Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1. Исследование зернограничных диффузионно- контролируемых процессов в наноструктурированных металлах 19
1.1. Закономерности и механизмы роста элементов зеренно-субзеренной структуры в наноструктурированном титане 19
1.2. Особенности зернограничной диффузии в наноструктурированных металлах 33
Глава 2. Закономерности формирования наноструктурированного состояния и механических свойств титана и сплавов на его основе 58
2.1. Измельчение структуры при поперечно-винтовой прокатке 58
2.2. Развитие пластической деформации при кручении наноструктурированного титана 83
2.3. К вопросу об оптимальных технологических приемах формирования наноструктурированного состояния 104
Глава 3. Исследование фазово-структурного состояния сплавов систем Ti-Si и Ti-C, в том числе в наноструктурированном состоянии 113
3.1. Особенности выделения дисперсных карбидов в титане 114
3.2. Фазово-структурное состояние сплава Ti-0,7Si-0,1C 132
3.3. Формирование наноструктурированного состояния в сплаве Ti-0,7Si при прокатке 144
Глава 4. Разработка пористых композиционных стеклокерамических покрытий, полученных методом микродугового оксидирования титана 154
4.1. Исследование солевой коррозии композиционных покрытий 154
4.2. Формирование комплекса физико-химических свойств стеклокерамических биопокрытий путем управления их элементным и фазовым составом, а также морфологией поверхности и поровым пространством 169
Выводы 207
Список литературы 210
- Закономерности и механизмы роста элементов зеренно-субзеренной структуры в наноструктурированном титане
- Развитие пластической деформации при кручении наноструктурированного титана
- Фазово-структурное состояние сплава Ti-0,7Si-0,1C
- Формирование комплекса физико-химических свойств стеклокерамических биопокрытий путем управления их элементным и фазовым составом, а также морфологией поверхности и поровым пространством
Закономерности и механизмы роста элементов зеренно-субзеренной структуры в наноструктурированном титане
К настоящему времени в многочисленных исследованиях различных отечественных и зарубежных научных коллективов обоснована перспективность формирования наноразмерной или субмикрокристаллической (СМК) структуры для кардинального улучшения механических свойств металлов и сплавов, в том числе для повышения таких важных для практического использования этих материалов характеристик, как пределы текучести и прочности (при сохранении высокой пластичности), твердость, сопротивление усталостному разрешению [16-19].
Сходные с тематикой диссертации работы по созданию и исследованию объемных наноструктурированных металлических материалов проводятся в ряде научных организаций и университетов в РФ и за рубежом. Тематика наноматериалов, получаемых воздействием интенсивной пластической деформации, находится в первой тройке материаловедческих направлений в мире, имеющих наиболее высокий индекс цитируемости, ей посвящены несколько престижных международных конференций.
Формирование НС состояния в металлических материалах с использованием интенсивной пластической деформации приводит к накоплению большой избыточной энергии на единицу объема (удельной энергии), связанной с границами зерен. Возникает значительная движущая сила как для первичной рекристаллизации (в случае, если плотность дислокаций высока), так и для собирательной, связанной непосредственно с размером зерен. Задача определения термической стабильности имеет основное значение для разработки производственных регламентов прокатки, снятия внутренних напряжений первого рода в деформированных полуфабрикатах наноструктурированного титана, устранения или сохранения неравновесного состояния границ зерен, при этом является важной для прогнозирования поведения имплантатов в случае их длительного использования в организме человека (например, дентальные стоматологические имплантаты, протезы в челюстно-лицевой хирургии и т.п.). Реальные тесты в этом направлении затруднены необходимостью большого (до 10 лет и более) времени протекания экспериментов.
Термическая стабильность наноструктурированного титана автором исследовалась на примере двух марок: ВТ1-0 и Grade 4 [41].
НС титан марки ВТ1-0 имел элементный состав согласно таблице 1.1 и представлял собой пруток диаметром 6 мм, соответствующий ТУ 1825-001-02079230-2009, полученный методом, сочетающим теплую поперечно-винтовую и продольную прокатки, холодную ПВП на конечном этапе деформационного воздействия и отжиг 623 K в течение 3 ч для снятия внутренних напряжений первого рода (макронапряжений). Подробное описание технологии приведено в главе 2.
Неоднородности в виде крупных зерен или несплошностей (пор, трещин) в структуре исследуемого материала не наблюдались. Последнее также подтверждается данными измерения плотности методом гидростатического взвешивания и модифицированным методом малоуглового рентгеновского рассеяния [18]. Результаты анализа дифракции обратно-рассеянных электронов (ДОРЭ) свидетельствуют о том, что фрагменты микроструктуры имеют преимущественно вытянутую вдоль оси прокатки форму (рис. 1.1), величина коэффициента неравноосности составляет порядка 0,36. Доля большеугловых границ составляет 78 %. Средний размер зерен, рассчитанный методом ДОРЭ составляет 0,29 мкм. Средний размер элементов зеренно-субзеренной смеси (размер субзерен), рассчитанный методом секущих по изображениям сканирующей просвечивающей электронной микроскопии (СПЭМ), составил 220±15 нм (рисунок 1.3 а, 1.4 а).
НС технически чистый титан марки Grade 4 (элементный состав которого представлен в таблице 1.1) был получен ПВП в два прохода (теплая и холодная деформация) и представлял собой полую цилиндрическую заготовку (подробности во второй главе диссертации). На последнем этапе был проведен отжиг для снятия внутренних напряжений при температуре 673 К в течении 3 часов.
Микроструктура образца представлена рисунке 1.2. Средний размер зерна составляет 380±20 нм, размер субзерна 250±10 нм, коэффициент неравноосности составляет 1,5. Доля большегловых границ зерен (с разорентировками свыше 15) составляет 74%.
Незначительные изменения в соотношении мало и большеугловых границ зерен свидетельствует в пользу того, что основным механизмом процесса роста зерен является миграция, а не рассыпание малоугловых границ. Это может быть продемонстрировано на простом примере. Исходный размер субзерна в наноструктурированном титане ВТ1-0 составил 220 нм, а размер зерна 290 нм. Следовательно, исчезновение всех малоугловых границ должно привести к увеличению размера субзерна до размера зерна. Однако после отжига при 623 К в течение 92 часов доля малоугловых границ увеличилась лишь на 3 %, при этом размер субзерен возрос до величины свыше 0,5 мкм, т.е. кратно превышая исходный размер зерен. Таким образом, установлено, что рост элементов зеренно-субзеренной смеси в наноструктурированном титане ВТ1-0 является не чем иным, как нормальным ростом зерен, или собирательной рекристаллизацией. Реализуется он посредством миграции большеугловых границ зерен.
Развитие пластической деформации при кручении наноструктурированного титана
Необходимо отметить, что сетку дефектов с возможностью перколяции для диффузионного потока в поликристаллических материалах кроме ГЗ создают еще и тройные стыки (ТС). Известно, что диффузионные параметры ТС могут значительно отличаться от соответствующих для ГЗ. Вероятно, такие дефекты требуют особого внимания при обсуждении диффузии в НС материалах, где объемная доля ТС значительна.
Модель диффузии по тройным стыкам зерен с оттоком диффузанта по границам и в объем зерен была предложена в [86]. Авторам удалось получить решения задачи определения зависимости концентрации от глубины проникновения для нескольких ассимптотических режимов. В частности были найдены режимы диффузии, в которых глубина проникновения зависит от времени в степени 1/2, 1/4 или 1/8. Последний случай характерен для эксперимента на материалах с большими зернами и промежуточными температурами отжига, когда объемная диффузия становится значимой при непересекающихся диффузионных потоках от смежных границ зерен.
В связи с тем, что микроструктура никеля, который использовался в серии диффузионных экспериментов, подробно изучена [16], это позволяет определить реализующиеся в диффузионном эксперименте режимы зернограничной диффузии. Так, согласно классификации [85], НС Ni попадает в разряд ультрамелкозернистых поликристаллов (см. табл. 1.3). Это означает, что в нем реализуется последовательность режимов С—»С—»В2 . Кроме того, существует возможность реализации режима Di [82] (или Di по аналогии с режимами С и В2 для диффузии по сетке ГЗ. При известной плотности дислокаций в НС Ni (р 7Л0м м"2) оказывается, что g 10 4. Принимая во внимание высокую объемную долю субграниц, можно дать верхнюю оценку g. Представим, что на расстоянии d (размер зерна) друг от друга ГЗ пересекают субграницы. Это фактически означает моделирование смешанного ансамбля, состоящего из малоугловых, специальных и большеугловых границ; при этом учитывается, что сетка большеугловых ГЗ насквозь пронизывает образец (возможность перколяции для диффузионного потока) и вносит основной вклад в диффузионный массоперенос. Это обеспечивает объемную долю дефектов для оттока диффузанта g &d W3. Считая, что имеет место дислокационный механизм диффузионного оттока по субграницам (Д-КГ КГ19 м2/с при Т=373-448 К) можно показать, что время перехода режимов С- Di (или C - Di ) t=tf/(4Dd-g2) изменяется от 103 ч. при Т=373 К до 6 ч. при Т=448 К. Таким образом в реальном эксперименте действительно может наблюдаться переход от диффузии в режиме С к диффузии в режиме Di .
Как было отмечено выше, тройные стыки могут оказывать значительное влияние на диффузионную проницаемость наноструктурных материалов. Если предположить, что основной диффузионный массоперенос осуществляется по ТС, то в данном случае возникает возможность вновь воспользоваться моделью Фишера применительно к ТС, используя иерархию дефектов, как это было сделано в [82]. Предполагая, что эффективность взаимодействия ТС- ГЗ оказывается значительно выше диффузионного обмена ГЗ и дефектного приграничного объема зерен, можно построить модель, в которой эффективными параметрами будут служить DTJ -коэффициент диффузии вдоль ТС, Db - коэффициент диффузии, характеризующий утечку примеси из ТС по ГЗ (здесь не требуется переходить к цилиндрическим координатам, т.к. диффузия ТС—»ГЗ происходит в плоскости залегания ГЗ, что соответствует двумерной модели Фишера). При этом g - объемная доля «дефектов» (ГЗ) будет порядка единицы. Таким образом, по отношению к диффузии по ТС будет также применима классификация [82], при этом оказывается, что последовательность режимов диффузии имеет переход С—»Di на самых ранних временах диффузионного отжига 1 с, так что можно говорить вообще об отсутствии режима типа С в этом случае. К подобному заключению пришли и авторы работы [87]. Учет обмена ГЗ-дефект зерна, вероятней всего, будет влиять незначительно за время диффузионного отжига, на что указывалось нами при рассмотрении модели диффузионного процесса с доминированием массопереноса по ГЗ. В данном случае, однако, более значительную роль будет играть возможное взаимодействие (пересечение) диффузионных потоков по ГЗ от соседних ТС, что приведет к ситуации, качественно схожей с возникновением режима А по классификации [85] для ультрамелкозернистых поликристаллов. В этом случае концентрационный профиль описывается формулой (1.21) где DefrqGDb (или DejrqGTjDTj для диффузии по ТС), G - отношение объемной доли непрерывной сетки дефектов, осуществляющей основной диффузионный массоперенос, к объемной доле сетки дефектов, по которой происходит отток диффузанта (для объемной диффузии оттока G=sS/d [82], для оттока ГЗ-(дислокации, субграницы) G=5/(gd), для случая диффузии ТС—»ГЗ (g=l) Grj=d/d). Если принять, что расстояние между ТС составляет d (размер зерна в НС Ni), то переход от режима DI TJ к A Tj происходит в момент времени t=d2/Db. Таким образом, при диффузии по ТС последовательность реализуемых в эксперименте режимов выглядит так: DifTj- А Тj. Качественно (с точностью до коэффициентов) определение режима А Т свелось к модели Харта и соответствующей диффузионной кинетике А (формула 1.3), с отличием лишь в формальной замене объемной диффузии на зернограничную, а зернограничной - на диффузию по тройным стыкам. Значительные количественные отличия могут возникать в том случае, если большая объемная доля тройных стыков будет заполнена остаточной пористостью материала с возможностью перколяции. В этом случае «диффузионное сечение» тройного стыка будет составлять STJ=2nbr, где г - диаметр поры. Коэффициент GTJ будет составлять величину 2nsr/d, где s - коэффициент сегрегации диффузанта-примеси на свободной поверхности. Даже в случае изотопов вклад составляющей 2nsr/d-Ds (поверхностной диффузии!) в эффективный коэффициент диффузии может быть очень велик, при этом эффективный коэффициент становится «структурно-чувствительным»: появляется его обратно-пропорциональная зависимость от размера зерна.
Реализацию режима диффузии по тройным стыкам А ТJ достаточно полно отражает диаграмма, приведенная на рисунке 1.11. Характерными чертами такой диффузии будет являться квадратичная зависимость логарифма концентрации диффузанта от глубины, свойственная для режима С, а также зависимость диффузионного пути от корня квадратного из времени. Однако рассчитываемый коэффициент диффузии будет значительно превосходить зернограничный, при этом параметры диффузии будут соответствовать поверхностной, что неоднократно наблюдалось во многих сериях экспериментов.
Фазово-структурное состояние сплава Ti-0,7Si-0,1C
Сопряжение ГЦК и ГПУ решеток по плотноупакованным плоскостям 10001)(111) специальным образом не рассматривалось в литературе, однако по принципу оно не противоречит хорошо известному ориентационному соотношению Курдюмова-Закса для ГЦК и ОЦК решеток. Для титановых сплавов соотношение [2110][011] в литературе называется соотношением Блэкбёрна [140], который впервые описал распад твердого раствора на основе ГПУ решетки в алюминиде титана при реакции а—ж2+у. При этом Блэкбёрном было высказано мнение, что механизм зарождения и роста частиц является диффузионным, а превращение осуществляется не посредством сдвиговой деформации, как считалось ранее [141], а консервативным движением частичных дислокаций. Доказательства справедливости теории Блэбёрна привели позднее Аиндоу и Понд [142] на основании своей топологической теории дефектов внутренних поверхностей раздела.
Таким образом, можно предположить, что процесс образования зародыша частицы карбида титана в матрице происходит путем формирования петель частичных дислокаций и расширения массивного дефекта упаковки ГЦК в ГПУ. Рост частицы – это не миграции межфазной границы, а консервативное движение частичных дислокаций.
При недостатке углерода, характерном для начальных этапов распада твердого раствора, возможно формирование нескольких устойчивых фаз нестехиометрического состава [143]. Наиболее энергетически выгодным будет зарождение той конкретной фазы, которая отвечает минимуму энергии системы с учетом избыточной энергии поверхности раздела фаз, связанной с когерентностью решеток и величиной упругих напряжений, как в частице, так и в окружающей матрице. Так, первоначально возможно формирование метастабильной ГПУ фазы, которая затем претерпевает превращение в ГЦК карбид. Вероятнее всего, в более ранней работе [69], в которой не использовалась методика высокоразрешающей просвечивающей электронной микроскопии, идентифицировать карбиды, как частицы с ГЦК решеткой, не удавалось в виду их малых размеров.
В отличие от титана, подвергнутого термообработкам (закалке и старению), в наноструктурированном материале карбиды имеют высокую дисперсность, размер которых даже после отжига при 683 К не превышает 20 нм при среднем около 5-7 нм (рис. 1.8). Однако если провести оценку способности карбидов тормозить рост зерен в классической модели Зинера [144], где размер зерен, размер частиц и их объемная доля связаны соотношением: D/d kf-1 (3.1) где k варьируется от 0,16 до 0,67 для различных материалов, то становится очевидным, что при объемной доле карбидов порядка f=310-4, размер зерна должен стабилизироваться на уровне нескольких десятков микрон.
Необходимо отметить, что модель Зинера подвергалась критике, многочисленным модификациям и уточнениям [144-146]. Так, например, согласно моделированию взаимодействия частиц с объемной долей f 510-3 Андерсоном [147] было получено соотношение D/d 4,5f-1/3. Авторами утверждается, что данная модель применима практически для любого диапазона объемной доли частиц. В работе [148] проведен анализ применимости модели Зинера к нанокристаллическим материалам, в которой также было сделано заключение о необходимости учета преимущественного расположения частиц в тройных стыках и четверных точках (пересечениях тройных стыков). В рамках данной модели размер зерна наноструктурированного титана D и размер частиц карбидов d оказываются связаны соотношением D 70d. Это может адекватно описывать стабилизацию зеренной структуры титана при низких температурах. Хотелось бы также отметить, что необходимо с осторожностью использовать классические модели торможения роста зерен (предельного размера зерна) в случае когерентных или частично-когерентных фаз. Действительно, когерентная частица в матрице при прохождении через нее (миграции) границы либо должна потерять когерентность, создавая новую межфазную поверхность (что неизбежно ведет за собой резкое увеличение энергии системы), либо должна методом растворения-конденсации (аналог механизма прерывистого огрубления) изменить пространственную ориентацию с образования вновь частично-когерентного состояния с новым растущим зерном. Следствием такого очевидного процесса будет наблюдаемая в экспериментах по авто-ионной микроскопии (3D atom probe) повышенная (в динамике) концентрация углерода в границах зерен (неравновесная сегрегация) [88]. Кроме того, при сохранении когерентности частиц не существует предельного размера зерна (по известной модели Зинера), поскольку торможение частицами границы определяет только кинетику, но не термодинамику процесса: отрыв границы от когерентной частицы практически не приводит к повышению свободной энергии системы, но требует диффузионного перераспределения элемента, стабилизирующего частицу. При этом рост зерен будет подчиняться кинетическим закономерностям лимитирующего прерывистое огрубление процесса: диффузии (массопереносу) углерода по границам зерен титана, либо растворения-выделения карбида титана. Исходя из известных литературных данных по энергии образования карбидов в матрице титана (порядка 40 кДж/моль [149]), можно выдвинуть гипотезу, что процесс растворения-выделения карбидов будет определять энергию активации роста зерен наноструктурированного титана в интервале температур ниже 623 К. Повышение температуры более 623 К, как известно из литературы, приводит к активизации зернограничного проскальзывания (внутреннего трения) и дислокационной подвижности в объеме зерен титана [57]. Вероятно, появляется альтернативный дислокационный механизм трансформации карбидов при миграции границы зерна, что приводит к ускорению роста зерен с одновременным увеличением энергии активации процесса. Дальнейшее увеличение температуры приводит к дестабилизации зеренно-субзеренной структуры и развитию процесса вторичной рекристаллизации. Это может быть ещё одной физической моделью, описывающей низкую энергию активации собирательной рекристаллизации технически чистого титана в наноструктурированном состоянии при низких температурах и наблюдения вторичной рекристаллизации указанного материала при повышении температуры отжига.
Как уже было сказано, признание углерода вредной примесью было сделано на основании исследований, указывающих на снижение ударной вязкости некоторых сплавов (например, ПТ3В) при длительной эксплуатации при повышенных температурах. С целью выяснения температурного диапазона, при котором происходит выделение дисперсных карбидов, которое может повлиять на механические свойства технически чистого титана, были проведены эксперименты по легированию титана углеродом. Материалом для исследования влияния дисперсности карбидной фазы на механические свойства послужил йодидный титан, легированный углеродом на 0,1 вес. %.
Легирование титана углеродом проводилось методом вакуумной индукционной плавки во взвешенном состоянии (метод «левитации» или «висящей капли») на установке ЭМТ 27-64 (рисунок 3.9). Метод представляет собой плавку металлического материала в вакууме без соприкосновения со стенками изложницы, когда разогрев и поддержание образца в висящем положении осуществляется за счет магнитного поля токов высокой частоты индуктора.
Формирование комплекса физико-химических свойств стеклокерамических биопокрытий путем управления их элементным и фазовым составом, а также морфологией поверхности и поровым пространством
Основная идея модификации процесса МДО с целью получения более высокого соотношения содержания кальция к фосфору и значительного повышения стойкости покрытий к растворам солей, предложенная автором, заключается в переходе от кислых к основным электролитам (изменение соотношения Са/Р непосредственно в составе электролита). Использование промышленного гидроксилапатита в этом случае не желательно, поскольку он не растворяется в щелочах и, оседая, не участвует в процессе МДО. С целью получения качественного электролита автором была предложена лабораторная схема синтеза синтетического высокочистого гидроксилапатита (ГАП) с высокой дисперсностью. Для исследований был выбран щелочной электролит, содержащий 2% KOH и 0,75% нанокристаллического гидроксилапатита.
Наноразмерный ГАП, используемый в электролите, получен методом осаждения из растворов гидроксида кальция и ортофосфорной кислоты [ПОПІ]. Уравнение реакции имеет вид: 10Са(ОН)2 + 6Н3РО4 = Саю(РО4)б(ОН)2+ 18Н2О. Степень кристалличности и размер частиц образующегося осадка гидроксилапатита зависит от условий синтеза и концентрации реагентов. Для получения наноразмерных частиц использован насыщенный раствор гидроксида кальция и разбавленная до 10-40 мас. % ортофосфорная кислота. Значение рН в насыщенном растворе гидроксида кальция составляет 12,5±0,2, при температуре - 20-25 С. При добавлении 10 % - ного раствора ортофосфорной кислоты в насыщенный щелочной раствор (прозрачный, без видимых включений) образуется хлопьевидный осадок белого цвета. Контроль прохождения синтеза проведен по изменению значения рН щелочного раствора. Для получения чистого ГАП по соотношению Са/Р близкому к значению 1,67, следует поддерживать рН в пределах 10,5+0,5. По данными рентгенофазового анализа образуется стехиометрический гидроксилапатит без примесей других кальций-фосфатных соединений. Гидроксиапатит обладает гексагональной структурой, соответствующий формуле Са5(РО4)3(ОН), пространственная группа Р63/m, параметры кристаллической ячейки: а – 9,432, с – 6,881. Данные ПЭМ (рис. 4.3) свидетельствуют о том, что изолированные иглообразные частицы ГАП, размерами не более нескольких сот нанометров в длину, являются агрегатами единичных кристаллов, диаметр которых составляет порядка десяти нанометров. Об этом же свидетельствуют данные по измерению удельной поверхности, имеющей величину от 110 до
С использованием нанокристаллического гидроксилапатита в качестве компонента электролита для процесса микродугового оксидирования [172-173] и в качестве золя для осаждения тонких золь-гель слоев были получены кальций-фосфатные покрытия на титановом сплаве ВТ6 (рис. 4.4), которые показали высокую биосовместимость (отсутствие цитотоксичности), остеокондуктивные и остеокондуктивные свойства [51-52]. В Приложении М приведен акт биологических испытаний образцов титановых сплавов с биоактивным покрытием, которые были проведены во ФГУ «МНИОИ им.П.А.Герцена Росмедтехнологий». В исследованиях in vitro установлено отсутствие токсичности образцов с биоактивными покрытиями и наличие выраженных матриксных качеств поверхности: фибробласты человека обладали высокой адгезивной и пролиферативной активностями.
В дальнейшем автором были проведены исследования солевой коррозии полученных методом МДО покрытий на наноструктурированном титане марки ВТ1-0 в электролите, содержащем нанокристаллический ГАП [53]. Образцы после нанесения покрытий не подвергались отжигу для сохранения наноструктурированного состояния технически чистого титана, при этом покрытия были представлены в основном рентгеноаморфной фазой (биостеклом).
Исследуя коррозионную стойкость покрытий, на первом этапе проводили обработку образцов в кислоте для удаления кристаллической и частично аморфной фазы кальций – фосфатных соединений, преимущественно гидроксилапатита. В качестве растворяющего агента в результате предварительных экспериментов была выбрана 0,1 М соляная кислота.
Для проведения экспериментов in vitro, моделирующих поведение имплантата в биологических средах и живом организме, часто используют физиологические растворы. В соответствии с ГОСТ Р 52770-2007 для изделий внутреннего протезирования в качестве модельной среды выбран 0,9%-ный раствор хлористого натрия. Эксперименты были проведены в соответствии с ISO 10993-5 (1992).
Исходные образцы имеют развитую систему пор, частично заполненную кальций - фосфатными соединениями, преимущественно гидроксилапатитом (рис. 4.5 а). Средняя толщина покрытия составляет около 20 мкм; а средний диаметр открытых пор – 3-5 мкм (рис. 4.5, б). На изображении поперечного среза покрытия видно наличие выраженной системы закрытых пор, имеющих округлую форму со средним диаметром 1,5 мкм. Наблюдается преобладание закрытой пористости, при этом открытые поры имеют форму канальцев. Отличительной особенностью является наличие вытянутых закрытых пор на границе образец-покрытие, расположенных горизонтально относительно оси образца. Несмотря на пористость, адгезионная прочность комбинированных биоактивных МДО-покрытий к наноструктурному титану составляет не менее 20 МПа.
После выдерживания образцов в 0,1 М HCl система пор становится более выраженной за счет удаления свободной кристаллической фазы гидроксилапатита и других кальций-фосфатных соединений, образовавшихся в результате формирования оксидного слоя (рис. 4.6, а, б). При этом средняя толщина покрытия остается неизменной. По сравнению с необработанным образцом, более выраженной становится система открытой пористости. При этом средний диаметр кратеров пор увеличивается с 1,5 мкм до 3-5 мкм. Следует отметить, что сложную конфигурацию приобретают открытые поры, увеличивается их размер, а также открываются новые поры на поверхности покрытия. Внутренняя пористость при этом остается неизменной.
Похожие диссертации на Структурно-фазовые превращения и формирование свойств наноструктурированного титана и пористых биоактивных покрытий
