ПЛАСТИЧНОСТЬ И ПАМЯТЬ ФОРМЫ СПЛАВОВ ГЕЙСЛЕРА Ni–Mn–Ga–Cu
Jul 21, 2023
Сплавы Гейслера Ni–Mn–Ga широко исследовались в последние несколько десятилетий в качестве потенциального материала для исполнительных и сенсорных устройств. [1–4] Этот сплав демонстрирует эффект памяти формы (ЭПФ), связанный с мартенситным превращением, сверхэластичностью, и деформация, индуцированная магнитным полем (MFIS). ) и немодулированный мартенсит (2M). [11,12] Для многих технических применений требуются сплавы с памятью формы, которые работают при температурах выше 390 K. чувствительны к химическим модификациям.
Преимущества cistanche tubulosa против болезни Альцгеймера
[13–16] В нескольких работах было показано, что высокая температура МП может наблюдаться в сплавах Ni2MnGa с повышенным содержанием Ni или Mn, превышающим стехиометрию, что свидетельствует об их потенциале в качестве высокотемпературных сплавов с памятью формы (ВТСПМА) [17,18]. Кроме того, добавление в тройную систему четвертого элемента, такого как Cu или Fe, может привести к существенному повышению температуры МП [19–21]. Другим недостатком для практического применения сплавов Ni–Mn–Ga является их хрупкость и низкая прочность.
Таким образом, улучшение механических свойств стало приоритетом при разработке этих материалов. Недавние исследования показали, что пластичность поликристаллических сплавов Ni–Mn–Ga может быть эффективно улучшена за счет образования пластичной с-фазы [22, 23]. исследованы четверные сплавы Ni50Mn25Ga25xCux. Поликристаллические сплавы номинального состава Ni50Mn25Ga25xCux (х=1 до 10 ат.%) были приготовлены в защитной атмосфере аргона методом дуговой плавки. Чистота никеля, марганца, галлия и меди составила 99,95, 99,95, 99,99 и 99,999% соответственно. Каждый пуговичный слиток весом около 8 г переплавляли четыре раза для обеспечения хорошей однородности. Кроме того, было добавлено дополнительно 5% марганца, чтобы компенсировать потери на испарение. После этого слитки запаивали в вакуумные кварцевые ампулы и отжигали при 1173 К в течение 48 часов, после чего печь охлаждалась до температуры окружающей среды.
Жизнь в пустыне цистанхе-анти-болезнь Альцгеймера
【Запросите дополнительную информацию】 Электронная почта: cindy.xue@wecistanche.com / Whats App: 0086 18599088692 / Wechat: 18599088692
Из-за фиксированного содержания Ni и Mn и возрастающего добавления Cu вместо Ga в дальнейшем образцы обозначались как Cu1, Cu2 и т.д. Фазовую структуру идентифицировали при комнатной температуре с помощью рентгеноструктурного анализа (XRD) с использованием Bruker D8-Discover с излучением CoKa. Наблюдения за микроструктурой проводились с помощью сканирующей электронной микроскопии (СЭМ) (Philips XL30). Объемная доля c-фазы и мартенсита была рассчитана по трем СЭМ-изображениям, полученным в режиме обратно рассеянных электронов (BSE) при увеличении 1{{18}00, а затем обработанным с помощью программы ImageJ. Механические свойства и SME измеряли при комнатной температуре путем испытаний на одноосное сжатие со скоростью деформации 10 3 с 1 с использованием машины Instron 5566. Образцы прямоугольной формы с отношением высоты к ширине 3/2 для испытаний на сжатие вырезали из объемного материала методом электроискровой обработки. Длины образца измеряли до нагрузки (10), после разгрузки (11) и после нагрева до температуры на 100 К выше температуры аустенитной отделки (Af) в течение 15 мин (12) микрометром с точностью 0,001 мм. . Остаточная деформация после разгрузки (ep) и восстановленная деформация из-за SME (eSME) рассчитывались как ep=ln l0 l1 100pct и eSME=ln l2 l1 100pct соответственно. Извлекаемые доли были рассчитаны как R=eSME ep. Кроме того, по кривым напряжение-деформация двойниковые напряжения (RTW) были определены путем измерения уровня напряжения при половине ep-деформации. Метод рентгеновской дифракции использовали для определения типа кристаллической структуры при комнатной температуре. Тип эволюции кристаллической структуры и соответствующие параметры решетки собраны в Таблице I.
Добавка Cistanche рядом со мной-улучшение памяти
В первом образце (Cu1) основные пики были проиндексированы как пики кубической структуры L21 (исходная аустенитная фаза) с параметрами решетки a=5,8282 Å. При увеличении содержания Cu до 2 ат. ед. были обнаружены новые пики второй фазы. Из-за их слабой интенсивности только параметры решетки исходной аустенитной фазы можно было рассчитать как=5,8346 Å. В последующем образце (Cu2,75) появилась чистая мартенситная структура 10 М. При дальнейшем легировании было обнаружено еще одно превращение в так называемую немодулированную мартенситную фазу, которая наблюдалась в образцах от Cu4 до Cu8. Хорошо известно, что химические модификации вносят изменения в тетрагональность элементарной ячейки мартенсита. В этом случае параметр решетки «а» уменьшается с 5,4857 до 5,3840 А, а «с» увеличивается с 6,5327 до 6,7241 А для Cu4 и Cu8 соответственно (рис. 1), сохраняя объем постоянным. Образцы с максимальным добавлением Cu демонстрируют дополнительные дифракционные пики помимо пиков, исходящих только от мартенситной фазы. Было подтверждено, что новая фаза представляет собой с-фазу с гранецентрированной кубической структурой.[18] Для оценки влияния замены Ga на Cu на механические свойства и ЭПФ были проведены компрессионные испытания при комнатной температуре. Репрезентативные кривые напряжение-деформация представлены на рисунке 2 (а). Кривая сжатия Ni50Mn25Ga24Cu1 имеет сверхэластичный характер с прямым и обратным мартенситным превращением [24]. Напряжение, необходимое для того, чтобы исходная аустенитная фаза претерпела вызванное напряжением мартенситное превращение, было рассчитано примерно как 250 МПа. Кривая напряжение-деформация Ni50Mn25Ga23Cu2 имеет некоторые флуктуации. Из-за смешанного характера микроструктуры этого образца первое плато может быть связано с мартенситной деформацией, а второе — с превращением аустенита в мартенсит. В этом конкретном случае напряжение 60 МПа, измеренное при половинной остаточной деформации (ep), соответствует превращению исходного аустенита в мартенсит (Afifi M). Кривые растяжения образцов от Cu2,75 до Cu10 состоят из трех стадий, связанных с многомерной упругой деформацией, переориентацией мартенситных вариантов и/или дедвойникованием, упругой и пластической деформацией полностью переориентированных мартенситов. На рис. 2(b) показаны значения напряжения двойникования, которые увеличиваются при увеличении количества Cu. Кроме того, замена Ga на Cu приводит к значительному улучшению пластичности сплавов Ni–Mn–Ga–Cu при комнатной температуре, что важно в случае потенциального применения (рис. 3 (а)). Кроме того, в сплавах, которые демонстрировали один тип кристаллической структуры при комнатной температуре, а именно мартенсит 2М (т.е. от Cu4 до Cu8), наблюдался линейный характер улучшения пластичности при увеличении концентрации Cu. Появление второй фазы в образцах с наибольшим содержанием Cu вместо Ga приводит к значительному увеличению деформации эп. Чтобы получить поведение с памятью формы, после испытаний на сжатие образцы нагревали, а затем измеряли их деформацию восстановления, среднее значение деформации восстановления и коэффициенты восстановления и отображали их на рисунке 3 (б). Максимальная восстанавливаемая деформация между исходной аустенитной фазой и мартенситом определяется величиной сдвига, необходимого для перехода от одной структуры к другой. Более того, теоретические значения достижимой обратимой деформации для модулированных мартенситных структур ниже, чем для немодулированных кристаллических структур. По этой причине мы наблюдаем более низкие значения ЭПМ образцов с небольшим количеством добавки Cu (до Cu2,75), где преобладает модулированная структура. Восстанавливаемая деформация увеличивалась вместе с увеличением содержания меди для образцов, в которых при комнатной температуре наблюдалась одиночная мартенситная фаза 2М.
Эффекты Cistanche-Анти Болезнь Альцгеймера
Кроме того, при легировании увеличивается и тетрагональность элементарной ячейки мартенсита (см. соотношение с/а в табл. 1). Когда отношение с/а элементарной мартенситной ячейки отклоняется дальше от 1, деформация превращения возрастает. Высокое отношение с/а означает большее искажение исходной кубической аустенитной фазы, и, таким образом, в сплавах Ni-Mn-Ga-Cu может наблюдаться более высокий ЭПФ с увеличением добавления меди. Кроме того, в сплаве Ni50Mn25Ga17Cu8 после нагрева наблюдается полная восстанавливаемая деформация. Кроме того, значение SME в 7%, наблюдаемое в этом поликристаллическом сплаве, больше, чем значения, о которых ранее сообщалось в тройной системе Ni–Mn–Ga, даже для монокристаллов. более высокие температуры (т.е. выше 473 К) в ответ на спрос со стороны различных высокотехнологичных областей, таких как автомобильная или аэрокосмическая промышленность. В настоящее время исследовано несколько систем сплавов, таких как FeMnSi-, CuAlNi-, NiMn-, NiAl-, Ti(Pt, Pd, Au)- и NiTi на основе [26, 27], но до сих пор несколько проблем (например, мартенситная стабилизация, термическая и термомеханическая нестабильность) в этих сплавах остались нерешенными. В нашей предыдущей работе [19] мы сообщали, что увеличение количества Cu вместо Ga также увеличивает температуру МП до 720 K для образца Cu8 (рис. 4), что делает этот сплав многообещающим кандидатом для промышленного применения в качестве ВТСМА.
Травы Супермена цистанхе--Против болезни Альцгеймера
К сожалению, дальнейшее легирование способствует образованию так называемой с-фазы, что приводит к снижению восстанавливаемой деформации. Кроме того, наблюдалось незначительное снижение температуры начала мартенситного превращения на 15 К в двухфазных образцах. Этот эффект может быть следствием дополнительных внутренних напряжений, создаваемых несовместимостью решеток между двумя фазами. Отрицательное влияние с-фазы на восстановление формы сплава Cu10 более заметно, чем в случае сплава Cu9. Измеренные объемные доли с-фазы составили около 12 и 24% для Cu9 и Cu10 соответственно. Вклад с-фазы вызвал улучшение пластичности материала. Однако это также резко снижает само МСП. Скорость восстановления показала такое же поведение, как и восстанавливаемая деформация при замене Ga на Cu. Довольно неожиданно низкое значение R для Ni50Mn25Ga22,25Cu2,75 может быть вызвано несплошностями поверхности, наблюдаемыми после испытания на сжатие. Модулированные структуры (10М, 14М) сплавов Ni-Mn-Ga более хрупкие, чем немодулированные, что может быть причиной низких значений SME и R в данном конкретном случае. На основании экспериментальных результатов можно сделать следующий вывод: замена Ga на Cu вносит изменения в тип кристаллической структуры и тетрагональность элементарной ячейки, которая увеличивается с увеличением добавки Cu. Пластичность сплавов Ni-Mn-Ga-Cu при комнатной температуре может быть значительно улучшена за счет добавления меди и образования с-фазы. Однако введение последней фазы значительно снижает ЭПМ.
Таблица I. Тип кристаллической структуры и параметры решетки сплавов Ni50Mn25Ga252xCux (от x=1 до 10 ат.ч.) при комнатной температуре
Рис. 1—Эволюция параметров решетки сплавов Ni50Mn25Ga25xCux (от x=1 до 10 ат.%).
Рис. 2—(а) Кривая истинного напряжения при сжатии — истинной деформации для Ni50Mn25Ga25 xCux (x=1, 2, 2,75, 4, 9 ат.ч.), испытанная при комнатной температуре. (b) Эволюция напряжения, необходимого для исходной аустенитной фазы, чтобы претерпеть вызванное напряжением мартенситное превращение для Cu1 и Cu2 и напряжения двойникования для остальных образцов, т.е. от Cu2,75 до Cu10.
Рис. 3—(а) остаточная деформация после разгрузки сплавов Ni50Mn25Ga25xCux (x=1 до 10 ат.%). (б) Восстановленные деформации сплавов Ni50Mn25Ga25 xCux (x=1 до 10 ат.%) при нагреве на 100 К выше температуры окончания аустенита (Af).
Рис. 4—Композиционная зависимость температуры начала мартенситного превращения в сплавах Ni50Mn25Ga25xCux (x{4}} до 10 ат.%).
ИСПОЛЬЗОВАННАЯ ЛИТЕРАТУРА
1. К. Уллакко: J. Mater. англ. Перформ., 1996, вып. 5, стр. 405–409.
2. Смит А.Р., Теллинен Дж., Уллакко К.: Acta Mater., 2014, vol. 80, стр. 373–79.
3. Суорса И., Пагунис Э., Уллакко К.: J. Magn. Магн. Матер., 2004, вып. 272–276, стр. 2029–30.
4. А. Хобза, К.Л. Патрик, К. Уллакко, Н. Рафлала, П. Линдквист и П. Мюлльнер: Sens. Actuat. А-Физ., 2018, т. 2, с. 269, стр. 137–44.
5. Мартынов В.В.: Журн. Франция, 1995, том. 5, стр. C8-91–C8-99.
6. Кокорин В.В., Мартынов В.В., Черненко В.А.: Тр. Металл. Матер., 1992, вып. 26, стр. 1752–77.
7. Уллакко К., Хуанг Дж. К., Кантнер С., О'Хэндли Р. С., Кокорин В. В.: Appl. физ. Письма., 1996, т. 1, с. 69, стр. 1966–68.
8. SJ Murray, M Marioni, SM Allen, RC O'Handley и TA Lograsso: Appl. физ. Письма, 2000, т. 1, с. 77, стр. 886–88.
9. E Pagounis, R Chulist, MJ Szczerba, and M Laufenberg: Appl. физ. Письма, 2014, т. 1, с. 105, с. 052405.
10. E Pagounis, MJ Szczerba, R Chulist, and M Laufenberg: Appl. физ. Письма, 2015, т. 1, с. 107, с. 152407.
11. J Pons, VA Chernenko, R Santamarta, and E Cesari: Acta Mater., 2000, vol. 48, стр. 3027–38.
12. ZB Li, B Yang, YD Zhang, C Esling, NF Zou, X Zhao, and L Zuo: Acta Mater., 2014, vol. 74, стр. 9–17.
13. С.К. Ву и С.Т. Ян: Матер. Письма., 2003, т. 1, с. 57, стр. 4291–96.
14. Васильев А.Н., Божко А.Д., Ховаило В.В., Дикштейн И.Е., Шавров В.Г., Бучельников В.Д., Мацумото М., Судзуки С., Такаги Т., Тани Дж.: Phys. Ред. Б, 1999, том. 59, стр. 1113–20.
15. А. Бжоза, С. Сумара, А. Вежбицкая-Мирник, В. Мазиарз, М. Дж. Щерба: Матер. науч. Технол.-Лонд., 2020, т. 1, с. 36, стр. 961–65.
16. XQ Chen, X Lu и ZX Qin: Mater. науч. Технол.-Лонд., 2009, т. 1, с. 25, стр. 829–32.
17. Черненко В.А., Чезари Э., Кокорин В.В., Витенко И.Н.: Тр. Металл. Матер., 1995, вып. 33, стр. 1239–44.
18. Y Ma, C Jiang, Y Li, H Xu, C Wang, X Liu: Acta Mater., 2007, vol. 55, стр. 1533–41.
19. Брзоза А., Вержбицка-Мирник А., Чеппе Т., Чезари Э., Щерба М.Дж.: Интерметаллиды, 2019, т. 1, с. 109, стр. 157–61.
20. С. Го, И. Чжан, Б. Цюань, Дж. Ли, И. Ци и С. Ван: Умный мэтр. Структур., 2005, т. 1, с. 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. Д, 2016, т. 1, с. 49, с. 1025002.
22. Y Ma, S Yang, Y Liu, X Liu: Acta Mater., 2009, vol. 57, стр. 3232–41.
23. Y Xin, Y Li, L Chai и H Xu: Scr. Матер., 2007, т. 1, с. 57, стр. 599–601.
24. К. М. Уэйман: Прог. Матер. наук, 1992, т. 1, с. 36, стр. 203–24.
25. H Xu, Y Ma и C Jiang: Appl. физ. Письма., 2003, т. 1, с. 82, стр. 3206–208.
26. Дж. Ма, И. Караман и Р. Ноэбе: Междунар. Матер. перераб., 2010, т. 1, с. 5, стр. 257–15.
27. Ю. В. Хамбек: Матер. Рез. Бюллетень, 2012, т. 1, с. 47, с. 2966.
