Húževnatosť a vlastnosti tvarovej pamäte Heuslerových zliatin Ni–Mn–Ga–Cu

Zliatiny Ni–Mn–Ga Heusler boli v posledných desaťročiach široko skúmané ako potenciálny materiál pre ovládacie a senzorové zariadenia.[1–4] Táto zliatina vykazuje efekt tvarovej pamäte (SME) spojený s martenzitickou transformáciou, superelasticitou, a magnetické pole indukované napätie (MFIS).[5–10] V stechiometrických zliatinách Ni–Mn–Ga boli nájdené tri typy kryštálových štruktúr, a to: päťvrstvová (10M), sedemvrstvová (14M). ), a nemodulovaný martenzit (2M).[11,12] Mnohé inžinierske aplikácie vyžadujú zliatiny s tvarovou pamäťou, ktoré pracujú pri teplotách vyšších ako 390 K. Je dobre známe, že v týchto zliatinách je teplota martenzitickej transformácie (MT) veľmi vysoká. citlivé na chemické modifikácie.

Výhody cistanche tubulosa-Anti Alzheimerova choroba

[13–16] Niekoľko prác odhalilo, že vysokú teplotu MT možno pozorovať v stechiometrických zliatinách Ni2MnGa s obohateným obsahom Ni alebo Mn, čo ukazuje ich potenciál ako zliatiny s vysokou teplotou s tvarovou pamäťou (HTSMA).[17,18] Tiež pridanie štvrtého prvku, ako je Cu alebo Fe, do ternárneho systému môže viesť k podstatnému zvýšeniu teploty MT.[19–21] Ďalšou nevýhodou pre praktické aplikácie zliatin Ni–Mn–Ga je ich krehkosť a nízka pevnosť.

Zlepšenie mechanických vlastností sa tak stalo prioritou pri vývoji týchto materiálov. Nedávne výskumy ukázali, že ťažnosť polykryštalických zliatin Ni–Mn–Ga možno účinne zlepšiť vytvorením tvárnej fázy c.[22,23] V tomto článku je vplyv prídavkov Cu namiesto Ga na ťažnosť a MSP skúmali sa kvartérne zliatiny Ni50Mn25Ga25 xCux. Polykryštalické zliatiny nominálneho zloženia Ni50Mn25Ga25 xCux (x=1 až 10 pct) boli pripravené v ochrannej atmosfére argónu metódou oblúkového tavenia. Čistota niklu, mangánu, gália a medi bola 99,95, 99,95, 99,99 a 99,999 pct. Každý ingot v tvare gombíka s hmotnosťou približne 8 g sa štyrikrát pretavil, aby sa zabezpečila dobrá homogenita. Tiež sa pridalo ďalších 5 % hmotn. Mn na kompenzáciu strát odparovaním. Potom sa ingoty zatavili do vákuových kremenných ampuliek a žíhali pri 1173 K počas 48 hodín a potom sa pec ochladila na teplotu okolia.

Púštne žijúce cistanche-Anti Alzheimerova choroba

Kliknutím sem zobrazíte produkty Cistanche zlepšujúce pamäť a prevenciu Alzheimerovej choroby

【Požiadať o viac】 E-mail:cindy.xue@wecistanche.com / Whats App: 0086 18599088692 / Wechat: 18599088692

Kvôli stálemu obsahu Ni a Mn a zvyšujúcemu sa prídavku Cu namiesto Ga boli vzorky ďalej označované ako Cu1, Cu2 atď. Fázová štruktúra bola identifikovaná pri teplote miestnosti analýzou rôntgenovej difrakcie (XRD) s použitím prístroja Bruker D8-Discover s žiarením CoKa. Mikroštrukturálne pozorovania sa uskutočnili pomocou skenovacej elektrónovej mikroskopie (SEM) (Philips XL30). Objemový podiel fázy c a martenzitu sa vypočítal z troch snímok SEM nasnímaných v režime spätného rozptylu elektrónov (BSE) pri zväčšení 100}0 a potom sa spracoval pomocou programu ImageJ. Mechanické vlastnosti a SME boli merané pri izbovej teplote jednoosovými kompresnými testami s rýchlosťou deformácie 10 3 s 1 pomocou prístroja Instron 5566. Obdĺžnikové vzorky s pomerom výšky k šírke 3/2 pre kompresné testy boli vyrezané zo sypkého materiálu pomocou elektrického výbojového obrábania. Dĺžky vzorky sa merali pred zaťažením (l0), po vyložení (l1) a po zahriatí na teplotu 100 K nad konečnou teplotou austenitu (Af) počas 15 minút (l2) pomocou mikrometra s presnosťou 0,001 mm. . Trvalá deformácia po vyložení (ep) a obnovená deformácia spôsobená SME (eSME) boli vypočítané ako ep ¼ ln 10 l1  100pct a eSME ¼ ln l2 l1  100pct, v tomto poradí. Výťažnosť bola vypočítaná ako R ¼ eSME ep. Navyše z kriviek napätie-deformácia boli špecifikované twinningové napätia (RTW) meraním úrovne napätia pri polovici ep deformácie. Na určenie typu kryštálovej štruktúry pri teplote miestnosti sa použila technika rôntgenovej difrakcie. Typ vývoja kryštálovej štruktúry a zodpovedajúce parametre mriežky sú uvedené v tabuľke I.

Doplnok Cistanche v mojej blízkosti – Zlepšenie pamäte

V prvej vzorke (Cu1) boli hlavné vrcholy indexované ako vrcholy kubickej štruktúry L21 (materská austenitová fáza) s mriežkovými parametrami=5,8282 A˚. Keď sa obsah Cu zvýši na 2 na pct, detegovali sa niektoré nové píky z druhej fázy. Vzhľadom na ich slabú intenzitu bolo možné vypočítať iba mriežkové parametre materskej austenitickej fázy ako=5,8346 A˚. V následnej vzorke (Cu2,75) sa objavila čistá štruktúra 10 M martenzitu. Po ďalšom legovaní bola zistená ďalšia transformácia, na tzv. nemodulovanú martenzitovú fázu, ktorá bola pozorovaná vo vzorkách od Cu4 po Cu8. Je dobre známe, že chemické modifikácie spôsobujú zmeny v tetragonalite martenzitovej jednotkovej bunky. V tomto prípade sa mriežkový parameter „a“ zníži z 5,4857 na 5,3840 A˚ a „c“ sa zvýši z 6,5327 na 6,7241 A˚ pre Cu4 a Cu8 (obrázok 1), pričom sa objem udržiava konštantný. Vzorky s najvyšším množstvom prídavku Cu vykazujú ďalšie difrakčné píky okrem píkov pochádzajúcich len z martenzitovej fázy. Potvrdilo sa, že nová fáza je fáza c s kubickou štruktúrou sústredenou na tvár.[18] Na posúdenie vplyvu substitúcie Ga za Cu na mechanické vlastnosti a SME sa uskutočnili kompresné testy pri izbovej teplote. Reprezentatívne krivky napätie-deformácia sú uvedené na obrázku 2(a). Kompresná krivka Ni50Mn25Ga24Cu1 vykazovala superelastický charakter s doprednou a spätnou martenzitickou transformáciou.[24] Napätie potrebné na to, aby materská austenitová fáza podstúpila martenzitickú transformáciu vyvolanú stresom, bolo vypočítané ako asi 250 MPa. Krivka napätie-deformácia Ni50Mn25Ga23Cu2 vykazuje určité výkyvy. Vzhľadom na zmiešaný charakter mikroštruktúry tejto vzorky by prvé plató mohlo súvisieť s deformáciou martenzitu, zatiaľ čo druhé by predstavovalo transformáciu austenitu na martenzit. V tomto konkrétnom prípade napätie 60 MPa merané pri polovičnom trvalom pretvorení (ep) zodpovedá transformácii materského austenitu fifi martenzitu (A fifi M). Krivky napätie-deformácia vzoriek od Cu2,75 do Cu10 pozostávajú z troch štádií spojených s elastickou deformáciou multivariátu, preorientovaním martenzitických variantov a/alebo rozdvojením a elastickou a plastickou deformáciou plne preorientovaných martenzitov. Obrázok 2(b) ukazuje hodnoty twinningového napätia, ktoré sa zvyšujú, keď sa zvyšuje aj množstvo Cu. Okrem toho náhrada Ga za Cu prináša výrazné zlepšenie ťažnosti zliatin Ni–Mn–Ga–Cu pri izbovej teplote, čo je dôležité v prípade potenciálnych aplikácií (obrázok 3(a)). Ďalej, v zliatinách, ktoré vykazovali jeden typ kryštálovej štruktúry pri izbovej teplote, a to 2M martenzit (tj od Cu4 po Cu8), bolo pozorované lineárne správanie v zlepšení ťažnosti po zvýšení koncentrácie Cu. Výskyt druhej fázy vo vzorkách s najvyšším množstvom Cu namiesto Ga prináša výrazné zvýšenie ep deformácie. Aby sa získalo správanie sa tvarovej pamäte, po kompresných testoch sa vzorky zahriali a potom sa zmerali ich obnovovacie napätie, stredná hodnota zotavovacieho napätia a pomery zotavenia a vyniesli sa do grafu na obrázku 3(b). Maximálne obnoviteľné napätie medzi materskou austenitovou fázou a martenzitom je určené veľkosťou šmyku, ktorý je potrebný na prechod z jednej štruktúry na druhú. Navyše teoretické hodnoty dosiahnuteľného reverzibilného napätia sú nižšie pre modulované martenzitické štruktúry ako pre nemodulované kryštálové štruktúry. To je dôvod, prečo pozorujeme nižšie hodnoty SME vzoriek s malým množstvom prídavku Cu (do Cu2,75), kde prevláda modulovaná štruktúra. Obnoviteľný kmeň sa zvyšoval spolu so zvýšením obsahu Cu vo vzorkách, kde bola pri izbovej teplote pozorovaná jediná 2M martenzitová fáza.

Účinky Cistanche-Anti Alzheimerovej choroby

Okrem toho sa po legovaní zvyšuje aj tetragonalita martenzitovej jednotkovej bunky (pozri pomer c/a v tabuľke 1). Keď sa pomer c/a martenzitovej jednotkovej bunky odchyľuje ďalej od 1, transformačný kmeň sa zvyšuje. Vysoký pomer c/a znamená väčšie skreslenie z kubickej materskej austenitickej fázy, a teda vyšší SME so zvyšujúcim sa prídavkom Cu možno pozorovať v zliatinách Ni–Mn–Ga–Cu. Okrem toho zliatina Ni50Mn25Ga17Cu8 po zahriatí vykazuje úplne obnoviteľné napätie. Okrem toho, hodnota SME 7 % pozorovaná v tejto polykryštalickej zliatine je vyššia ako hodnoty predtým uvádzané v ternárnom systéme Ni–Mn–Ga, dokonca aj pre monokryštály.[18,25] Mnohé inžinierske aplikácie potrebujú zliatiny s tvarovou pamäťou, aby fungovali v vyššie teploty (tj vyššie ako 473 K), ako odpoveď na dopyt z rôznych vysoko technologických oblastí, ako je automobilový alebo letecký priemysel. V súčasnosti sa skúmalo niekoľko zliatinových systémov, ako napríklad FeMnSi-, CuAlNi-, NiMn-, NiAl-, Ti(Pt, Pd, Au,)- a na báze NiTi[26,27], ale doteraz existuje niekoľko problémov (napr. stabilizácia martenzitu, tepelná a termomechanická nestabilita) zostali v týchto zliatinách nevyriešené. V našej predchádzajúcej práci[19] sme uviedli, že zvyšujúce sa množstvo Cu namiesto Ga tiež zvyšuje teplotu MT až na 720 K pre vzorku Cu8 (obrázok 4), vďaka čomu je táto zliatina sľubným kandidátom na priemyselné použitie ako HTSMA.

Superman bylinky cistanche-- Proti Alzheimerovej chorobe

Žiaľ, ďalšie legovanie podporuje tvorbu takzvanej c fázy, ktorá vedie k zníženiu obnoviteľného napätia. Okrem toho bol pozorovaný mierny pokles teploty martenzitickej počiatočnej transformácie o 15 K v dvojfázových vzorkách. Tento efekt môže byť dôsledkom dodatočných vnútorných napätí generovaných nekompatibilitou mriežky medzi dvoma fázami. Negatívny vplyv fázy c na tvarovú obnovu zliatiny Cu10 je výraznejší ako v prípade zliatiny Cu9. Objemové frakcie fázy c boli namerané ako asi 12 a 24 pct pre Cu9 a Cu10, v danom poradí. Príspevok c-fázy spôsobil zlepšenie ťažnosti materiálu. Drasticky však znižuje aj samotný MSP. Obnoviteľné rýchlosti vykazovali podobné správanie ako obnoviteľný kmeň počas nahradenia Ga Cu. Pomerne neočakávane nízka hodnota R pre Ni50Mn25Ga22.25Cu2.75 môže byť spôsobená diskontinuitami povrchu, ktoré boli pozorované po kompresnom teste. Modulované štruktúry (10M, 14M) zliatin Ni-Mn-Ga sú krehkejšie ako nemodulované, čo by mohlo byť dôvodom nízkej hodnoty SME a R v tomto konkrétnom prípade. Na základe experimentálnych výsledkov možno vyvodiť nasledujúci záver: Substitúcia Ga za Cu prináša zmeny v type kryštálovej štruktúry a tetragonalite základnej bunky, ktorá sa zvyšuje so zvyšujúcim sa pridávaním Cu. Ťažnosť zliatin Ni-Mn-Ga-Cu pri izbovej teplote sa môže výrazne zlepšiť pridaním Cu a vytvorením fázy c. Zavedenie druhej fázy však výrazne znižuje MSP.

Tabuľka I. Typ kryštálovej štruktúry a parametre mriežky zliatin Ni50Mn25Ga252xCux (x=1 až 10 v pct) zliatin pri izbovej teplote

Obr. 1 – Vývoj mriežkových parametrov zliatin Ni50Mn25Ga25 xCux (x=1 až 10 pri pct).

Obr. 2—(a) Krivka skutočného napätia v tlaku – skutočná deformácia Ni50Mn25Ga25 xCux (x=1, 2, 2,75, 4, 9 pri pct) testovaná pri izbovej teplote. (b) Vývoj napätia potrebného na to, aby materská austenitová fáza podstúpila stresom indukovanú martenzitickú transformáciu pre Cu1 a Cu2 a dvojčatné napätie pre zvyšok vzoriek, tj z Cu2,75 na Cu10.

Obr. 3—(a) Trvalá deformácia po odťažení zliatin Ni50Mn25Ga25 xCux (x=1 až 10 pri pct). b) Regenerované kmene zliatin Ni50Mn25Ga25 xCux (x=1 až 10 pri pct) po zahriatí na 100 K nad konečnú teplotu austenitu (Af).

Obr. 4 – Kompozičná závislosť teploty martenzitickej počiatočnej transformácie v zliatinách Ni50Mn25Ga25 xCux (x=1 až 10 pri pct).

LITERATÚRA

1. K Ullakko: J. Mater. Ing. Perform., 1996, roč. 5, s. 405–409.

2. AR Smith, J Tellinen a K Ullakko: Acta Mater., 2014, roč. 80, s. 373–79.

3. I Suorsa, E Pagounis a K Ullakko: J. Magn. Magn. Mater., 2004, zv. 272–276, s. 2029–30.

4. A Hobza, CL Patrick, K Ullakko, N Raflfla, P Lindquist a P Mu¨llner: Sens. Actuat. A-Phys., 2018, roč. 269, s. 137–44.

5. VV Martynov: J. Phys. Francúzsko, 1995, roč. 5, str. C8-91–C8-99.

6. VV Kokorin, VV Martynov a VA Černenko: Scr. Metall. Mater., 1992, roč. 26, s. 1752–77.

7. K Ullakko, JK Huang, C Kantner, RC O'Handley a VV Kokorin: Appl. Phys. Lett., 1996, zv. 69, s. 1966–68.

8. SJ Murray, M Marioni, SM Allen, RC O'Handley a TA Lograsso: Appl. Phys. Lett., 2000, zv. 77, s. 886–88.

9. E Pagounis, R Chulist, MJ Szczerba a M Laufenberg: Appl. Phys. Lett., 2014, roč. 105, str. 052405.

10. E Pagounis, MJ Szczerba, R Chulist a M Laufenberg: Appl. Phys. Lett., 2015, roč. 107, s. 152407.

11. J Pons, VA Chernenko, R. Santamarta a E Cesari: Acta Mater., 2000, zv. 48, s. 3027–38.

12. ZB Li, B Yang, YD Zhang, C Esling, NF Zou, X Zhao a L Zuo: Acta Mater., 2014, zv. 74, s. 9–17.

13. SK Wu a ST Yang: Mater. Lett., 2003, roč. 57, s. 4291–96.

14. AN Vasiľjev, AD Božko, VV Khovailo, IE Dikshtein, VG Shavrov, VD Buchelnikov, M Matsumoto, S Suzuki, T Takagi a J Tani: Phys. B, 1999, zv. 59, s. 1113–20.

15. A Brzoza, S Sumara, A Wierzbicka-Miernik, W Maziarz a MJ Szczerba: Mater. Sci. Technol.-Lond., 2020, roč. 36, s. 961–65.

16. XQ Chen, X Lu a ZX Qin: Mater. Sci. Technol.-Lond., 2009, roč. 25, s. 829–32.

17. VA Černenko, E Cesari, VV Kokorin a IN Vitenko: Scr. Metall. Mater., 1995, roč. 33, s. 1239–44.

18. Y Ma, C Jiang, Y Li, H Xu, C Wang a X Liu: Acta Mater., 2007, zv. 55, s. 1533–41.

19. A Brzoza, A Wierzbicka-Miernik, T Czeppe, E Cesari a MJ Szczerba: Intermetallics, 2019, vol. 109, s. 157–61.

20. S Guo, Y Zhang, B Quan, J Li, Y Qi a X Wang: Smart Mater. Struct., 2005, roč. 14, s. 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 a L Zuo: J. Phys. D, 2016, roč. 49, s. 1025002.

22. Y Ma, S Yang, Y Liu a X Liu: Acta Mater., 2009, zv. 57, s. 3232–41.

23. Y Xin, Y Li, L Chai a H Xu: Scr. Mater., 2007, roč. 57, s. 599–601.

24. CM Wayman: Prog. Mater. Sci., 1992, zv. 36, s. 203–24.

25. H Xu, Y Ma a C Jiang: Appl. Phys. Lett., 2003, roč. 82, s. 3206–208.

26. J Ma, I Karaman a R Noebe: Int. Mater. Rev., 2010, roč. 5, s. 257–15.

27. JV Humbeeck: Mater. Res. Bulletin, 2012, roč. 47, s. 2966.