] показано, что после специальной ТМО сплавы системы Т^МЬ-Та и Т^МЬ^г реализуют линейную сверхупругость с обратимой деформацией до 4%. Также в последнее время на примере проявляющего эффект памяти формы Т^19,7МЬ-5,8Та [66] и Т^15Мо [67-69] в-сплавов показана возможность формирования СМК и НС состояний в результате воздействия пластической деформацией, в том числе и интенсивной, с высокими прочностными характеристиками и микротвердостью. Среди всех отечественных титановых сплавов, относящихся к титановым в-сплавам, можно выделить сплав ВТ30 системы ^-Мо-7г^п, поскольку это единственный промышленный, отечественный сплав не содержащий алюминий. Однако данный сплав, не содержащий вредных для живого организма легирующих элементов и обладающий характерным для титановых в-сплавов комплексом свойств, не рассматривался в качестве сплава медицинского назначения.

1.1.3. Наноструктурированные титановые сплавы: получение и свойства

Низкий модуль упругости у имплантируемых материалов соответствует нормальным физиологическим условиям и препятствует преждевременной деградации костного материала. Однако при стремлении снизить модуль упругости, с использованием различных систем легирования (с учетом использования элементов невредных для живого организма), происходит, как было показано выше, снижение прочностных характеристик. Решение этого вопроса возможно при формировании СМК или НС состояний в таких материалах. Это позволит существенно расширить возможности применения титановых в-сплавов [1].

Важно отметить, что в многочисленных исследованиях научных коллективов из различных стран мира обоснована перспективность формирования наноразмерной структуры в металлах и сплавах для кардинального улучшения их механических свойств, в особенности, повышения таких важных для практического применения характеристик, как пределы текучести и прочности, сопротивление усталостному разрушению и износостойкость. Однако во многих случаях в структуре металлов и сплавов при среднем размере зерен в несколько сот нанометров доля наноразмерных зерен (диаметром менее 100 нм) может составлять десятки процентов. При этом именно наличие наноразмерных зерен определяет проявление уникальных механических, физических и других свойств. Интерес к УМЗ, СМК и НС материалам обусловлен, прежде всего, их физико-химическими и механическими свойствами, существенно отличающимися от соответствующих для обычных крупнозернистых (размер зерен более 10 мкм) поликристаллов [1, 9, 70, 71]. С точки зрения механических свойств, измельчение зерен приводит к увеличению протяженности границ зерен, которые существенно затрудняют движение дислокаций, и в соответствии с

эмпирическим соотношением Холла-Петча к увеличению прочностных характеристик:

Оу = О0 + КуД-12, Н = Но + КнД12 (1.1)

где оу и Н - предел текучести и твердость, Ку и Кн - коэффициенты Холла-Петча, а О0 и Н0 соответствуют пределу текучести и твердости для монокристалла.

Также известно, что увеличение протяженности границ зерен и перевод их в неравновесное состояние в наноструктурных металлах и сплавах, полученных воздействием интенсивной пластической деформацией, существенно увеличивают роль границ зерен в реализации механизмов деформации, таких как зернограничное проскальзывание и диффузионная ползучесть, контролируемых диффузией по границам зерен [9, 72, 73]. В СМК и НС материалах наблюдается низкотемпературная и/или высокоскоростная сверхпластичность [9, 74, 75] при повышенных температурах, а при температурах близких к комнатной, наблюдаемое зернограничное проскальзывание [76, 77]. Также для наноструктурных металлов выявлено нарушение соотношения Холла-Петча, которое заключается в том, что при достижении некоторого критического значения размера зерен ~ 10-15 нм наблюдается снижение предела текучести и твердости [78, 79].

Для реализации принципов формирования СМК и НС структур в металлах и сплавах используются так называемые методы интенсивной пластической деформации (ИПД), использование которых получило широкое развитие почти 30 лет назад [9]. К методам ИПД относятся такие виды деформирования, как кручение под высоким давлением, равноканальное угловое прессование (РКУП), непрерывное равноканальное угловое прессование, прессование с многократной сменой оси деформации (многократная ковка), винтовая экструзия, винтовая прокатка, пакетная гидроэкструзия, многократная сварка прокаткой и другие. Перечисленные методы имеют ряд преимуществ и недостатков, а также ограничений.

Большинство результатов исследований физических и, частично, механических свойств наноструктурных материалов были выполнены на образцах, полученных с использованием кручения под высоким давлением. Схема реализации деформации кручением под высоким давлением приведена на рисунке 1.11. Образцы, имеющие форму дисков (толщиной доли миллиметра), помещаются между бойками и сжимаются под приложенным давлением (Р) в несколько ГПа. При этом верхний вращающийся боек за счет силы поверхностного трения заставляет образец деформироваться сдвигом. Геометрическая форма образцов такова, что основной объем материала деформируется в условиях гидростатического сжатия под действием приложенного давления и давления со стороны внешних слоев образца. В результате, несмотря на большие степени деформации, образец не разрушается. При большом числе оборотов в образце можно сформировать достаточно однородную наноструктуру по всему объему заготовки.

♦

Образец

Рисунок 1.11 - Схема кручения под высоким давлением.

Использование данного метода позволяет с использованием небольшого объема материала (диаметр образца, как правило, 10-50 мм и толщина 0,20,5 мм) провести исследования по возможности формирования НС состояния.

К наиболее распространенным методам формирования СМК и НС состояний также относятся РКУП (рис. 1.12а) и прессование с многократной

сменой оси деформирования (рис. 1.12б). С использованием данных методов получено наибольшее количество фундаментальных и прикладных результатов по формированию СМК и НС состояний в металлах и сплавах, в том числе в малопластичных интерметаллидах.

Рисунок 1.12 - Схемы равноканального углового прессования (а) и всестороннего прессования со сменой оси деформации с использованием

пресс-формы (б).

К перспективным методам получения СМК и НС материалов можно отнести методы, использующие винтовую схему деформирования: винтовая экструзия и винтовая прокатка. Использование этих методов позволяет сформировать субмикро- и наноструктуру в объемных металлических образцах и заготовках в условиях обычных или повышенных температур [19, 80-82]. В отличие от винтовой экструзии, при которой сохраняется идентичность начальной и конечной форм и размеров обрабатываемой заготовки, что позволяет осуществлять ее многократную экструзию с целью накопления больших степеней деформаций, при винтовой прокатке происходит уменьшение диаметра обрабатываемой заготовки (с коэффициентом вытяжки 1,2-5,0) до необходимых размеров при каждой прокатке с накоплением больших степеней деформаций. При этом продуктом деформационной обработки является пруток с высокой точностью

геометрических размеров. Схема реализации деформации винтовой прокаткой приведена на рисунке 1.13. При винтовой прокатке реализуется схема напряженного состояния, близкая к всестороннему сжатию с большими сдвиговыми деформациями. Наиболее интенсивные сдвиговые деформации локализуются в зоне пересечения линий скольжения металла - кольцевой зоне поперечного сечения, характерной для трехвалковой схемы. Использование такой схемы позволяет вести процесс с большим коэффициентом вытяжки за проход и обрабатывать труднодеформируемые материалы.

Интерес к СМК и НС металлам и сплавам, полученным воздействием интенсивных пластических деформаций, в первую очередь связан с перспективой их практического применения за счет возможности повышения прочностных и пластических характеристик по сравнению с крупнозернистыми металлами и сплавами. Так, например, в многочисленных исследованиях показано, что важную роль играет формирование СМК и НС состояний в материалах медицинского назначения. Формирование указанных состояний в широко используемых в медицине технически чистом титане (сплав ВТ1-0, Grade-4) и сплаве ВТ6 воздействием интенсивной пластической

Рисунок 1.13 - Схема винтовой прокатки.

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Голосова Ольга Александровна, 2018 год

Литература

1 Колобов, Ю.Р. Технологии формирования структуры и свойств титановых сплавов для медицинских имплантатов с биоактивными покрытиями / Ю.Р. Колобов // Российские нанотехнологии. - 2009. - №11-12. - С. 69-81.

2 Wong, J.Y., Bronzino, J.D. Biomaterials / J.Y. Wong, J.D. Bronzino. - USA: Taylor & Francis Group, 2007. - 277 p.

3 Gunawarman, B., Niinomi, M., Akahori, T. et al. Mechanical properties and microstructure of low cost в-titanium alloys for healthcare applications / B. Gunawarman, M. Niinomi, T. Akahori, et al. // Mat. Sci. and Eng. C. - 2005. - №25.

- P. 304-311.

4 Yaszemski, M.J., Trantolo, D.J., Lewandrowski, K. et al. Biomaterials in orthopedics / M.J. Yaszemski, D.J. Trantolo, K. Lewandrowski, et al. - USA, 2004.

- 457 p.

5 Long, M. Rack, H.J. Titanium alloys in total joint replacement - a material science perspective / M. Long, H.J. Rack // Biomaterials. - 1998. - №19. - P. 1621-1639.

6 Эппле, М. Биоматериалы и биоминерализация / М. Эппле; перевод с немецкого под ред. В.Ф. Пичугина, Ю.П.Шаркеева, И.А. Хлусова. - Томск: Ветер, 2007. - 307 с.

7 Geetha, M., Singh, A.K., Asokamani, R., Gogia, A.K. Ti based biomaterials, the ultimate choice for orthopaedic implants - A review / M. Geetha, A.K. Singh, R. Asokamani, A.K. Gogia // Progress in materials science. - 2009. - №54. - P. 397425.

8 Niinomi, M. Recent research and development in titanium alloys for biomedical applications and healthcare goods / M. Niinomi // Science and technology of advanced materials. - 2003. - №4. - P. 445-454.

9 Колобов, Ю.Р., Валиев, Р.З., Грабовецкая, Г.П. и др. Зернограничная диффузия и свойства наноструктурных материалов / Ю.Р. Колобов, Р.З. Валиев, Г.П. Грабовецкая, и др. - Новосибирск: Наука, 2001. - 232 с.

10 Niinomi, M., Nakai, M., Heida, J. Development of new metallic alloys for biomedical applications / M. Niinomi, M. Nakai, J. Heida // Acta Biomaterials. -2012. - Vol. 8. - I. 11. - P. 3888-3903.

11 Ranter, B.D., Hoffman, A.S., Schoen, F.J., Lemons, J.E. Biomaterials Science: An Introduction to Materials in Medicine 2 ed / B.D. Ranter, A.S. Hoffman, F.J. Schoen, J.E. Lemons. - San Diego: Elsevier Academic Press, 2004. - 863 p.

12 Agrawal, C.M. Reconstructing the human body using biomaterials / C.M. Agrawal // JOM. - 1998. - Vol. 50. - I. 1. - P. 31-35.

13 Hanawa, T., Hiromoto, S., Yamamoto, A. et al. Metallic biomaterials in body fluid and their surface modification / T. Hanawa, S. Hiromoto, A. Yamamoto, et al. // Structural biomaterials for the 21 century. - 2001. - P. 145-154.

14 Leyens, C., Peter, M. Titanium and Titanium Alloys. Fundamentals and Applications / C. Leyens, M. Peter. - Weinheim, 2003. - 532 p.

15 Гюнтер, В.Э., Дамбаев, Г.Ц., Сысолятин, П.Г. и др. Медицинские материалы и имплантаты с памятью формы / В.Э. Гюнтер, Г.Ц. Дамбаев, П.Г. Сысолятин, и др. - Томск: Изд-во Томского университета, 1998. - 487 с.

16 Cremasco, A., Messias, A.D., Esposito, A.R. et al. Effects of alloying elements on the cytotoxic response of titanium alloys / A. Cremasco, A.D. Messias, A.R. Esposito, et al. // Mat. Sci. and Eng. C. - 2011. - Vol. 31. - P. 833-839.

17 Хенч, Л., Джонс, Д. Биоматериалы, искусственные органы и инжиниринг тканей / Л. Хенч, Д. Джонс. - М: Техносфера, 2007. - 304 с.

18 Niinomi, M. Recent titanium R&D for biomedical applications in Japan / M. Niinomi // JOM. - 1999. - Vol. 51. - I. 6. - P. 32-34.

19 Колобов, Ю.Р., Иванов, М.Б., Голосов, Е.В. и др. Механические свойства наноструктурного титана серийного производства / Ю.Р. Колобов, М.Б. Иванов, Е.В. Голосов, и др. // Российские нанотехнологии. - 2011. - Том 6. -№ 5-6. - С. 108-114.

20 Peterson, D.R., Bronzino, J.D. Biomechanics Principles and Applications / D.R. Peterson, J.D. Bronzino. - USA: Taylor & Francis Group, 2008. - 352 p.

21 Валиев, Р.З., Семенова, И.П., Латыш, В.В. и др. Наноструктурный титан для биомедицинских применений: новые разработки и перспективы коммерциализации / Р.З. Валиев, И.П. Семенова, В.В. Латыш, и др. // Российские нанотехнологии. - 2008. - т. 3. - №9-10. - С. 106-115.

22 Журова, Ю.С., Филонов, М.Р., Петржик, М.И. Новый наноструктурный псевдоупругий титановый сплав медицинского назначения / Ю.С. Журова, М.Р. Филонов, М.И. Петржик // Нанотехнологии: наука и производство. -2009. - 4(5). - С. 43-45.

23 Okazaki Y., Rao S., Ito Y., Tateishi T. Corrosion resistance, mechanical properties, corrosion fatigue strength and cytocompatibility of new Ti alloys without Al and V / Y. Okazaki, S. Rao, Y. Ito, T. Tateishi // Biomaterials. - 1998. - №19. -P. 1197-1215.

24 Nakai, M., Niinomi, M., Akahori, T. Mechanically multifunctional properties and microstructure of new beta-type titanium allo Ti-29Nb-13Ta-4,6Zr for biomedical applications / M. Nakai, M. Niinomi, T. Akahori // Advances in Materials Research.

- 2008. - Vol. 10. - P. 167-183.

25 Ильин, А.А., Коллеров, М.Ю., Гусев, Д.Е., Попов, А.А. Возможности управления свойствами эффекта запоминания формы сплавов на основе никелида титана для использования в медицине / А.А. Ильин, М.Ю. Коллеров, Д.Е. Гусев, А.А. Попов // Технология легких сплавов. - 2002. - №3. - С. 23

26 Ryklina, E.P., Khmelevskaya, I.Yu., Prokoshkin, S.D. Use of thermomechanically treated titanium nikelide for medical implants and tools / E.P. Ryklina, I.Yu. Khmelevskaya, S.D. Prokoshkin // Metal science and heat treatment.

- 2004. - Vol. 46. - № 5-6. - P. 179-183.

27 Shabalovskaya, S.A. On the nature of the biocompatibility and on medical applications of NiTi shape memory and superelastic alloys / S.A. Shabalovskaya // Bio-Medical Materials and Engineering. - 1996. - Vol. 6. - №4. - P. 267-289.

28 Niinomi, M., Kuroda, D., Fukunaga, K.-I., et al. Mechanical performance of newly developed P-type titanium alloys for biomedical use / M. Niinomi, D.

Kuroda, K.-I. Fukunaga, et al. // In: Titanium 99: Science and technology (F.H.Froes, I.Caplan eds). The Minerals, Metals&Materials Society. - 1999. - P. 1195-11201.

29 Kawahara, H. Cytotoxity of Implantable Metals and Alloy / H. Kawahara // In: Bulletin of the Japan Institute of Metals. - 1992. - Vol. 31. - №12. - P. 1033-1039.

30 Hao, Y.L., Niinomi, M., Fukunaga, D. et al. Aging response of the Young's modulus and mechanical properties of Ti-29Nb-13T-4.6Zr for biomedical applications / Y.L. Hao, M. Niinomi, D. Fukunaga, et al. // Metallurgical and materials transactions. - 2003. - Vol. 34A. - P. 1007-1012.

31 Gabriel, S.B., Nunes, C.A., Soares, G.A. Production, microstructured characterization and mechanical properties of as-cast Ti-10Mo-xNb alloys / S.B. Gabriel, C.A. Nunes, G.A. Soares. // Artif Organs. - 2008. - Vol. 32. - №4. - P. 299-304.

32 Niinomi, M. Mechanical properties of biomedical titanium alloys / M. Niinomi // Materials science and engineering A. - 1998. -243. - P. 231-236.

33 Niinomi, M. Recent metallic materials for biomedical applications / M. Niinomi // Metallurgical and materials transactions A. - 2002. - Vol. 33A. - P. 477-486.

34 Ikeda, M., Komatsu, S., Sowa, I., Niinomi, M. Aging behavior of the Ti-29Nb-13Ta-4,6Zr new beta alloy for medical implants / M. Ikeda, S. Komatsu, I. Sowa, M. Niinomi // Metallurgical and materials transactions A. - 2002. - Vol. 33A. - P. 487-493.

35 Niinomi, M. Metallic biomaterials / M. Niinomi // The Japanese Society for Artificial Organs. - 2008. - P. 105-110.

36 Sakaguchi, N., Niinomi, M., Akahori, T. et al. Relationships between tensile deformation behavior and microstructure in Ti-Nb-Ta-Zr system alloys / N. Sakaguchi, M. Niinomi, T. Akahori, et al. // Materials science and engineering C. -2005. - №25. - P. 363-369.

37 Kuroda, D., Niinomi, M., Morinaga, M. et al. Design and mechanical properties of new P type titanium alloys for implant materials / D. Kuroda, M. Niinomi, M.

Morinaga, et al. // Materials science and engineering A. - 1998. - 243. - P. 244249.

38 Akahori, T., Niinomi, M., Fukui, H. et al. Improvement in fatigue characteristics of newly developed beta type titanium alloy for biomedical applications by thermo-mechanical treatments / T. Akahori, M. Niinomi, H. Fukui, et al. // Materials science and engineering C. - 2005. - 25. - P. 248-254.

39 Akahori, T., Niinomi, M., Yabunaka, T. et al. Fretting fatigue characteristics of biomedical new в titanium alloy, Ti-29Nb-13Ta-4,6Zr / T. Akahori, M. Niinomi, T. Yabunaka, et al.] // The Fourth Pacific International Conference on Advanced Materials and Processing. - 2001. - P. 209-212.

40 Ивасишин, О.М., Марковский, П.Е., Бондарчук, В.И. Оптимизация термомеханической обработки титановых бета сплавов для получения дисперсной однородной структуры и повышения комплекса механических характеристик / О.М. Ивасишин, П.Е. Марковский, В.И. Бондарчук // Титан. -2005. - №5. - С. 42-49.

41 Mora, L., Quesne, C., Penelle, R. Relationships among thermomechanical treatments, microstructure, and tensile properties of a near beta-titanium alloy: в-CEZ: Part II. Relationship between thermomechanical treatments and tensile properties / L. Mora, C. Quesne, R. Penelle // J. of Materials research. - 1996. - №1. - P. 89-99.

42 Li, S.J., Cui, T.C., Li, Y.L. et al. Ultrafine-grained в-type titanium alloy with nonlinear elasticity and high ductility / S.J. Li, T.C. Cui, Y.L. Li, et al. // Applied physics letters. - 2008. - 92. - 043128.

43 Yang, Y., Castany, P., Cornen, M. et al. Texture investigation of the superelastic Ti- 24Nb-4Zr-8Sn alloy / Y. Yang, P. Castany, M. Cornen, et al. // J. of Alloy and Compaunds. - 2014. - 591. - P. 85-90.

44 Ho, W.F., Ju, C.P., Chern, Lin J.H. Structure and properties of cast binary Ti-Mo alloys / W.F. Ho, C.P. Ju, Lin J.H. Chern // Biomaterials. - 1999. - 20. - P. 21152122.

45 Lin, D.J. Chern, Lin J.H., Ju, C.P. Structure and properties of Ti-7,5Mo-xFe alloys / D.J. Lin, Lin J.H. Chern, C.P. Ju // Biomaterials. - 2002. - 23. - P. 17231730.

46 Lee, C.M., Ju, C.P., Chern, Lin J.H. Structure-property relationship of cast Ti-Nb alloys / C.M. Lee, C.P. Ju, Lin J.H. Chern // J. of Oral Rehabilitation. - 2002. - 29.

- P. 314-322.

47 Коллеров, М.Ю., Ильин, А.А., Скворцова, С.В. Влияние системы и степени легирования на характеристики эффекта запоминания формы титановых сплавов / М.Ю. Коллеров, А.А. Ильин, С.В. Скворцова // Металлы. - 2001. -№2. - С. 74-78.

48 Kim, H.S., Kim, W.Y., Lim, S.H. Microstructure and elastic modulus of Ti-Nb-Si ternary alloys for biomedical applications / H.S. Kim, W.Y. Kim, S.H. Lim // Scripta materialia. - 2006. - Vol. 54. - P. 887-891.

49 Conzalez, M., Pena, J., Manero, J.M. et al. Design and characterization of new Ti-Nb-Hf alloys/ M. Conzalez, J. Pena, J.M. Manero, et al. // J. of Materials engineering and performance. - 2009. - Vol. 18(5-6). - P. 490-495.

50 Schneider, S., Silva, H.M., Moura Neto, C. Study of the non-linear stress-strain behavior in Ti-Nb-Zr alloys / S. Schneider, H.M. Silva, C. Moura Neto // Materials research. - 2005. - Vol. 8. - №4. - P. 435-438.

51 Matsumoto, H., Watanabe, S., Hanada, S. Strengthening of low Young's modulus beta Ti-Nb-Sn alloys by thermomechanical processing / H. Matsumoto, S. Watanabe, S. Hanada // Proceedings of the materials for medical devices conference.

- 2005. - P. 9-14.

52 Niinomi, M. Mechanical biocompatibilities of titanium alloys for biomedical applications / M. Niinomi // J. of the mechanical behavior of biomedical materials.

- 2008. - P. 30-42.

53 Matsumoto, H., Watanabe, S., Hanada, S. Microstructures and mechanical properties of metastable betta TiNbSn alloys cold rolled and heat treated / H.

Matsumoto, S. Watanabe, S. Hanada // Journal of Alloys and Compounds. - 2007.

- №439. - P. 146-155.

54 Griza, S. Souza Sa, D.H.G., Batista, W.W., Pereira, L.C. Microstructure and mechanical properties of hot rolled TiNbSn alloys / S. Griza, D.H.G. Souza Sa, W.W. Batista, L.C. Pereira // Materials & Design. - 2014. - Vol. 56. - P. 200-208.

55 Nitta, K., Watanabe, S., Masahashi, N. Ni-free Ti-Nb-Sn shape memory alloys / K. Nitta, S. Watanabe, N. Masahashi // Structural Biomaterials for the 21 Century.

- 2001.

56 Kawashima, A., Watanabe, S., Asami, K., Hanada, S. XPS study of corrosion behavior of Ti-18Nb-4Sn shape memory alloy in a 0.05 mass % HCl solution / A. Kawashima, S. Watanabe, K. Asami, S. Hanada // Materials Transactions. - 2003. -Vol. 44. - №7. - P. 1405-1411.

57 Hanada, Sh., Masahashi, N., Jung, T.K. et al. Fabrication of a high-performance hip prosthetic stem using Ti-33,6Nb-4Sn / Sh. Hanada, N. Masahashi, T.K. Jung, et al. // J. of the mechanical behavior of biomedical materials. - 2014. - Vol. 30. -P. 140-149.

58 Guanjun, Y., Tao, Z. Phase transformation and mechanical properties of the Ti50Zr30Nb10Ta10 alloy with low modulus and biocompatible / Y. Guanjun, Z. Tao // Journal of Alloys and Compounds. - 2005. - №392. - P. 291-294.

59 Петржик, М.И., Федотов, С.Г., Ковнеристый, Ю.К., Жебынева, Н.Ф. Влияние термоциклирования на структуру закаленных сплавов системы Ti-TaNb / М.И. Петржик, С.Г. Федотов, Ю.К. Ковнеристый, Н.Ф. Жебынева // Металловедение и термическая обработка металлов. - 1992. - №3. - С. 25-27.

60 Петржик, М.И., Жебынева, Н.Ф. Термически стимулированные обратимые и необратимые мартенситные превращения в сплавах Ti-Ta-Nb / М.И. Петржик, Н.Ф. Жебынева // Всесоюзная конференция по мартенситным превращениям в твердом теле, Косов, Украина, 1992.

61 Жукова, Ю.С., Петржик, М.И., Прокошкин, С.Д. Оценка кристаллографического ресурса деформации при обратимом мартенситном

превращении в+а" в титановых сплавах с эффектом памяти формы/ Ю.С. Жукова, М.И. Петржик, С.Д. Прокошкин // Металлы. - 2010. - №6. - С. 77-84.

62 Дубинский, С.М., Прокошкин, С.Д., Браиловский, В. и др. Структурообразование при термомеханической обработке сплавов TiNb(Zr,Ta) и проявление эффекта памяти формы / С.М. Дубинский, С.Д. Прокошкин, В. Браиловский, и др. // Физика металлов и металловедение. -2011. - Т. 112. - №5. - С. 529-542.

63 Dubinskiy, S., Prokoshkin, S., Brailovski, V. et al. In situ X-ray diffraction strain-controlled study of Ti-Nb-Zr and Ti-Nb-Ta shape memory alloys: crystal lattice and transformation features / S. Dubinskiy, S. Prokoshkin, V. Brailovski, et al. // Materials Characterization. - 2014. - Vol. 88. - P. 127-142.

64 Шереметьев, В.А., Прокошкин, С.Д., Браиловский, В. и др. Исследование стабильности структуры и сверхупругого поведения термомеханически обработанных сплавов с памятью формы Ti-Nb-Zr и Ti-Nb-Ta / В.А. Шереметьев, С.Д. Прокошкин, В. Браиловский, и др. // Физика металлов и металловедение. - 2015. - Т. 116. - №4. - С. 437-448.

65 Конопацкий, А.С., Жукова, Ю.С., Дубинский, С.М. и др. Микроструктурa слитков сверхупругих сплавов на основе Ti-Nb медицинского назначения / А.С. Конопацкий, Ю.С. Жукова, С.М. Дубинский, и др. // Металлург. - 2016. - №2. - С. 89-93.

66 Dubinskiy, S., Brailovski, V., Prokoshkin, S. et al. Structure and properties of Ti-19.7Nb-5.8Ta shape memory alloy subjected to thermomechanical processing including aging / S. Dubinskiy, V. Brailovski, S. Prokoshkin, et al. // J. of Materials Engineering and Performance. - 2013. - Vol. 22. - I. 9. - P. 2656-2664.

67 Vaclavova, K., Strasky, J., Vesely, J. et al. Evolution of microstructure and microhardness in Ti-15Mo в-Ti alloy prepared by high pressure torsion / K. Vaclavova, J. Strasky, J. Vesely, et al. // Materials Science Forum. - 2016. - Vol. 879. - I. 9. - P. 2555-2560.

68 Gatina, S., Semenova, I., Leuthold, J., Valiev, R. Nanostructuring and phase transformations in the в-Alloy Ti-15Mo during high-pressure torsion / S. Gatina, I. Semenova, J. Leuthold, R. Valiev // Advanced Engineering Materials. - 2015. - Vol. 17. - No. 12. - P. 1742-1747.

69 Janecek, M., Cizek, J., Strasky, J. et al. Microstructure evolution in solution treated Ti15Mo alloy processed by high pressure torsion / M. Janecek, J. Cizek, J. Strasky, et al. // Materials Characterization. - 2014. - Vol. 98. - P. 233-240.

70 Колобов, Ю.Р., Липницкий, А.Г., Иванов, М.Б., Голосов, Е.В. Роль диффузионно-контролируемых процессов в формировании структуры и свойств металлических наноматериалов / Ю.Р. Колобов, А.Г. Липницкий, М.Б. Иванов, Е.В. Голосов // Композиты и наноструктуры. - 2009. - №2. - С. 5-24.

71 Андриевский, Р.А., Глезер, А.М. Прочность наноструктур / Р.А. Андриевский, А.М. Глезер // Успехи физических наук. -2009. - т. 179. - № 4. - С. 337-358

72 Колобов, Ю.Р. Диффузионно-контролируемые процессы на границах зерен и пластичность металлических поликристаллов / Ю.Р. Колобов. -Новосибирск: Наука, 1998. - 184 с.

73 Андриевский, Р.А., Глезер, А.М. Размерные эффекты в нанокристаллических материалах / Р.А. Андриевский, А.М. Глезер // Физика металлов и материаловедение. - 2000. - т. 89. - №1. - С. 91-112.

74 Колобов, Ю.Р., Дударев, Е.Ф., Лэнгдон, Т.Г. и др. Проявление сверхпластичности и истинного зернограничного проскальзывания в сплавах Al-Mg-Li после равноканального углового прессования / Ю.Р. Колобов, Е.Ф. Дударев, Т.Г. Лэнгдон, и др. // Металлы. - 2004. - №2. - C. 12-20.

75 Перевезенцев, В.Н. К теории высокоскоростной сверхпластичности / В.Н. Перевезенцев // Физика металлов и металловедение. - 1997. - т. 83. - №2. - С. 77-82.

76 Ivanisenko, Yu., Kurmanaeva, L., Weissmueller, J. et al. Deformation mechanisms in nanocrystalline palladium at large strains / Yu. Ivanisenko, L.

Kurmanaeva, J. Weissmueller, et al. // Acta Materialia. - 2009. - №57. - P. 33913401.

77 Голосов, Е.В. Закономерности и механизмы диффузионно-контролируемых процессов в наноструктурированных материалах на основе титана и ниобия: дис. кан. ф.-м. наук: 01.04.07 / Голосов Евгений Витальевич. - Белгород, 2009.

- 200 с.

78 Малыгин, Г.А. Пластичность и прочность микро- и нанокристаллических материалов / Г.А. Малыгин // Физика твердого тела. - 2007. - том 49. - вып. 6.

- С. 961-981.

79 Глезер, А.М. Нанокристаллические материалы: структурные механизмы пластической деформации и аномалия соотношения Холла-Петча / А.М. Глезер // Деформация и разрушение материалов. - 2006. - №2. - С. 10-14.

80 Бейгельзимер, Я.Е., Варюхин, В.Н., Сынков, С.Г. и др. Новые схемы накопления больших пластических деформаций с использованием гидроэкструзии / Я.Е. Бейгельзимер, В.Н. Варюхин, С.Г. Сынков, и др. // Физика и техника высоких давлений. - 1999. - т. 9. - №3. - с.109.

81 Бейгельзимер, Я.Е., Варюхин, В.Н., Орлов, Д.В., Сынков, С.Г. Винтовая экструзия - процесс накопления деформации / Я.Е. Бейгельзимер, В.Н. Варюхин, Д.В. Орлов, С.Г. Сынков. - Донецк: Фирма ТЕАН, 2003. - 87 с.

82 Колобов, Ю.Р., Голосов, Е.В., Жидков, М.В. Формирование наноструктурированного состояния в стали 12Х18Н10Т методом теплой поперечно - винтовой прокатки / Ю.Р. Колобов, Е.В. Голосов, М.В. Жидков // Композиты и наноструктуры. - 2013. - № 3. - С. 25-34.

83 Салищев, Г.А., Галеев, Р.М., Малышева, С.П. и др. Формирование субмикрокристаллической структуры в титане при пластической деформации и ее влияние на механические свойства / Г.А. Салищев, Р.М. Галеев, С.П. Малышева, и др. // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2006.

- № 2. - С. 19-26.

84 Кузьменко, И.Н., Колобов, Ю.Р., Иванов, М.Б., Голосов, Е.В. Исследование механических свойств наноструктурного титана промышленного сортамента / И.Н. Кузьменко, Ю.Р. Колобов, М.Б. Иванов, Е.В. Голосов // XVII международная конференция «Физика прочности и пластичности материалов», Самара, 2009.

85 Straskya, J., Harcubaa, P., Vaclavovaa, K. et al. Increasing strength of a biomedical Ti-Nb-Ta-Zr alloy by alloying with Fe, Si and O / J. Straskya, P. Harcubaa, K. Vaclavovaa, et al. // Journal of the mechanical behavior of biomedical materials. - 2017. - 71 - P. 329-336.

86 Nejezchlebova, J., Janovska, M., Seiner, H. et al. The effect of athermal and isothermal ю phase particles on elasticity of в-Ti single crystals / J. Nejezchlebova, M. Janovska, H. Seiner, et al. // Acta Mater. - 2016. - 110 - P. 185-191.

87 Sun, J., Yao, Q., Xing, H., Guo,W.Y. Elastic properties of в, а'' and ю metastable phases in Ti-Nb alloy from first-principles / J. Sun, Q. Yao, H. Xing, W.Y. Guo // J. Phys. Condens. Matter. - 2007. - 19 - 486215

88 Таранишин, А.А. Закономерности влияния химического состава и структуры на анизотропию механических свойств полуфабрикатов из а- и (а+в)-сплавов титана: дис. кан. тех. наук: 05.16.01 / Таранишин Александр Алексеевич. - М., 2006. - 112 с.

89 Gleiter, H. Nanostructured materials - State of the art and perspectives / H. Gleiter // Z. Metallkunde. - 1995. - V. 86. - P. 78-83.

90 Валиев, Р.З. Объемные наноструктурные металлические материалы / Р.З. Валиев. - М.: ИКЦ «Академкнига», 2007. - 398 с.

91 Нарыкова, М.В. Дефектная структура, долговечность и упруго-пластические свойства микрокристаллических металлов и сплавов, полученных при интенсивной пластической деформации: дис. кан. физ.-мат. наук: 01.04.07 / Нарыкова Мария Владимировна. - Санкт-Петербург, 2011. -143 с.

92 Никаноров, С.Н., Кардашев, Б.К. Упругость, дислокационная неупругость кристаллов / С.Н. Никаноров, Б.К. Кардашев. - М.: Наука, 1985. - 254 с.

93 Бетехтин, В.И., Кардашев, Б.К., Нарыкова, М.В. и др. Упруго-пластические свойства ВТ1-0 в различных структурных состояниях / В.И. Бетехтин, Б.К. Кардашев, М.В. Нарыкова, и др. // IX Международная конференция «Фазовые превращения и прочность кристаллов», Черноголовка, 2016.

94 Буренков, Ю.А., Никаноров, С.П., Смирнов, Б.И., Копылов, В.И. Восстановление модуля Юнга при отжиге наноструктурного ниобия, полученного в условиях интенсивной пластической деформации / Ю.А. Буренков, С.П. Никаноров, Б.И. Смирнов, В.И. Копылов // Физика твердого тела. - 2003. - т. 45. - вып. 11. - С. 2017-2021.

95 Ахмадеев, Н.А., Валиев, Р.З., Кобелев, Н.П. Упругие свойства меди с субмикрокристаллической структурой / Н.А. Ахмадеев, Р.З. Валиев, Н.П. Кобелев // ФТТ. - 1992. - Т. 34. - Вып. 10. - С. 3155-3160.

96 Бетехтин, В.И., Sklenicka, V., Кардашев, Б.К. и др. Влияние числа проходов при равноканальном угловом прессовании на упруго-пластические свойства, долговечность и дефектную структуру сплава А1 + 0.2 % Sc / В.И. Бетехтин, V. Sklenicka, Б.К. Кардашев, и др. / ФТТ. - 2010. - Т. 52. - Вып. 6. - С. 1517-1523.

97 Бетехтин, В.И., Кадомцев, А.Г., Кардашев, Б.К. Упругость и неупругость микрокристаллического алюминия с различной деформационной и тепловой предысторией / В.И. Бетехтин, А.Г. Кадомцев, Б.К. Кардашев // ФТТ. - 2006. - Т. 48. - Вып. 8. - С. 1421-1427.

98 Бетехтин, В.И., Колобов, Ю.Р., Нарыкова, М.В. и др. Механические свойства, плотность и дефектная структура субмикрокристаллического титана ВТ1-0, полученного после интенсивной пластической деформации при винтовой и продольной прокатках / В.И. Бетехтин, Ю.Р. Колобов, М.В. Нарыкова, и др. // ФТТ. - 2011. - Т. 81. - Вып. 11. - С. 58-63.

99 Лебедев А.Б. Амплитудно-зависимое поглощение ультразвука, микро и макропластичность кристаллов: дис. док. физ.-мат. наук: 01.04.07 / Лебедев Александр Борисович. - Санкт-Петербург, 1997. - 229 с.

100 Кардашев, Б.К., Куприянов, И.Б. Упругие, микро и макропластические свойства поликристаллического бериллия / Б.К. Кардашев, И.Б. Куприянов // ФТТ. - 2011. - Т. 53. - Вып. 12. - С. 2356-2361.

101 http ://www. stryker.com/enus/products/Orthopaedics/HipReplacement/Primary/ Pressfit/AccoladePressfit/index.htm

102 Wang, K., Gustavson, L., Dumbleton, J. Low modulus, high strength, biocompatible titanium alloy / K. Wang, L. Gustavson, J. Dumbleton // In: Titanum 92: Science and technology (F.H.Froes, I.Caplan eds). The Minerals, Metals&Materials Society. - 1993. - P. 2697-2704.

103 Morinaga, M., Kato, M., Kamimura, T. et al. Theoretical design of в-type titanium alloys / M. Morinaga, M. Kato, T. Kamimura, et al. // In: Titanium 92: Science and technology (F.H. Frees, I. Caplon eds). The Minerals, Metals & Materials Society. - 1993. - P. 217-224.

104 Slater, J.S. Quantum theory of molecules and solids / J.S. Slater. - NY: McGraw-Hill, 1988. - V.4.

105 Вершинин, Д.С., Смолякова, М.Ю., Манохин, С.С. и др. Исследование трибологических свойств азотированного титанового сплава ВТ16 / Д.С. Вершинин, М.Ю. Смолякова, С.С. Манохин, и др. // Заводская лаборатория. Диагностика материалов. - 2010. - т. 76. - №12. - С. 45-49.

106 Колобов, Ю.Р., Голосов, Е.В., Раточка, И.В. Особенности субмикрокристаллической структуры и ее влияние на механические свойства титановых сплавов / Ю.Р. Колобов, Е.В. Голосов, И.В. Раточка // Вопросы материаловедения. - 2008. - 2 (54) . - С 43-50.

107 Сечулин, Б.Б., Ушаков, С.С., Разуваева, И.Н., Гольдфайн, В.Н. Титановые сплавы в машиностроении / Б.Б. Сечулин, С.С. Ушаков, И.Н. Разуваева, В.Н. Гольдфайн. - Л.: Машиностроение, 1977. - 248 с.

108 Khan, M.A., Williams, R.L., Williams, D.F. In-vitro corrosion and wear of titanium alloys in the biological enviroment / M.A. Khan, R.L. Williams, D.F. Williams // Biomaterials. - 1996. - Vol. 17. - №22. - P. 2117-2126.

109 Okazaki, Y., Nishimura, E., Nakada, H., Kobayashi, K. Surface analysis of Ti-15Zr-4Nb-4Ta alloy after implantation in rat tibbia / Y.Okazaki, E. Nishimura, H. Nakada, K. Kobayashi // Biomaterials. - 2001. - №22. - P. 599-607.

110 Gremaud, G. // Mat. Sci. Forum. - 2001. - Vol. 366-368. - P. 178-187.

111 Черемской, П.Г., Слезов, В.В., Бетехтин, В.И. Поры в твердом теле / П.Г. Черемской, В.В. Слезов, В.И. Бетехтин. - М.: Энергоатомиздат, 1990. - 365 с.

112 Dai, S., Wang, Y., Chen, F. et al. Design of new biomedical titanium alloy based on d-electron alloy design theory and JMatPro software / S. Dai, Y. Wang, F. Chen, et al. // Trans. Nonferrous Met. Soc. China. - 2013. - 23. - P. 3027-3032.

113 Song, X.P., Youa, L., Zhang, B., Song, A. Design of low elastic modulus Ti-Nb-Zr alloys for implant materials / X.P. Song, L. Youa, B. Zhang, A. Song // Materials Technology: Advanced Performance Materials. - 2012. - Vol. 27. - I. 1. - P. 55-57.

114 Liang, S.X., Feng, X.J., Yin, L.X. et al. Development of a new в Ti alloy with low modulus and favorable plasticity for implant material / S.X. Liang, X.J. Feng, L.X. Yin, et al. // Materials Science and Engineering: C. - 2016. - Vol. 61. - P. 338343.

115 Morinaga, M., Yukawa, N., Ezaki, H., Adachi H. New phacomp and its applications to alloy design / M. Morinaga, N. Yukawa, H. Ezaki, H. Adachi // Superalloys. - 1984. - P. 523-532.

116 Morinaga, M., Murata, Y., Yukawa, H. Materials Design Approaches and Experiences / M. Morinaga, Y. Murata, H. Yukawa // Recent Progress in the New Phacomp Approach. - 2001. - P. 15-27.

117 Morinaga, M., Murata, Y., Yukawa, H. Hartree-Fock-Slater Method for Materials Science / M. Morinaga, Y. Murata, H. Yukawa // Alloy Design Based on the DV-Xa Cluster Method, Part II. - 2005. - P. 23-48.

118 Morinaga, M., Murata, Y., Yukawa, H. Applied Computational Materials Modeling Theory, Simulation and Experiment, / M. Morinaga, Y. Murata, H. Yukawa // Chapter 8: Molecular Orbital Approach to Alloy Design. - 2007. - P. 255-306.

119 Breme, J., Biehl, V., Wack, T., Eisenbarth, E. Mechanical performance of newly developed в-type titanium alloys for biomedical use / J. Breme, V. Biehl, T. Wack, E. Eisenbarth // In: Titanium 99: Science and technology (F.H. Frees, I. Caplon eds). The Minerals, Metals & Materials Society. - 1999. - P. 1187-1194.

120 Song, Y., Yang, R., Li, D., Wu, W.T., Guo, Z.X. Electronic structure simulation of в-type bio-titanium alloys / Y. Song, R. Yang, D. Li, W.T. Wu, Z.X. Guo // Titanium 99: Science and technology (F.H.Froes, I.Caplan eds). The Minerals, Metals&Materials Society. - 1999. - P. 1202-1206.

121 Борисова, Е.А., Бочвар, Г.А., Брун, М.Я., Глазунов, С.Г. Металлография титановых сплавов / Е.А. Борисова, Г.А. Бочвар, М.Я. Брун, С.Г. Глазунов. -М.: Металлургия, 1980.