CC BY
0
УДК [620.18 + 620.17] 669.15'74.017.1
Функциональные и механические характеристики ультрамелкозернистых Fe-Mn-Si сплавов для биомедицинского применения
1 1 2 1 О.В. Рыбальченко , Н.С. Мартыненко , Г.В. Рыбальченко , Е.А. Лукьянова ,
В.С. Комаров1'3, М.А. Каплан1, А.Н. Беляков4, П.Д. Долженко4, И.В. Щетинин3, А.Г. Рааб5, С.В. Добаткин1, С.Д. Прокошкин3
1 Институт металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова РАН, Москва, 119334, Россия 2 Физический институт имени П.Н. Лебедева РАН, Москва, 119991, Россия 3 Университет науки и технологий МИСИС, Москва, 119049, Россия
4 Белгородский государственный национальный исследовательский университет, Белгород, 308015, Россия 5 Институт физики молекул и кристаллов Уфимского федерального исследовательского центра РАН,
Уфа, 450045, Россия
В работе изучена возможность регулирования скорости коррозии Fe-Mn-Si сплавов с помощью модифицирования их структуры методом равноканального углового прессования. Выявлено, что полученная аустенитная ультрамелкозернистая структура Fe-Mn-Si сплавов ведет к значительному повышению прочностных характеристик при удовлетворительной пластичности. Установлено, что наличие специальных двойниковых границ в структуре Fe-Mn-Si сплавов повышает их коррозионную стойкость, в то время как образование преимущественно зеренно-субзеренной структуры в отсутствие двойниковых границ повышает скорость коррозии до 0.4 мм/год. Эффект памяти формы в исследуемых сплавах проявляется при температурах, неприемлемых для медицинского применения. Измельчение структуры методом равноканального углового прессования по режимам, обеспечивающим полностью аустенитное состояние, ведет к снижению свойств памяти формы.
Ключевые слова: Fe-Mn-Si сплавы, равноканальное угловое прессование, эффект памяти формы, микроструктура, микротвердость, механические свойства, скорость коррозии
DOI 10.55652/1683-805X_2024_27_4_100-116
Functional and mechanical characteristics of ultrafine-grained Fe-Mn-Si alloys for biomedical applications
O.V. Rybalchenko1, N.S. Martynenko1, G.V. Rybalchenko2, E.A. Lukyanova1, V.S. Komarov1,3, M.A. Kaplan1, A.N. Belyakov4, P.D. Dolzhenko4, I V. Shchetinin3, A G. Raab5, S.V. Dobatkin1, and S.D. Prokoshkin3
1 Baikov Institute of Metallurgy and Materials Science RAS, Moscow, 119334, Russia
2 Lebedev Physical Institute RAS, Moscow, 119991, Russia 3 National University of Science and Technology "MISIS", Moscow, 119049, Russia 4 Belgorod National State University, Belgorod, 308015, Russia 5 Institute of Molecule and Crystal Physics, Ufa Federal Research Center RAS, Ufa, 450075, Russia
This work examines the possibility of regulating the corrosion rate of Fe-Mn-Si alloys by modifying their structure via equal channel angular pressing. It is found that the formed ultrafine-grained austenitic structure of Fe-Mn-Si alloys leads to a significant increase in strength characteristics at satisfactory ductility. The presence of special twin boundaries in the structure of Fe-Mn-Si alloys improves their corrosion resistance, while a predominantly grain-subgrain structure in the absence of twin boundaries increases the corrosion rate up to 0.4 mm/year. The shape memory effect in the studied alloys manifests itself at temperatures unacceptable for medical use. Structure refinement by equal channel angular pressing in modes that ensure a completely austenitic state leads to a decrease in shape memory properties.
Keywords: Fe-Mn-Si alloys, equal channel angular pressing, shape memory effect, microstructure, micro-hardness, mechanical properties, corrosion rate
© Рыбальченко О.В., Мартыненко Н.С., Рыбальченко Г.В., Лукьянова Е.А., Комаров В.С., Каплан М.А., Беляков А.Н., Долженко П. Д., Щетинин И.В., Рааб А.Г., Добаткин С.В., Прокошкин С. Д., 2024
1. Введение
Последние годы ведутся интенсивные исследования по разработке биодеградируемых сплавов, в том числе и на основе железа [1, 2]. Идея использования таких сплавов в качестве временных медицинских имплантатов, биодеградация которых будет сопровождаться замещением растворяющегося материала новообразованной тканью, привлекает повышением эффективности лечения и снижением дискомфорта для пациента. Подобные имплантаты могут быть востребованы, например, в ортопедии при остеосинтезе или при сердечно-сосудистых операциях [2-9]. Сплавы на основе железа обладают достаточной прочностью, сравнимой с прочностью нержавеющих сталей, но низкой скоростью биодеградации, поэтому основной акцент при их разработке делается на повышении именно этого параметра. Эффективным методом регулирования скорости деградации стало легирование [10, 11]. При этом была сформулирована стратегия повышения скорости деградации за счет добавления более электроотрицательных металлов для повышения восприимчивости матрицы к коррозии, а также более благородных металлов для образования интерметаллических фаз. Подобные фазы действуют как катоды по отношению к матрице, вызывая микрогальваническую коррозию [12]. Данная стратегия подтверждена при изучении системы Бе-Ми [79], где добавление Ми позволило понизить стандартный электродный потенциал сплава и повысить скорость его деградации, а также при дополнительном легировании Pd [13, 14].
В работе [15] впервые было предложено использование сплавов Бе-Мп^ для медицинского применения. В определенном диапазоне составов, близких к ~30 % Мп и ~5 % (здесь и далее мас. %), данные сплавы обладают выраженным эффектом памяти формы [16, 17]. В отличие от большинства сплавов с эффектом памяти формы, в том числе на основе железа, данный эффект в сплавах Бе-Мп^ возникает не за счет термоупругого мартенситного фазового превращения, а вызывается у (ГЦК) ^ е (ГПУ) мартенситным превращением, с обратным превращением при нагреве [16-19]. При этом процесс восстановления формы в данных сплавах протекает при очень высоких температурах, что не позволяет использовать его в медицине. Однако смещение температуры начала прямого мартенситного превращения Мц данных сплавов в область температур, близких к температуре человеческого тела, могло бы вы-
звать размягчение кристаллической решетки в данном диапазоне температур и привести к уменьшению модуля упругости. Данный эффект в сплавах, используемых как материал для изготовления имплантируемых устройств для остео-синтеза, даже более важен, чем эффект памяти формы, поскольку уменьшение модуля Юнга ведет к росту биомеханической совместимости им-плантата и кости человека. Необходимо также отметить, что Si является важным микроэлементом для развития костей, участвующим в остеогенезе [20, 21].
В исследованиях [15, 22] проводилось сравнение сплава Fe-30 % Mn-6 % Si с чистым железом и сплавом Fe-30 % Mn [15]. Используя метод по-тенциодинамической поляризации, авторы показали, что при приемлемом уровне прочности и удовлетворительной пластичности сплавы с кремнием обладали самым низким потенциалом коррозии и самой высокой плотностью тока коррозии. Это свидетельствовало о более низкой коррозионной стойкости, которую можно объяснить худшей коррозионной стойкостью аустенита и s-мартенсита по сравнению с ферритом [22]. Кроме того, в работе [15] была показана удовлетворительная биосовместимость in vitro этого сплава.
В работах [23, 24] исследована биосовместимость in vivo сплавов Fe-Mn-Si разных составов. Эксперименты in vivo на крысах линии Wistar [23] выявили очень хорошую биосовместимость подкожного имплантата с нормальным метаболизмом образующихся продуктов, а также показали, что костные имплантаты из сплава Fe-Mn-Si обеспечивают нормальное заживление переломов костей. Испытания сплавов in vivo на модели большеберцовой кости кролика в течение 28 сут показали более высокую остеоиндуктивную и ос-теокондуктивную способность имплантата из сплава Fe-10Mn-6Si-1Ca по сравнению с эталонным сплавом Fe-10Mn-6Si [23]. При этом в работах [23, 24] отмечалась низкая биодеградация сплавов.
В дальнейших исследованиях [25-28] сплавов Fe-Mn-Si были предприняты действия по улучшению состава и обработки материала с целью повышения скорости коррозии, необходимой для изготовления биорезорбируемых имплантатов. Было подтверждено, что скорость коррозии сплавов на основе Fe повышается с увеличением содержания Mn. Так, скорость коррозии сплавов Fe-Mn-5Si возрастает до 0.48, 0.59 и 0.80 мм/год с
увеличением содержания Мп до 23, 26 и 30 % соответственно [25]. Кроме того, в работе [25] было показано, что эффективная гомогенизирующая термическая обработка сплава Бе-30 % Мп-5 % приводила к снижению температуры М8 до 60 °С и в 2 раза снижала модуль Юнга по сравнению с уровнем значения для чистого железа (до 100 ГПа). Однако следует отметить, что, несмотря на значительное количество исследований [2528], не найдено решения проблемы повышения скорости коррозии в сочетании с температурой начала обратимого мартенситного у ^ е-превра-щения М8, близкой к температуре человеческого тела. В работе [29] при испытании на динамическое вдавливание, показывающем зависимость нагрузки на индентор от глубины его вдавливания в поверхность образца, было выявлено, что равно-канальное угловое прессование при температуре 400 °С сплава Бе-29 % Мп-5 % понижает его модуль Юнга более чем в 2.6 раза — со 173.3 ± 9 ГПа в состоянии после отжига до 65.9 ± 2 ГПа. Причиной этому, по-видимому, является полученное наноструктурное состояние в сплаве после равноканального углового прессования. Однако влияние равноканального углового прессования на эффект памяти формы и температуру прямого и обратного мартенситных превращений в данной работе не изучалось. При этом полученный результат указывал на наибольшую биомеханическую совместимость исследуемого сплава после данной обработки по сравнению с большинством других медицинских сплавов (кроме сплавов на основе М§, у которых модуль Юнга ~45 ГПа наиболее близок к модулю Юнга кортикальной кости (10-20 ГПа)).
Современное состояние исследований показывает большой научный интерес в направлении изучения процессов биодеградации сплавов Бе-Мп-81 с целью повышения их скорости коррозии и биомеханической совместимости. В связи с этим объектом исследования явились сплавы Бе-29Мп-3.781 и Бе-29Мп-581 с составом, близким к оптимальному составу сплава, обладающего выраженным эффектом памяти формы. Регулирование скорости коррозии будет осуществляться за счет модифицирования структуры сплавов методом равноканального углового прессования. Целью настоящей работы является определение влияния ультрамелкозернистой структуры сплавов двух составов Бе-29Мп-581 и Бе-29Мп-3.781, полученной равноканальным угловым прессованием, на механические свойства, скорость корро-
зии, а также показатели эффекта памяти формы, который в данных сплавах после такой обработки ранее не изучался.
2. Материалы и методы исследования
Объектами исследования служили сплавы составов Fe-29Mn-3.7Si и Fe-29Mn-5Si, выплавленные и переплавленные до 10 раз в печи вакуумно-дугового переплава Leybold Gereus L200DI из технически чистого железа, электролитического марганца (99.8 % Mn) и монокристаллического кремния (99.99 % Si). Химический состав сплавов представлен в табл. 1. Выплавленные слитки подвергались ковке для получения прутков диаметром ~16 мм при температуре 1100 °C.
Затем проводился гомогенизационный отжиг прутков сплавов при температуре 1100 °С в течение 12 ч в вакууме в кварцевых трубках с последующим охлаждением в воде. Из отожженных прутков вырезали заготовки длиной 6 см и диаметром 10 мм. Равноканальное угловое прессование проводили по маршруту Вс при температурах 300 и 400 °С в матрице с каналами, пересекающимися под углом 120°. Это позволило деформировать сплав Fe-Mn-3.7Si до четырех проходов равноканального углового прессования. Для сплава Fe-Mn-5Si была проведена деформация методом равноканального углового прессования по изотермическому режиму при 400 °С в 4 прохода, а также по ступенчатому режиму при 300 °С в 4 прохода с последующим проходом при 450 °С. Эквивалентная суммарная степень деформации, приложенная к образцам, рассчитанная для данной геометрии оснастки при 4 проходах равнока-нального углового прессования, составила 3.6, при 5 проходах — 4.5.
Исходную структуру отожженных сплавов изучали методом оптической микроскопии на микроскопе ADF I350 и сканирующем электронном микроскопе JEOL JSM-7001F. Средний размер зерна рассчитывали с помощью программы NEXSYS Image Expert Prof 3. Размер зерна измеряли методом случайных секущих, используя как минимум 15 полей зрения. Рентгеноструктурный
Таблица 1. Химический состав исследуемых сплавов
Обозначение сплава Химический состав, мас. %
Mn Si Fe
Fe-Mn-5Si 28.9 5.12 Остальное
Fe-Mn-3.7Si 29 3.7 Остальное
анализ исследуемых сплавов осуществляли с помощью дифрактометра Rigaku Ultima IV с излучением CoKa (длина волны X = 0.17902 нм). Для анализа дифрактограмм использовали метод Рит-вельда, реализованный в пакете программ Rigaku PDXL2, и базу данных порошковых дифрактограмм PDF-2 (ICDD). Учет инструментального уширения проводился с помощью съемки эталона LaB6. Расчет параметров субструктуры и пересчет микродеформаций в плотность дислокаций вели в соответствии с реализованной в пакете программ PDXL2 методикой [30]. Исследование структуры сплавов после деформации проводили методом просвечивающей электронной микроскопии с использованием электронного микроскопа JEOL JEM 2100. Для определения фазовых превращений при нагреве/охлаждении использовали дифференциальный сканирующий калориметр Mettler-Toledo DSC 3+ с циклом охлаждение/нагрев в диапазоне температур от -100 до 200 °С со скоростью нагрева-охлаждения 10 °С/мин в атмосфере аргона.
Испытания на одноосное растяжение проводили при комнатной температуре на машине Instron 3380 с нагрузкой 100 кН при скорости перемещения траверсы 1 мм/мин. Образцы на растяжение с длиной рабочей части 5.75 мм и поперечным сечением 2х 1 мм2 были вырезаны из заготовок в исходном состоянии и после равноканаль-ного углового прессования на электроискровом станке. Образцы были механически отшлифованы с использованием шлифовальной бумаги разной зернистости и отполированы с помощью алмазной пасты. Измерения микротвердости проводились с использованием микротвердомера 402 MVD Wolpert Wilson по методу Виккерса под нагрузкой 0.1 кгс с выдержкой 15 с. Для каждой группы было проведено в среднем не менее десяти измерений.
Для определения величины обратимой деформации и степени восстановления формы был использован термомеханический метод, который заключался в наведении заданной деформации по схеме изгиба. Образцы нагревали выше температуры восстановления формы и фиксировали степень остаточной деформации. Значение обратимой деформации определялось как разность между наведенной и остаточной деформацией. Степень восстановления формы определяли как отношение обратимой деформации к наведенной деформации. Кроме того, для определения развиваемых реактивных напряжений при нагреве об-
разцы были подвергнуты деформации на 3% по схеме одноосного растяжения с последующим нагревом до температуры восстановления формы (около 300 °С) и фиксацией изменений значений напряжения. Далее образец охлаждали и вычисляли истинные значения развиваемых реактивных напряжений.
Скорость коррозии изучали методом потен-циодинамической поляризации с применением потенциостата BioLogic SAS SP-300. В исследовании использовали плоскую ячейку с тремя электродами, где исследуемый образец являлся рабочим электродом. Образец был отшлифован и отполирован до зеркального состояния. Хлорсе-ребряный (Ag/AgCl) электрод использовали в качестве электрода сравнения, а платиновую сетку — в качестве вспомогательного электрода. Коррозионные исследования проводили в физиологическом растворе 0.9 % NaCl с рН, равным 7.4. Исследования проводили при комнатной температуре со скоростью сканирования 1 мВ/с. Время определения потенциала разомкнутой цепи составляло 20 мин. Потенциал коррозии, плотность тока коррозии и скорость коррозии CR были рассчитаны с использованием программного обеспечения BioLogic EC-Lab в соответствии с ASTM G59-23 с использованием следующего уравнения:
CR =
3.27 -10'3 icor EW
где CR — скорость коррозии, мм/год; icor — плотность тока коррозии, рассчитанная при обработке поляризационной кривой, мкА • см-2; EW — эквивалентная масса, г/экв; р — плотность сплава, г/см3.
Иммерсионные тесты проводили в питательной среде на основе DMEM (Dulbecco's Modified Eagle Medium) в соответствии с рекомендациями ASTM G31-21. Для испытаний использовались отполированные до зеркальной поверхности образцы в виде четверти диска диаметром 10 мм и толщиной до 1 мм. В каждом испытании использовали по три образца сплава в отожженном состоянии и после различных режимов равноканаль-ного углового прессования. Образцы погружали на 2 ч в 70% этанол, сушили и погружали в 1 мл раствора культуральной среды при 37 °С. Через 1 и 14 сут образцы извлекали из раствора, удаляли продукты коррозии, затем промывали дистиллированной водой и сушили при комнатной температуре. Образцы до и после иммерсионных тестов взвешивали на электронных весах Sartorius M2P
Рис. 1. Микроструктура сплавов Бе-Мп-3.781 (а, в) и Бе-Мп-581 (б, г) после гомогенизационного отжига. Сканирующая электронная микроскопия (а, б) и оптическая микроскопия (в, г) (цветной в онлайн-версии)
Micro Balances Pro 11. Скорость деградации определяли по формуле
8.76 -104(m0 - mx)
C Am =
S рт
■мм,
/год,
где m0 и mT — начальная и конечная масса образцов соответственно; S — площадь корродированной поверхности, см2; т — продолжительность испытания, ч; р — плотность сплавов, г/см3.
3. Результаты и их обсуждение 3.1. Микроструктура сплавов Fe-Mn-Si в состоянии после отжига иравноканального углового прессования
Исходная структура исследуемых сплавов представлена на рис. 1. Микроструктура сплава Fe-Mn-3.7Si после ковки и отжига представляла собой крупнозернистую структуру со средним размером зерна 201 ± 21 мкм с двойниками отжига толщиной 24 ± 8 мкм (рис. 1, а, в). В сплаве Fe-Mn-5Si структура состояла из зерен размером
160 ± 12 мкм и двойников отжига толщиной 37 ± 5 мкм (рис. 1, б, г).
Микроструктура сплава Бе-Мп-3.781 после 4 проходов равноканального углового прессования при температуре 300 °С (рис. 2, а-в) и 400 °С (рис. 2, г-е) представляла собой аустенитную ультрамелкозернистую структуру. Формирование такой структуры в сплаве Бе-Мп-3.781 в процессе равноканального углового прессования при 300 °С происходит в полосах сдвига толщиной 152 ± 25 нм при пересечении их дислокационными стенками (рис. 2, а, б) и тонкими двойниками средней толщиной 16 ± 3 нм (рис. 2, в). По данным просвечивающей электронной микроскопии плотность дислокаций внутри зерен и субзерен превышает 2- 1015 см-2. С увеличением температуры деформации до 400 °С плотность двойников увеличивается. Структура становится преимущественно двойниковой со средней толщиной двойников 22 ± 5 нм в высокодефектной аустенитной структуре.
Рис. 2. Микроструктура сплава Fe-Mn-3.7Si после равноканального углового прессования при температуре 300 (а-в) и 400 °С (2-е). Просвечивающая электронная микроскопия
В образцах сплава Fe-Mn-5Si после ступенчатого равноканального углового прессования при температуре начала деформации 300 °С с повышением до 450 °С сформировалась наноструктура
со средним размером структурных элементов 97.7 ± 5 нм с небольшими областями тонких двойников толщиной ~8.0 ± 0.5 нм (рис. 3, а-в). При этом в образцах после равноканального углового
Рис. 3. Микроструктура сплава Fe-Mn-5Si после равноканального углового прессования при температуре 300 °С (4) ^ 450 °С (а-в) и 400 °С (4) (г-е). Просвечивающая электронная микроскопия
прессования при температуре 400 °С в сплаве Бе-Мп-581 формирование структуры происходит так же, как и в сплаве с меньшим количеством 81, за счет двойникования в аустените (~11 ± 1 нм) (рис. 3, г-д) с редко встречающимися участками с
высокой плотностью дислокаций, внутри которых происходит формирование нанозерен (рис. 3, е). По данным просвечивающей электронной микроскопии плотность дислокаций внутри таких зон превышала 4 • 1015 см-2.
Ре-Мп-3.78 1 [а_ 1 -Отжиг 2-РКУП при 300 °С (4) 3-РКУП при 400 °С (4)
3 1 1.
2 1 ...
20е
40е
60е
80е
100е
120е
20
Ре-Мп-581 1 — Отжиг
2 — — РКУП при 400 °С (4)
3 — РКУП при 300 °С (4)-
\ , 450°С(1)
3
2
1 1 > 1
20е
40е
60е
80е
100е
120е
20
Рис. 4. Рентгенофазовый анализ сплавов Бе-Мп-3.781 (а) и Бе-Мп-581 (б) после отжига и равноканального углового прессования (РКУП) (цветной в онлайн-версии)
3.2. Рентгеноструктурный анализ сплавов ¥е-Ып-$>1 в состоянии после отжига
и равноканального углового прессования
Рентгенофазовый анализ выявил полностью аустенитную структуру сплавов как до, так и после деформации (рис. 4, табл. 2). Анализ ушире-ния линий показал только микродеформационную составляющую (табл. 2). Расчет плотности дислокаций путем пересчета микродеформаций, полученных полной подгонкой методом Ритвель-да дифракционного профиля, показал, что равно-канальное угловое прессование сопровождается значительным (в 100 раз и более) повышением плотности дислокаций.
3.3. Механические свойства и микротвердость сплавов ¥е-Ып-$>1 в состоянии после отжига
и равноканального углового прессования
При определении механических свойств на растяжение (рис. 5) незначительная разница в со-
держании кремния (3.7 и 5% 81) предопределила одинаковый уровень прочностных характеристик (ов ~ 700 МПа), при этом разную пластичность 5 = 55.5 ± 6 % для сплава с 3.7 % 81 и 5 = 32 ± 0.5 % для сплава с 5 % 81 в исходном состоянии. Данная тенденция сохраняется и после деформации по режиму равноканального углового прессования при 400 °С. Предел прочности двух сплавов с кремнием сохраняется на одном уровне, двукратно повышаясь относительно исходно отожженного состояния (ов ~ 1400 МПа). При этом относительное удлинение понижается до 14 % для сплава с 3.7 % 81 и до 10.8 % для сплава с 5% 81. Разница в содержании кремния в 1.4 % никак не отражается на прочностных характеристиках исследуемых сплавов, приводит к понижению их пластичности с повышением содержания кремния. Наилучший комплекс механических свойств получен для сплава Ре-Мп-581 после равноканального углового прессования по ступенчатому ре-
Таблица 2. Фазовый состав и микродеформация сплавов Бе-Мп-81 после отжига и равноканального углового прессования
Сплав Обработка Фаза Простр. группа Период, нм Объемная доля, об. % Микродеформация 8, % Плотность дислокаций, -2 см
.7 Отжиг У 225: Бш3ш 0.3605(2) 100(5) 0.02(1) 1 • 109
3 с -М РКУП 300 °С (4) У 225: Бш3ш 0.3606(3) 100(5) 0.30(1) 3.5 • 1011
е- Рн РКУП 400 °С (4) У 225:Бш3ш 0.3603(3) 100(6) 0.34(1) 4.6 • 1011
Ю Отжиг У 225:Бш3ш 0.3604(10) 100 0.04(2) 1 • 109
5 С Е РКУП 400 °С (4) У 225: Бш3ш 0.3604(4) 100 0.47(1) 8.7 • 1011
е- Рн РКУП 300 °С (4) + 450 °С (1) У 225: Бш3ш 0.3599(3) 100(2) 0.41(1) 6.7 • 1011
Рис. 5. Механические свойства сплавов Fe-Mn-3.7Si и Fe-Mn-5Si в исходном состоянии и после различных режимов равноканального углового прессования. Прочностные характеристики (а), относительное удлинение (б) (цветной в онлайн-версии)
жиму деформации с температурой начала деформации 300 °С в 4 прохода и последующим повышением температуры до 450 °С. Предел прочности сплава повысился до 1626 ± 79 МПа, предел текучести до 1403 ± 66 МПа при удовлетворительной пластичности 5 = 8.5 %.
Измерение микротвердости по Виккерсу показало повышение микротвердости образцов спла-
Рис. 6. Микротвердость сплавов Fe-Mn-3.7Si и Fe-Mn-5Si в исходном состоянии и после различных режимов равноканального углового прессования (цветной в онлайн-версии)
вов после равноканального углового прессования более чем в 1.5 раза для сплава Fe-Mn-3.7Si и более чем в 2 раза для сплава Fe-Mn-5Si по сравнению с отожженным состоянием (рис. 6), что наравне с механическими свойствами свидетельствует о значительных структурных изменениях.
Настолько высокие показатели предела прочности могут показаться нецелесообразными для медицинского применения при относительно невысоком (8.5-14 %) относительном удлинении. Однако стоит учесть тот факт, что в специальных клинических применениях прочность материала должна соответствовать площади поперечного сечения используемого устройства, например штифта для остеосинтеза. Так, например, согласно общим требованиям для металлических скелетных штифтов (ISO 5838-1), изготовленных из деформируемой нержавеющей стали, которые призваны заменить биодеградируемые сплавы на основе Fe-Mn, в зависимости от диаметра изделия предел прочности может достигать и более 1400 МПа при минимальном удлинении 3 %. Кроме того, высокая удельная прочность сплавов на основе железа позволяет миниатюризировать имплантируемое изделие, тем самым уменьшая негативное воздействие на человеческий организм, а варьируя его размер, регулировать скорость биодеградации этого изделия.
3.4. Дифференциальная сканирующая калориметрия (ДСК) сплавов Fe-Mn-Si в состоянии после отжига и равноканального углового прессования
Поскольку эффект памяти формы в сплавах Fe-Mn-Si реализуется в результате обратного превращения при нагреве е-мартенсита, образовавшегося при наведенном напряжением прямом Y (ГЦК) ^ е (ГПУ) мартенситном превращении, требовалось определение критических температур начала и конца прямого мартенситного превращения (Ms и Mf) при охлаждении и обратного мартенситного превращения (As и Af) при нагреве. На рис. 7 представлены калориметрические кривые сплавов после отжига и после всех исследованных режимов равноканального углового прессования.
Для Fe-Mn-3.7Si сплава в исходном состоянии после отжига на ДСК-кривой при охлаждении наблюдался небольшой пик (48.8 °С), относящийся к мартенситному превращению в интервале температур Ms = 64.7 °С и Mf=-4.5 °С. Для интерпретации теплового потока была рассчитана выде-
Рис. 7. Зависимость теплового потока от температуры сплавов Fe-Mn-3.7Si (а-в) и Fe-Mn-5Si (г-д) в исходном отожженном состоянии и после различных режимов равноканального углового прессования. Дифференциальная сканирующая калориметрия (цветной в онлайн-версии)
ленная теплота, которая составила 1.1 Дж/г, свидетельствующая о слабой интенсивности превращения. На ДСК-кривых при нагреве при похожих температурах наблюдались пики с поглощением тепла того же порядка -0.96 и 1.28 Дж/г при повторном нагреве, но никаких эндотермических пиков, соответствующих обратному мартенситно-му превращению вплоть до температуры 300 °С, не было обнаружено. Для сплава Fe-Mn-3.7Si после 4 проходов равноканального углового прессования при 400 °С на ДСК-кривой при охлаждении наблюдался пик при 34.5 °С, относящийся к мар-тенситному превращению в интервале темпера-
тур Ms = 85.2 °С и М^=-9 °С, при котором выделение теплоты составило 4.8 Дж/г. После равноканального углового прессования при 300 °С для сплава Fe-Mn-3.7Si на ДСК-кривой как при нагреве, так и при охлаждении существенных пиков обнаружено не было.
Для сплава Fe-Mn-5Si в состоянии после отжига на ДСК-кривой были отмечены пики как при охлаждении, так и при нагреве. Пик мартенсит-ного превращения наблюдался при температуре 13 °С в интервале температур Ms = 28 °С и М^= -14 °С. При этом интервал обратного мартенсит-ного превращения находился в диапазоне высо-
Таблица 3. Характеристики эффекта памяти формы после отжига и равноканального углового прессования по разным режимам
Fe-Mn-3.7Si Fe-Mn-5Si
Свойства памяти формы Отжиг РКУП 400 (4) РКУП 300 (4) Отжиг РКУП 400 (4) РКУП 300 (4) + 450 (1)
Наведенная деформация, % 3.7 3.3 2.8 3.7 3.1 2.8
Обратимая деформация, % 1.2 0.1 0.2 0.8 0.6 0.5
Степень восстановления формы, % 32.4 3.0 7.1 21.6 19.4 17.9
Наведенная деформация, % 6.3 5.7 5.4 6.0 5.4 4.6
Обратимая деформация, % 1.8 1.0 0.6 2.6 1.4 0.7
Степень восстановления формы, % 28.6 17.5 11.1 43.3 25.9 15.2
Реактивные напряжения при 3% деформации, МПа 60 48 17 51 15 32
ких температур As = 117 °С и Af = 180 °С, пик которого при 148.8 °С соответствовал поглощению тепла -1.3 Дж/г. При этом следует отметить, что при охлаждении после первого нагрева в точках начала и конца обратного мартенситного превращения наблюдались небольшие характерные эндотермические пики. Данный интервал обратного мартенситного превращения был отмечен двойными пунктирными вертикальными прямыми и для сравнения был оставлен на графиках, соответствующих нагревам и охлаждению сплава Fe-Mn-5Si после равноканального углового прессования по изотермическому режиму при 400 °С и после равноканального углового прессования по ступенчатому режиму при 300 °С с повышением температуры до 450 °С. Если предположить, что данные пики являются маркерами интервала обратного мартенситного превращения, который на ДСК-кривой при нагреве не заметен, то можно отметить, что конец обратного мартенситного превращения Af для сплава Fe-Mn-5Si после рав-ноканального углового прессования по двум режимам не меняется и остается равным Af = 180 °С, а начало As сдвигается в сторону более низких температур. Однако эти температуры все еще являются недостаточно низкими для применения эффекта памяти формы при разработке медицинских устройств. Мs сплава Fe-Mn-5Si после равно -канального углового прессования по двум режимам не меняется и остается равной 28 °С.
3.5. Эффект памяти формы сплавов Fe-Mn-Si в состоянии после отжига и равноканального углового прессования
Несмотря на то что эффект памяти формы (мартенситное и обратное мартенситное превра-
щение) в исследуемых сплавах реализуется при температурах, неприемлемых для медицинского применения, изучение свойств памяти формы остается важной задачей и требуется при аттестации материала.
Исследуемые сплавы исходно находились в одинаковом фазовом состоянии (аустенит), при этом после различных обработок кардинально отличалось только их структурное состояние (размер структурных элементов и состояние границ). Тем не менее следует учесть образование е-мар-тенсита при деформации, который во многом определяет эффект памяти формы в материале. Значения наведенной деформации в эксперименте составили около 3 % (2.8-3.7 %) и около 6 % (4.66.3 %). Для изучения процесса образцы нагревали выше температуры восстановления формы и фиксировали степень остаточной деформации. Значение обратимой деформации определялось как разность между наведенной и остаточной деформацией. Степень восстановления формы равнялась отношению обратимой деформации к наведенной деформации. Кроме того, для определения развиваемых реактивных напряжений при нагреве образцы были подвергнуты деформации на 3% по схеме одноосного растяжения с последующим нагревом до температуры восстановления формы (около 300 °С) с фиксацией изменений значений напряжения. Далее образец охлаждали и вычисляли истинные значения развиваемых реактивных напряжений (табл. 3).
Характеристики восстановления формы и развиваемых реактивных напряжений сплавов с разным содержанием кремния после разных обработок представлены на рис. 8. По данным исследования наилучшими характеристиками восстанов-
1 1 1 Сте Реа пень вс ктивны Г" >сста е наг новлен гряжеш ИЯ ф 1Я пр эрмы, % и 3% дефо эмац ни, М Па "Л 3%
1 К Степень восстановления формы, % 6%
ОС Зратимг 1я де формаи | 1 ИЯ, /0Оз 0 Об
- 300 400 - 400 300 + 450
Отжиг РКУП Отжиг РКУП
Ре-Мп-3.781 Ре-Мп-5&
Рис. 8. Эффект памяти формы сплавов Бе-Мп-3^1 и Fe-Mn-5Si в исходном состоянии и после различных режимов рав-ноканального углового прессования (цветной в онлайн-версии)
ления формы обладают сплавы с крупнозернистой структурой после отжига. Значения степени восстановления формы при наведении 3% деформации составляют 22 и 33 %, а значения реактивных напряжений 51 и 60 МПа для сплавов, содержащих 5 и 3.7 % соответственно. Увеличение значений наведенной деформации с 3 до 6% во всех случаях приводит к росту степени восстановления формы. В образцах после отжига степень восстановления формы составляет 28 и 43 % для сплавов, содержащих 3.7 и 5 % соответственно. Рост степени восстановления формы при повышении наведенной деформации может быть связан с образованием большего количества е-мартенсита непосредственно во время наведения деформации.
Равноканальное угловое прессование по используемым режимам способствует значительному измельчению аустентной структуры, что усложняет процесс образования е-мартенсита как при охлаждении, так и при наведении обратимой деформации и, как следствие, значительно снижает как степень восстановления формы (вплоть до 3 %), так и развиваемые реактивные напряжения (вплоть до 15 МПа). Тем не менее следует отметить, что при большем значении наведенной деформации (6 %) как степень восстановления формы, так и обратимая деформация больше в сплаве
с содержанием 5 % кремния. Таким образом, было показано, что измельчение структуры методом равноканального углового прессования по режимам, обеспечивающим полностью аустенитное состояние, ведет к снижению свойств памяти формы.
3.6. Исследование электрохимической коррозии сплавов ¥е-Ып-$>1 методом потенциодинамической поляризации
Анализ кривых потенциодинамической поляризации выявил, что легирование железа марганцем и кремнием сдвигает потенциал коррозии Е в отрицательную область с Е = -0.61 В для отожженного технически чистого железа до Е = -0.78 и -0.82 В для Бе-Мп-581 и Бе-Мп-3.781 в состоянии после отжига соответственно (рис. 9). Это говорит о повышении восприимчивости исследуемых сплавов к коррозионному воздействию.
Тем не менее скорость коррозии сплавов Бе-Мп-3.781 и Бе-Мп-581 составляет около 0.21 мм/год. На рис. 10 представлен график сравнения потенциала коррозии и скорости электрохимической коррозии для исследуемых сплавов после различных обработок, на котором видно, что данный результат ниже даже скорости коррозии технически чистого железа (0.23 мм/год). При этом следует
-5 -4 -3 -2-1 О 1 -5 -4 -3-2-1 О 1 2
logy, А/см2 logy, А/см2
Рис. 9. Результаты электрохимической коррозии: потенциодинамическая поляризация сплавов Ре-Мп-3.781 (а) и Бе-Мп-581 (б) в исходном состоянии и после равноканального углового прессования (электрод сравнения Ag/AgCl) (цветной в онлайн-версии)
отметить, что феррит, фазовое состояние технически чистого железа, более коррозионностойкий, по сравнению с аустенитом, фазовым состоянием сплавов Бе-Мп-3.781 и Бе-Мп-581 после отжига и равноканального углового прессования.
Такое поведение указывает на влияние не столько химического состава, сколько структуры сплавов. Известно, что в сплавах на основе Бе с ГЦК-решеткой двойниковые границы являются низкоэнергетичными специальными границами, которые повышают коррозионную стойкость в отличие от высокоэнергетичных двойниковых границ Mg сплавов [31]. В данном случае наличие двойников отжига в аустенитной структуре сплавов Бе-Мп-3.781 и Бе-Мп-581 значительно повышает коррозионную стойкость сплава. Интенсивная пластическая деформация методом равно-
канального углового прессования сплавов в большинстве режимов повышает скорость коррозии, при этом практически не влияет на потенциал коррозии. Для сплавов, где аустенит отличается структурной неоднородностью и характерен наличием двойников, скорость коррозии невысока. Для сплавов, легированных кремнием, структура после равноканального углового прессования при 400 °С, обладая значительной плотностью двойников, повышает скорость коррозии до 0.33 мм/год для сплава Бе-Мп-3.781 и только до 0.26 мм/год для сплава Бе-Мп-581. Ступенчатое равноканаль-ное угловое прессование при 300 °С с повышени-
Рис. 10. Сравнение результатов потенциодинамичес-кой поляризации в сплавах после отжига и равноканального углового прессования (цветной в онлайн-версии)
Рис. 11. Результаты иммерсионного теста, основанного на определении потери массы из-за коррозии сплавов Бе-Мп-3.781 и Бе-Мп-581 в исходном состоянии и после различных режимов равноканального углового прессования. Аш — потеря массы, %; САш — скорость коррозии, мм/год (цветной в онлайн-версии)
Рис. 12. Элементное картирование поверхности образцов сплава Бе-Мп-581 в состоянии после равноканального углового прессования по ступенчатому режиму 300 (4) + 450 °С после инкубации в БМЕМ в течение 14 сут
ем до 450 °С на последнем проходе в сплаве Fe-Mn-5Si приводит к формированию наноструктур-ного аустенитного состояния, увеличивая при этом скорость коррозии практически в 2 раза по сравнению с аустенитом в сплаве после отжига и после равноканального углового прессования при 400 °С.
Результаты иммерсионных исследований показали (рис. 11), что после 1 сут инкубации в культуральной среде скорость коррозии сплава в каждом из состояний трех сплавов наибольшая и приближена к скорости коррозии, полученной методом потенциодинамической поляризации с учетом ошибки измерения. Увеличение продолжительности инкубации сплава в культуральной среде до 14 сут значительно снижает скорость коррозии.
На элементном картировании продуктов коррозии поверхности образца состава Fe-Mn-5Si после равноканального углового прессования по ступенчатому режиму 300 (4) + 450 °С, инкубировавшегося в среде DMEM в условиях in vitro в течение 14 сут, обнаружены ионы Ca2+, Na+, K+, Cl , SO42-, PO43- и HCO3-, которые входят в состав среды (рис. 12). Следует отметить, что наличие ионов хлора Cl ведет к разрушению защитного слоя сплавов на основе железа, вызывая локальную питтинговую коррозию. Коррозионные повреждения в виде питтинга приводят к тому, что удаление продуктов коррозии становится затруднительным и расчет скорости коррозии по результатам иммерсионного исследования при длительных выдержках приводит к некорректным результатам.
4. Выводы
При изучении ультрамелкозернистых аусте-нитных сплавов Fe-Mn-Si, полученных методом равноканального углового прессования, было установлено, что данная обработка позволяет получить комплекс свойств, необходимых для изготовления биосовместимого биодеградируемого имплантируемого устройства. Исключение составляет эффект памяти формы, проявление которого в температурном интервале, близком к температуре человеческого тела, не было выявлено. В работе было установлено, что равноканальное угловое прессование по изотермическим режимам при температурах 300 и 400 °С, по ступенчатому режиму при 300 °С в 4 прохода с последующим проходом при 450 °С ведет к образованию в
исследуемых сплавах Fe-Mn-Si аустенитной ультрамелкозернистой структуры с присутствием двойников, объемная плотность которых различается. Полученная ультрамелкозернистая структура определила высокий уровень прочностных характеристик (1257 < oB < 1626 МПа, 1084 < о0.2 < 1402 МПа) при удовлетворительной пластичности (14 < g < 8.4 %).
Методом потенциодинамической поляризации показано значительное понижение потенциала коррозии за счет легирования железа марганцем и кремнием, что говорит о повышении восприимчивости исследуемых сплавов к коррозии. Наличие специальных двойниковых границ в структуре сплавов Fe-Mn-Si повышает коррозионную стойкость сплавов. Выявлено повышение скорости коррозии в сплавах после равноканального углового прессования в связи с формированием преимущественно зеренно-субзеренной структурой с меньшим количеством двойников (0.38 ±
0.04 мм/год для сплава Fe-Mn-3.7Si после обработки при 300 °С и 0.4 ± 0.06 мм/год для Fe-Mn-5Si после обработки по ступенчатому режиму).
Эффект памяти формы в исследуемых сплавах проявляется при температурах неприемлемых для медицинского применения. Измельчение структуры методом равноканального углового прессования по режимам, обеспечивающим полностью аустенитное состояние, ведет к снижению свойств памяти формы.
Благодарности
Исследование микроструктуры выполнено с использованием оборудования Центра коллективного пользования ФИАН «Центр по исследованию высокотемпературных сверхпроводников и других сильнокоррелированных электронных систем». Просвечивающая электронная микроскопия выполнена на оборудовании Центра коллективного пользования «Материаловедение и металлургия».
Финансирование
Работа выполнена при поддержке Российского научного фонда (проект № 23-23-00096).
Литература
1. Zheng, Y.F., Gu, X.N., and Witte, F., Biodegradable
Metals, Mater. Sci. Eng. R., 2014, vol. 77, pp. 1-34.
2. Heiden, M., Walker, E., and Stanciu, L., Magnesium, Iron and Zinc Alloys, the Trifecta of Bioresorbable Orthopaedic and Vascular Implantation—A Review, J. Biotechnol. Biomater., 2015, vol. 5(2), pp. 1-9.
3. Hussain, M., Khan, S.M., Al-Khaled, K., Ayadi, M., Abbas, N., and Chammam, W., Performance Analysis of Biodegradable Materials for Orthopedic Applications, Mater. Today Commun., 2022, vol. 31, p. 103167. https://doi. org/ 10.1016/j.mtcomm.2022. 103167
4. Waksman, R., Pakala, R., Baffour, R., Seabron, R., Hellinga, D., and Tio, F.O., Short-Term Effects of Biocorrodible Iron Stents in Porcine Coronary Arteries, J. Interv. Cardiol, 2008, vol. 21, pp. 15-20.
5. Hermawan, H., Dube, D., and Mantovani, D., Developments in Metallic Biodegradable Stents, Acta Biomater, 2010, vol. 6, pp. 1693-1697.
6. Moravej, M. and Mantovani, D., Biodegradable Metals for Cardiovascular Stent Application: Interests and New Opportunities, Int. J. Mol. Sci., 2011, vol. 12, pp. 4250-4270.
7. Hermawan, H., Purnama, A., Dube, D., Couet, J., and Mantovani, D., Fe-Mn Alloys for Metallic Biodegradable Stents: Degradation and Cell Viability Studies, Acta Biomater, 2010, vol. 6(5), pp. 1852-1860.
8. Hermawan, H., Dube, D., and Mantovani, D., Development of Degradable Fe-35Mn Alloy for Biomedical Application, Adv. Mater. Res., 2006, vol. 15-17, pp. 107-112. https://doi.org/10.4028/www.scientific. net/amr.15-17.107
9. Hermawan, H., Dube, D., and Mantovani, D., Degrad-able Metallic Biomaterials: Design and Development of Fe-Mn Alloys for Stents, J. Biomed. Mater. Res. A, 2010, vol. 93(1), pp. 1-11.
10. Liu, B. and Zheng, Y., Effects of Alloying Elements (Mn, Co, Al, W, Sn, B, C and S) on Biodegradability and In Vitro Biocompatibility of Pure Iron, Acta Biomater, 2011, vol. 7(3), pp. 1407-1420.
11. Cheng, J., Liu, B., Wu, Y.H., and Zheng, Y.F., Comparative In Vitro Study on Pure Metals (Fe, Mn, Mg, Zn and W) as Biodegradable Metals, J. Mater. Sci. Technol., 2013, vol. 29(7), pp. 619-627. https://doi. org/10.1016/j.jmst.2013.03.019
12. Schinhammer, M., Hänzi, A.C., Löffler, J.F., and Ug-gowitzer, P.J., Design Strategy for Biodegradable Fe-Based Alloys for Medical Applications, Acta Biomater, 2010, vol. 6(5), pp. 1705-1713. https://doi.org/10. 1016/j.actbio.2009.07.039
13. Moszner, F., Sologubenko, A.S., Schinhammer, M., Lerchbacher, C., Hänzi, A.C., Leitner, H., Uggowit-zer, P.J., and Löffler, J.F., Precipitation Hardening of Biodegradable Fe-Mn-Pd Alloys, Acta Mater., 2011, vol. 59, pp. 981-991. https://doi.org/10.1016Zj.actamat. 2010.10.025
14. Rybalchenko, O., Anisimova, N., Martynenko, N., Ry-balchenko, G., Kiselevskiy, M., Tabachkova, N.,
Shchetinin, I., Raab, A., and Dobatkin, S., Structure Optimization of a Fe-Mn-Pd Alloy by Equal-Channel Angular Pressing for Biomedical Use, Materials, 2023, vol. 16, p. 45. https://doi.org/10.3390/ma1601 0045
15. Liu, B., Zheng, Y.F., and Ruan, L., In Vitro Investigation of Fe30Mn6Si Shape Memory Alloy as Potential Biodegradable Metallic Material, Mater. Lett, 2011, vol. 65(3), pp. 540-543. https://doi.org/10.1016/j.mat let.2010.10.068
16. Sato, A., Yamaji, Y., and Mori, T., Physical Properties Controlling Shape Memory Effect in Fe-Mn-Si Alloys, Acta Metall, 1986, vol. 34, pp. 287-294. https://doi. org/10.1016/0001-6160(86)90199-9
17. Винтайкин, Е.З., Гуляев, А.А., Оралбаев, А.Б., Полякова, Н.А., Свистунова, Е.Л., О природе эффекта памяти формы в сплавах Fe-Mn-Si, Металлофизика, 1991, vol. 13(8), pp. 43-51.
18. Sato, A., Chishima, E., Soma, K., and Mori, T., Shape Memory Effect in у ^e Transformation in Fe-30Mn-1Si Alloy Single Crystals, Acta Metall, 1982, vol. 30(6), pp. 1177-1183. https://doi.org/10.1016/ 0001-6160(82)90011-6
19. Sato, A., Chishima, E., Yamaji, Y., and Mori, T., Orientation and Composition Dependencies of Shape Memory effect in Fe-Mn-Si Alloys, Acta Metall., 1984, vol. 32(4), pp. 539-547. https://doi.org/10.1016/0001-6160(84)90065-8
20. Bohner, M., Silicon-Substituted Calcium Phosphates—A Critical View, Biomaterials, 2009, vol. 30, pp. 6403-6406. 10.1016/j.biomaterials.2009.08.007
21. Khan, A.F., Saleem, M., Afzal, A., Ali, A., Khan, A., and Khan, A.R., Bioactive Behavior of Silicon Substituted Calcium Phosphate Based Bioceramics for Bone Regeneration, Mater. Sci. Eng. C, 2014, vol. 35, pp. 245-252. 10.1016/j.msec.2013.11.013
22. Lin, H.C., Lin, K.M., Lin, S., and Ouyang, T.M., The Corrosion Behavior of Fe-Based Shape Memory Alloys, Corrosion Sci, 2002, vol. 44(9), pp. 2013-2026. https://doi.org/10.1016/S0010-938X(02)00027-6
23. Fantanariu, M., Trinca, L.C., Solcan, C., Trofin, A., Strungaru, S., Sindilar, E.V., Plavan, G., and Stanciu, S., A New Fe-Mn-Si Alloplastic Biomaterial as Bone Grafting Material: In Vivo Study, Appl. Surf. Sci, 2015, vol. 352, pp. 129-139. https://doi.org/10. 1016/j.apsusc.2015.04.197
24. Trinca, L.C., Burtan, L., Mareci, D., Fernandez-Perez, B.M., Stoleriu, I., Stanciu, T., Stanciu, S., Sol-can, C., Izquierdo, J., and Souto, R.M., Evaluation of In Vitro Corrosion Resistance and In Vivo Osseointe-gration Properties of a Fe-Mn-Si-Ca Alloy as Potential Degradable Implant Biomaterial, Mater. Sci. Eng. C, 2021, vol. 118, p. 111436. https://doi.org/10.1016/j. msec.2020.111436
25. Drevet, R., Zhukova, Y., Malikova, P., Dubinskiy, S., Korotitskiy, A., Pustov, Y., and Prokoshkin, S., Mar-
tensitic Transformations, Mechanical and Corrosion Properties of Fe-Mn-Si Alloys for Medical Implant Applications, Metall. Mater. Trans. A, 2018, vol. 49, pp. 1006-1013.
26. Pustov, Y.A., Zhukova, Y.S., Malikova, P.E., Prokoshkin, S.D., and Dubinskii, S.M., Structure and Corrosion-Electrochemical Behavior of Bioresorbable Alloys Based on the Fe-Mn System, Prot. Met. Phys. Chem. Surf, 2018, vol. 54, pp. 469-476. https://doi. org/10.1134/S2070205118030139
27. Prokoshkin, S., Pustov, Y., Zhukova, Y., Kadirov, P., Karavaeva, M., Prosviryakov, A., and Dubinskiy, S., Effect of Thermomechanical Treatment on Structure and Functional Fatigue Characteristics of Biodegradable Fe-30Mn-5Si (wt %) Shape Memory Alloy, Materials•, 2021, vol. 14, p. 3327. https://doi.org/10.3390/ ma14123327
28. Prokoshkin, S., Pustov, Y., Zhukova, Y., Kadirov, P., Dubinskiy, S., Sheremetyev, V., and Karavaeva, M., Effect of Thermomechanical Treatment on Functional
Properties of Biodegradable Fe-30Mn-5Si Shape Memory Alloy, Metall. Mater. Trans. A, 2021, vol. 52.
29. Rybalchenko, O., Anisimova, N., Martynenko, N., Ry-balchenko, G., Belyakov, A., Shchetinin, I., Lu-kyanova, E., Chernogorova, O., Raab, A., Pashintse-va, N., Kornyushenkov, E., Babaeva, G., Sokolova, D., Kiselevskiy, M., and Dobatkin, S., Biocompatibility and Biodegradation In Vitro and In Vivo of Fe-Mn-5Si Alloy Strengthened by Equal Channel Angular Pressing, Appl. Sci., 2023, vol. 13(17), p. 9628. https://doi. org/10.3390/app13179628
30. Schuck, G., Iwata, A., Sasaki, A., Himeda, A., Kona-ka, H., and Muroyama, N., Crystal Structure Analysis Using Integrated X-Ray Powder Diffraction Software Suite PDXL, Acta Crystallogr. A, 2010, vol. 66, p. 311.
31. Gerashi, E., Alizadeh, R., and Langdon, T.G., Effect of Crystallographic Texture and Twinning on the Corrosion Behavior of Mg Alloys: A Review, J. Magnes. Alloy, 2022, vol. 10(2), pp. 313-325.
Поступила в редакцию 01.02.2024 г., после доработки 11.04.2024 г., принята к публикации 12.04.2024 г.
Сведения об авторах
Рыбальченко Ольга Владиславовна, к.т.н., внс ИМЕТ РАН, rybalch@mail.ru Мартыненко Наталья Сергеевна, к.т.н., снс ИМЕТ РАН, nataliasmartynenko@gmail.com Рыбальченко Георгий Владимирович, к.ф.-м.н., нс ФИАН, rybalchenkogv@lebedev.ru Лукьянова Елена Александровна, к.т.н., снс ИМЕТ РАН, helenelukyanova@gmail.com Комаров Виктор Сергеевич, к.т.н., снс ИМЕТ РАН, kom1107@yandex.ru Каплан Михаил Александрович, к.т.н., мнс ИМЕТ РАН, i@mkaplan.ru Беляков Андрей Николаевич, д.ф.-м.н., доц. НИУ БелГУ, belyakov@bsu.edu.ru Долженко Павел Дмитриевич, нс НИУ БелГУ, dolzhenko_p@bsu.edu.ru Щетинин Игорь Викторович, к.т.н., доц. МИСИС, ingvar@misis.ru Рааб Арсений Георгиевич, к.т.н., нс ИФМК УФИЦ РАН, agraab@mail.ru Добаткин Сергей Владимирович, д.т.н., гнс ИМЕТ РАН, dobatkin.sergey@gmail.com Прокошкин Сергей Дмитриевич, д.ф.-м.н., проф., гнс МИСИС, prokoshkin@tmo.misis.ru
