Содержание к диссертации
Введение
Глава I. Литературный обзор 6
1.1. Основные закономерности мартенситных превращений 6
1.2. Предмартенситные состояния 15
1.3. Мартенситные превращения и предмартенситные состояния в никелиде титана 23
1.4. Эффекты памяти формы и сверхэластичности в никелиде титана 25
1.5. Постановка задач 30
Глава II. Объекты и методы исследований 34
2.1. Объекты исследований 34
2.2. Методы исследований 38
Глава III. Предмартенситные состояния и свойства интерметаллодов титана 47
3.1. Упругие свойства и структура кристаллической решетки в предмартенситных состояниях 47
3.2. Пластичность и «сверхпластичность» 60
3.3. Эффект сверхэластичности 64
Глава IV. Мартенситные превращения и эффект памяти формы в интерметаллидах титана 70
4.1. Мартенситные превращения 70
4.2. Эффект памяти формы 84
4.3. Алгоритм получения интерметаллидов титана с заданными функциональными свойствами 94
Глава V. Разработка сверхэластичного инструмента для эндохирургии 100
Основные выводы 105
Список литературы 108
Приложение 119
- Предмартенситные состояния
- Пластичность и «сверхпластичность»
- Эффект памяти формы
- Разработка сверхэластичного инструмента для эндохирургии
Введение к работе
Актуальность проблемы. Титан один из наиболее распространенных в природе элементов и его значение в современной науке и технологиях трудно переоценить. Высокая температура плавления, прочность, коррозионная стойкость при малом удельном весе обеспечили титану и его сплавам особое положение среди конструкционных материалов. Сфера применения титановых сплавов чрезвычайно широка: от корпусов современных подводных крейсеров и самолетов до миниатюрных медицинских имплантатов.
В последнее время в сплавах на основе титана обнаружены новые конструкционные и функциональные свойства: память формы, сверхэластичность (или сверхупругость), высокие пластичность и демпфирование, «мягкие» модули упругости и другие. Все эти свойства связанны с мартенситными и предмартенситными состояниями титановых сплавов.
Физика мартенситных превращений в титановых сплавах заложена в полиморфизме чистого титана. Титан существует в трёх модификациях кристаллической решётки: объемно-центрированной кубической (Р-фаза), гексагональной плотноупакованной (а-фаза) и гексагональной (ю-фаза). Полиморфный переход из одной решётки в другую носит характер сдвигового мартенситного превращения и осуществляется при определённых температурах и давлении. В чистом титане основное превращение р—>а в нормальных условиях реализуется при 882 С.
Все титановые сплавы делятся на две группы: первая - неупорядоченные твердые растворы и вторая - интерметаллические соединения (интерметаллиды). Среди легирующих элементов первой группы выделяют а-стабилизаторы (алюминий, галлий, кислород ...), р-стабилизаторы (ванадий, молибден, ниобий, тантал ...), а также элементы (цирконий, гафний, олово ...) слабо влияющие на температуру р—»а превращения.
Наибольший интерес как функциональные материалы представляют титановые сплавы с Р-стабилизаторами, в которых превращение р—>а, во-первых, реализуется при умеренных (вплоть до комнатных) температурах и трансформируется в р—(*' (а"), во-вторых, приобретает все черты мартенситного превращения и сопровождается достаточно выраженным эффектом памяти формы.
Среди интерметаллидов титана, наиболее известным и практически значимым является никелид титана (TiNi). Его доминирующее положение не только среди титановых сплавов, но и других сплавов с памятью формы обусловлено редким для интерметаллидов сочетанием высоких конструкционных, технологических и функциональных свойств памяти формы и сверхэластичности. Тем не менее, параметры этих свойств (температура проявления памяти формы и сверхэластичности, величина и гистерезис обратимой деформации, напряжение мартенситного сдвига и т.п.) в никелиде титана и сплавах на его основе достаточно жестко фиксированы, что естественно сдерживает «освоение» новых областей их применения. Поэтому разработка новых сплавов с «улучшенными» в нужном направлении характеристиками мартенситных превращений и связанных с ними свойств остается актуальной проблемой.
Предмартенситные состояния
С интенсивного исследования тридцать лет назад предпереходных явлений вообще и предмартенситных, в частности, начался новый этап изучения природы мартенситных превращений и связанных с ними свойств сплавов. Мартенситным превращениям, как правило, предшествуют закономерные изменения структуры и свойств материала. Такие изменения часто аномальны. Накоплено большое количество экспериментальных данных по предпереходному аномальному поведению структуры и физико-механических свойств [97-128].
Несмотря на всё многообразие наблюдаемых предпереходных явлений их информативность неравноценна. Обладая относительно высокой чувствительностью часть физических характеристик (электросопротивление, внутреннее терние, тепловые эффекты и другие) только фиксируют наличие предпереходных состояний, но мало информативны в плане выяснения физической природы этих состояний и их генетической связи с последующими мартенситными превращениями. Возможны, однако, ситуации, когда при конечном (немалом) отклонении система может оказаться в неустойчивом или другом метастабильном состоянии. При значительных деформациях поведение кристалла сугубо нелинейно и при записи его упругой энергии необходимо учитывать энгармонизм третьего порядка. В этом случае возможна потеря устойчивости кристалла вблизи многих мартенситных превращений, когда в предпереходной области нарастает «размягчение» модулей упругости, но полной механической неустойчивости по (1.6) не происходит. Такие ситуации возможны, прежде всего, в местах скопления дефектов кристаллического строения, таких как дислокаций и концентраторов напряжений [132].
То есть процесс предмартенситного «размягчения» упругих постоянных решетки прямо свидетельствуют об ослаблении межатомных связей и приближении к точке потери ей механической устойчивости. При этом в условиях дефектной структуры и наличия полей, внутренних или внешних напряжений мартенситный переход может реализоваться до полной потери механической устойчивости идеального кристалла.
Несколько иное наблюдается в сплавах со структурой р-фазы Нагасава. Кроме постоянной с1, которая «размягчается» задолго до перехода, начиная с некоторой температуры наблюдается «смягчение» специального модуля cs=l/3(2c +c44), контролирующего систему сдвига близко к {112} 111 , который соответствует второму этапу перестройки ОЦК структуры в ГПУ фазу.
В сплавах Zr-Nb иной характер упругих аномалий предшествует образованию со-фазы, широко распространенной в мартенситных сплавах титана и циркония. Упругая постоянная с44 испытывает небольшое «размягчение» перед мартенситным превращением при нормальной температурной зависимости параметров с и Сц. При этом упругая анизотропия А невелика, а накануне перехода дополнительно уменьшается. Установлено также, что при легировании ZrNb атомами Nb и стабилизации исходной А2 структуры к р— со переходу упругие модули становятся «жестче», а упругие аномалии вырождаются.
Таким образом, предмартенситное «размягчение» модулей упругости решетки свидетельствует, во-первых, о наличие предпереходной стадии подготовки к фазовому превращению, а во-вторых, по характеру аномального поведения конкретных упругих постоянных можно судить о «канале» потери устойчивости кристалла и механизме мартенситного превращения.
Однако, несмотря на информативность поведения упругих модулей решетки, для установления полной картины мартенситных переходов необходимы прямые данные об эволюции атомнокристаллической структуры материалов накануне превращения. Такие данные можно получить методом электронной микроскопии и микродифракции. Использование электронов, вместо рентгеновских волн или тепловых нейтронов имеет преимущества в основном методического характера, связанные со сравнительной простотой источников излучения и регистрации эффектов диффузного рассеяния.
Структура материалов в предмартенситном состоянии обнаруживает ряд аномалий и характеризуется наличием смещений атомов существенно отличающихся от таковых вдали от точки перехода. При дифракциях рентгеновских лучей, электронов и медленных нейтронов они дают излучение, которое уже не сосредоточенно в строго определённых направлениях как у идеального кристалла. В результате дифракционные картины содержат не только селективные брегговские максимумы, но и диффузный фон, интенсивность которого с охлаждением растет, а интенсивность селективных отражений, напротив, падает. Изучение характера и распределения интенсивности диффузного рассеяния позволяет определить геометрию и величину смещений атомов и несет, таким образом, детальную информацию об особенностях тонкой кристаллической структуры сплавов. В настоящее время для методов диффузного рассеяние электронов (как и рентгеновских лучей и нейтронов) нет альтернативного способа для определения полного спектра смещений атомов из положений в совершенной кристаллической решетке. Таким образом, весьма чувствительные к смещениям атомов методы диффузного рассеяния электронов являются эффективным средством исследования структуры материалов в предмартенситном состоянии.
Исследование металлов и сплавов методами микродифракции электронов позволило выявить ряд их структурных особенностей, изменяющихся в зависимости от состава сплава и температуры наблюдения. На электроннограммах исходной фазы наряду с четкими брэгговскими отражениями были обнаружены области диффузного рассеяния, расположенные как вблизи узлов обратной решетки, так и между ними. В закаленных сплавах титана А2 в определенной области концентраций наблюдали вместе с отражениями ОЦК твердого раствора, диффузные максимумы в положениях 1/3 111 и 1/3 112 обратной решетки.
Электронномикроскопически были изучены метастабильные железо-никелевые сплавы в аустенитном ГЦК (типа А1) и мартенситном ОЦК (А2) состояниях [2, 6]. При приближении к точке мартенситного превращения наблюдали усиление диффузного рассеяния электронов по плоскостям {110} обратной решетки с усилением рассеяния вдоль 110 и 111 .
Пластичность и «сверхпластичность»
Природа аномально высокой пластичности никелида титана наглядно видна из рис. 3.9. Переход от хрупких интерметаллидов TiFe и TiCo к пластичному TINi это переход от решетки устойчивой к решетке неустойчивой к мартенситным превращениям, а, конкретно, с предмартенситным состоянием мартенсита.
Эффект «пластификации» интерметаллидов проявляется и на температурной зависимости величины деформации до разрушения по мере приближения к точке мартенситного перехода . Зависимость деформации до разрушения (6) от температуры сплава Ti50Ni4gFe2. модулей сдвига сплава. Максимальная пластичность сплава наблюдается непосредственно перед мартенситным превращением на пике развития БПС. Аномально высокая величина пластической деформации до разрушения (до 80-90%) позволяет говорить о явлении «сверхпластичности», но не классической природы. Для предмартенситной «сверхпластичности» характерны значительный коэффициент деформационного упрочнения (doVde) и высокие напряжения разрушения материала (более 1000 МПа) (рис. 3.11). Такие особенности деформационного поведения характерны для наноструктурного состояния БПС: «мягкая» кристаллическая решетка и гетерофазная нанодоменная структура.
Таким образом , природа аномально высокой пластичности никелида титана в глобальном по величине и направлениям предмартенситном «размягчении» В2 решетки и формировании «мягких» систем сдвига. При этом за счет инверсии фактора упругой анизотропии (с А 1 на А 1) особо мягкими становятся плотноупакованные плоскости и направления, по которым в кубических ОЦК сплавах и реализуется пластическая деформация, вплоть до «свсрхпластичности» на пике развития наноструктурного состояния БПС.
С формированием состояния ПСС и R-фазы пластичность интерметаллида падает, но «эстафетно» появляется новое качество: сверхэластичное поведение материала. 20 Эффект сверхэластичности обусловлен реализацией прямого и обратного мартенситных превращений, соответственно, при нагружении и разгрузке материала в предмартенситном состоянии, а характеристики эффекта (єм, 3м, Д %) обусловлены параметрами мартенситных превращений.
В исследованных интерметаллидах реализуются все возможные одиночные и двойные схемы мартенситных превращений с разной интенсивностью формирования предмартенситных состояний ПССІ и ПССП. Исследование механического поведения сплавов в предмартенситном состоянии ПСС позволило установить условия реализации эффекта сверхэластичности. Это хорошо видно при сравнении предмартенситных структур и механического поведения двух «одинаковых» сплавов: ТЛ49 Nisi и Ti5oNi48Fe2 (рис. 3.3). Сплавы близки по составу и испытывают одну последовательность мартенситных превращений В2—»R— В19 при практически одинаковых температурах. Тем не менее предмартенситные состояния в сплавах существенно различаются. Так в Ti49Ni5i задолго (по крайней мере за 60 С) до температуры TR (В2— R) формируется состояние ПСС: р(Т) отклоняется от нормальной линейной зависимости (dp/dt 0) и становится аномальным (dp/dt 0) (рис. 3.3 б, кривая 4). В этом же температурном интервале начинает расти внутреннее трение, причем интенсивность рассеяния энергии зависит от кристаллографической ориентации (рис. 3.3 б, кривые 5, 6). Начало этих изменений совпадает с температурой Тн. В Ti5oNi48Fe2 подобных предмартенситных событий не наблюдается. На температурной зависимости электросопротивления и внутреннего трения точка Тн не фиксируется (рис. 3.3 а, кривые 4-6), а фиксируется только температура TR. Интересно, что и в других сплавах системы Ti5oNi5o-xFex с мартенситными превращениями В2— R—- В19 (х 3) и В2— R (х 5) предмартенситные проявления на кривых p(t) и Q"1 (t) так же не фиксируются или находятся в такой непосредственной близости ( 10 С) к температуре TR, что нивелируются на фоне самого В2— R перехода. Однако, принципиальная разница между двумя «одинаковыми» сплавами состоит в следующем. В предмартенситном состоянии Ti49Ni5i демонстрирует великолепные сверхэластичные свойства (рис. 3.12), в то время как в этом же интервале температур Ti50Ni48Fe2 «сверхпластичен» при полном отсутствии эффекта сверхэластичности.
Сверхэластичность за счет превращений В2 (ПСС1) —R в принципе -о возможна, но не имеет практической перспективы. Во-первых, из-за малой величины єм ( 1%), во-вторых, из-за близости перехода ко II роду и слабого влияния нагрузки на температуру TR. Одновременно по этим причинам сама R-фаза может рассматриваться как предмартенситная структура по отношению к мартенситу В19 и при достаточной разнице TR - Мн ( 50) возможно сверхэластичное поведение из стартового R-состояния, что таюке подтверждает эксперимент (рис. 3.12 г). Двухстадийность кривой о(є) в этом случае обусловлена «монодоменизацией» R-мартенсита на первом этапе и переходом R—»В19, на втором.
В отличие от систем TiNi - TiFe (TiCo) в интерметаллидах TiNi - TiPd (TiPt, TiAu, TiCu) происходит ослабление R-канала и смена последовательности мартенситных превращений, первоначально, на В2— В19— В19, а с увеличением содержания в сплаве Pd (Pt, Au, Си) на В2— В19 (полное подавление R-канала).
В первом случае предмартенситная структура характеризуется ПССП + ПССІ, во втором - только ПССП (рис. 3.7). При этом температурный интервал существования ПСС даже шире, чем в никелиде титана (рис. 1.8). То есть выполняются все необходимые условия проявления эффекта сверхэластичности. И действительно из обоих стартовых состояний легко образуется мартенсит напряжения, соответственно В19 и В19 и сплав проявляет сверхэластичные свойства (рис. 3.12 б, в). При этом впервые удалось наблюдать сверхэластичное поведение сплава при более высоких, чем в никелиде титана, температурах.
Эффект памяти формы
Многообразие мартенситных превращений в интерметаллидах титана В2 - В19, B2 R, В2 В19 , B2 - R B19 и В2 В19 - В19 , наличие или отсутствие наноинвариантной габитусной плоскости и разный характер «размягчения» решетки в момент перехода должно неизбежно отражаться на параметрах мартенситного превращения и эффекта памяти формы. При этом особый интерес представляет перестройка решетки с наноинвариантной габитусной плоскостью.
Во всех интерметаллидах титана с мартенситными превращениями наблюдается хорошо выраженный эффект памяти формы (рис. 4.9). Все эксперименты проводили по единой схеме: погружение сплава выше температуры Мн (о=100МПа), охлаждение под напряжением с прохождением температурного интервала прямого мартенситного превращения, разгрузка и нагрев до температуры выше Ак(рис. 4.9 кривая б).
Обратимая мартенситная деформация (1) при внешней нагрузке т(2), квадрат частоты свободных колебаний (3) и гистерезис мартенситного превращения (4). TiNiiCu. мартенситных превращений и эффекта памяти формы во всех исследованных системах сплавов.
Из совокупности полученных результатов исследований наглядно видно, что основные параметры мартенситных превращений и эффекта памяти формы при определенных составах сплавов имеют экстремальные значения: величины єм -максимальны, см, G и ATg - минимальны. При этом на пике мартенситная обратимая деформация єм в 1,5 раза выше, а напряжение её достижения (ам), гистерезис (ATg) и упругие модули (G) в 2,5-3,0 раза ниже, чем в никелиде титана, хотя исходная (В2) и финальная мартенситная фазы (В 19 ) идентичны! Эти экстремальные значения приходятся на составы сплавов, мартенситные превращения в которых осуществляются с наноинвариантными плоскостями сопряжения двух фаз. Очевидно, что это не случайное совпадение.
Аномально низкие значения ам и G при высокой sM свидетельствуют об исключительной подвижности межфазных (и междоменных) границ раздела, отвечающих за (обратимую) мартенситную деформацию материала. То есть мартенситное превращение и перестройка морфологии, включая монодоменизацию мартенситной фазы, осуществляются исключительно легко и без необратимых изменений структуры. Другими словами, в сплавах с наноинвариантной плоскостью сопряжения двух решеток и в условиях глубокого «размягчения» упругих модулей обратимая мартенситная деформация sM (эффект памяти формы), за счет движения бездефектной (идеально когерентной) межфазной границы осуществляется «безбарьерно» с минимальным сопротивлением (см) и диссипацией энергии (ATg) вплоть до полного исчерпания кристаллографического ресурса (єм- ее).
Прямые доказательства «бездефектности» мартенситного превращения В2—»В19 с наноинвариантной габитусной плоскостью получены при исследовании морфологии мартенситных фаз. Мартенситные фазы (R и В19 ) формирующиеся с микроинвариантными плоскостями сопряжения решеток содержат двойники (как способ акомодации формы и внутренних напряжений) (рис. 4.15 а, б) в то время как кристаллы В19-мартенсита, образующиеся с наноинвариантной плоскости, не содержат ни двойников, ни других структурных дефектов (рис. 4.15 в). Мартенсит В19 формирующийся из бездефектного мартенсита В19 первоначально так же не содержит дефектов (двойников), но при дальнейшем охлаждении, в следствие аномально большого изменения параметров мартенситной решетки и появления внутренних напряжений включается механизм вторичной деформации двойникования (рис. 4.15 г). Другим следствием наноивариантных мартенситных превращений является нетипичная равновесная форма мартенситных кристаллов в виде пирамид, грани которой образованны семейством наноинвариантных плоскостей, а также «взрывная» кинетика их формирования, экспериментально наблюдаемые в TisoNLwCuio [4].
Следовательно, основные параметры эффекта памяти формы (єм, о м, ATg), определяющие эффективность его проявления, прежде всего контролируются кристаллогеометрией мартенситного превращения, а конкретно, наличием или отсутствием наноинвариантной плоскости сопряжения и упругими постоянными двух кристаллических решеток. Эта установленная закономерность имеет фундаментальное значение при разработке новых сплавов с заданными, в том числе улучшенными, характеристиками эффекта памяти формы.
Установленные выше закономерности мартенситных превращений и функциональных свойств, их взаимозависимость позволяет предложить физически обоснованный алгоритм (метод) синтеза интерметаллидов титана с заранее заданными функциональными свойствами: упругими, сверхупругими (сверхэлластичными), памяти формы, резистивными, рентгеноконтрастными и т.д. Этот алгоритм основан на установленной в данной работе закономерности: «При синтезе двух или более изоморфных двойных соединений титана из ряда TiPd, TiPt, TiAu, TiCu, TiNi, TiCo, TiFe..., новый многокомпонентный интерметаллид «генетически» наследует способность каждого соединения к предмартенситным и мартенситным превращениям и, соответственно, обладает интегральным набором функциональных свойств, или даже улучшенными свойствами, отсутствующими у исходных интерметаллидов».
В общем случае интерметаллиды титана испытывают два мартенситных превращения В2— R и В2— В19 с характерными для них предмартенситными состояниями ПСС I и ПСС П. При этом в никелиде титана оба мартенситных превращения реализуются одновременно (или почти одновременно) В2— В19 (или В2— R—»В19 ). Введением в TiNi одних соединений титана (TiPd, TiPt, TiAu) стабилизирует исходную В2 структуру к переходу в R-фазу и дестабилизирует к превращению в фазу В19, других (TiCo, TiFe) стабилизирует В2 структуру к обоим мартенситным превращениям, но в большей степени к переходу В2— В19, третьих (TiCu) подавляет переход В2— R, но почти не влияет на превращение В2— В19.
Следовательно, меняя соотношение разных двойных интерметаллидов в синтезируемом сплаве, можно получить многокомпонентный интерметаллид титана с разными, в принципе с «любыми», мартенситными превращениями и предмартенситными состояниями, а, следовательно, и с разными функциональными свойствами при различных температурах. Это базовый метод управления мартенситными превращениями и свойствами интерметаллидов титана. Другой метод заключается в следующем. Все двойные В2 соединения титана существуют в узкой (но не нулевой) области гомогенности обычно не превышающий 2-3% по одному или обоим компонентам. При этом область гомогенности сужается от высоких к низким температурам. Отклонение сплава от стехиометрического (50:50) состава, как правило, приводит к существенному изменению температуры, а иногда и характера мартенситных и предмартенситных превращений. Об этом свидетельствуют многочисленные исследования никелида титана [4, 5, 8]. Подобные исследования тройных и многокомпонентных интерметаллидов титана практически отсутствуют. Однако, есть все основания предполагать, что отклонение состава сложных интерметаллидов титана от стехиометрии окажется столь же эффективным методом управления его функциональными (и конструкционными) свойствами. Этот способ особенно интересен тем, что фазовый состав нестехиометрических сложных интерметаллидов, вероятно, можно легко (как и в никелиде титана) менять термической обработкой, используя расширяющуюся вверх по температуре диаграмму растворимости «избыточных» компонент сплава. И это действительно так. В качестве примера на рисунке 4.16 представлены результаты эксперимента в интерметаллиде T gNisePtis, в котором содержание никеля увеличено на 1% от стехиометрического состава Ti5oNi35Pti5- В результате такого легирования температура мартенситного превращения Мн катастрофически снизилась более чем на 300 С (значительно больше, чем в двойном никелиде титана) и сформировалась очень широкая область предмартенситного состояния типа ПСС (рис. 4.16 кривая 1). Однако, в результате отжига (500 С, 3 ч) температура Мн практически вернулась (рис. 4.16 кривая 2) на уровень стехиометрического состава Ti5oNi35Pti5 (рис. 4.16 кривая 3). Аналогичные закономерности установлены для систем сплавов TiNiiPd и TiNiiAu.
Разработка сверхэластичного инструмента для эндохирургии
Приоритетным направлением современной медицины являются малоинвазивные методы лечения. В хирургии это эндоскопические и лапароскопические технологии и инструменты, использующие естественные или искусственные, но малотравматичные каналы проникновения к внутренним тканям и органам пациента.
Последние поколения эндоскопической техники, позволяющие с минимальным травматизмом «зряче» проникать внутрь организма на большую глубину по геометрически сложным каналом, контактируя при этом с разными тканями, требуют адекватного эндоскопического инструмента. Такой эндоинструмент, кроме собственных функциональных достоинств, должен соответствовать жёстким требованиям концепции биологической и механической совместимости не только с живыми тканями организма, но и современным эндоскопическим оборудованием.
Требования к биологической совместимости инструмента очевидны. Механическая совместимость предполагает близость (лучше идентичность) механического поведения инструмента и тканей организма, с одной стороны, и «гармоничного» совмещения дизайна и свойств инструмента с конструкционными и функциональными возможностями современной эндоскопической техники: гибкостью, компактностью, миниатюрностью, часто с приставкой «сверх».
Для изготовления медицинского инструмента традиционно используется нержавеющая сталь типа 304 или 316L. Очевидно, что механическое поведение этого материала и прежде всего его упругие свойства не соответствуют критериям механической совместимости с живыми тканями (рис. 5.1 кривые 1, 2). Кроме того, малая величина упругой деформации ( 1%) и линейный характер зависимости а(є) с высоким значением модуля упругости Е (а=Е s) сильно ограничивают конструкторские возможности построения нетрадиционного дизайна эндоскопического инструмента, а значит и его функциональные достоинства.
Никелид титана определенного состава и термомеханической обработки в полной мере соответствует критериям биологической и механической совместимости с тканями внутренних органов и является новым медицинским материалом с очевидными преимуществами по сравнению с нержавеющими сталями (рис. 5.1 кривая 3). Однако, реализовать эти преимущества в конкретных инновационных продуктах нетривиальная задача.
Инструментальный малоинвазивный способ удаления почечных камней, как альтернатива травматичному методу открытой хирургической операции, развивался давно, но только в последние 10-15 лет получил законченное аппаратное оформление. Его основу составляют два метода: литотрипсия (разрушение каменей на фрагменты) и литоэкстракция (прямое удаление фрагментов и целых камней). С развитием эндоскопической техники сегодня стал возможным визуальный контакт и прямые манипуляции с камнем с помощью инструмента, доставленного к нему через рабочие каналы эндоскопов. Проблема, однако, состояла в том, что диаметры инструментальных каналов современных эндоскопов, особенно гибких, чрезвычайно малы (0 1 мм), а геометрические размеры рабочих органов инструмента для захвата и тракции камней на порядок больше (10-15 мм). «Упаковать» такой инструментарий в узкий канал эндоскопа можно только используя сверхэластичные свойства никелида титана.
На основе никелида титана была разработана серия экстракторов оригинального дизайна для атравматичного захвата и удаления почечных камней и их фрагментов, а так же других инородных тел из полых органов. Рабочие органы экстрактов были выполнены в виде корзинки- ловушки (типа «невода») с малым количеством бранш (3-4) на входе и сетчатой структуры (из 8-16 бранш) на дистальном отделе (рис. 5.2). Экстракторы были смонтированы из сверхэластичной TiNi проволоки диаметром от 0,05 мм до 0,14 мм.
Разработанные экстракторы обладают целым рядом конкурентных преимуществ перед ранее созданными экстракторами из нержавеющей стали.
1. Нелинейный «флагообразный» характер зависимости ст (є) никелида титана, в отличие от линейного закона Гука для стали, идентичен механическому поведению живых тканей (механическая совместимость), а соответственно, на поверхности контакта пары «неживой инструмент - живой орган» травмирующие деформации и напряжения минимальны.
2. Большая величина обратимой деформации никелида титана (до 8%) многократно превышает упругую деформацию традиционных медицинских сталей ( 1%), а значит принципиально расширяет конструкторские возможности, что особенно важно для эндоскопического инструмента. В частности, именно это обстоятельство позволило создать новый очень эффективный «сетчатый» дизайн экстрактора, невозможный для стальных конструкций.
3. Крутая температурная зависимость критического напряжения см «площадки текучести» (рис. 3.13 а) позволяет контролировать уровень дилятационных (радиальных) напряжений инструмента, обеспечивая надёжную «изоляцию» камня от внутренней поверхности полого органа. Такой контроль достигается не за счёт изменения геометрических размеров элементов конструкции инструмента (что тривиально и не всегда возможно), а путём изменения состава («интеллекта») TiNi сплава (что нетривиально и всегда возможно).
