Пластичността и свойствата на паметта на формата на Ni–Mn–Ga–Cu сплави на Heusler
Jul 21, 2023
Ni–Mn–Ga сплавите на Heusler са широко изследвани през последните няколко десетилетия като потенциален материал за задвижващи устройства и сензорни устройства [1–4] Тази сплав проявява ефекта на паметта на формата (SME), свързан с мартензитна трансформация, супереластичност, и индуцирано от магнитно поле напрежение (MFIS). [5–10] В стехиометричните сплави Ni–Mn–Ga са открити три типа кристални структури, т.е.: петслойни (10M), седемслойни (14M ), и немодулиран мартензит (2M).[11,12] Много инженерни приложения изискват сплави с памет на формата, които работят при температури по-високи от 390 K. Добре известно е, че в тези сплави температурата на мартензитната трансформация (MT) е много чувствителни към химически модификации.
Ползи от cistanche tubulosa-против болестта на Алцхаймер
[13–16] Няколко статии разкриха, че може да се наблюдава висока температура на МТ в стехиометричните сплави Ni2MnGa с обогатено съдържание на Ni или Mn, което показва техния потенциал като високотемпературни сплави с памет на формата (HTSMA). [17,18] Освен това добавянето на четвърти елемент като Cu или Fe към тройната система може да доведе до значително повишаване на температурата на МТ [19–21] Другият недостатък за практическите приложения на Ni–Mn–Ga сплави е тяхната крехкост и ниска якост.
По този начин подобряването на механичните свойства се превърна в приоритет при разработването на тези материали. Скорошни изследвания показват, че пластичността на поликристалните Ni-Mn-Ga сплави може да бъде ефективно подобрена чрез образуването на пластична c фаза. [22,23] В тази статия влиянието на добавянето на Cu вместо Ga върху пластичността и SME на Изследвани са кватернерни Ni50Mn25Ga25 xCux сплави. Поликристални сплави с номинален състав Ni50Mn25Ga25 xCux (x=1 до 10 при pct) бяха получени в аргонова защитна атмосфера чрез метод на дъгово топене. Чистотата на никел, манган, галий и мед беше съответно 99,95, 99,95, 99,99 и 99,999 процента. Всеки слитък с форма на бутон от около 8 g се разтопява повторно четири пъти, за да се осигури добра хомогенност. Освен това бяха добавени допълнителни 5 wt pct Mn, за да се компенсират загубите от изпаряване. След това блоковете се запечатват във вакуумни кварцови ампули и се отгряват при 1173 K за 48 часа и след това пещта се охлажда до стайна температура.
Пустинна жива цистанче-против болестта на Алцхаймер
【Попитайте за повече】 Имейл:cindy.xue@wecistanche.com / Whats App: 0086 18599088692 / Wechat: 18599088692
Поради фиксираното съдържание на Ni и Mn и нарастващото добавяне на Cu вместо Ga, пробите са наричани по-нататък Cu1, Cu2 и т.н. Фазовата структура беше идентифицирана при стайна температура чрез анализ на рентгенова дифракция (XRD) с използване на Bruker D8-Discover с CoKa лъчение. Микроструктурните наблюдения бяха направени чрез сканираща електронна микроскопия (SEM) (Philips XL30). Обемната фракция на c фазата и мартензита бяха изчислени от три SEM изображения, направени в режим на обратно разпръснати електрони (BSE) при 1000 увеличение и след това обработени с помощта на програмата ImageJ. Механичните свойства и SME бяха измерени при стайна температура чрез тестове за едноосно натиск със скорост на деформация 10 3 s 1 с помощта на машина Instron 5566. Правоъгълните проби със съотношение височина към ширина 3/2 за тестове за компресия бяха изрязани от насипен материал с помощта на електроерозионна обработка. Дължините на образеца бяха измерени преди натоварване (l0), след разтоварване (l1) и след нагряване до температура 100 K над крайната температура на аустенит (Af) за 15 минути (l2) с помощта на микрометър с точност от 0,001 mm . Постоянното напрежение след разтоварване (ep) и възстановеното напрежение, дължащо се на SME (eSME) бяха изчислени съответно като ep ¼ ln l0 l1 100pct и eSME ¼ ln l2 l1 100pct. Коефициентите на възстановяване бяха изчислени като R ¼ eSME ep. Освен това, от кривите напрежение-деформация, напреженията на двойняване (RTW) бяха определени чрез измерване на нивото на напрежение при половината от ep деформацията. Техниката на рентгенова дифракция се използва за определяне на вида на кристалната структура при стайна температура. Типът на еволюцията на кристалната структура и съответните параметри на решетката са събрани в таблица I.
Добавка Cistanche близо до мен-Подобряване на паметта
В първата проба (Cu1) основните пикове бяха индексирани като тези на кубичната структура L21 (основна аустенитна фаза) с параметри на решетката=5.8282 A˚. Когато съдържанието на Cu се увеличи до 2 на pct, бяха открити някои нови пикове от втората фаза. Поради слабата им интензивност, само параметрите на решетката на изходната аустенитна фаза могат да бъдат изчислени като=5.8346 A˚. В следващата проба (Cu2.75) се появява чиста 10 М мартензитна структура. При по-нататъшно легиране беше открита друга трансформация, до така наречената немодулирана мартензитна фаза, която се наблюдава в проби от Cu4 до Cu8. Добре известно е, че химичните модификации въвеждат промени в тетрагоналността на мартензитната единична клетка. В този случай параметърът на решетката ''a'' намалява от 5.4857 до 5.3840 A˚, а ''c'' се увеличава от 6.5327 до 6.7241 A˚ за Cu4 и Cu8, съответно (Фигура 1), запазвайки обема постоянен. Пробите с най-голямо количество добавяне на Cu показват допълнителни дифракционни пикове, освен пиковете, идващи само от мартензитната фаза. Беше потвърдено, че новата фаза е c фаза с лицево-центрирана кубична структура. [18] За да се оцени влиянието на заместването на Ga с Cu върху механичните свойства и SME, бяха проведени тестове за компресия при стайна температура. Представителните криви напрежение-деформация са представени на фигура 2(а). Кривата на компресия на Ni50Mn25Ga24Cu1 показва свръхеластичен характер с предна и обратна мартензитна трансформация [24]. Напрежението, необходимо за изходната аустенитна фаза да претърпи мартензитна трансформация, предизвикана от напрежение, се изчислява на около 250 MPa. Кривата напрежение-деформация на Ni50Mn25Ga23Cu2 показва някои колебания. Поради смесения характер на микроструктурата на тази проба, първото плато може да бъде свързано с мартензитната деформация, докато второто би представлявало превръщането на аустенит в мартензит. В този конкретен случай, напрежението от 60 MPa, измерено при половин постоянна деформация (ep), съответства на трансформацията на изходния аустенит fifi martensite (A fifi M). Кривите напрежение-деформация на проби от Cu2.75 до Cu10 се състоят от три етапа, свързани с еластичната деформация на многовариантността, преориентирането на мартензитни варианти и/или детуиниране и еластичната и пластична деформация на напълно преориентирани мартензити. Фигура 2(b) показва стойностите на напрежението на двойняване, които се увеличават, когато количеството Cu също се увеличава. Освен това, заместването на Ga с Cu води до значително подобрение на пластичността при стайна температура на Ni–Mn–Ga–Cu сплави, което е важно в случай на потенциални приложения (Фигура 3(a)). Освен това, в сплави, които показват един тип кристална структура при стайна температура, а именно 2M мартензит (т.е. от Cu4 до Cu8), се наблюдава линейно поведение в подобряването на пластичността при увеличаване на концентрацията на Cu. Появата на втората фаза в проби с най-голямо количество Cu вместо Ga води до значително увеличение на ep напрежението. За да се получи поведението на паметта на формата, след тестовете за компресия пробите бяха нагрети и след това тяхната деформация на възстановяване, средната стойност на деформацията на възстановяване и съотношенията на възстановяване бяха измерени и нанесени на фигура 3 (b). Максималното възстановимо напрежение между изходната аустенитна фаза и мартензита се определя от големината на срязването, необходимо за преминаване от една структура към друга. Освен това, теоретичните стойности на постижимата обратима деформация са по-ниски за модулирани мартензитни структури, отколкото за немодулирани кристални структури. Това е причината да наблюдаваме по-ниски стойности на SME на проби с малко добавяне на Cu (до Cu2.75), където преобладава модулираната структура. Възстановимият щам се увеличава заедно с увеличаването на съдържанието на Cu за проби, където единичната 2М мартензитна фаза се наблюдава при стайна температура.
Ефекти на Cistanche-против болестта на Алцхаймер
Освен това, тетрагоналността на мартензитната единична клетка (виж съотношението c/a в таблица 1) също се увеличава при легиране. Когато съотношението c/a на мартензитната единична клетка се отклонява по-далеч от 1, напрежението на трансформация се увеличава. Високо съотношение c/a означава по-голямо изкривяване от кубичната изходна аустенитна фаза и по този начин може да се наблюдава по-високо SME с увеличаване на добавянето на Cu в сплави Ni–Mn–Ga–Cu. Освен това сплавта Ni50Mn25Ga17Cu8 след нагряване показва пълно възстановимо напрежение. Освен това стойността на SME от 7 pct, наблюдавана в тази поликристална сплав, е по-висока от стойностите, докладвани преди това в тройната Ni–Mn–Ga система, дори за единични кристали [18,25] Много инженерни приложения се нуждаят от сплави с памет на формата, за да функционират при по-високи температури (т.е. по-високи от 473 K), като отговор на търсенето от различни високотехнологични области, като автомобилната или космическата индустрия. Понастоящем са изследвани няколко сплавни системи, като FeMnSi-, CuAlNi-, NiMn-, NiAl-, Ti(Pt, Pd, Au,)- и основани на NiTi[26,27], но досега има няколко проблема (напр. мартензитна стабилизация, термична и термомеханична нестабилност) са останали неразрешени в тези сплави. В нашата предишна работа [19] докладвахме, че нарастващото количество Cu вместо Ga също повишава температурата на MT до 720 K за пробата Cu8 (Фигура 4), което прави тази сплав обещаващ кандидат за индустриално приложение като HTSMA.
Супермен билки цистанче-- Против болестта на Алцхаймер
За съжаление, по-нататъшното легиране насърчава образуването на така наречената c фаза, което води до намаляване на възстановимата деформация. Освен това се наблюдава леко понижение на температурата на мартензитно начало на трансформация с 15 K в двуфазни проби. Този ефект може да е следствие от допълнителни вътрешни напрежения, генерирани от несъвместимостта на решетката между двете фази. Отрицателният ефект на c фазата върху възстановяването на формата на сплав Cu10 е по-забележителен, отколкото в случая на сплав Cu9. Измерените обемни фракции на c фазата са около 12 и 24 pct съответно за Cu9 и Cu10. Приносът на c-фазата доведе до подобряване на пластичността на материала. Но също така драстично намалява самото МСП. Скоростите на възстановяване показват подобно поведение като възстановимия щам по време на заместването на Ga с Cu. Доста неочаквано ниската стойност на R за Ni50Mn25Ga22.25Cu2.75 може да бъде причинена от прекъсвания на повърхността, които са наблюдавани след теста за компресия. Модулираните структури (10M, 14M) на Ni-Mn-Ga сплави са по-крехки от немодулираните, което може да е причината за ниската стойност на SME и R в този конкретен случай. Въз основа на експерименталните резултати може да се направи следното заключение: Заместването на Ga с Cu въвежда промени в типа на кристалната структура и тетрагоналността на единичната клетка, която се увеличава с увеличаване на добавянето на Cu. Пластичността при стайна температура на Ni-Mn-Ga-Cu сплавите може да бъде значително подобрена чрез добавяне на Cu и образуването на c фаза. Въвеждането на последната фаза обаче значително намалява МСП.
Таблица I. Тип кристална структура и параметри на решетката на Ni50Mn25Ga252xCux (x=1 до 10 при pct) сплави при стайна температура
Фигура 1—Развитие на параметрите на решетката на Ni50Mn25Ga25 xCux (x=1 до 10 при pct) сплави.
Фигура 2—(a) Крива на истинско напрежение на натиск на Ni50Mn25Ga25 xCux (x=1, 2, 2,75, 4, 9 при pct), тествана при стайна температура. (b) Развитие на напрежението, необходимо за изходната аустенитна фаза да претърпи индуцирана от напрежение мартензитна трансформация за Cu1 и Cu2 и напрежението на двойняване за останалите проби, т.е. от Cu2,75 до Cu10.
Фигура 3—(a) Постоянно напрежение след разтоварване на Ni50Mn25Ga25 xCux (x=1 до 10 при pct) сплави. (b) Възстановени деформации на Ni50Mn25Ga25 xCux (x=1 до 10 at pct) сплави при нагряване до 100 K над крайната температура на аустенит (Af).
Фигура 4—Композиционна зависимост на температурата на началото на мартензитната трансформация в сплави Ni50Mn25Ga25 xCux (x=1 до 10 при pct).
ПРЕПРАТКИ
1. K Ullakko: J. Mater. инж. изп., 1996, кн. 5, стр. 405–409.
2. AR Smith, J Tellinen и K Ullakko: Acta Mater., 2014, том. 80, стр. 373–79.
3. I Suorsa, E Pagounis и K Ullakko: J. Magn. Магн. матер., 2004, кн. 272–276, стр. 2029–30.
4. A Hobza, CL Patrick, K Ullakko, N Raflfla, P Lindquist и P Mu¨llner: Sens. Actuat. A-Phys., 2018, кн. 269, стр. 137–44.
5. В. В. Мартинов: J. Phys. Франция, 1995, кн. 5, стр. C8-91–C8-99.
6. В. В. Кокорин, В. В. Мартинов и В. А. Черненко: Scr. Метал. матер., 1992, кн. 26, стр. 1752–77.
7. K Ullakko, JK Huang, C Kantner, RC O'Handley и VV Kokorin: Appl. Phys. Lett., 1996, том. 69, стр. 1966–68.
8. SJ Murray, M Marioni, SM Allen, RC O'Handley и TA Lograsso: Appl. Phys. Lett., 2000, кн. 77, стр. 886–88.
9. E Pagounis, R Chulist, MJ Szczerba и M Laufenberg: Appl. Phys. Lett., 2014, кн. 105, стр. 052405.
10. E Pagounis, MJ Szczerba, R Chulist и M Laufenberg: Appl. Phys. Lett., 2015, кн. 107, стр. 152407.
11. J Pons, VA Chernenko, R Santamarta и E Cesari: Acta Mater., 2000, vol. 48, стр. 3027–38.
12. ZB Li, B Yang, YD Zhang, C Esling, NF Zou, X Zhao и L Zuo: Acta Mater., 2014, том. 74, стр. 9–17.
13. SK Wu и ST Yang: Матер. Lett., 2003, кн. 57, стр. 4291–96.
14. AN Vasil'ev, AD Bozhko, VV Khovailo, IE Dikshtein, VG Shavrov, VD Buchelnikov, M Matsumoto, S Suzuki, T Takagi и J Tani: Phys. Rev. B, 1999, том. 59, стр. 1113–120.
15. A Brzoza, S Sumara, A Wierzbicka-Miernik, W Maziarz и MJ Szczerba: Mater. Sci. Technol.-Lond., 2020, том. 36, стр. 961–65.
16. XQ Chen, X Lu и ZX Qin: Матер. Sci. Technol.-Lond., 2009, кн. 25, стр. 829–32.
17. VA Chernenko, E Cesari, VV Kokorin и IN Vitenko: Scr. Метал. матер., 1995, кн. 33, стр. 1239–44.
18. Y Ma, C Jiang, Y Li, H Xu, C Wang и X Liu: Acta Mater., 2007, том. 55, стр. 1533–41.
19. A Brzoza, A Wierzbicka-Miernik, T Czeppe, E Cesari и MJ Szczerba: Intermetalics, 2019, том. 109, стр. 157–61.
20. S Guo, Y Zhang, B Quan, J Li, Y Qi и X Wang: Smart Mater. структур., 2005, кн. 14, стр. S236–8.
21. ZB Li, NF Zou, CF Sa´nchez-Valde´s, JL Sa´nchez Llamazares, B Yang, Y Hu, YD Zhang, C Esling, X Zhao и L Zuo: J. Phys. D, 2016, кн. 49, стр. 1025002.
22. Y Ma, S Yang, Y Liu и X Liu: Acta Mater., 2009, том. 57, стр. 3232–41.
23. Y Xin, Y Li, L Chai и H Xu: Scr. матер., 2007, кн. 57, стр. 599–601.
24. CM Wayman: Прог. Матер. Sci., 1992, кн. 36, стр. 203–24.
25. H Xu, Y Ma и C Jiang: Appl. Phys. Lett., 2003, кн. 82, стр. 3206–208.
26. J Ma, I Karaman и R Noebe: Int. Матер. Rev., 2010, том. 5, стр. 257–15.
27. JV Humbeeck: Mater. Рез. бюлетин, 2012, кн. 47, стр. 2966.
