Las propiedades de ductilidad y memoria de forma de las aleaciones Ni-Mn-Ga-Cu Heusler
Jul 21, 2023
LAS aleaciones Ni-Mn-Ga Heusler se han investigado ampliamente en las últimas décadas como un material potencial para dispositivos actuadores y sensores. [1-4] Esta aleación exhibe el efecto de memoria de forma (SME) asociado con la transformación martensítica, superelasticidad, y tensión inducida por campo magnético (MFIS). [5-10] En las aleaciones estequiométricas de Ni-Mn-Ga, se han encontrado tres tipos de estructuras cristalinas, es decir: cinco capas (10M), siete capas (14M ) y martensita no modulada (2M).[11,12] Muchas aplicaciones de ingeniería requieren aleaciones con memoria de forma que operen a temperaturas superiores a 390 K. Es bien sabido que en estas aleaciones, la temperatura de transformación martensítica (MT) es muy sensible a las modificaciones químicas.
Beneficios de la cistanche tubulosa-Anti Alzheimer
[13–16] Varios artículos revelaron que se puede observar una temperatura MT alta en las aleaciones estequiométricas de Ni2MnGa con contenido enriquecido de Ni o Mn, lo que demuestra su potencial como aleaciones con memoria de forma a alta temperatura (HTSMA).[17,18] Además, la adición de un cuarto elemento como Cu o Fe al sistema ternario puede conducir a un aumento sustancial en la temperatura de MT. [19-21] El otro inconveniente para las aplicaciones prácticas de las aleaciones de Ni-Mn-Ga es su fragilidad y baja fuerza
Por ello, la mejora de las propiedades mecánicas se ha convertido en una prioridad en el desarrollo de estos materiales. Investigaciones recientes han demostrado que la ductilidad de las aleaciones policristalinas de Ni-Mn-Ga se puede mejorar de manera efectiva mediante la formación de una fase c dúctil.[22,23] Se investigaron aleaciones cuaternarias Ni50Mn25Ga25 xCux. Se prepararon aleaciones policristalinas de composición nominal Ni50Mn25Ga25 xCux (x=1 a 10 at pct) bajo una atmósfera protectora de argón mediante el método de fusión por arco. La pureza del níquel, manganeso, galio y cobre fue de 99,95, 99,95, 99,99 y 99,999 pct, respectivamente. Cada lingote en forma de botón de aproximadamente 8 g se volvió a fundir cuatro veces para asegurar una buena homogeneidad. Además, se añadió un 5% en peso adicional de Mn para compensar las pérdidas por evaporación. Posteriormente, los lingotes se sellaron en ampollas de cuarzo al vacío y se recocieron a 1173 K durante 48 horas y luego el horno se enfrió a temperatura ambiente.
Desert living cistanche-Anti Alzheimer's disease
【Pregunte por más】 Correo electrónico:cindy.xue@wecistanche.com / Whats App: 0086 18599088692 / Wechat: 18599088692
Debido al contenido fijo de Ni y Mn y la adición cada vez mayor de Cu en lugar de Ga, en lo sucesivo las muestras se denominarán Cu1, Cu2, etc. La estructura de fase se identificó a temperatura ambiente mediante análisis de difracción de rayos X (XRD) usando un Bruker D8-Discover con radiación CoKa. Las observaciones microestructurales se realizaron mediante microscopía electrónica de barrido (SEM) (Philips XL30). La fracción de volumen de la fase c y la martensita se calcularon a partir de tres imágenes SEM tomadas en modo de electrones retrodispersados (BSE) con un aumento de 1000 y luego se procesaron con el programa ImageJ. Las propiedades mecánicas y SME se midieron a temperatura ambiente mediante pruebas de compresión uniaxial con una velocidad de deformación de 10 3 s 1 usando una máquina Instron 5566. Las muestras rectangulares de una relación de altura a anchura de 3/2 para las pruebas de compresión se cortaron del material a granel mediante mecanizado por descarga eléctrica. Las longitudes de la probeta se midieron antes de cargar (l0), después de descargar (l1) y después de calentar a una temperatura de 100 K por encima de la temperatura final de austenita (Af) durante 15 min (l2) utilizando un micrómetro con una precisión de 0,001 mm. . La deformación permanente después de la descarga (ep) y la deformación recuperada debido al SME (eSME) se calcularon como ep ¼ ln l0 l1 100pct y eSME ¼ ln l2 l1 100pct, respectivamente. Las tasas recuperables se calcularon como R ¼ eSME ep. Además, a partir de las curvas de tensión-deformación, las tensiones de maclado (RTW) se especificaron midiendo el nivel de tensión a la mitad de la deformación ep. Se utilizó la técnica de difracción de rayos X para determinar el tipo de estructura cristalina a temperatura ambiente. El tipo de evolución de la estructura cristalina y los parámetros de red correspondientes se recogen en la Tabla I.
Suplemento de Cistanche cerca de mí-Mejorar la memoria
En la primera muestra (Cu1), los picos principales se indexaron como los de la estructura cúbica L21 (fase austenítica principal) con los parámetros de red de=5.8282 A˚. Cuando el contenido de Cu aumenta a 2 por ciento, se detectaron algunos picos nuevos de la segunda fase. Debido a su débil intensidad, solo los parámetros de la red de la fase de austenita madre podrían calcularse como=5.8346 A˚. En la muestra posterior (Cu2,75), apareció una estructura de martensita pura de 10 M. Tras una mayor aleación, se detectó otra transformación, a la llamada fase martensita no modulada, que se ha observado en muestras de Cu4 a Cu8. Es bien sabido que las modificaciones químicas introducen cambios en la tetragonalidad de la celda unitaria de martensita. En este caso, el parámetro de red ''a'' disminuye de 5,4857 a 5,3840 A˚ y ''c'' aumenta de 6,5327 a 6,7241 A˚ para Cu4 y Cu8, respectivamente (Figura 1), manteniendo el volumen constante. Las muestras con la mayor cantidad de adición de Cu exhiben picos de difracción adicionales además de los picos que provienen únicamente de la fase martensita. Se confirmó que la nueva fase era la fase c con una estructura cúbica centrada en las caras.[18] Para evaluar la influencia de la sustitución de Ga por Cu sobre las propiedades mecánicas y SME, se realizaron ensayos de compresión a temperatura ambiente. Las curvas de tensión-deformación representativas se presentan en la Figura 2(a). La curva de compresión de Ni50Mn25Ga24Cu1 mostró el carácter superelástico con transformación martensítica directa e inversa.[24] La tensión requerida para que la fase austenita original experimente una transformación martensítica inducida por la tensión se calculó en aproximadamente 250 MPa. La curva tensión-deformación de Ni50Mn25Ga23Cu2 muestra algunas fluctuaciones. Debido al carácter mixto de la microestructura de esta muestra, la primera meseta podría estar asociada con la deformación de martensita, mientras que la segunda representaría la transformación de austenita a martensita. En este caso particular, la tensión de 60 MPa medida a media deformación permanente (ep) corresponde a la transformación madre austenita fifi martensita (A fifi M). Las curvas de tensión-deformación de las muestras de Cu2.75 a Cu10 constan de tres etapas asociadas con la deformación elástica del multivariado, la reorientación de las variantes martensíticas y/o el desdoblamiento, y la deformación elástica y plástica de las martensitas completamente reorientadas. La Figura 2(b) muestra los valores de tensión de maclado que aumentan cuando la cantidad de Cu también aumenta. Además, la sustitución de Ga por Cu aporta una mejora significativa en la ductilidad a temperatura ambiente de las aleaciones de Ni-Mn-Ga-Cu, lo cual es importante en el caso de aplicaciones potenciales (Figura 3(a)). Además, en las aleaciones que presentaban un tipo de estructura cristalina a temperatura ambiente, a saber, la martensita 2M (es decir, de Cu4 a Cu8), se observó un comportamiento lineal en la mejora de la ductilidad al aumentar la concentración de Cu. La ocurrencia de la segunda fase en muestras con la mayor cantidad de Cu en lugar de Ga trae consigo un aumento significativo en la deformación ep. Para obtener el comportamiento de memoria de forma, después de las pruebas de compresión, las muestras se calentaron y luego se midieron y trazaron en la Figura 3 (b) su tensión de recuperación, el valor medio de la tensión de recuperación y las relaciones de recuperación. La deformación máxima recuperable entre la fase austenítica original y la martensita está determinada por la magnitud del corte requerido para pasar de una estructura a la otra. Además, los valores teóricos de deformación reversible alcanzable son más bajos para las estructuras martensíticas moduladas que para las estructuras cristalinas no moduladas. Esta es la razón por la que observamos valores más bajos de la SME de muestras con una pequeña cantidad de adición de Cu (hasta Cu2.75), donde predomina la estructura modulada. La deformación recuperable aumentaba junto con el aumento del contenido de Cu para las muestras en las que se observaba la fase única de martensita 2M a temperatura ambiente.
Efectos de la enfermedad de Alzheimer Cistanche-Anti
Además, la tetragonalidad de la celda unitaria de martensita (ver la relación c/a en la Tabla 1) también aumenta con la aleación. Cuando la relación c/a de la celda unitaria de martensita se desvía más de 1, la tensión de transformación aumenta. Una relación c/a alta significa una mayor distorsión de la fase de austenita principal cúbica y, por lo tanto, se puede observar una SME más alta con una adición creciente de Cu en las aleaciones de Ni-Mn-Ga-Cu. Además, la aleación Ni50Mn25Ga17Cu8 después del calentamiento exhibe una deformación totalmente recuperable. Además, el valor SME de 7 pct observado en esta aleación policristalina es mayor que los valores informados anteriormente en el sistema ternario Ni-Mn-Ga, incluso para monocristales.[18,25] Muchas aplicaciones de ingeniería necesitan aleaciones con memoria de forma para funcionar en temperaturas más altas (es decir, superiores a 473 K), como respuesta a la demanda de las diferentes áreas altamente tecnológicas, como la industria automotriz o aeroespacial. Actualmente, se han investigado varios sistemas de aleación, como los basados en FeMnSi-, CuAlNi-, NiMn-, NiAl-, Ti(Pt, Pd, Au,)- y NiTi[26,27], pero hasta ahora varios problemas (por ejemplo, estabilización martensítica, inestabilidad térmica y termomecánica) han quedado sin resolver en estas aleaciones. En nuestro trabajo anterior, [19] informamos que la cantidad creciente de Cu en lugar de Ga también aumenta la temperatura de MT hasta 720 K para la muestra de Cu8 (Figura 4), lo que convierte a esta aleación en un candidato prometedor para aplicaciones industriales como HTSMA.
Superman hierbas cistanche--Anti-Alzheimer
Desafortunadamente, la aleación adicional promueve la formación de la llamada fase c que conduce a una reducción de la deformación recuperable. Además, se observó una ligera disminución de la temperatura de transformación de inicio martensítico en 15 K en muestras de doble fase. Este efecto puede ser consecuencia de tensiones internas adicionales generadas por la incompatibilidad reticular entre las dos fases. El efecto negativo de la fase c sobre la recuperación de forma de la aleación Cu10 es más notable que en el caso de la aleación Cu9. Se midió que las fracciones de volumen de la fase c eran aproximadamente 12 y 24 por ciento para Cu9 y Cu10, respectivamente. La contribución de la fase c provocó una mejora en la ductilidad del material. Sin embargo, también disminuye drásticamente la propia PYME. Las tasas recuperables mostraron un comportamiento similar a la deformación recuperable durante la sustitución de Ga por Cu. El valor bajo bastante inesperado de R para Ni50Mn25Ga22.25Cu2.75 puede deberse a las discontinuidades de la superficie que se observaron después de la prueba de compresión. Las estructuras moduladas (10M, 14M) de las aleaciones de Ni-Mn-Ga son más frágiles que las no moduladas, lo que podría ser la razón del bajo valor de SME y R en este caso particular. Sobre la base de los resultados experimentales, se puede extraer la siguiente conclusión: la sustitución de Ga por Cu introduce cambios en el tipo de estructura cristalina y la tetragonalidad de la celda unitaria, que aumenta al aumentar la adición de Cu. La ductilidad a temperatura ambiente de las aleaciones de Ni-Mn-Ga-Cu se puede mejorar en gran medida mediante la adición de Cu y la formación de la fase c. Sin embargo, la introducción de la última fase disminuye significativamente la PYME.
Tabla I. Tipo de estructura cristalina y parámetros de red de aleaciones de Ni50Mn25Ga252xCux (x=1 a 10 en pct) a temperatura ambiente
Fig. 1—Evolución de los parámetros de red de las aleaciones Ni50Mn25Ga25 xCux (x=1 a 10 at pct).
Fig. 2—(a) Curva de tensión verdadera de compresión-deformación verdadera de Ni50Mn25Ga25 xCux (x=1, 2, 2.75, 4, 9 en pct) probada a temperatura ambiente. (b) Evolución de la tensión necesaria para que la fase austenítica madre sufra una transformación martensítica inducida por tensión para Cu1 y Cu2 y la tensión de macla para el resto de las muestras, es decir, de Cu2,75 a Cu10.
Fig. 3—(a) Deformación permanente después de la descarga de aleaciones Ni50Mn25Ga25 xCux (x=1 a 10 at pct). (b) Deformaciones recuperadas de aleaciones de Ni50Mn25Ga25 xCux (x=1 a 10 at pct) al calentar a 100 K por encima de la temperatura final de austenita (Af).
Fig. 4—Dependencia de la composición de la temperatura de transformación de inicio martensítico en aleaciones de Ni50Mn25Ga25 xCux (x=1 a 10 at pct).
REFERENCIAS
1. K Ullakko: J. Mater. Ing. Realizar., 1996, vol. 5, págs. 405–409.
2. AR Smith, J Tellinen y K Ullakko: Acta Mater., 2014, vol. 80, págs. 373–79.
3. I Suorsa, E Pagounis y K Ullakko: J. Magn. Magn. Mater., 2004, vols. 272–276, págs. 2029–30.
4. A Hobza, CL Patrick, K Ullakko, N Raflfla, P Lindquist y P Mu¨llner: Sens. Actuat. A-Phys., 2018, vol. 269, págs. 137–44.
5. VV Martínov: J. Phys. Francia, 1995, vol. 5, págs. C8-91–C8-99.
6. VV Kokorin, VV Martynov y VA Chernenko: Scr. Metal. Mater., 1992, vol. 26, págs. 1752-1777.
7. K Ullakko, JK Huang, C Kantner, RC O'Handley y VV Kokorin: Appl. física Lett., 1996, vol. 69, págs. 1966–68.
8. SJ Murray, M Marioni, SM Allen, RC O'Handley y TA Lograsso: Appl. física Lett., 2000, vol. 77, págs. 886–88.
9. E Pagounis, R Chulist, MJ Szczerba y M Laufenberg: Appl. física Lett., 2014, vol. 105, pág. 052405.
10. E Pagounis, MJ Szczerba, R Chulist y M Laufenberg: Appl. física Lett., 2015, vol. 107, pág. 152407.
11. J Pons, VA Chernenko, R Santamarta y E Cesari: Acta Mater., 2000, vol. 48, págs. 3027–38.
12. ZB Li, B Yang, YD Zhang, C Esling, NF Zou, X Zhao y L Zuo: Acta Mater., 2014, vol. 74, págs. 9–17.
13. SK Wu y ST Yang: Mater. Lett., 2003, vol. 57, págs. 4291–96.
14. AN Vasil'ev, AD Bozhko, VV Khovailo, IE Dikshtein, VG Shavrov, VD Buchelnikov, M Matsumoto, S Suzuki, T Takagi y J Tani: Phys. Rev.B, 1999, vol. 59, págs. 1113–20.
15. A Brzoza, S Sumara, A Wierzbicka-Miernik, W Maziarz y MJ Szczerba: Mater. ciencia Technol.-Lond., 2020, vol. 36, págs. 961–65.
16. XQ Chen, X Lu y ZX Qin: Mater. ciencia Technol.-Lond., 2009, vol. 25, págs. 829–32.
17. VA Chernenko, E Cesari, VV Kokorin e IN Vitenko: Scr. Metal. Mater., 1995, vol. 33, págs. 1239–44.
18. Y Ma, C Jiang, Y Li, H Xu, C Wang y X Liu: Acta Mater., 2007, vol. 55, págs. 1533–41.
19. A Brzoza, A Wierzbicka-Miernik, T Czeppe, E Cesari y MJ Szczerba: Intermetallics, 2019, vol. 109, págs. 157–61.
20. S Guo, Y Zhang, B Quan, J Li, Y Qi y X Wang: Smart Mater. Struct., 2005, vol. 14, págs. 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, and L Zuo: J. Phys. D, 2016, vol. 49, pág. 1025002.
22. Y Ma, S Yang, Y Liu y X Liu: Acta Mater., 2009, vol. 57, págs. 3232–41.
23. Y Xin, Y Li, L Chai y H Xu: Scr. Mater., 2007, vol. 57, págs. 599–601.
24. CM Wayman: Progr. Mate. Sci., 1992, vol. 36, págs. 203 y 24.
25. H Xu, Y Ma y C Jiang: Appl. física Lett., 2003, vol. 82, págs. 3206–208.
26. J Ma, I Karaman y R Noebe: Int. Mate. Rev., 2010, vol. 5, págs. 257–15.
27. JV Humbeeck: Mater. Res. Boletín, 2012, vol. 47, pág. 2966.
