Duktilnost i svojstva pamćenja oblika Heuslerovih legura Ni–Mn–Ga–Cu
Jul 21, 2023
Ni–Mn–Ga Heuslerove legure naširoko su istraživane u posljednjih nekoliko desetljeća kao potencijalni materijal za aktuatore i senzorske uređaje.[1–4] Ova legura pokazuje učinak memorije oblika (SME) povezan s martenzitnom transformacijom, superelastičnošću, i naprezanje inducirano magnetskim poljem (MFIS). [5-10] U nestehiometrijskim Ni-Mn-Ga legurama pronađena su tri tipa kristalnih struktura, tj.: petoslojna (10M), sedmeroslojna (14M ), i nemodulirani martenzit (2M).[11,12] Mnoge inženjerske primjene zahtijevaju legure s memorijom oblika koje rade na temperaturama višim od 390 K. Dobro je poznato da je u tim legurama temperatura martenzitne transformacije (MT) vrlo osjetljiv na kemijske modifikacije.
Dobrobiti cistanche tubulosa-Protiv Alzheimerove bolesti
[13-16] Nekoliko je radova otkrilo da se visoka MT temperatura može uočiti u nestehiometrijskim Ni2MnGa legurama s obogaćenim sadržajem Ni ili Mn, pokazujući njihov potencijal kao visokotemperaturne legure s memorijom oblika (HTSMA). [17,18]. Također, dodavanje četvrtog elementa kao što je Cu ili Fe u ternarni sustav može dovesti do znatnog povećanja MT temperature. [19-21] Drugi nedostatak za praktičnu primjenu Ni-Mn-Ga legura je njihova krtost i niske čvrstoće.
Stoga je poboljšanje mehaničkih svojstava postalo prioritet u razvoju ovih materijala. Nedavna istraživanja su pokazala da se duktilnost polikristalnih Ni–Mn–Ga legura može učinkovito poboljšati stvaranjem duktilne c faze [22,23] U ovom radu, utjecaj dodataka Cu umjesto Ga na duktilnost i SME od ispitane su kvaterne legure Ni50Mn25Ga25 xCux. Polikristalne legure nominalnog sastava Ni50Mn25Ga25 xCux (x=1 do 10 at pct) pripremljene su u zaštitnoj atmosferi argona metodom lučnog taljenja. Čistoća nikla, mangana, galija i bakra bila je 99,95, 99,95, 99,99, odnosno 99,999 posto. Svaki ingot u obliku gumba od oko 8 g ponovno je otopljen četiri puta kako bi se osigurala dobra homogenost. Također, dodano je dodatnih 5 težinskih postotaka Mn kako bi se nadoknadili gubici isparavanjem. Nakon toga, ingoti su zapečaćeni u vakuumske kvarcne ampule i žareni na 1173 K tijekom 48 sati, a zatim je peć ohlađena na temperaturu okoline.
Pustinjska živa cistanča-Anti Alzheimerova bolest
【Tražite više】 E-pošta:cindy.xue@wecistanche.com / Whats App: 0086 18599088692 / Wechat: 18599088692
Zbog fiksnog sadržaja Ni i Mn te sve većeg dodavanja Cu umjesto Ga, uzorci su u daljnjem tekstu nazivani Cu1, Cu2 i tako dalje. Fazna struktura identificirana je na sobnoj temperaturi analizom difrakcije X-zraka (XRD) pomoću Bruker D8-Discover s CoKa zračenjem. Promatranja mikrostrukture obavljena su skenirajućom elektronskom mikroskopijom (SEM) (Philips XL30). Volumni udio c faze i martenzita izračunati su iz tri SEM slike snimljene u načinu povratno raspršenih elektrona (BSE) pri povećanju od 1000 i zatim obrađene pomoću programa ImageJ. Mehanička svojstva i SME mjereni su na sobnoj temperaturi testovima jednoosne kompresije s brzinom deformacije od 10 3 s 1 korištenjem stroja Instron 5566. Pravokutni uzorci s omjerom visine i širine od 3/2 za ispitivanje kompresije izrezani su iz rasutog materijala pomoću strojne obrade električnim pražnjenjem. Duljine uzorka izmjerene su prije opterećenja (l0), nakon rasterećenja (l1) i nakon zagrijavanja na temperaturu 100 K iznad završne temperature austenita (Af) tijekom 15 minuta (l2) pomoću mikrometra s točnošću od 0,001 mm . Trajna deformacija nakon istovara (ep) i oporavljena deformacija zbog SME (eSME) izračunate su kao ep ¼ ln l0 l1 100pct odnosno eSME ¼ ln l2 l1 100pct. Stope povrata izračunate su kao R ¼ eSME ep. Štoviše, iz krivulja naprezanje-deformacija, naprezanja dvojnika (RTW) određena su mjerenjem razine naprezanja na polovici ep deformacije. Tehnikom difrakcije X-zraka određena je vrsta kristalne strukture na sobnoj temperaturi. Vrsta evolucije kristalne strukture i odgovarajući parametri rešetke prikupljeni su u tablici I.
Dodatak Cistanche blizu mene-Poboljšanje pamćenja
U prvom uzorku (Cu1), glavni vrhovi su indeksirani kao oni L21 kubične strukture (roditeljska austenitna faza) s parametrima rešetke od=5.8282 A˚. Kada se sadržaj Cu poveća na 2 na pct, otkriveni su neki novi vrhovi iz druge faze. Zbog njihovog slabog intenziteta, samo se parametri rešetke matične austenitne faze mogu izračunati kao=5.8346 A˚. U sljedećem uzorku (Cu2,75) pojavila se struktura čistog 10 M martenzita. Daljnjim legiranjem detektirana je još jedna transformacija, u tzv. nemoduliranu martenzitnu fazu, koja je uočena u uzorcima od Cu4 do Cu8. Dobro je poznato da kemijske modifikacije uvode promjene u tetragonalnost martenzitne jedinične ćelije. U ovom slučaju, parametar rešetke ''a'' smanjuje se s 5,4857 na 5,3840 A˚, a ''c'' raste sa 6,5327 na 6,7241 A˚ za Cu4 odnosno Cu8 (Slika 1), zadržavajući volumen konstantnim. Uzorci s najvećom količinom dodatka Cu pokazuju dodatne difrakcijske vrhove osim vrhova koji dolaze samo iz martenzitne faze. Potvrđeno je da je nova faza c faza s kubičnom strukturom usmjerenom na lice.[18] Kako bi se procijenio utjecaj supstitucije Ga s Cu na mehanička svojstva i SME, testovi kompresije provedeni su na sobnoj temperaturi. Reprezentativne krivulje naprezanje-deformacija prikazane su na slici 2(a). Krivulja kompresije Ni50Mn25Ga24Cu1 pokazala je superelastični karakter s martenzitnom transformacijom naprijed i nazad.[24] Naprezanje potrebno da matična austenitna faza prođe martenzitnu transformaciju izazvanu naprezanjem izračunato je na oko 250 MPa. Krivulja naprezanje-deformacija Ni50Mn25Ga23Cu2 pokazuje neke fluktuacije. Zbog mješovitog karaktera mikrostrukture ovog uzorka, prvi plato bi se mogao povezati s deformacijom martenzita, dok bi drugi predstavljao transformaciju austenita u martenzit. U ovom konkretnom slučaju, naprezanje od 60 MPa izmjereno pri polutrajnoj deformaciji (ep) odgovara transformaciji matičnog austenita fifi martenzita (A fifi M). Krivulje naprezanje-deformacija uzoraka od Cu2,75 do Cu10 sastoje se od tri faze povezane s elastičnom deformacijom multivarijanta, preorijentacijom martenzitnih varijanti i/ili detviningom, te elastičnom i plastičnom deformacijom potpuno preorijentiranih martenzita. Slika 2(b) prikazuje vrijednosti naprezanja dvojničenja koje se povećavaju kada se povećava i količina Cu. Štoviše, zamjena Ga s Cu donosi značajno poboljšanje duktilnosti Ni–Mn–Ga–Cu legura na sobnoj temperaturi, što je važno u slučaju potencijalnih primjena (Slika 3(a)). Nadalje, u legurama koje su pokazivale jednu vrstu kristalne strukture na sobnoj temperaturi, naime 2M martenzit (tj. od Cu4 do Cu8), uočeno je linearno ponašanje u poboljšanju duktilnosti s povećanjem koncentracije Cu. Pojava druge faze u uzorcima s najvećom količinom Cu umjesto Ga donosi značajno povećanje ep deformacije. Da bi se dobilo ponašanje pamćenja oblika, nakon testa kompresije uzorci su zagrijani, a zatim su njihova deformacija povrata, srednja vrijednost deformacije povrata i omjeri povrata izmjereni i nacrtani na slici 3(b). Najveća deformacija koja se može obnoviti između matične austenitne faze i martenzita određena je veličinom smicanja potrebnog za prijelaz iz jedne strukture u drugu. Štoviše, teorijske vrijednosti mogućeg reverzibilnog naprezanja niže su za modulirane martenzitne strukture nego za nemodulirane kristalne strukture. To je razlog zašto uočavamo niže vrijednosti SME uzoraka s malom količinom dodatka Cu (do Cu2,75), gdje prevladava modulirana struktura. Napetost koja se može obnoviti povećavala se zajedno s povećanjem sadržaja Cu za uzorke u kojima je opažena jedna 2M martenzitna faza na sobnoj temperaturi.
Učinci Cistanche-Anti Alzheimerove bolesti
Štoviše, tetragonalnost martenzitne jedinične ćelije (vidi omjer c/a u tablici 1) također se povećava nakon legiranja. Kada omjer c/a jedinične ćelije martenzita odstupa dalje od 1, transformacijsko naprezanje se povećava. Visoki omjer c/a označava veće izobličenje od kubične matične austenitne faze, pa se stoga u legurama Ni–Mn–Ga–Cu može uočiti veći SME s povećanjem dodavanja Cu. Nadalje, legura Ni50Mn25Ga17Cu8 nakon zagrijavanja pokazuje potpuno deformaciju koja se može obnoviti. Nadalje, SME vrijednost od 7 posto primijećena u ovoj polikristalnoj leguri veća je od vrijednosti prethodno prijavljenih u ternarnom sustavu Ni–Mn–Ga, čak i za pojedinačne kristale.[18,25] Mnoge inženjerske primjene trebaju legure s memorijom oblika kako bi funkcionirale na više temperature (tj. više od 473 K), kao odgovor na zahtjeve različitih visoko tehnoloških područja, poput automobilske ili zrakoplovne industrije. Trenutno je istraženo nekoliko sustava legura, kao što su FeMnSi-, CuAlNi-, NiMn-, NiAl-, Ti(Pt, Pd, Au,)- i bazirani na NiTi [26,27], ali do sada nekoliko problema (npr. stabilizacija martenzita, toplinska i termomehanička nestabilnost) ostale su neriješene u ovim legurama. U našem prethodnom radu [19] izvijestili smo da sve veća količina Cu umjesto Ga također povećava MT temperaturu do 720 K za uzorak Cu8 (Slika 4), čineći ovu leguru obećavajućim kandidatom za industrijsku primjenu kao HTSMA.
Superman bilje cistanche--Protiv Alzheimerove bolesti
Nažalost, daljnje legiranje potiče stvaranje takozvane c faze što dovodi do smanjenja deformacije koja se može povratiti. Osim toga, primijećeno je lagano smanjenje temperature početka martenzitne transformacije za 15 K u dvofaznim uzorcima. Ovaj učinak može biti posljedica dodatnih unutarnjih naprezanja generiranih nekompatibilnošću rešetke između dviju faza. Negativan učinak c faze na oporavak oblika legure Cu10 značajniji je nego u slučaju legure Cu9. Volumni udjeli c faze izmjereni su na oko 12 odnosno 24 posto za Cu9 i Cu10. Doprinos c-faze uzrokovao je poboljšanje duktilnosti materijala. Međutim, to također drastično smanjuje sam MSP. Stope oporavka pokazale su slično ponašanje kao naprezanje koje se može oporaviti tijekom zamjene Ga s Cu. Prilično neočekivano niska vrijednost R za Ni50Mn25Ga22.25Cu2.75 može biti uzrokovana diskontinuitetima površine koji su primijećeni nakon ispitivanja kompresije. Modulirane strukture (10M, 14M) Ni-Mn-Ga legura su krhije od nemoduliranih, što bi mogao biti razlog niske vrijednosti SME i R u ovom konkretnom slučaju. Na temelju eksperimentalnih rezultata može se izvući sljedeći zaključak: Supstitucija Ga s Cu unosi promjene u tip kristalne strukture i tetragonalnost jedinične ćelije, koja se povećava s povećanjem dodavanja Cu. Duktilnost legura Ni-Mn-Ga-Cu pri sobnoj temperaturi može se znatno poboljšati dodatkom Cu i stvaranjem c faze. Međutim, uvođenje posljednje faze značajno smanjuje MSP.
Tablica I. Vrsta kristalne strukture i parametri rešetke Ni50Mn25Ga252xCux (x=1 do 10 na pct) legura na sobnoj temperaturi
Slika 1—Evolucija parametara rešetke legura Ni50Mn25Ga25 xCux (x=1 do 10 na pct).
Slika 2—(a) Krivulja stvarnog tlačnog naprezanja i deformacije Ni50Mn25Ga25 xCux (x=1, 2, 2,75, 4, 9 na pct) ispitana na sobnoj temperaturi. (b) Evolucija naprezanja potrebnog da matična austenitna faza prođe martenzitnu transformaciju izazvanu naprezanjem za Cu1 i Cu2 i naprezanje bratimljenja za ostale uzorke, tj. od Cu2,75 do Cu10.
Slika 3—(a) Trajna deformacija nakon rasterećenja legura Ni50Mn25Ga25 xCux (x=1 do 10 na pct). (b) Oporavljene deformacije legura Ni50Mn25Ga25 xCux (x=1 do 10 at pct) nakon zagrijavanja na 100 K iznad završne temperature austenita (Af).
Slika 4—Ovisnost o sastavu temperature početka martenzitne transformacije u legurama Ni50Mn25Ga25 xCux (x=1 do 10 at pct).
REFERENCE
1. K Ullakko: J. Mater. inž. izved., 1996., sv. 5, str. 405–409.
2. AR Smith, J Tellinen i K Ullakko: Acta Mater., 2014., sv. 80, str. 373–79.
3. I Suorsa, E Pagounis i K Ullakko: J. Magn. Magn. Mater., 2004., sv. 272–276, str. 2029–30.
4. A Hobza, CL Patrick, K Ullakko, N Raflfla, P Lindquist i P Mu¨llner: Sens. Actuat. A-Phys., 2018, sv. 269, str. 137–44.
5. VV Martynov: J. Phys. Francuska, 1995., sv. 5, str. C8-91–C8-99.
6. VV Kokorin, VV Martynov i VA Chernenko: Scr. Metall. Mater., 1992., sv. 26, str. 1752–77.
7. K Ullakko, JK Huang, C Kantner, RC O'Handley i VV Kokorin: Appl. Phys. Lett., 1996., sv. 69, str. 1966–68.
8. SJ Murray, M Marioni, SM Allen, RC O'Handley i TA Lograsso: Appl. Phys. Lett., 2000., sv. 77, str. 886–88.
9. E Pagounis, R Chulist, MJ Szczerba i M Laufenberg: Appl. Phys. Lett., 2014., sv. 105, str. 052405.
10. E Pagounis, MJ Szczerba, R Chulist i M Laufenberg: Appl. Phys. Lett., 2015., sv. 107, str. 152407.
11. J Pons, VA Chernenko, R Santamarta i E Cesari: Acta Mater., 2000., sv. 48, str. 3027–38.
12. ZB Li, B Yang, YD Zhang, C Esling, NF Zou, X Zhao i L Zuo: Acta Mater., 2014., sv. 74, str. 9–17.
13. SK Wu i ST Yang: Mater. Lett., 2003., sv. 57, str. 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, sv. 59, str. 1113–20.
15. A Brzoza, S Sumara, A Wierzbicka-Miernik, W Maziarz i MJ Szczerba: Mater. Sci. Technol.-Lond., 2020., sv. 36, str. 961–65.
16. XQ Chen, X Lu i ZX Qin: Mater. Sci. Technol.-Lond., 2009., sv. 25, str. 829–32.
17. VA Chernenko, E Cesari, VV Kokorin i IN Vitenko: Scr. Metall. Mater., 1995., sv. 33, str. 1239–44.
18. Y Ma, C Jiang, Y Li, H Xu, C Wang i X Liu: Acta Mater., 2007., sv. 55, str. 1533–41.
19. A Brzoza, A Wierzbicka-Miernik, T Czeppe, E Cesari i MJ Szczerba: Intermetalics, 2019., sv. 109, str. 157–61.
20. S Guo, Y Zhang, B Quan, J Li, Y Qi i X Wang: Smart Mater. Struct., 2005., sv. 14, str. 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 i L Zuo: J. Phys. D, 2016., sv. 49, str. 1025002.
22. Y Ma, S Yang, Y Liu i X Liu: Acta Mater., 2009., sv. 57, str. 3232–41.
23. Y Xin, Y Li, L Chai i H Xu: Scr. Mater., 2007., sv. 57, str. 599–601.
24. CM Wayman: Prog. Mater. Sci., 1992, sv. 36, str. 203–24.
25. H Xu, Y Ma i C Jiang: Appl. Phys. Lett., 2003., sv. 82, str. 3206–208.
26. J Ma, I Karaman i R Noebe: Int. Mater. Rev., 2010., sv. 5, str. 257–15.
27. JV Humbeeck: Mater. Res. Bilten, 2012., god. 47, str. 2966.
