La ductilitat i les propietats de memòria de forma dels aliatges Ni-Mn-Ga-Cu Heusler

Els aliatges Ni-Mn-Ga Heusler s'han investigat àmpliament en les últimes dècades com a material potencial per a dispositius actuadors i sensors.[1–4] Aquest aliatge presenta l'efecte de memòria de forma (SME) associat a la transformació martensítica, la superelasticitat, i deformació induïda pel camp magnètic (MFIS).[5–10] En els aliatges estequiomètrics Ni–Mn–Ga, s'han trobat tres tipus d'estructures cristal·lines, és a dir: cinc capes (10M), set capes (14M). ), i martensita no modulada (2M).[11,12] Moltes aplicacions d'enginyeria requereixen aliatges amb memòria de forma que operen a temperatures superiors a 390 K. És ben sabut que en aquests aliatges, la temperatura de transformació martensítica (MT) és molt sensible a modificacions químiques.

Beneficis de la cistanche tubulosa-Malaltia d'Alzheimer

[13–16] Diversos articles van revelar que es pot observar una temperatura MT elevada en els aliatges de Ni2MnGa estequiomètrics amb contingut enriquit de Ni o Mn, mostrant el seu potencial com a aliatges de memòria de forma d'alta temperatura (HTSMA).[17,18] A més, l'addició d'un quart element com el Cu o el Fe al sistema ternari pot conduir a un augment substancial de la temperatura MT.[19–21] L'altre inconvenient per a les aplicacions pràctiques dels aliatges Ni-Mn-Ga és la seva fragilitat i fragilitat. força baixa.

Així, la millora de les propietats mecàniques s'ha convertit en una prioritat en el desenvolupament d'aquests materials. Investigacions recents han demostrat que la ductilitat dels aliatges policristalins de Ni-Mn-Ga es pot millorar eficaçment mitjançant la formació de fase c dúctil.[22,23] En aquest article, la influència de les addicions de Cu en lloc de Ga sobre la ductilitat i la SME de Es van investigar aliatges quaternaris Ni50Mn25Ga25 xCux. Els aliatges policristalins de composició nominal Ni50Mn25Ga25 xCux (x=1 a 10 a PCT) es van preparar sota una atmosfera protectora d'argó mitjançant el mètode de fusió d'arc. La puresa del níquel, manganès, gal·li i coure va ser de 99,95, 99,95, 99,99 i 99,999%, respectivament. Cada lingot en forma de botó d'uns 8 g es va tornar a fondre quatre vegades per garantir una bona homogeneïtat. A més, es va afegir un 5% en pes addicional de Mn per compensar les pèrdues per evaporació. Després, els lingots es van segellar en ampolles de quars al buit i es van recuit a 1173 K durant 48 hores i després el forn es va refredar a temperatura ambient.

Cistanche vivent del desert-Malaltia d'Alzheimer

Feu clic aquí per veure els productes Cistanche Improving Memory and Prevent Alzheimer's Disease

【Demanar més】 Correu electrònic:cindy.xue@wecistanche.com / Whats App: 0086 18599088692 / Wechat: 18599088692

A causa del contingut fix de Ni i Mn i l'addició creixent de Cu en lloc de Ga, les mostres es van denominar a continuació Cu1, Cu2, etc. L'estructura de fase es va identificar a temperatura ambient mitjançant anàlisi de difracció de raigs X (XRD) mitjançant un Bruker D8-Discover amb radiació CoKa. Les observacions microestructurals es van fer mitjançant microscòpia electrònica d'escaneig (SEM) (Philips XL30). La fracció de volum de la fase c i la martensita es va calcular a partir de tres imatges SEM preses en mode d'electrons retrodispersats (BSE) a 1000 augment i després es van processar mitjançant el programa ImageJ. Les propietats mecàniques i SME es van mesurar a temperatura ambient mitjançant proves de compressió uniaxial amb una velocitat de tensió de 10 3 s 1 utilitzant una màquina Instron 5566. Les mostres rectangulars d'una relació alçada-amplada de 3/2 per a proves de compressió es van tallar de material a granel mitjançant mecanitzat de descàrrega elèctrica. Les longituds de la mostra es van mesurar abans de la càrrega (l0), després de la descàrrega (l1) i després d'escalfar a una temperatura 100 K per sobre de la temperatura d'acabat de l'austenita (Af) durant 15 min (l2) amb un micròmetre amb una precisió de 0,001 mm. . La tensió permanent després de la descàrrega (ep) i la soca recuperada a causa de la SME (eSME) es van calcular com a ep ¼ ln l0 l1  100pct i eSME ¼ ln l2 l1  100pct, respectivament. Les taxes recuperables es van calcular com a R ¼ eSME ep. A més, a partir de les corbes tensió-deformació, es van especificar les tensions d'agermanament (RTW) mesurant el nivell d'estrès a la meitat de la tensió ep. La tècnica de difracció de raigs X es va utilitzar per determinar el tipus d'estructura cristal·lina a temperatura ambient. El tipus d'evolució de l'estructura cristal·lina i els paràmetres de gelosia corresponents es recullen a la taula I.

Suplement de Cistanche a prop meu-Millorant la memòria

A la primera mostra (Cu1), els pics principals es van indexar com els de l'estructura cúbica L21 (fase d'austenita pare) amb els paràmetres de gelosia d'un=5.8282 A˚. Quan el contingut de Cu augmenta a 2%, es van detectar alguns nous pics de la segona fase. A causa de la seva feble intensitat, només els paràmetres de gelosia de la fase d'austenita pare es podrien calcular com a=5.8346 A˚. A la mostra posterior (Cu2.75), va aparèixer una estructura de martensita pura de 10 M. Després de l'aliatge posterior, es va detectar una altra transformació, a l'anomenada fase de martensita no modulada, que s'ha observat en mostres de Cu4 a Cu8. És ben sabut que les modificacions químiques introdueixen canvis en la tetragonalitat de la cèl·lula unitat de martensita. En aquest cas, el paràmetre de gelosia ''a'' disminueix de 5,4857 a 5,3840 A˚, i ''c'' augmenta de 6,5327 a 6,7241 A˚ per a Cu4 i Cu8, respectivament (figura 1), mantenint el volum constant. Les mostres amb la quantitat més alta d'addició de Cu presenten pics de difracció addicionals a part dels pics procedents només de la fase martensita. Es va confirmar que la nova fase era la fase c amb una estructura cúbica centrada en les cares.[18] Per avaluar la influència de la substitució de Ga per Cu en les propietats mecàniques i SME, es van realitzar proves de compressió a temperatura ambient. Les corbes de tensió-deformació representatives es presenten a la figura 2 (a). La corba de compressió de Ni50Mn25Ga24Cu1 va mostrar el caràcter superelàstic amb transformació martensítica directa i inversa.[24] L'estrès requerit perquè la fase d'austenita parent experimentés una transformació martensítica induïda per l'estrès es va calcular com uns 250 MPa. La corba tensió-deformació de Ni50Mn25Ga23Cu2 mostra algunes fluctuacions. A causa del caràcter mixt de la microestructura d'aquesta mostra, el primer altiplà podria estar associat a la deformació de la martensita, mentre que el segon representaria la transformació d'austenita a martensita. En aquest cas particular, la tensió de 60 MPa mesurada a la meitat de la tensió permanent (ep) correspon a la transformació de la martensita fifi austenita pare (A fifi M). Les corbes tensió-deformació de les mostres de Cu2.75 a Cu10 consten de tres etapes associades a la deformació elàstica del multivariant, la reorientació de les variants martensítiques i/o el desgermanament i la deformació elàstica i plàstica de les martensites totalment reorientades. La figura 2 (b) mostra els valors de tensió d'agermanament que augmenten quan també augmenta la quantitat de Cu. A més, la substitució de Ga per Cu aporta una millora significativa en la ductilitat a temperatura ambient dels aliatges Ni-Mn-Ga-Cu, que és important en el cas d'aplicacions potencials (Figura 3 (a)). A més, en aliatges que presentaven un tipus d'estructura cristal·lina a temperatura ambient, és a dir, la martensita 2M (és a dir, de Cu4 a Cu8), es va observar un comportament lineal en la millora de la ductilitat amb un augment de la concentració de Cu. L'aparició de la segona fase en mostres amb la quantitat més alta de Cu en lloc de Ga comporta un augment significatiu de la soca ep. Per obtenir el comportament de la memòria de forma, després de les proves de compressió es van escalfar mostres i, a continuació, es van mesurar i representar la seva tensió de recuperació, el valor mitjà de la soca de recuperació i les proporcions de recuperació a la figura 3 (b). La tensió màxima recuperable entre la fase d'austenita i la martensita ve determinada per la magnitud de la cisalla necessària per passar d'una estructura a l'altra. A més, els valors teòrics de la tensió reversible assolible són més baixos per a les estructures martensítiques modulades que per a les estructures cristal·lines no modulades. Aquesta és la raó per la qual observem valors més baixos de la SME de mostres amb una petita quantitat d'addició de Cu (fins a Cu2,75), on predomina l'estructura modulada. La soca recuperable va augmentar juntament amb l'augment del contingut de Cu per a mostres on es va observar la fase única de martensita 2M a temperatura ambient.

Efectes de la malaltia de Cistanche-Anti Alzheimer

A més, la tetragonalitat de la cèl·lula unitat de martensita (vegeu la relació c/a a la taula 1) també augmenta amb l'aliatge. Quan la relació c/a de la cèl·lula unitat de martensita s'allunya més d'1, la soca de transformació augmenta. Una relació c/a elevada significa una distorsió més gran de la fase d'austenita cúbica i, per tant, es pot observar una SME més alta amb addició de Cu creixent en aliatges Ni-Mn-Ga-Cu. A més, l'aliatge Ni50Mn25Ga17Cu8 després de l'escalfament presenta una tensió recuperable total. A més, el valor SME del 7% observat en aquest aliatge policristalí és superior als valors reportats anteriorment en el sistema ternari Ni-Mn-Ga, fins i tot per a cristalls simples.[18,25] Moltes aplicacions d'enginyeria necessiten aliatges amb memòria de forma per funcionar a temperatures més elevades (és a dir, superiors a 473 K), com a resposta a la demanda de les diferents àrees altament tecnològiques, com l'automoció o la indústria aeroespacial. Actualment, s'han investigat diversos sistemes d'aliatge, com ara FeMnSi-, CuAlNi-, NiMn-, NiAl-, Ti(Pt, Pd, Au,)- i basats en NiTi[26,27], però fins ara diversos problemes (per exemple, l'estabilització de la martensita, la inestabilitat tèrmica i termomecànica) han quedat sense resoldre en aquests aliatges. En el nostre treball anterior,[19] hem informat que la quantitat creixent de Cu en lloc de Ga també augmenta la temperatura MT fins a 720 K per a la mostra de Cu8 (figura 4), fent d'aquest aliatge un candidat prometedor per a l'aplicació industrial com a HTSMA.

herbes de Superman cistanche-- Anti Alzheimer

Malauradament, l'aliatge addicional afavoreix la formació de l'anomenada fase c que condueix a una reducció de la soca recuperable. A més, es va observar una lleugera disminució de la temperatura de transformació inicial martensítica en 15 K en mostres de fase dual. Aquest efecte pot ser conseqüència de tensions internes addicionals generades per la incompatibilitat de la gelosia entre les dues fases. L'efecte negatiu de la fase c en la recuperació de la forma de l'aliatge Cu10 és més notable que en el cas de l'aliatge Cu9. Es va mesurar que les fraccions de volum de la fase c eren d'uns 12 i 24% per a Cu9 i Cu10, respectivament. La contribució de la fase c va provocar una millora en la ductilitat del material. Tanmateix, també disminueix dràsticament la pròpia pime. Les taxes recuperables van mostrar un comportament similar a la soca recuperable durant la substitució de Ga per Cu. El valor baix més aviat inesperat de R per a Ni50Mn25Ga22.25Cu2.75 pot ser causat per discontinuïtats de superfície que s'han observat després de la prova de compressió. Les estructures modulades (10M, 14M) dels aliatges Ni-Mn-Ga són més fràgils que les no modulades, cosa que podria ser la raó del baix valor de SME i R en aquest cas concret. A partir dels resultats experimentals, es pot extreure la següent conclusió: La substitució de Ga per Cu introdueix canvis en el tipus d'estructura cristal·lina i la tetragonalitat de la cèl·lula unitat, que augmenta amb l'augment de l'addició de Cu. La ductilitat a temperatura ambient dels aliatges Ni-Mn-Ga-Cu es pot millorar molt mitjançant l'addició de Cu i la formació de la fase c. Tanmateix, la introducció d'aquesta darrera fase fa disminuir significativament la PIME.

Taula I. Tipus d'estructura cristal·lina i paràmetres de gelosia de Ni50Mn25Ga252xCux (x=1 a 10 al PCt) Aliatges a temperatura ambient

Fig. 1—Evolució dels paràmetres de gelosia dels aliatges Ni50Mn25Ga25 xCux (x=1 a 10 a pct).

Fig. 2: (a) Corba de tensió veritable de compressió–deformació real de Ni50Mn25Ga25 xCux (x=1, 2, 2,75, 4, 9 al PCt) provada a temperatura ambient. ( b ) Evolució de l'estrès requerit perquè la fase d'austenita pare sofreixi una transformació martensítica induïda per l'estrès per a Cu1 i Cu2 i l'estrès d'agermanament per a la resta de mostres, és a dir, de Cu2,75 a Cu10.

Fig. 3: (a) Deformació permanent després de la descàrrega d'aliatges de Ni50Mn25Ga25 xCux (x=1 a 10 a pct). ( b ) Soques recuperades d'aliatges de Ni50Mn25Ga25 xCux (x=1 a 10 a PCT) en escalfar-se a 100 K per sobre de la temperatura d'acabat de l'austenita (Af).

Fig. 4. Dependència de la composició de la temperatura d'inici de transformació martensítica en aliatges Ni50Mn25Ga25 xCux (x=1 a 10 a pct).

REFERÈNCIES

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

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

3. I Suorsa, E Pagounis i K Ullakko: J. Magn. Magn. Mater., 2004, vols. 272–276, pàgines 2029–30.

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

5. VV Martynov: J. Phys. França, 1995, vol. 5, pàgines C8-91–C8-99.

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

16. XQ Chen, X Lu i ZX Qin: Mater. Ciència. Technol.-Lond., 2009, vol. 25, pàgs. 829–32.

17. VA Chernenko, E Cesari, VV Kokorin i IN Vitenko: Scr. Metall. Mater., 1995, vol. 33, pàgs. 1239–44.

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

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

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

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

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

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

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

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

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

27. JV Humbeeck: Mater. Res. Butlletí, 2012, vol. 47, pàg. 2966.