К настоящему времени известны
следующие способы вызвать обратимый эффект памяти формы в
сплавах:
1) деформация мартенситной
фазы выше определенного предела; 2) деформация образца, находящегося в
состоянии исходной фазы, превышающая деформацию, при которой возникает
мартенсит деформации; 3) деформация образца в состоянии исходной
фазы, охлаждение его до Т ниже Ms в стесненном
состоянии и выдержка в течение длительного времени под напряжением;
4) деформация образца в мартенситной фазе, нагрев его в стесненном
состоянии, в результате чего происходит обратное превращение; 5)
образование дисперсных выделений в исходной фазе с последующей деформацией
образца.
Можно отметить следующие
принципиальные особенности указанных методов. Внутри высокотемпературной
исходной фазы, которая должна быть первоначально гомогенной (это
обеспечивается восстановлением формы в результате обратного превращения
при нагреве), каким-либо способом вызывают возникновение поля внутренних
напряжений и управляют мартенситным превращением, происходящим при
охлаждении. При применении способов 1, 2, 3 поле внутренних
напряжений вызывается необратимыми дефектами, такими как дислокации,
связанные с деформацией. При применении способов 4 и 5 поле
внутренних напряжений обусловливается выделениями второй фазы и стабильным
мартенситом деформации, который не подвергается обратному превращению
даже при нагреве.
Известно, что в сплавах Ti—Ni
до настоящего времени обнаружили обратимый эффект памяти формы при
применении способа 1, однако сообщается, что по сравнению с обратимым
эффектом памяти формы в сплавах Си—Zn—Al, возникающим при применении
способа 4, степень изменения формы мала, а регулирование эффекта
затруднено.
При быстром охлаждении сплавов
Ti—Ni, имеющих избыточную концентрацию никеля по сравнению с
эквиатомным составом, из высокотемпературной однофазной области.при
увеличении концентрации никеля Ms значительно
понижается. В сплаве Ti — 51 % (ат.) Ni Ms «—90 °С, а в
сплаве Ti —52% (ат.) Ni — ниже температуры жидкого азота. Применение
этих сплавов в качестве специальных материалов ограничивается
возможностью использования их псевдоупругости превращения или областью
чрезвычайно низких температур. Однако если эти сплавы подвергнуть
старению при 7"< 550 °С, то избыточный Ni переходит в чрезвычайно
дисперсные выделения, концентрация никеля в матрице уменьшается,
повышается Ms,
между исходной фазой, имеющей упорядоченную структуру типа CsCI,
и мартенситной фазой, имеющей моноклинную структуру, выделяется
промежуточная фаза, имеющая ромбическую гранецентрированную структуру, и
наблюдается описанное ранее двух-ступенчатое превращение. Как и
в других сплавах, дисперсные частицы в начальный период выделения имеют с
матрицей межфазную границу, характеризуемую когерентной деформацией. Это
обусловливает поле внутренних напряжений, достаточное для управления
мартенситным превращением в исходной фазе. Но и превращение исходной фазы
в
