29

Universitatea Tehnica ,,Gheorghe Asachi ,, din Iasi Facultatea de Mecanica

MATERIALEINTELIGENTE Proiect Materiale Inteligente cu memoria formeiProf.coorodnator :Monica Lohan CUPRINSIntroducere Scurt istoric

INTRODUCEREIngineria este tiina sau arta de a produce cu economie i eleganaplicaii practice ale cunotinelor dobndite prin tiinele exacte [1].Principala reuit a aplicaiilor inginereti pe lng un designcorespunztor, capabil s fac produsul respectiv ct mai atractiv [2] estelegat de capacitatea de-a funciona n mod corespunztor n cele maivariate condiii de exploatare. Din acest motiv, inginerul proiectant trebuies ia n calcul scenariul celui mai nefavorabil caz, legat att de calitateamaterialelor din componena produsului ct i de condiiile de exploatare aleacestuia. Rezult un produs cu coeficieni foarte mari de siguran, ceea ceimplic un surplus al consumului de mas i de energie. n plus, nproiectarea clasic nu exist nici o metod care s permit anticipareacomportamentului la oboseal a unui anumit produs, fabricat dintr-unmaterial dat, naintea ruperii catastrofale. Toat experiena acumulat nacest domeniu se bazeaz pe observaiile efectuate dup rupere, cnd estentotdeauna prea trziu, dac s-au pierdut bunuri materiale sau mai ales vieiomeneti [1].Pentru a elimina inconvenientele de mai sus, s-au cutat modaliti decreare a unor funcii de legtur ntre material i sistem, dup modelulsistemelor vii. Pornind de la ideea c sistemele vii nu fac distincie ntremateriale i structuri, s-a dezvoltat noiunea de sistem material inteligent[1]. Materialele inteligente ncorporeaz caracteristicile de adaptabilitate ide multifuncionalitate, fiind capabile s prelucreze informaiile, utilizndexclusiv caracteristicile intrinseci ale materialelor [3].Inteligena artificial, care poate fi modelat prin simulare pecalculator, implic cinci caracteristici de baz: 1-senzitivitatea; 2-impresionabilitatea (memorie); 3-modificabilitatea (adaptare i nvare); 4-activitatea (realizare de sarcini i aciuni) i 5-imprevizibilitatea (posibilitatede abatere de la experiena anterioar). Totui, manifestrile inteligeneiartificiale nu pot fi privite drept produse ale contiinei artificiale, deoareceaceasta nu poate fi nc modelat [4]. Preocuparea de-a crea inteligenartificial a pornit de la noiunea de structur adaptiv. Spre deosebire destructurile convenionale, care au doar rolul de-a suporta sarcinile statice idinamice, structurile adaptive i pot modifica caracteristicile n funcie desolicitri, putnd face fa, de exemplu unor modificri de form.

Scurt istoric

Preocuparea de-a crea structuri adaptive dateaz de cel mult doudecenii [5]. Primele eforturi n acest sens s-au semnalat la nceputul anilor'80, cnd S.U.A. au sponsorizat cercetrile de integrare a proiectoarelorluminoase n nveliul exterior al avioanelor de lupt. A rezultat "Programulnveliului Inteligent" (Smart Skin Program) care s-a derulat timp deaproape un deceniu. Ulterior, cercetrile s-au extins n mod considerabil darau fost axate tot pe tehnologiile aeronautice i spaiale.In Japonia eforturile au fost, de la bun nceput, axate pe dezvoltareabine structurat i pe scar larg a materialelor multifuncionale. n 1985 s-anfiinat "Forumul Sticlei Noi" (New Glass Forum) destinat dezvoltrii demateriale ceramice senzoriale, prin modificarea proprietilor chimice,mecanice sau optice. n 1987 forumul a fost nlocuit de "Asociaia SticleiNoi" (New Glass Association) care reunea peste 200 de companii dindiverse domenii de activitate. Ulterior au mai funcionat: "Consiliul pentruAeronautic, Electronic i alte tiine Avansate" (1987-1989) i "Ageniade tiin i Tehnologie" (nfiinat n 1989) care au reunit, pentru primaoar, specialiti din medicin, farmacie, tiine inginereti, fizic, biologie,electronic i informatic.n Germania studiul materialelor adaptive s-a axat iniial exclusiv pecontrolul vibraiilor din aero- i astronave. n 1990 aceste preocupri auatras atenia instituiilor de stat intrnd sub coordonarea Centrului deTehnologie din Dsseldorf. Acesta a organizat un colocviu, n toamnaanului 1991 cnd, n limba german, a fost adoptat termenul de"adaptronic" [6].

2. MATERIALE CUMEMORIA FORMEIDup ce o scurt perioad au fost numite aliaje cu memoriepiezomorfic, termomorfic sau feroelastic [17], aliajele cu memoriaformei au fost cunoscute la nceputul anilor 70 sub denumirea demarmem-uri (care sublinia legtura dintre martensit i memorie) [18]. Laora actual, la aliajele obinute prin tehnologia clasic (bazat pe topireturnare-deformare) s-au adugat cele obinute prin metalurgia pulberilor iprin solidificare ultrarapid. Mai mult chiar, au aprut i o serie de materialenemetalice cu memoria formei care cuprind: 1-materiale ceramice, cum ar fibioxidul de zirconiu policristalin stabilizat, 2-polimeri, cum ar fipolielectroliii cu grupuri ionizabile [19] sau hidrogelurile polimerice cureele interpenetrante [16] i materiale compozite [20]. n aceste condiii, s-ageneralizat denumirea de materiale cu memoria formei.

2.1 Apariie i dezvoltareSe consider ca istoria materialelor cu memoria formei a nceput n1932, odat cu descoperirea unui aliaj Au-Cd care prezenta la temperaturacamerei o elasticitate surprinztoare de aprox. 8 % - care a fost numit de"tip cauciuc" [17]. Efectul propriu-zis de memoria formei a fost descoperitmai nti la Au-Cd n 1951 i apoi la In-Tl n 1953. La acestea s-au adugati alte aliaje neferoase dintre care cele mai importante sunt: Cu-Zn (1956),Ti-Ni (1963), Cu-Al-Ni (1964) [21] i Cu-Zn-Al (1970) [22] precum i oserie de aliaje feroase cum ar fi: Fe-Mn-Si [23], Fe-Ni-Co-Ti i Fe-Ni-C[24].Prima aplicaie a materialelor cu memoria formei a fost expus n1958 la Trgul Internaional de la Bruxelles. Este vorba despre un dispozitivciclic de ridicare acionat de un monocristal de Au-Cd care ridica o greutatedac era nclzit i o cobora dac era rcit [17].Primele experimente legate de fenomenele de memoria formei(pseudoelasticitate, efect simplu de memoria formei, efect de memoriaformei n dublu sens, efect de amortizare a vibraiilor, efectepremartensitice, etc.) au fost efectuate pe monocristale. Cum monocristalelealiajelor pe baza de cupru se obin mai uor, acestea au fost materialeleexperimentale care au permis, n anii 70, stabilirea att a originii7microstructurale a fenomenelor de memoria formei ct i a legturii dintreacestea i transformarea martensitic [21]."Vedeta" materialelor cu memoria formei este n mod incontestabilaliajul NITINOL, numit astfel dup Ni-Ti i Naval Ordnance Laboratory(actualmente Naval Surface Warfare Center) locul unde a fost descoperit[25]. Aliajul Ni-Ti prezint n stare policristalin excelente caracteristicilegate de fenomenele de memoria formei, cum ar fi capacitatea denmagazinare a energiei elastice la ncrcarea izoterm (42 MJ/m3) saudeformaiile maxime care pot fi recuperate n cadrul memoriei mecanice (10%) sau termice (8%). S-a calculat c n 50 l de Nitinol se poate nmagazinatot atta energie ct n motorul unei maini.n anii 80 s-a manifestat cea mai intens activitate legat de inventicaaplicaiilor materialelor cu memoria formei, media numrului de breveteprezentate la nivelul deceniului respectiv fiind de dou pe zi [26]. Ulterior,preocuparea de-a gsi noi aplicaii pentru aceste materiale "revoluionare"considerate drept o "soluie care i caut problema" [27] s-a redus n modsimitor, numrul total de cereri de brevete depind de-abea 15000 n anul1996 [21].Compania american RAYCHEM a fost timp de 20 de ani liderulmondial absolut al industriei materialelor cu memoria formei. n anii 90compania i-a limitat activitatea, n mod exclusiv, la colaborarea cuPentagonul.Strnit de americani, interesul pentru aceste materiale s-a transmis mainti marilor companii transnaionale cum ar fi General Electrics, IBM,Boieng, Texas Instruments sau General Motors [20] i apoi altor ri din"Zona Pacificului" Japonia China, Taiwan, Australia [28]. n Europaprimele dispozitive electrice acionate prin materiale cu memoria formei aufost produse de firma elveian ASEA BROWN BOVERY (1970). La oraactual se consider ca rile europene cele mai implicate n industriamaterialelor cu memoria formei sunt Frana (unde societatea IMAGOproduce exclusiv dispozitive pe baz de Cu-Zn-Al) i Germania [20].n Romnia nu se poate vorbi, din pcate despre o "industrie" amaterialelor cu memoria formei, dei exist firme care comercializeaz deexemplu tuburi din polimeri termocontractabili pentru conductorii electricide for sau rame de ochelari din metale cu memorie. Din punct de vedereal cercetrii, ns, se poate vorbi despre un mult mai viu interes, mai ales nmarile centre universitare (Bucureti, Timioara, etc.) printre care i Iai. LaIai cercetrile au demarat n 1994 la Facultatea de tiina i IngineriaMaterialelor de la Universitatea Tehnic "Gh.Asachi", de unde s-au extins8mai nti la alte faculti i apoi la alte instituii, att de nvmnt superior(cum ar fi Universitatea de Medicin i Farmacie) ct i de cercetare, cum arfi Institutul Naional pentru Cercetare-Dezvoltare n Fizic Tehnic. Listaaliajelor cu memoria formei (AMF) este impresionant [29, 30] ns de uzcomercial au devenit numai aliajele pe baz de Ni-Ti, Cu-Zn-Al, Cu-Al-Nii Fe-Mn-Si [28].Principalul fenomen care a fost pus n legtura cu comportamentul dememoria formei este cunoscut de peste 100 de ani i perpetueaz amintireailustrului metalograf german Von Martens transformarea martensitic2.2.2.2 Aliaje pe baz de aur, cu memoria formeiAa cum s-a menionat, aurul formeaz soluii solide de tip faz atunci cnd este aliat cu elemente din grupele II, III sau IVB. Compusulintermetalic electronic de tip , care reprezint solventul acestor soluiisolide, este n general echiatomic (ex.: AuCd, AuMn, CuAu, AuCa, AuTi). n continuare sunt descrise transformrile martensitice din cele treialiaje de baz de aur menionate n Tabelul 2.1.Aliajele Au-Cd sunt materialele pe care s-a observat, n 1932,comportamentul "tip cauciuc" care a fost ulterior asociat cu efectulpseudoelastic [53].Transformarea martensitic din aliajele Au-(46,5-50) %at.Cd difer nmod substanial de cea din oelurile-carbon. Pentru nelegerea acesteia seprezint diagrama de echilibru din Fig.2.8.

B. Aliajele Au-Mn, cu (50-53) %at.Mn prezint dou transformrimartensitice, conform Tabelului 2.1. Diagrama de echilibru a sistemului Au-Mn este prezentat n Fig.2.12.

Diagrama de echilibru a sistemului Au-Mn Se observ c, odat cu scderea temperaturii, solubilitatea soluiilorsolide i , n soluia solid pe baza compusului echiatomic AuMn,scade iar la aprox. 6150C apare o lacun de miscibilitate, soluia solid descompunndu-se n 1 i 2. Cercetri mai recente i mai minuioaseasupra aliajelor Au-Mn de tip au artat c, n condiiile rcirii cu vitezeobinuite, lacuna de miscibilitate coboar pn la circa 2000C, rmnnd totn stare de echilibru, dup cum arat Fig.2.13(a) [60].Fig.2.13(b) prezint un detaliu al lacunei de miscibilitate, sub careapar martensitele tetragonale '2 (c/a1), ntre 50 i 53 %at.Mn [61].

Lacuna de miscibilitate, schematic, a soluiei solide din Au-Mn: (a) fragment dindiagrama de echilibru obinut n condiiile rcirii normale; (b) detaliu al lacunei demiscibilitate ilustrnd formarea martensitelor tetragonale 'b2 i ''b2 [60]Aliajele Au-Cu-Zn prezint particularitatea dublei ordonri aaustenitei. Aceasta se transform mai nti din A2 n B2 i apoi din B2 nL21 (Heusler), dup cum arat Fig.2.14(a), unde este redat o seciune la 45%at. Zn prin diagrama ternar Au-Cu-Zn.S-a constatat c temperatura maxim de ordonare a austenitei 1 (L21)este atins la concentraia stoechiometric CuAuZn2. Cercetrile au artat cFig.2.14

Particularitile transformrii martensitice termoelastice din aliajele Au-Cu-Zn: (a)seciune schematic la 45 % at. Zn prin diagrama de echilibru a sistemului Au-Cu-Zn: (b) dependena temperaturii critice As de concentraie, la dou aliajepseudobinare]S-a constatat c temperatura maxim de ordonare a austenitei 1 (L21)este atins la concentraia stoechiometric CuAuZn2. Cercetrile au artat cstructura martensitei este mixt, 18R+2H, cu configuraie atomic ordonati substructura format din macle i defecte de mpachetare [62].Variaia temperaturii critice As cu compoziia, redat n Fig.2.14(b),arat c valoarea maxim este atins la aceeai concentraie ca nFig.2.14(a).2.2.2.3 Aliaje pe baz de argint, cu memoria formeiArgintul formeaz soluii solide de tip cu acelai tip de elementechimice ca i aurul. Cel mai reprezentativ aliaj cu memoria formei (AMF)pe baz de argint este Ag-Cd.

Aliajele Ag-Cd, cu 44-49 %at. Cd, prezint o transformaremartensitic n dou trepte ale crei particulariti au fost ilustrate nFig.2.15. Fig.2.15(a) red regiunea de stabilitate, din diagrama de echilibru,a soluiei solide (A2) care se descompune eutectoid la 4400C. Se remarcprezena soluiei solide , ntr-un domeniu intermediar de temperatur situatntre 4700C (unde se obine printr-o transformare peritectoid) i 2300C(unde se descompune eutectoid n 1 i '). Soluia solid 1, format princompunerea peritectoid a soluiilor solide i la 4400C, reprezintaustenita ordonat cu celula elementar B2 [63] i parametrul de reea a =0,331 nm [64]. Pentru ca transformarea martensitic s se produc i s fieevitat transformarea masiv [65] sau cea bainitic [66], trebuiesc aplicaterciri energice, pn n domeniul criogenic. n aceste condiii, n cazulaliajului Ag-45 %at.Cd,. se formeaz la 100C o martensit intermediar ''2 ,ortorombic cu baze centrate care, la 1750C, se transform n martensitatermoelastic '2 (2H) cu microstructura descris n Fig.2.15(b) i (c).Fig.2.15(b) ilustreaz morfologia celor ase grupuri auto-acomodantede variante de plci de martensit termoelastic dispuse simetric, cte patru,n jurul cte unui plan de tip {110} 1 .Fig.2.15(c) arat c variantele de plci de martensit aparin familieide plane {331} 1 i pot fi induse prin aplicarea unei tensiuni de ntindere .Cea mai mare dezvoltare au cptat-o grupurile VI si I care formeazunghiurile cele mai apropiate de 450C, cu axa tensiunii aplicate [65].2.2.2.4 Aliaje pe baz de titan-nichel, cu memoria formeiDin cauza fazelor metastabile, care apar la temperaturi intermediare,diagrama de echilibru a sistemului de aliaje Ti-Ni nu este completFig.2.15definitivat [21]. n Fig.2.16 este prezentat o poriune din diagramsemnificativ pentru faza de la temperaturi mai mari de 6000C.Se observ c faza este o soluie solid pe baza compusului intermetalicelectronic, echiatomic, TiNi care cristalizeaz primar la 13800C.Descompunerea eutectoid a fazei necesit recoaceri foarte lungi ns larecoaceri obinuite, la 6000C, se produce precipitarea compuilor TiNi3 sauTi2Ni3.Fig.2.16Fig.2.18 conine trei termograme, obinute prin calorimetriediferenial cu baleiaj, care prezint efectele temperaturii de la recoacerea derecristalizare asupra unui aliaj Ti-Ni, aproape echiatomic, laminat la recei recopt. Fig.2.18Dup laminarea la rece, s-au aplicat recoaceri de recristalizare n intervalul600-1173 K, cu menineri de 1 or. S-a constatat c pragul de recristalizare afost de 860 K. Dup cum arat termograma din ultimul plan, recoacerea latemperaturi mai mari dect cea de recristalizare a redus densitatea dedislocaii rmase dup ecruisare, deci a defavorizat transformarea de faz R.Efectul recoacerii de recristalizare asupra unui aliaj Ti-Ni, aproape echiatomic,ecruisat [75]Transformarea martensitic, att direct (Ms = 305 K, Mf = 293 K) ct iinvers (As = 323 K, Af = 336 K) este bine evideniat i are un histerezistermic (Af-Ms) de 31 K. Recoacerea la temperaturi doar cu puin inferioarepragului de recristalizare nu produce eliminarea complet a strii ecruisate.Din acest motiv este reinut o densitate relativ mare de dislocaii careinhib transformarea martensitic direct, deplasnd-o spre temperaturi multmai sczute (Ms = 274 K, Mf = 261 K). n locul ei, dup cum arattermograma din mijlocul Fig.2.18 care este reprezentativ pentrutransformarea aliajelor recoapte n acest domeniu de temperatur, s-a produstransformarea de faz R la rcire, ncepnd cu Rrs= 304 K i terminnd cu Rrf = 296 K. La nclzire s-a produs doar transformarea martensitic invers (As = 314 K, Af = 327 K) care a fost doar puin deplasat spre temperaturimai mici. Din acest motiv histerezisul transformrii martensitice a crescut laAf-Ms = 53 K. Scznd i mai mult temperatura recoacerii de recristalizares-a constatat o inhibare i mai puternic a transformrii martensitice directe.Astfel, dup o recoacere de recristalizare la temperatura de 726 K rezulttermograma din prim-plan. Se observ transformri n dou trepte att larcire ct i la nclzire. La rcire s-a produs mai nti o transformare defaz R direct, la temperaturi ceva mai ridicate (Rrs= 316 K, R rf = 305 K)i apoi o transformare martensitic direct incomplet care ncepe la Ms =253 K. La nclzire apare i transformarea de faz R invers care ncepe laRs= 297 K i se suprapune peste transformarea martensitic invers care iasfrit la Af = 326 K. Aadar, reducerea temperaturii de recoacere a permisreinerea unei densiti mai ridicate de dislocaii care au inhibattransformarea martensitic direct. Recoacerile de recristalizare aplicate latemperaturi mai mici de 673 K au dus la suprimarea transformriimartensitice directe [75].Efectele ciclrii termomecanice asupra transformrii de faz R suntilustrate n Fig.2.19, n cazul unei srme din aliaj Ti-50,2 %at. Ni, alungitsub o tensiune constant de 200 MPa. n Fig.2.19(a) se constat ctransformarea de faz R direct, produs ntre R s1 i R rf1 este nsoit de oalungire de cca. 0,4 %. La continuarea rcirii, se produce transformareamartensitic direct ntre 'Ms1 i 'Mf1 (indicele prim indicnd influenatensiunii mecanice aplicate, care mrete temperaturile critice). Dac ntimpul rcirii se produce o transformare martensitic complet, transformarea de faz R nu se mai produce la nclzirea ulterioar din cauza stabilizrii martensitei n ciclul 1 (cu linie ntrerupt).

Ciclul 2 (cu linie-punct) arat c transformarea de faz R se poate producentre Rs2 i R f 2 numai dac transformarea martensitic direct a fostincomplet (rcirea sub sarcin fiind ntrerupt ntre Ms i Mf). Atunci cndtransformarea martensitic este suprimat total, se poate o transformare defaz R perfect reversibil ca de exemplu bucla nchis (haurat)caracterizat prin alungiri recuperabile de 0,8 % i un histerezis termic deordinul gradelor, care nu se modific nici chiar pe parcursul a 5105 cicluri.Dac ciclarea termic este complet, dup cum se observ din Fig.2.19(b),transformarea de faz R nu mai poate fi pus n eviden [72].2.2.2.5 Aliaje pe baz de cupru, cu memoria formei

Dup cum s-a artat n Tab.2.1, principalele aliaje cu memoriaformei pe baz de cupru (devenite de uz comercial) sunt cele de tip Cu-Al-Ni i Cu-Zn-Al.A. Aliajele de tip Cu-Al-Ni s-au dezvoltat, datorittermoelasticitii martensitei, sub formele comerciale Cu-Al-Ni-X sau Cu-Al-Ni-Mn-X, unde X este un element de aliere, cu rol de finisare a structurii[87]. Diagramele de echilibru reprezentative sunt redate n Fig.2.28.Fig.2.28(a) prezint o regiune din diagrama de echilibru a sistemului binarCu-Al, care st la baza acestor aliaje.

Faza , pe baza compusului intermetalic Cu3Al, reprezint austenita care, larcire foarte lent, se descompune eutectoid la 5700C [88] rezultnd osoluie solid izomorf cu cuprul (, cfc) i o soluie solid pe bazacompusului intermetalic de tip electronic Cu9Al4 (2, cub complex cu 52 deatomi pe celul elementar) [89]. La rcirea cu viteze obinuite, austenita (A2) se ordoneaz devenind 1 (D03), la cca. 5250C [90]. Acelai lucru sentmpl i cu soluia solid care se ordoneaz la distan scurttransformndu-se n 2 [91]. La continuarea rcirii obinuite a austeniteiordonate 1 se pot produce dou transformri martensitice n urma crora seobin martensitele '1(sub 13 %Al) sau '1(peste aproximativ 12,4 %Al)[92]. n Fig.2.28(a) s-a prezentat i variaia punctului critic Ms, de nceputde transformare martensitic, n funcie de coninutul de aluminiu. Se poateconstata c valorile lui Ms sunt foarte ridicate, aliajele (hiper)eutectoide careprezint interes avnd puncte de transformare situate ntre 100-4000C [88].n plus, precipitarea fazei 2, extrem de dur, nu poate fi suprimat nici chiarprin rcire brusc. Pentru a elimina inconvenientele de mai sus, s-a recurs laalierea cu Ni. Dup cum arat Fig.2.28(b), n urma introducerii nichelului,eutectoidul se deplaseaz la cca. 14 %Al, concentraie creia i corespunde otemperatur critic Ms n vecintatea temperaturii ambiante [21].A.1 Aliajele Cu-Al-Mn sufer o transformare martensitic industermic asemntoare cu cea din Cu-Al-Ni ns frecarea intern este mult maimare [97].A.2 Aliajele Cu-Al-Ni-Mn au rezultat, n primul rnd, din dorinade a obine o clas de AMF comerciale cu temperaturi critice detransformare mai mari de 373 K si cu deformabilitate asemntoare cu cea aaliajelor Cu-Zn-Al [98]. Efectul adiiei de pn la 2 % Mn const dinsuprimarea descompunerii eutectoide a austenitei ceea ce duca la: (i)creterea deformabilitii, datorit dispariiei precipitatelor fragile de 2 i(ii) reducerea vitezei critice de producere a transformrii martensitice [99].Temperaturile de transformare sunt puternic influenate de viteza de rcire,crescnd cu zeci de grade la scderea acesteia [87]. n urma laminrii unuialiaj Cu-12Al-5Ni-3Mn (%) au rezultat plci principale de martensitdispuse pe direcia de laminare. Transformarea martensitic a aliajului esteilustrat n Fig.2.30, prin intermediul variaiei rezistenei electrice n funciede temperatur.

Rcind aliajul sub efectul unei tensiuni de ntindere, s-a constatatformarea unor plci secundare de martensit, dispuse la 450 fa de celeprincipale (direcia de laminare) [100]. Cu toat orientarea preferenial amartensitei, care joac un rol foarte important n cadrul procesului deeducare (deci la obinerea efectului de memoria formei n dublu sens)grunii cristalini ai aliajelor Cu-Al-Ni-Mn sunt relativ mari, reducnddeformabilitatea materialului.A.3 Aliajele Cu-Al-Ni-Mn-Ti, denumite Cantim dup elementelechimice din componena lor, au rezultat prin introducerea a cca. 1 %Ti,pentru finisarea structurii. Compoziia chimic tipic a aliajelor Cantim esteCu-12Al-5Ni-2Mn-1Ti (%) [98]. Transformarea martensitic dintr-un aliajCu-11,9 %Al-5 %Ni-2 % Mn- 1 %Ti, cu mrimea medie a grunilor deaustenit de cca. 40 m, este ilustrat n Fig.2.31

Punctele critice se determin prin calorimetrie diferenial cu baleiaj.n plan vertical s-a reprezentat variaia microduritii, sub o sarcin deapsare a penetratorului de 125 g, la un ciclu de nclzire-rcire. La rcire(care a fost marcat prin sgei pline) se observ o foarte bun concordanntre cele dou metode, temperaturile Ms i Mf avnd aceleai poziii. Lanclzire (marcat prin sgei goale) s-a constatat c duritatea s-a meninutsczut chiar i dup declanarea transformrii martensitice inverse. Acestfenomen a fost atribuit producerii unei noi transformri martensitice subefectul presiunii exercitate de penetratorul piramidal din diamant, utilizat ladeterminarea microduritii. Se observ c microduritatea nu crete ntrepunctele As i Af (marcate cu ptrate goale) cum ar fi normal, ci latemperaturi mai mari dect Af , dup ce austenita s-a stabilizat [101].Mecanismul transformrilor martensitice induse prin tensiune va fi prezentatn seciune a 2.3.1, deoarece aceste transformri sunt legate de memoriamecanic. Trebuie menionat c martensita '1, poate fi indus i printensiune, n timpul unei solicitri de compresiune, printr-un mecanismmicrostructural identic cu cel din cadrul transformrii induse termic [102].B. Aliajele pe baz de Cu-Zn-Al sunt derivate din aliajele Cu-Zn,unele dintre cele mai vechi aliaje cu memoria formei. Regiunile destabilitate a fazei , din diagramele de echilibru, mpreun cu variaiilecorespunztoare ale punctului critic Ms sunt schematizate n Fig.2.32.

Fig.2.32(a) se refer la sistemul binar Cu-Zn. Temperatura critic Msvariaz de la cca. 4,40C pn la 1000C. Valoarea maxim se obine pentruconcentraia de 37,65 %at. Zn, care corespunde cantitii minime de zinc asoluiei solide din domeniul monofazic [103] iar valoarea minim pentruconcentraia de 40 %at. Zn [88]. Ca i la aliaje Cu-Al, soluia solid (pebaz de compus intermetalic electronic echiatomic, CuZn, cu structuracristalin A2) se ordoneaz. Rezult austenita ordonat 2 (B2) care seformeaz ntre 454 i 4680C. La rcire lent, din 2 precipit soluiile solidede echilibru (cfc) i (pe baza compusului intermetalic Cu5Al9, cubiccomplex, cu 52 de atomi pe celul elementar). La rcire brusc sau prinaplicarea unei tensiuni externe, se obine martensita '2 (3R) de culoare roz[104]. Transformarea martensitic indus termic n aliajele Cu-Zn esteilustrat n Fig.2.33.

Fig.2.33(a) reprezint variaia cantitii de martensit cu temperatura, ncazul aliajului Cu-39,2 %Zn [20]. Cantitatea de martensit '2 a fostdeterminat prin difracie de raze X. Martensita '2 este tetragonal cu fee centrate, cu parametrii de reea a = 0,375 nm i c = 0,354 nm. 49 este reprezentat variaia rezistenei electrice cu temperatura la un aliaj Cu-37,65 %at. Zn (aprox. Cu-38,3 %Zn) [103]. Comparnd curbele de variaie arezistenei (rezistivitii) electrice cu temperatura, pentru aliajele Au-Cd, Ti-Ni-Fe, Ti-Ni-Cu i Cu-Al-Ni-Mn, din Fig.2.10, 2.20(c), 2.27(a) i respectiv2.30, se constat c n primele dou cazuri rezistena electric a martensiteieste mai mic dect cea a austenitei iar n ultimele dou rezistenamartensitei este mai mare. Aceast a doua situaie este ntlnit i nFig.2.33(b).2.2.3.1 Aliaje pe baz de indiu, cu memoria formei

Aliajele cu memoria formei pe baz de indiu (In-Tl, In-Cd, etc.) facparte din aa-numitele aliaje exotice [27].A. Aliajele In1-xTlx (x = 18-27 %at.) sunt cunoscute ca membre alefamiliei AMF nc din 1953 [129], fiind primele la care s-a constatatmobilitatea extrem de ridicat a limitelor maclelor de transformare, subefectul unei tensiuni mecanice aplicate. Diagrama de echilibru a sistemuluide aliaje In-Tl este prezentat schematic n Fig.2.48.Soluia solid , pe baz de Tl cu reea cvc i parametrulcristalografic a=0,383nm, se descompune eutectoid, la 300C, ntr-o soluiesolid (hc), izomorf cu Tl i o soluie solid , izomorf cu In. Soluiasolid (cfc) are parametrul de reea a=0,4749-0,4795 nm, n funcie decompoziia chimic [89].Transformarea martensitic (cfc)(tfc) se produce chiar i larciri cu viteze obinuite. Din acest motiv, martensita (tfc), cu parametriicristalografici a=b=0,4599 nm i c=0,4845-4948 nm, apare i pe diagramade echilibru [132]. La rcire, n vecintatea lui Ms, se produce o nmuiereaccentuat a reelei austenitei, ceea ce face ca transformarea martensitic sfie nsoit de o forfecare i o cretere de volum extrem de reduse (0,02 irespectiv 0,01 %) avnd un histerezis de transformare de numai 4 K [62].

Fig.2.48Diagram de echilibru schematic a sistemului de aliaje In-Tl [132]Din motivele artate mai sus, chiar dac austenita nu este ordonat,ca la toate aliajele cu memoria formei prezentate pn acum, martensita din aliajele In-Tl se acomodeaz prin maclare, dup cum ilustreaz Fig.2.49.Din figur se poate observa diferena dintre forfecarea macroscopictotal I i cea de la acomodarea prin maclare, a martensitei tfc II. Benzilecare apar pe suprafaa martensitei au rolul de a reduce deformaia interfeeiaustenit-martensit (A/M) [38], diminund constrngerile la care estesupus martensita de ctre matricea austenitic [133].B. Aliajele In-(4-5) %at.Cd prezint tot o transformare martensiticcfctfc, cu un histerezis de cca. 3K. Ca i la In-Tl, austenita nu est ordonat.2.2.3.2 Aliaje pe baz de fier, cu memoria formeiAliajele pe baz de fier sunt reprezentative pentru AMF tip faz .Aceste aliaje se caracterizeaz prin morfologia n plci subiri amartensitei, rezultat ca efect al producerii prin maclare (i nu prinalunecare) a forfecrii de la transformare i al deformrii exclusiv elastice amatricei austenitice. Producerea maclrii este favorizat de urmtorii factori:

Fig.2.49Schema procesului de acomodare prin maclare a martensitei din aliajele In-Tl [38]A. Aliajele Fe-Pt, corespunztoare concentraiei compusuluiintermetalic Fe3Pt, prezint o transformare martensitic termoelasticprodus numai la rcire rapid. Din acest motiv, compusul nu apare pediagrama de echilibru a sistemului de aliaje Fe-Pt, care este considerat cusolubilitate total, dup cum arat Fig.2.50.Compusul Fe3Pt, format la rcire rapid poate atinge diverse gradede ordonare (g) n urma recoacerii. Gradul de ordonare este cu att mairidicat cu ct este mai lung perioada de meninere la temperatura derecoacere [55]. Transformarea martensitic este puternic influenatde ordonarea austenitei. Practic, s-a observat c, odat cu creterea graduluide ordonare a austenitei au loc scderi la nivelul: (i) temperaturii deechilibru termodinamic; (ii) vitezei de transformare i (iii) histerezisului termic. Aceste modificri sunt ilustrate n Fig.2.51.

Fig.2.50Diagram de echilibru, schematizat, a sistemului de aliaje Fe-Pt [52]

Au fost redate variaiile volumului de martensit n funcie de temperatur, pentru 3 grade de ordonare ale compusului Fe3Pt, n stareaustenitic: 0 (aliaj complet dezordonat), 0,57 i 0,61. La aliajul completdezordonat se observ cea mai mare vitez de transformare martensiticdirect i cel mai mare histerezis de transformare (evideniat n tabelulinclus) Af-Ms=3530C. Dei acest lucru nu reiese din Fig.2.51, transformareamartensitic netermoelastic care se produce n aliajul dezordonat estereversibil [39]. Se observ c, odat cu creterea gradului de ordonare, dela 0 la 0,61, temperatura Ms scade cu cca. 1000C iar Af cu aproximativ4000C. La aliajele Fe-Pt s-a convenit ca valoarea de 0,6 a gradului deordonare s prezinte limita peste care aliajele se consider ordonate [57].Acest grad de ordonare se obine prin recoacere (6500C/5h/cuptor) [55].Celula elementar cfc a compusului Fe3Pt ordonat, notat L12, are atomi dePt n coluri i atomi de Fe n centrele feelor. Odat cu ordonarea, apare itermoelasticitatea n cadrul creia plcile de martensit ncep s creasc laatingerea temperaturii Ms , producnd deformarea elastic a matriceiaustenitice.

Fig.2.51Influena gradului de ordonare asupra transformrii martensitice din aliajul Fe3Ptaflat n stare iniial clit (1173K/1h/ap) [57]

B. Aliajele pe baz de Fe-Ni prezint o transformare martensiticde tip (cfc) (cvc), nedurificatoare, cu un histerezis termic de cca.4000C i o forfecare apreciabil la transformare, = 0,2 [39].

Fig.2.52Schema unei plci platiform-lenticulare de martensit termoelastic din AMF Fe3Ptordonat [55]

Fig.2.53Influena gradului de ordonare asupra variaiei energiei elastice de deformare nfuncie de raportul de form, la creterea plcilor platiform-lenticulare demartensit din aliajele Fe3Pt [55]

Cinetica transformrii este, n general, atermic la nceput iizoterm la sfrit. Ponderea transformrii atermice crete odat cuprocentul de Ni, ajungnd s depeasc 80 %, la concentraii mai mari deaprox. 29 % Ni.Ca i maclele mecanice, plcile de martensit germineaz foarte lentdar creterea lor se produce brusc [38]. Fiind vorba de un proces reversibil,n ciuda forfecrii mari de la transformare, acomodarea martensitei se faceprin maclare ns din cauz c matricea nu este ordonat nu se pot formamacle propriu-zise ci doar pseudomacle [134]. O ilustrare a transformriimartensitice dintr-un aliaj Fe-30 % at. Ni este oferit de Fig.2.54 prinintermediul unei curbe rezisten electric-temperatur (R-T).

Fig.2.54Ilustrarea transformrii martensitice dintr-un aliaj Fe-30%at.Ni prin intermediulvariaiei rezistenei electrice relative n funcie de temperatur [39]Din cauza histerezisului de peste 4000C, s-a constatat c austenitaretransformat (transformarea martensitic invers se termin la cca. 4500C)difer de cea iniial (care exist la rcire pn la 300C) n ceea ce privetemicrostructura, comportamentul la recoacere i caracteristicile de rezisten mecanic [135]. Una dintre soluiile adoptate pentru reducerea histerezisuluitermic a fost alierea cu C, Co, Cr, Mn, Nb, etc.

B.1 Aliajele Fe-Ni-C, coninnd (27-31) % Ni i (0,4-0,8) % C, autemperatura Ms situat sub cea de lichefiere a azotului, -195,780C [136].Ilustrarea transformrii martensitice dintr-un aliaj Fe-30%at.Ni prin intermediulvariaiei rezistenei electrice relative n funcie de temperatur [39]74Cca. 25 pn la 70 % din martensit care n cazul acesta devine, din cubic,tetragonal cu volum centrat (tvc) se obine prin explozie (burst) ntr-uninterval de timp de ordinul milisecundelor, rezultnd o morfologie tip zigzag,ca n Fig.2,11(f) i o important cantitate de cldur ce poate ridicatemperatura probei cu peste 300C. Transformarea prin explozie estefavorizat de creterea cantitii de nichel dar numai pn la 1000C. Rcireasub aceast temperatur duce la scderea ponderii cineticii prin explozie,locul ei fiind luat de cinetica izoterm [39]. Reversibilitatea transformriidin aliajele Fe-Ni-C este ngreunat de densitatea ridicat de dislocaii i decarburile precipitate incoerent ns s-a observat c reversia se produce chiari la 1,5 % C ca, de exemplu, n cazul aliajelor Fe-10Ni-1,5 C (%) [137].Producerea reversiei, n ciuda elementelor care ar trebui s mpiediceapariia acesteia, este posibil datorit aciunii a doi factori legai deintroducerea carbonului: (i) apariia unei tensiuni inverse n matriceaaustenitic, rigidizat n urma alierii cu carbon, care-i ridic limita decurgere i (ii) formarea structurii cu macle interne a plcilor de martensitcare asigur coerena cu matricea austenitic [24]. S-a constatat c unuldintre efectele creterii cantitii de carbon este favorizarea formrii plcilorsubiri de martensit, la care contribuie creterea gradului de tetragonalitate.Aceleai observaii sunt valabile i pentru aliajele Fe-Ni-Al [21].Dezavantajele aliajelor Fe-Ni-C sau Fe-Ni-Al, cu memoria formei, suntlegate de formarea carburilor, n timpul transformrii martensitice inverse,care reduc mobilitatea interfeei A/M i de condiia imprimrii formei reci la1960C, pentru a obine martensit n plci, singura care asigur reversia naliajele pe baz de Fe-Ni. Pentru ridicarea temperaturii de formare amartensitei n plci s-a introdus cobaltul.

B.2 Aliajele Fe-Ni-Co conin adiii de Ti, Al, C, etc. i constituie ocategorie de AMF cu utilizare practic potenial. Diagrama de echilibru asistemului ternar Fe-Ni-Co, ntr-o seciune izoterm la temperatura camerei,este prezentat n Fig.2.55.Pe diagram s-au prezentat domeniile de stabilitate ale feritei (F,cvc), martensitei (, tvc), austenitei (, cfc) i fazei (hc, izomorf cu Co).Cu s-a notat martensita obinut dup rcire pn la temperatura de 1960C. Se observ c domeniul de existen a fenomenelor de memoriaformei (haurat) este relativ restrns. n urma adiiei a 4 % Ti, s-au obinutaliajele Fe-(25-33) % Ni-(10.20) % Co- 4 % Ti din care s-au pregtit probedup turnare, laminare la cald (n dou etape, cu recoacere intermediar la11500C, cu o reducere total de grosime de 60 %), omogenizare(12500C/25h/ap) i mbtrnire n stare austenitic (500 sau 6000C/ap). Fig.2.55n urma tratamentului termic de mai sus, aliajele Fe-Ni-Co-Ti capto structur complet austenitic i o granulaie medie de 0,25 mm. Pentruobinerea martensitei, se aplic o clire n azot lichid. Din cauza mbtrniriin stare austenitic, se produce precipitarea omogen a fazei , coerent,ordonat (L12), foarte fin i durificatoare, avnd compoziia chimic (Ni,Co, Fe)3Ti. Particulele de faz sunt foarte mici i coerente cu matriceaaustenitic. n timpul transformrii martensitice, faza va fi forfecat odatcu martensita, absorbind o bun parte din energia de deformaie a matricei.Aceast redistribuire a tensiunii asigur apariia unor deformaii exclusivelastice n matricea austenitic durificat, contribuind astfel lareversibilitatea transformrii.Durificarea produs n timpul mbtrnirii este puternic influenatde cantitatea de nichel, dup cum arat Fig.2.56.

Fig.2.56Tendine de variaie a microduritii n funcie de durata de mbtrnire la 6000C ide raportul concentraiilor de nichel i cobalt [138]Se observ c, n timpul mbtrnirii la 6000C, durificarea seproduce mai rapid la coninuturi sczute de nichel, cum ar fi aliajul Fe-28Ni-12 Co-4 Ti (%). Acest aliaj atinge o microduritate Vickers de aprox. 740daN/mm2, dup o mbtrnire de cca. 10 ore. Prelungirea duratei dembtrnire duce la formarea unui precipitat discontinuu i incoerent,caracteristic fenomenului de suprambtrnire, nsoit de scderea duritii.Acelai efect apare i la ridicarea temperaturii peste 7000C. Pentru a urmricomportarea materialului n timpul transformrii martensitice, s-a alesaliajul Fe-32 Ni-12 Co-4 Ti (%) la care s-a analizat modificarea calitativ icantitativ a microstructurii n timpul unui ciclu de rcire-nclzire.Rezultatul este redat n.La rcire, cele de martensit apar pe limitele grunilor de austenit,la 1300C, i se lungesc, la continuarea rcirii, pn cnd ntlnesc limiteleopuse. La nclzire, cele dispar ntre 114 i 170C. Deci, mbtrnirea nstare austenitic a aliajelor Fe-Ni-Co-4 % Ti a dus la formarea precipitatului(Ni, Co, Fe)3Ti, care durific matricea austenitic i la reducereahisterezisului termic de la cca. 4800C (la Fe-Ni) la aprox. 1500C [138].

Fig.2.57Evaluarea cantitativ a transformrii martensitice ntr-un aliaj Fe-32Ni-12Co-4Ti(%) mbtrnit 50 de ore la 6000C [138]Mrind coninuturile de Co i de Ti, au rezultat aliajele Fe-(31-45)Co-(12-20) Ni-(7,6-8,2) Ti (%). Acestea au fost turnate, laminate la cald,omogenizate (1373 K), clite (1423 K/ap) i mbtrnite, tot n stareaustenitic (923 K/baie de sruri). Pentru obinerea martensitei s-a aplicat oclire la 113 K. Transformarea martensitic reversibil din dou aliaje Fe-Co-Ni-Ti, mbtrnite timp de 10 minute, este ilustrat n Fig.2.58 prinintermediul curbelor dilatometrice.Cele dou aliaje, cu compoziiile chimice Fe-36Co-18,3Ni-8,2Ti irespectiv Fe-45,4 Co-12 Ni-8 Ti (%) au histerezisul termic de 105 irespectiv 185 K. La studiul acestor aliaje, care aparin practic sistemului Co-Fe-Ni-Ti, s-a constatat c creterea coninutului de Ni duce la cretereagradului de tetragonalitate al martensitei din cauza creterii fraciunii devolum de faz (Ni3Ti), precipitat n timpul mbtrnirii n stareaaustenitic. La temperatura ambiant austenita acestor aliaje are o constantde reea a = 0,36 nm iar martensita tvc are parametrii a = 0,27 nm i c =0,307-0,31 nm. Parametrii cristalografici variaz n funcie de compoziiachimic precum i n funcie de tipul i parametrii tratamentului termicaplicat. Ca i la aliajele Fe-Ni-Co-Ti, creterea volumului de precipitatFig.2.57Evaluarea cantitativ a transformrii martensitice ntr-un aliaj Fe-32Ni-12Co-4Ti(%) mbtrnit 50 de ore la 6000C [138] 78 coerent produce durificarea matricei austenitice, cauznd scderea histerezisului termic [139].

BIBLIOGRAFIE:

[1] Roberts, C.A., Intelligent material systems The dawn of a newmaterials age, Journal of Intelligent Material Systems and Structures, 4-Jully, 1993, ISSN 1045-389X, 4-12[2] Ashby, M.F. Materials Selection in Mechanical Design,Butterworth-Heinemann, Oxford, 1995, ISBN 0-7506-2727-1, 232[3] Yoshihito, A. Information processing using intelligent materials Information-processing architectures for materials processors, J. Intell.Mater. Syst. and Struct., 5-May, 1994, 418-423[4] Green, H.S. and Triffet, T. Modelling intelligent behavior, J. Intell.Mater. Syst. and Struct., 4-January, 1993, 35-42[5] Matsuzaki, Y. Adaptive structures: new technical development forstructural dynamics, Sixth International Conference on AdaptiveStructures, (Rogers, C.A., Tani, J. and Breitbach, E., editors), TechnomicPublishing Company, Lancaster-Basel, ISSN 1-56676-427-0, 1996, 167-176[6] Neumann, D. Adaptronik: the governmental german activities in thefield of smart structures, Sixth Inter. Conf. on Adapt. Struct., (Rogers,C.A. et al., eds.), Technomic, Lancaster-Basel, 1996, 44-53[7] Newham, R.E. and Rushau,G.R. Electromechanical properties ofsmart materials, J. Intell. Mater. Syst. and Struct., 4-Jully, 1993, 289-294[8] Hwang, W.S., Park, H.C., and Hwang, W. Vibration control oflaminated plate with piezoelectric sensor/actuator: finite elementformulation and modal analysis, J. Intell. Mater. Syst. and Struct., 4-Jully, 1993, 317-329[9] Hogg, T. and Huberman, B.A. Controlling smart matter, SmartMaterial Structures, 7, 1998, R1-R4[10] XXX Matriaux fonctionnels. Les matriaux fonctionnels pour lesquipements de dfense, La Revue de Mtallurgie CIT/Science et Gniedes Matriaux, Septembre, 1999, 1175[11] Kobayashi, M., Fudouzi, H., Egashira, M. and Shinya, N. Assemblageof particles for intelligent materials , Smart Mater. Struct., 7, 1998, 496-501[12] Yang, M., Manabe, K. and Nishimura, H. Development of anintelligent tool system for flexible L-bending process of metal sheets, SmartMater. Struct., 7, 1998, 530-536[13] Poterau, V.F. Structuri i sisteme inteligente adaptive. I.Materiale, dinamic, control, Editura CERMI, Iai, 2000, ISBN 973-8000-49-7-1312[14] Kumar, S., Bhalla, A.S. and Cross, L.E. Smart ferroelectrics foraccoustic vibration control, J. Intell. Mater. Syst. and Struct., 5-September, 1994, 678-682[15] Hastings, G.W. and Mahmud, F.A. Intelligent orthopaedic materials,J. Intell. Mater. Syst. and Struct., 4-October, 1993, 452-456[16] Ogata, N. Temperature-adaptive polymers for drug release controls,Sixth Inter. Conf. on Adapt. Struct., (Rogers, C.A. et al., eds.),Technomic, 1996, 54-60[17] Lieberman, D.S., Schmerling, M.A. and Karz, R.W. Ferroelastic"memory" and mechanical properties in gold-cadmium, Shape MemoryEffects in Alloys, (Perkins, J., editor), Plenum Press, New York-London,1975, ISBN 0-306-30891-6, 203-244[18] Wayman, C.M. Deformation, mechanisms and other characteristicsof shape memory alloys, Shape Mem. Eff. All., (Perkins, J., ed.), PlenumPress, 1975, 1-27[19] Shahinpoor, M., Bar-Cohen, V., Simpson, J.O. and Smith, J. Ionicpolymer-metal composites (IPMCs) as biomimetic sensors, actuators andartificial muscles-A review, Smart Mater. Struct., 7, 1998, ISSN 0-964-1726, R15-R30[20] Patoor, E. et Berveiller, M. (coordonnateurs) Technologie desalliages mmoire de forme. Comportement mcanique et mise enoeuvre Herms, Paris, 1994, ISBN 2-86601-426-X, 228[21] Frmond, M. and Miyazaki, S. Shape Memory Alloys. CISMCourses and Lectures, Springer, Wien-New York, 1996, ISBN 3-211-82804-4[22] Wayman, C.M. and Duerig, T.W. An introduction to martensite andshape memory, Engineering Aspects of Shape Memory Alloys, (Duerig,T.W., Melton, K.N., Stckel, D. and Wayman, C.M., editors), Butterworth-Heinemann, London-Boston-Singapore-Sydney-Toronto-Wellington, 1990,ISBN 0-750-61009-3, 3-20[23] Sato, A., Chishima, E., Yamaji, Y. and Mori, T. Orientation andcomposition dependencies of shape memory effect in Fe-Mn-Si alloys, ActaMetallurgica, 32, 1984, ISSN 0001-6160, 539-547[24] Kajiwara, S. and Kikuchi, T. Shape memory effect and relatedtransformation behavior in Fe-Ni-C alloys, Acta metall., 38, 1990, 847-855[25] Melton, K.N. Ni-Ti based shape memory alloys, Eng.Asp.ShapeMem.All. (Duerig, T.W. et al. eds.) Butterworth-Heinemann, 1990, 21-35[26] Patoor, E., Eberhardt, A. et Berveiller, M. Comportementpsudolastique et effet de mmoire de forme double sens. Application la313torsion du barreau cylindrique, Traitement thermique, 234, 1990, ISSN0041-0950, 43-48[27] Van Humbeeck, J. Les alliages mmoire de forme: le phnomne,les matriaux et les applications, Trait.therm.,234, 1990, 20[28] Hornbogen, E. Alloys with shape memory-New materials for thetechnology of the future?, Progress in Shape Memory Alloys, (Eucken, S.,editor), DGM Informationsgesellschaft Verlag, Bochum, 1992, ISBN 3-88355-178-3, 3-22[29] Clugaru, G., Bujoreanu, L.G., Stanciu, S., Hopulele, I., Climan, R.,Turcu, O.L. i Apachiei, I. Memoria formei. Fenomene i aplicaii ntiina materialelor, Editura Plumb, Bacu, 1995, ISBN 973-9150-50-0.[30] Bujoreanu, L.G., Dia, V. i Mrginean S. Tehnologie i utilaje deobinere a unor aliaje cu memoria formei. Vol.I, Editura tiinificFundaia Metalurgia Romn, Bucureti, 1998, ISBN 973-98314-2-7[31] Schumann, H. Metalurgie fizic (traducere din limba german),Editura Tehnic, Bucureti, 1962[32] Henderson, J.G. and Bates, J.M. Metallurgical Dictionary, ReinholdPublishing Corporation, S.U.A., 1953[33] Gdea, Suzana i Petrescu, Maria, - 7. Transformarea martensitic ibainitic n Metalurgie fizic i studiul metalelor, Vol. III, Edituradidactic i pedagogic, Bucureti, 1983, 254-303[34] Htrscu, O., Iordnescu, P., Rozolino, P. i Tripa, I. Micenciclopedie de metalurgie, Editura tiinific i enciclopedic, Bucureti,1980[35] Colan, H., Tudoran, P., Ailinci, G., Marcu, M. i Drugescu, Elena 6.3.3. Tansformarea fr difuzie a austenitei (transformareamartensitic) n Studiul metalelor, Editura didactic i pedagogic,Bucureti, 1983, 201-206[36] Geru, N. Metalurgie fizic, Editura didactic i pedagogic,Bucureti 1981[37] Hopulele, I., Alexandru, I. i Glusc, D.G. Tratamente termice itermochimice, Institutul Politehnic Iai, 1983[38] Reed-Hill, R.E. 16. Deformation twinning and martensitereactions, in Physical Metallurgy Principles, Brooks/Cole EngineeringDivision, Monterey, California, S.U.A., 1973, 611-660[39] Sinha, A.K. 6. Martensite, Ferrous Physical Metallurgy,Butterworth, Boston, 1989, ISBN 0-409-90139-3, 227-279[40] Crocker, A.G. Twinned martensite, Acta metall., 10, 1962, 113-122314[41] James, R.D. and Hane, K.F. Martensitic transformations and shapememory materials, Acta Materialia, 48, 2000, ISSN 1359-6454, 197-222[42] Keating, D.T. and Golard, A.N. Atomic displacement in ironmartensite, Acta metall., 15, 1967, 1805-1814[43] Dunne, D.P. and Bowles, J.S. Measurements of the shape strain for(225) and (259) martensitic transformations, Acta metall., 17, 1969, 201-212