Duktiliteten og formminneegenskapene til Ni–Mn–Ga–Cu Heusler-legeringer

Ni–Mn–Ga Heusler-legeringene har blitt mye undersøkt de siste tiårene som et potensielt materiale for aktuator- og sensorenheter.[1–4] Denne legeringen viser form-minneeffekten (SME) assosiert med martensittisk transformasjon, superelastisitet, og magnetfelt-indusert tøyning (MFIS).[5–10] I de støkiometriske Ni–Mn–Ga-legeringene er det funnet tre typer krystallstrukturer, dvs.: femlags (10M), syvlags (14M). ), og ikke-modulert martensitt (2M).[11,12] Mange ingeniørapplikasjoner krever form-minne-legeringer som opererer ved temperaturer høyere enn 390 K. Det er velkjent at i disse legeringene er martensittisk transformasjon (MT)-temperaturen veldig følsom for kjemiske modifikasjoner.

Fordeler med cistanche tubulosa-Anti Alzheimers sykdom

[13–16] Flere artikler avslørte at en høy MT-temperatur kan observeres i de støkiometriske Ni2MnGa-legeringene med anriket Ni- eller Mn-innhold, noe som viser deres potensiale som høytemperatur-formminnelegeringer (HTSMA).[17,18] Dessuten kan tilsetning av et fjerde element som Cu eller Fe til det ternære systemet føre til en betydelig økning i MT-temperaturen. [19–21] Den andre ulempen for praktiske anvendelser av Ni–Mn–Ga-legeringer er deres sprøhet og lav styrke.

Dermed har forbedring av de mekaniske egenskapene blitt en prioritet i utviklingen av disse materialene. Nyere undersøkelser har vist at duktiliteten til polykrystallinske Ni–Mn–Ga-legeringer effektivt kan forbedres gjennom dannelsen av duktil c-fase. [22,23] I denne artikkelen viser påvirkningen av Cu-tilsetninger i stedet for Ga på duktiliteten og SME av kvartære Ni50Mn25Ga25 xCux-legeringer ble undersøkt. Polykrystallinske legeringer med nominell sammensetning Ni50Mn25Ga25 xCux (x=1 til 10 ved pct) ble fremstilt under en argonbeskyttende atmosfære ved lysbuesmeltemetode. Renheten til nikkel, mangan, gallium og kobber var henholdsvis 99,95, 99,95, 99,99 og 99,999 pct. Hver knappeformet blokk på ca. 8 g ble omsmeltet fire ganger for å sikre god homogenitet. I tillegg ble ytterligere 5 vekt-pct Mn tilsatt for å kompensere for fordampningstap. Deretter ble blokkene forseglet i vakuum-kvartsampuller og utglødd ved 1173 K i 48 timer og deretter avkjølt ovnen til omgivelsestemperatur.

Ørkenlevende cistanche-Anti Alzheimers sykdom

Klikk her for å se Cistanche-produkter som forbedrer hukommelsen og forebygger Alzheimers sykdom

【Be om mer】 E-post:cindy.xue@wecistanche.com / Whats App: 0086 18599088692 / Wechat: 18599088692

På grunn av det faste innholdet av Ni og Mn og den økende tilsetningen av Cu i stedet for Ga, ble prøvene heretter referert til som Cu1, Cu2, og så videre. Fasestrukturen ble identifisert ved romtemperatur ved røntgendiffraksjonsanalyse (XRD) ved bruk av en Bruker D8-Discover med CoKa-stråling. De mikrostrukturelle observasjonene ble gjort ved hjelp av skanneelektronmikroskopi (SEM) (Philips XL30). Volumfraksjonen av c-fasen og martensitten ble beregnet fra tre SEM-bilder tatt i tilbakespredt elektron (BSE)-modus ved 1000 forstørrelse og deretter behandlet ved hjelp av ImageJ-programmet. De mekaniske egenskapene og SME ble målt ved romtemperatur ved uniaksiale kompresjonstester med en tøyningshastighet på 10 3 s 1 ved bruk av en Instron 5566-maskin. De rektangulære prøvene med et høyde-til-bredde-forhold på 3/2 for kompresjonstester ble kuttet ut fra bulkmateriale ved hjelp av elektrisk utladningsmaskinering. Lengden på prøven ble målt før lasting (l0), etter lossing (l1), og etter oppvarming til en temperatur 100 K over austenitt-avslutningstemperaturen (Af) i 15 minutter (l2) ved bruk av et mikrometer med en nøyaktighet på 0,001 mm . Den permanente belastningen etter lossing (ep) og den gjenvunnede belastningen på grunn av SME (eSME) ble beregnet som henholdsvis ep ¼ ln l0 l1  100pct og eSME ¼ ln l2 l1  100pct. De utvinnbare ratene ble beregnet som R ¼ eSME ep. Videre, fra stress-strain-kurver, ble tvillingspenningene (RTW) spesifisert ved å måle spenningsnivået ved halvparten av ep-tøyningen. Røntgendiffraksjonsteknikken ble brukt for å bestemme typen krystallstruktur ved romtemperatur. Typen av krystallstrukturutvikling og de tilsvarende gitterparametrene er samlet i tabell I.

Cistanche-tilskudd i nærheten av meg - Forbedre hukommelsen

I den første prøven (Cu1) ble hovedtoppene indeksert som de for L21-kubikkstrukturen (overordnet austenittfase) med gitterparametrene til en=5.8282 A˚. Når Cu-innholdet øker til 2 ved pct, ble det oppdaget noen nye topper fra den andre fasen. På grunn av deres svake intensitet, kunne bare gitterparametrene til den opprinnelige austenittfasen beregnes som en=5.8346 A˚. I den påfølgende prøven (Cu2.75) oppsto en ren 10 M martensittstruktur. Ved videre legering ble det påvist en annen transformasjon, til den såkalte ikke-modulerte martensittfasen, som er observert i prøver fra Cu4 til Cu8. Det er velkjent at de kjemiske modifikasjonene introduserer endringer i tetragonaliteten til martensittenhetscellen. I dette tilfellet synker gitterparameteren ''a'' fra 5,4857 til 5,3840 A˚, og ''c'' øker fra 6,5327 til 6,7241 A˚ for henholdsvis Cu4 og Cu8 (Figur 1), og holder volumet konstant. Prøver med den høyeste mengden Cu-tilsetning viser ytterligere diffraksjonstopper bortsett fra toppene som kun kommer fra martensittfasen. Den nye fasen ble bekreftet å være c-fasen med en ansiktssentrert kubisk struktur.[18] For å vurdere påvirkningen av substitusjonen av Ga med Cu på mekaniske egenskaper og SME, ble kompresjonstester utført ved romtemperatur. De representative spennings-tøyningskurvene er presentert i figur 2(a). Kompresjonskurven til Ni50Mn25Ga24Cu1 viste den superelastiske karakteren med forover og bakover martensittisk transformasjon. [24] Spenningen som kreves for at den opprinnelige austenittfasen skal gjennomgå stressindusert martensittisk transformasjon ble beregnet til omtrent 250 MPa. Spennings-tøyningskurven til Ni50Mn25Ga23Cu2 viser noen svingninger. På grunn av den blandede karakteren til mikrostrukturen til denne prøven, kan det første platået være assosiert med martensittdeformasjonen, mens det andre vil representere austenitt til martensitttransformasjon. I dette spesielle tilfellet tilsvarer spenningen på 60 MPa målt ved halv permanent tøyning (ep) den overordnede austenitt-fifi-martensitt (A fifi M)-transformasjonen. Spennings-tøyningskurvene til prøver fra Cu2.75 til Cu10 består av tre stadier assosiert med den elastiske deformasjonen av multivariaten, reorienteringen av martensittiske varianter og/eller detwinning, og den elastiske og plastiske deformasjonen av fullstendig reorienterte martensitter. Figur 2(b) viser tvillingspenningsverdiene som øker når mengden av Cu også øker. Dessuten gir substitusjonen av Ga med Cu betydelig forbedring i romtemperatur duktiliteten til Ni–Mn–Ga–Cu-legeringer, noe som er viktig i tilfelle potensielle bruksområder (figur 3(a)). Videre, i legeringer som viste én type krystallstruktur ved romtemperatur, nemlig 2M martensitt (dvs. fra Cu4 til Cu8), ble det observert en lineær oppførsel i formbarhetsforbedring ved en økning av Cu-konsentrasjon. Forekomsten av den andre fasen i prøver med den høyeste mengden Cu i stedet for Ga gir en betydelig økning i ep-belastning. For å oppnå form-minne-oppførselen ble prøvene oppvarmet etter kompresjonstester, og deretter ble gjenvinningsbelastningen deres, gjennomsnittsverdien av gjenvinningsbelastningen og gjenvinningsforhold målt og plottet i figur 3(b). Den maksimale utvinnbare tøyningen mellom moderaustenittfasen og martensitt bestemmes av størrelsen på skjærkraften som kreves for å gå fra den ene strukturen til den andre. Dessuten er de teoretiske verdiene for oppnåelig reversibel tøyning lavere for modulerte martensittiske strukturer enn for ikke-modulerte krystallstrukturer. Dette er grunnen til at vi observerer lavere verdier for SME av prøver med en liten mengde Cu-tilsetning (opptil Cu2,75), der den modulerte strukturen dominerer. Den utvinnbare stammen økte sammen med økningen av Cu-innhold for prøver der den enkle 2M martensittfasen ble observert ved romtemperatur.

Effekter av Cistanche-Anti Alzheimers sykdom

Dessuten øker tetragonaliteten til martensittenhetscellen (se c/a-forholdet i tabell 1) også ved legering. Når c/a-forholdet til martensittenhetscellen avviker lenger bort fra 1, øker transformasjonsbelastningen. Et høyt c/a-forhold betyr en større forvrengning fra den kubiske moderaustenittfasen, og dermed kan en høyere SME med økende Cu-tilsetning observeres i Ni–Mn–Ga–Cu-legeringer. Videre viser Ni50Mn25Ga17Cu8-legeringen etter oppvarming en full utvinnbar belastning. Videre er SME-verdien på 7 pst observert i denne polykrystallinske legeringen større enn verdier som tidligere er rapportert i det ternære Ni–Mn–Ga-systemet, selv for enkeltkrystaller.[18,25] Mange ingeniørapplikasjoner trenger form-minne-legeringer for å fungere ved høyere temperaturer (dvs. høyere enn 473 K), som et svar på etterspørselen fra de forskjellige høyteknologiske områdene, som bil- eller romfartsindustrien. For tiden har flere legeringssystemer blitt undersøkt, som FeMnSi-, CuAlNi-, NiMn-, NiAl-, Ti(Pt, Pd, Au,)- og NiTi-baserte[26,27], men til nå flere problemer (f.eks. martensittstabilisering, termisk og termomekanisk ustabilitet) har forblitt uløst i disse legeringene. I vårt tidligere arbeid [19] har vi rapportert at den økende mengden Cu i stedet for Ga også øker MT-temperaturen opp til 720 K for Cu8-prøven (Figur 4), noe som gjør denne legeringen til en lovende kandidat for industriell anvendelse som HTSMA.

Superman urter cistanche--Anti Alzheimers sykdom

Dessverre fremmer ytterligere legering dannelsen av den såkalte c-fasen som fører til en reduksjon av utvinnbar tøyning. I tillegg ble det observert en liten reduksjon av martensittisk starttransformasjonstemperatur med 15 K i tofaseprøver. Denne effekten kan være en konsekvens av ytterligere indre spenninger generert av gitterinkompatibiliteten mellom de to fasene. Den negative effekten av c-fasen på formgjenvinningen til Cu10-legering er mer bemerkelsesverdig enn i tilfellet med Cu9-legering. Volumfraksjonene av c-fasen ble målt til å være ca. 12 og 24 pst. for henholdsvis Cu9 og Cu10. C-fasebidraget forårsaket en forbedring i materialets duktilitet. Det reduserer imidlertid også selve SMB drastisk. De utvinnbare hastighetene viste lignende oppførsel som utvinnbar stamme under substitusjonen av Ga med Cu. Den ganske uventede lave verdien av R for Ni50Mn25Ga22.25Cu2.75 kan være forårsaket av diskontinuiteter i overflaten som er observert etter kompresjonstesten. De modulerte strukturene (10M, 14M) av Ni-Mn-Ga-legeringer er sprøere enn de ikke-modulerte, noe som kan være årsaken til den lave verdien av SME og R i dette spesielle tilfellet. Basert på de eksperimentelle resultatene kan følgende konklusjon trekkes: Substitusjonen av Ga med Cu introduserer endringer i typen krystallstruktur og tetragonaliteten til enhetscellen, som øker med økende Cu-tilsetning. Duktiliteten i romtemperatur til Ni-Mn-Ga-Cu-legeringer kan forbedres betydelig gjennom tilsetning av Cu og dannelsen av c-fasen. Innføringen av sistnevnte fase reduserer imidlertid SMB betydelig.

Tabell I. Type krystallstruktur og gitterparametre for Ni50Mn25Ga252xCux (x=1 til 10 ved pct) legeringer ved romtemperatur

Fig. 1 – Utvikling av gitterparametere for Ni50Mn25Ga25 xCux (x=1 til 10 ved pct) legeringer.

Fig. 2—(a) Kompresjonskurve for sann spenning – sann tøyning av Ni50Mn25Ga25 xCux (x=1, 2, 2,75, 4, 9 ved pct) testet ved romtemperatur. (b) Evolusjon av spenning som kreves for at den opprinnelige austenittfasen skal gjennomgå en stressindusert martensittisk transformasjon for Cu1 og Cu2 og tvillingspenningen for resten av prøvene, dvs. fra Cu2.75 til Cu10.

Fig. 3—(a) Permanent tøyning etter lossing av Ni50Mn25Ga25 xCux (x=1 til 10 ved pct) legeringer. (b) Gjenvunnede stammer av Ni50Mn25Ga25 xCux (x=1 til 10 ved pct) legeringer ved oppvarming til 100 K over austenitt-finish-temperatur (Af).

Fig. 4—Komposisjonsavhengighet av martensittisk starttransformasjonstemperatur i Ni50Mn25Ga25 xCux (x=1 til 10 ved pct) legeringer.

REFERANSER

1. K Ullakko: J. Mater. Eng. Perform., 1996, vol. 5, s. 405–409.

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

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

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

5. VV Martynov: J. Phys. Frankrike, 1995, vol. 5, s. C8-91–C8-99.

6. VV Kokorin, VV Martynov og VA Chernenko: Scr. Metall. Mater., 1992, vol. 26, s. 1752–77.

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

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

9. E Pagounis, R Chulist, MJ Szczerba og M Laufenberg: Appl. Phys. Lett., 2014, vol. 105, s. 052405.

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

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

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

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

14. AN Vasil'ev, AD Bozhko, VV Khovailo, IE Dikshtein, VG Shavrov, VD Buchelnikov, M Matsumoto, S Suzuki, T Takagi og J Tani: Phys. Rev. B, 1999, vol. 59, s. 1113–20.

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

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

17. VA Chernenko, E Cesari, VV Kokorin og IN Vitenko: Scr. Metall. Mater., 1995, vol. 33, s. 1239–1244.

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

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

20. S Guo, Y Zhang, B Quan, J Li, Y Qi og X Wang: Smart Mater. Struct., 2005, vol. 14, s. S236–8.

21. ZB Li, NF Zou, CF Sanchez-Valde's, JL Sanchez Llamazares, B Yang, Y Hu, YD Zhang, C Esling, X Zhao og L Zuo: J. Phys. D, 2016, vol. 49, s. 1025002.

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

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

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

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

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

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