Ni-Mn-Ga-Cu Heusleri sulamite elastsus ja kujumälu omadused

Ni-Mn-Ga Heusleri sulameid on viimastel aastakümnetel laialdaselt uuritud kui potentsiaalset materjali täiturmehhanismide ja andurite jaoks.[1–4] Sellel sulamil on kujumäluefekt (SME), mis on seotud martensiitsete muundumisega, superelastsusega, ja magnetvälja indutseeritud deformatsioon (MFIS).[5–10] Stöhhiomeetrilistes Ni-Mn-Ga sulamites on leitud kolme tüüpi kristallstruktuure, st: viiekihilised (10M), seitsmekihilised (14M). ) ja moduleerimata martensiit (2M).[11,12] Paljud insenerirakendused nõuavad kujumäluga sulameid, mis töötavad temperatuuridel, mis on kõrgemad kui 390 K. On hästi teada, et nendes sulamites on martensiitse transformatsiooni (MT) temperatuur väga kõrge. tundlik keemiliste modifikatsioonide suhtes.

Cistanche tubulosa-Anti Alzheimeri tõve eelised

[13–16] Mitmed dokumendid näitasid, et rikastatud Ni- või Mn-sisaldusega stöhhiomeetrilistes Ni2MnGa-sulamites võib täheldada kõrget MT-temperatuuri, mis näitab nende potentsiaali kõrgtemperatuuriliste kujumälusulamitena (HTSMA).[17,18] Samuti võib neljanda elemendi, nagu Cu või Fe, lisamine kolmekomponentsele süsteemile kaasa tuua MT temperatuuri olulise tõusu.[19–21] Ni-Mn-Ga sulamite praktiliste rakenduste teine ​​puudus on nende rabedus ja madal tugevus.

Seega on mehaaniliste omaduste parandamine muutunud nende materjalide väljatöötamise prioriteediks. Hiljutised uuringud on näidanud, et polükristalliliste Ni-Mn-Ga sulamite plastilisust saab tõhusalt parandada plastilise c-faasi moodustamise kaudu.[22,23] Käesolevas artiklis käsitletakse Ga asemel Cu-lisandite mõju elastsusele ja VKE-le. uuriti kvaternaarseid Ni50Mn25Ga25 xCux sulameid. Polükristallilised sulamid nimikoostisega Ni50Mn25Ga25 xCux (x=1 kuni 10 pct) valmistati argooni kaitsva atmosfääri all kaarsulatusmeetodil. Nikli, mangaani, galliumi ja vase puhtus oli vastavalt 99,95, 99,95, 99,99 ja 99,999 protsenti. Iga umbes 8 g nööbikujuline valuplokk sulatati hea homogeensuse tagamiseks uuesti üles neli korda. Samuti lisati täiendavalt 5 massiprotsenti Mn, et kompenseerida aurustumiskadusid. Seejärel suleti valuplokid vaakumkvartsampullidesse ja lõõmutati 1173 K juures 48 tundi ning seejärel jahutati ahi ümbritseva keskkonna temperatuurini.

Kõrbes elav cistanche - Alzheimeri tõve vastane

Cistanche mälu parandavate ja Alzheimeri tõve ennetavate toodete vaatamiseks klõpsake siin

【Küsi lisa】 E-post:cindy.xue@wecistanche.com / Whats App: 0086 18599088692 / Wechat: 18599088692

Fikseeritud Ni ja Mn sisalduse ning Ga asemel Cu suureneva lisamise tõttu nimetati proove edaspidi Cu1, Cu2 jne. Faasi struktuur tuvastati toatemperatuuril röntgendifraktsiooni (XRD) analüüsiga, kasutades Bruker D8-Discover CoKa kiirgusega. Mikrostruktuurilised vaatlused viidi läbi skaneeriva elektronmikroskoopia (SEM) abil (Philips XL30). C-faasi ja martensiidi mahuosa arvutati kolme SEM-pildi põhjal, mis tehti tagasihajutatud elektronide (BSE) režiimis suurendusega 1000, ja seejärel töödeldi ImageJ programmiga. Mehaanilisi omadusi ja SME-d mõõdeti toatemperatuuril üheteljeliste survetestidega deformatsioonikiirusega 10 3 s 1, kasutades Instron 5566 masinat. Kompressioonikatsete jaoks mõeldud ristkülikukujulised proovid kõrguse ja laiuse suhtega 3/2 lõigati puistematerjalist elektrilahendusega töötlemise abil. Proovi pikkused mõõdeti enne laadimist (l0), pärast mahalaadimist (l1) ja pärast kuumutamist temperatuurini 100 K üle austeniidi viimistlustemperatuuri (Af) 15 minuti jooksul (l2), kasutades mikromeetrit 0,001 mm täpsusega. . Püsiv tüvi pärast mahalaadimist (ep) ja VKE-st tingitud taastunud tüvi (eSME) arvutati vastavalt ep ¼ ln l0 l1  100% ja eSME ¼ ln l2 l1  100% protsenti. Tagastatavad määrad arvutati kui R ¼ eSME ep. Veelgi enam, pinge-deformatsioonikõverate põhjal määrati kaksikpinged (RTW), mõõtes pingetaset poolel ep-tüvest. Kristallistruktuuri tüübi määramiseks toatemperatuuril kasutati röntgendifraktsiooni tehnikat. Kristallstruktuuri evolutsiooni tüüp ja vastavad võre parameetrid on kogutud tabelisse I.

Cistanche toidulisand minu lähedal - mälu parandamine

Esimeses proovis (Cu1) indekseeriti peamised piigid L21 kuupstruktuuriga (austeniidi algfaas) võre parameetritega=5,8282 A˚. Kui Cu sisaldus tõuseb 2-ni pct, tuvastati mõned uued piigid teisest faasist. Nende nõrga intensiivsuse tõttu saab ainult lähteausteniidi faasi võreparameetrid arvutada kui=5,8346 A˚. Järgmises proovis (Cu2,75) ilmnes puhas 10 M martensiidi struktuur. Edasisel legeerimisel tuvastati veel üks transformatsioon, nn moduleerimata martensiidi faasiks, mida on täheldatud proovides Cu4-st Cu8-ks. On hästi teada, et keemilised modifikatsioonid põhjustavad muutusi martensiidi raku tetragonaalsuses. Sel juhul väheneb võre parameeter ''a'' 5,4857-lt 5,3840 A˚-le ja ''c'' suureneb vastavalt 6,5327-lt 6,7241 A˚-le Cu4 ja Cu8 puhul (joonis 1), hoides ruumala konstantsena. Suurima Cu-lisandiga proovidel on lisaks ainult martensiidifaasist pärinevatele piikedele täiendavaid difraktsioonipiike. Kinnitati, et uus faas on näokeskse kuubikujulise struktuuriga c-faas.[18] Et hinnata Ga asendamise mõju Cu-ga mehaanilistele omadustele ja SME-le, viidi läbi survekatsed toatemperatuuril. Tüüpilised pinge-deformatsiooni kõverad on esitatud joonisel 2(a). Ni50Mn25Ga24Cu1 kokkusurumiskõver näitas superelastset olemust koos edasi- ja tagasisuunalise martensiitse teisendusega.[24] Pinge, mis on vajalik algse austeniidi faasi pingest põhjustatud martensiitseks muundumiseks, arvutati umbes 250 MPa. Ni50Mn25Ga23Cu2 pinge-deformatsiooni kõver näitab mõningaid kõikumisi. Selle proovi mikrostruktuuri segase iseloomu tõttu võib esimest platoo seostada martensiidi deformatsiooniga, samas kui teine ​​esindaks austeniidi muutumist martensiidiks. Sel konkreetsel juhul vastab poole püsiva deformatsiooni (ep) juures mõõdetud pinge 60 MPa lähteausteniidi fifi-martensiidi (A fifi M) teisendusele. Proovide pinge-deformatsioonikõverad vahemikus Cu 2, 75 kuni Cu10 koosnevad kolmest etapist, mis on seotud mitme muutuja elastse deformatsiooniga, martensiitsete variantide ümberorienteerimisega ja / või detwinninguga ning täielikult ümber orienteeritud martensiitide elastse ja plastilise deformatsiooniga. Joonisel 2(b) on näidatud mestimispinge väärtused, mis suurenevad, kui ka Cu kogus suureneb. Veelgi enam, Ga asendamine Cu-ga parandab oluliselt Ni – Mn – Ga – Cu sulamite elastsust toatemperatuuril, mis on oluline võimalike rakenduste korral (joonis 3 (a)). Lisaks täheldati sulamites, millel oli toatemperatuuril ühte tüüpi kristallstruktuur, nimelt 2M martensiit (st Cu4-st Cu8-ks), plastsuse paranemise lineaarset käitumist Cu kontsentratsiooni suurenemisel. Teise faasi esinemine proovides, milles Ga asemel on suurim kogus Cu, suurendab ep-tüve märkimisväärselt. Kujumälu käitumise saamiseks kuumutati pärast kokkusurumistesti proove ning seejärel mõõdeti nende taastumistüve, taastumispinge keskmine väärtus ja taastumissuhted ning kanti joonisele 3(b). Austeniidi lähtefaasi ja martensiidi vaheline maksimaalne taastuv deformatsioon määratakse ühest struktuurist teise üleminekuks vajaliku nihkejõu suuruse järgi. Lisaks on saavutatava pöörduva tüve teoreetilised väärtused moduleeritud martensiitsete struktuuride puhul madalamad kui moduleerimata kristallstruktuuride puhul. See on põhjus, miks me täheldame väikese koguse Cu lisamisega proovide SME madalamaid väärtusi (kuni Cu 2, 75), kus domineerib moduleeritud struktuur. Taaskasutatav tüvi suurenes koos Cu sisalduse suurenemisega proovides, kus toatemperatuuril täheldati üksikut 2M martensiidi faasi.

Cistanche-Anti Alzheimeri tõve tagajärjed

Veelgi enam, martensiidi ühikelemendi tetragonaalsus (vt c/a suhet tabelis 1) suureneb ka legeerimisel. Kui martensiidi ühikraku c/a suhe hälbib 1-st kaugemale, suureneb transformatsioonitüvi. Kõrge c/a suhe tähendab suuremat moonutust kuupmeetri austeniidi lähtefaasist ja seega võib Ni-Mn-Ga-Cu sulamites täheldada suuremat VKE-d koos Cu lisamisega. Lisaks on Ni50Mn25Ga17Cu8 sulamil pärast kuumutamist täielikult taastuv tüvi. Veelgi enam, selles polükristallilises sulamis täheldatud SME väärtus 7 protsenti on suurem kui varem teatatud väärtused kolmekomponendilises Ni-Mn-Ga süsteemis, isegi üksikute kristallide puhul.[18,25] Paljud insenerirakendused vajavad kujumälu sulameid, et töötada kõrgemad temperatuurid (st kõrgem kui 473 K) vastusena erinevate kõrgtehnoloogiliste valdkondade, nagu auto- või kosmosetööstus, nõudlusele. Praegu on uuritud mitmeid sulamisüsteeme, nagu FeMnSi-, CuAlNi-, NiMn-, NiAl-, Ti(Pt, Pd, Au,)- ja NiTi-põhine[26,27], kuid siiani on mitmeid probleeme (nt. martensiidi stabiliseerimine, termiline ja termomehaaniline ebastabiilsus) on nendes sulamites jäänud lahendamata. Eelmises töös [19] oleme teatanud, et Ga asemel Cu suurenev kogus tõstab ka Cu8 proovi MT temperatuuri kuni 720 K-ni (joonis 4), muutes selle sulami paljulubavaks kandidaadiks tööstuslikuks kasutamiseks kui HTSMA.

Supermani ürtide cistanche-- Alzheimeri tõve vastane

Kahjuks soodustab edasine legeerimine nn c-faasi moodustumist, mis viib taastatava tüve vähenemiseni. Lisaks täheldati kahefaasilistes proovides martensiitse alguse transformatsiooni temperatuuri kerget langust 15 K võrra. See efekt võib olla kahe faasi vahelise võre kokkusobimatuse tekitatud täiendavate sisemiste pingete tagajärg. C-faasi negatiivne mõju Cu10 sulami kuju taastumisele on märkimisväärsem kui Cu9 sulami puhul. C-faasi mahuosadeks mõõdeti Cu9 ja Cu10 puhul vastavalt umbes 12 ja 24 protsenti. C-faasi panus parandas materjali elastsust. Siiski vähendab see drastiliselt ka VKE-d. Taaskasutatavad kiirused näitasid Ga asendamisel Cu-ga sarnast käitumist nagu taastuv tüvi. Üsna ootamatult madal väärtus Ni50Mn25Ga22.25Cu2.75 puhul võib olla põhjustatud pinna katkestustest, mida on täheldatud pärast survekatset. Ni-Mn-Ga sulamite moduleeritud struktuurid (10M, 14M) on hapramad kui moduleerimata, mis võib antud juhul olla SME ja R madala väärtuse põhjuseks. Katsetulemuste põhjal saab teha järgmise järelduse: Ga asendamine Cu-ga toob kaasa muutused kristallstruktuuri tüübis ja ühikraku tetragonaalsuses, mis suureneb Cu lisamise suurenedes. Ni-Mn-Ga-Cu sulamite elastsust toatemperatuuril saab oluliselt parandada Cu lisamise ja c-faasi moodustamise kaudu. Viimase etapi kasutuselevõtt aga vähendab oluliselt VKE-d.

Tabel I. Ni50Mn25Ga252xCux (x=1 kuni 10 at pct) kristallstruktuuri tüüp ja võre parameetrid sulamite toatemperatuuril

Joonis 1 – Ni50Mn25Ga25 xCux (x=1 kuni 10 at pct) sulamite võre parameetrite areng.

Joonis 2 – (a) Ni50Mn25Ga25 xCux (x=1, 2, 2,75, 4, 9 pct) tegelik surve-tõeline deformatsioon kõver, testitud toatemperatuuril. (b) Pingete areng, mis on vajalik selleks, et austeniidi lähtefaasis toimuks Cu1 ja Cu2 pingest põhjustatud martensiitne muundumine ja ülejäänud proovide mestimispinge, st Cu2,75-lt Cu10-le.

Joonis 3 – (a) Püsiv deformatsioon pärast Ni50Mn25Ga25 xCux (x=1 kuni 10 at pct) sulamite mahalaadimist. (b) Ni50Mn25Ga25 xCux (x=1 kuni 10 at pct) sulamite taastatud tüved kuumutamisel temperatuurini 100 K üle austeniidi viimistlemise temperatuuri (Af).

Joonis 4 – Ni50Mn25Ga25 xCux (x=1 kuni 10 at pct) sulamite martensiitse alguse transformatsiooni temperatuuri sõltuvus.

VIITED

1. K Ullakko: J. Mater. Eng. Perform., 1996, kd. 5, lk 405–409.

2. AR Smith, J Tellinen ja K Ullakko: Acta Mater., 2014, kd. 80, lk 373–79.

3. I Suorsa, E Pagounis ja K Ullakko: J. Magn. Magn. Mater., 2004, kd. 272–276, lk 2029–30.

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

5. VV Martõnov: J. Phys. Prantsusmaa, 1995, kd. 5, lk C8-91–C8-99.

6. VV Kokorin, VV Martõnov ja VA Tšernenko: Scr. Metall. Mater., 1992, kd. 26, lk 1752–77.

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

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

9. E Pagounis, R Chulist, MJ Szczerba ja M Laufenberg: Appl. Phys. Lett., 2014, kd. 105, lk. 052405.

10. E Pagounis, MJ Szczerba, R Chulist ja M Laufenberg: Appl. Phys. Lett., 2015, kd. 107, lk. 152407.

11. J Pons, VA Chernenko, R Santamarta ja E Cesari: Acta Mater., 2000, kd. 48, lk 3027–38.

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

13. SK Wu ja ST Yang: Mater. Lett., 2003, kd. 57, lk 4291–96.

14. AN Vasiljev, AD Božko, VV Khovailo, IE Dikštein, VG Šavrov, VD Buchelnikov, M Matsumoto, S Suzuki, T Takagi ja J Tani: Phys. Rev. B, 1999, kd. 59, lk 1113–20.

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

16. XQ Chen, X Lu ja ZX Qin: Mater. Sci. Technol.-Lond., 2009, kd. 25, lk 829–32.

17. VA Tšernenko, E Cesari, VV Kokorin ja IN Vitenko: Scr. Metall. Mater., 1995, kd. 33, lk 1239–44.

18. Y Ma, C Jiang, Y Li, H Xu, C Wang ja X Liu: Acta Mater., 2007, kd. 55, lk 1533–41.

19. A Brzoza, A Wierzbicka-Miernik, T Czeppe, E Cesari ja MJ Szczerba: Intermetallics, 2019, kd. 109, lk 157–61.

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

22. Y Ma, S Yang, Y Liu ja X Liu: Acta Mater., 2009, kd. 57, lk 3232–41.

23. Y Xin, Y Li, L Chai ja H Xu: Scr. Mater., 2007, kd. 57, lk 599–601.

24. CM Wayman: Prog. Mater. Sci., 1992, kd. 36, lk 203–24.

25. H Xu, Y Ma ja C Jiang: Appl. Phys. Lett., 2003, kd. 82, lk 3206–208.

26. J Ma, I Karaman ja R Noebe: Int. Mater. Rev., 2010, kd. 5, lk 257–15.

27. JV Humbeeck: Mater. Res. Bulletin, 2012, kd. 47, lk. 2966.