NiMnGa合金颗粒体积分数对NiMnGa/聚合物基复合材料磁致应变的影响外文翻译资料

 2022-09-08 13:16:47

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NiMnGa合金颗粒体积分数对NiMnGa/聚合物基复合材料磁致应变的影响

Xiaogang Suna, Chaoying Xieb

关键词：铁磁形状记忆合金 复合材料 磁致应变 NiMnGa

摘要

具有较高体积分数NiMnGa合金颗粒夹杂相的聚合物基复合材料已经进行了大量的制备，并针对其磁致应变行为进行了相关的研究。研究表明NiMnGa复合材料的磁致应变随着NiMnGa合金颗粒体积分数的增大而增大，在平行于磁场方向上可以测的950ppm的较大的磁致应变，而在其垂直于磁场方向上的磁致应变却只有220ppm。

1.引言

由于含有NiMnGa合金颗粒的铁磁形状记忆金属可以产生巨大的磁致应变并且它的形状记忆效果可以通过温度、应力、磁场来驱动，因此这种复合材料能够广泛应用[1-3]。虽然在单晶体NiMnGa合金材料中已经能够产生最大9.5%的磁致应变[3]，但是高额的研制成本和单晶体的尺寸限制了单晶体NiMnGa合金材料的应用前景。另外，在NiMnGa合金金属块体中还具有固有的脆性以及涡流损耗的缺陷。为了克服上述的这些弊端以及多晶体NiMnGa合金材料较小磁致应变的缺陷，许多科研团队开始针对NiMnGa/聚合物基复合材料开展相关的研究[4-11]。由于NiMnGa合金磁性形状记忆效应的高度各向异性，因此需要在具有特定方向的磁场环境中进行 NiMnGa/聚合物基复合材料的制备，以便复合材料中的NiMnGa合金颗粒沿着磁场方向进行分布[4,6,9]。以前的大量工作主要针对NiMnGa/聚合物基复合材料的阻尼特性进行研究。直至现在，针对NiMnGa/聚合物基复合材料磁致应变研究的相关成果仍然寥寥无几[8]。在本文中，主要针对复合材料中夹杂相NiMnGa合金粉末不同体积分数时，NiMnGa/聚合物基复合材料的磁致应变效应开展研究。

2.制备与实验

首先将铸铁放入球磨机中研磨成直径小于74micro;m的颗粒，这样便制备成了Ni55Mn20.6Ga24.4合金粉末，然后将Ni55Mn20.6Ga24.4合金粉末在700℃密封环境下退火四个小时。同时使用6350号环氧树脂和593号固化剂（中国的牌号，肖氏A硬度为40）制备基体材料。环氧树脂在室温下冷却时间短使得该复合材料制备十分简便。为了制备Ni55Mn20.6Ga24.4合金粉末体积分数为50%，60%，70%的三种NiMnGa合金颗粒/树脂复合材料的试样。需要将Ni55Mn20.6Ga24.4合金粉末与环氧树脂浸泡在丙酮中并充分混合，混合均匀之后将悬浮液中的空气与丙酮抽出形成真空状态，然后将悬浮液倒入空腔尺寸为ф10times;8mm的圆柱形模具中，将模具置于50MPa环境中，并沿着模具长度方向施加2T的磁场以制备试样。

实验中使用扫描电子显微镜（型号JEOL-6460）中观察NiMnGa合金粉末形态，差分扫描量热仪（型号TA Q10，加热/冷却速率为10K/分钟）用来测量相变温度，X射线衍射仪（型号Dmax-2550V,Cu Ka,40KV,100mA）用来确定晶体结构。将试样置于-2T到2T的磁场中并置于室温下，使用标准应变仪测量轴向与径向磁致应变。复合材料的轴向磁致应变定义为磁场方向的应变，记为，复合材料的径向磁致应变定义为垂直于磁场方向的应变，记为。

3.结果及讨论

3.1合金粉末显微图像

图1(a)为研磨后Ni55Mn20.6Ga24.4合金粉末的经典形态,图1(b)为图1(a)方框中合金粉末形态的放大图。如图合金粉末形状不规则并且直径为50-100micro;m。由于NiMnGa合金块容易在晶粒间发生脆断，并且粉末尺寸远远小于晶粒尺寸，因此NiMnGa合金粉末几乎均是单晶体。

图1 NiMnGa合金粉末的形态，图（b）所示为图（a）方框中的放大图

3.2相变温度与晶体结构

图2 Ni55Mn20.6Ga24.4合金粉末差分扫描热曲线

图2为Ni55Mn20.6Ga24.4合金粉末熔融状态下的差分扫描热曲线。以马氏体相变开始的温度，，马氏体相变结束的温度，，奥氏体相变开始的温度，,奥氏体相变结束的温度，这四个相变温度节点来定义合金相变温度。由于单晶体NiMnGa合金能产生极大的磁致应变并且其马氏体具有各向异性，合适的马氏体相变温度使制备各向异性NiMnGa复合材料变得更加方便。之前大量的研究表明复合材料基体不会影响合金马氏体相变温度，因此复合材料与NiMnGa合金粉末的分扫描热曲线相吻合。

图3 Ni55Mn20.6Ga24.4合金粉末X射线衍射图谱

室温下（298K）熔融的Ni55Mn20.6Ga24.4合金粉末的X射线衍射图谱如图3所示。由于实验在远远低于、的室温下进行的，根据这个图谱可以推断其为马氏体结构为晶格常数a=b的非调制面心正交结构（Fmmm）。正是由于这种正交结构，立方相晶体只会在高温下产生晶格常数变化，而原子的相对坐标不变。假设马氏体晶体为四方体结构，得到的晶格常数是a=0.7721nm,c=0.6531nm,该结果极好地拟合了论文[11][12]的结果。

3.3磁致应变

图4为不同体积分数Ni55Mn20.6Ga24.4合金颗粒/树脂复合材料的磁致应变。在这些复合材料中与是明显不同的。并且NiMnGa复合材料磁致应变曲线近似对称于0T。

图4 夹杂不同体积分数NiMnGa合金粉末的复合材料的磁致应变，垂直于磁场方向的磁致应变，平行于磁场方向的磁致应变；(a)50%,(b)60%,(c)70%

从图4(a)可以看出在磁场强度变化时磁致应变大于，两者最大值分别为-110ppm,-50ppm。产生上述现象的原因为有效金相（NiMn Ga合金粉末）体积分数太低并且受到了基体的强烈抑制。如图4(b)所示磁致应变随着NiMnGa合金粉末含量的增加而提高。60%体积分数NiMnGa合金颗粒/树脂复合材料在1.9T的磁场下激增至-650ppm。实验观察可知产生磁致应变的磁场强度临界线约为0.5T。当所加磁场强度低于这个临界线时几乎观测不到磁致应变，当高于这个临界线时磁致应变才可观测到。

图4(c)所示为70%体积分数NiMnGa合金颗粒/树脂复合材料在磁场强度从-2T到2T变化时平行和垂直于磁场方向的磁致应变数据。当磁场强度从0T增强到2T的过程中，从0ppm缓慢增加到220ppm；当磁场减弱至0T时，也减小到0ppm。而随着磁场强度的增强并不总是增加的，但是当磁场强度为2T时取最大值为950ppm。随着磁场强度增强，试样先缓慢收缩，当强度为0.85T时试样收缩了90ppm；然后试样开始膨胀，当强度为1.3T时试样反而膨胀了25ppm；接着试样开始剧烈收缩。70%体积分数NiMnGa合金颗粒/树脂复合材料的磁致应变在外加磁场强度较低时数值会波动，这一点与夹杂50%、60%体积分数NiMnGa合金粉末的复合材料不同。基体的限制可能是其原因，然而实际的原因还需要更深入的研究。

图5 Ni55Mn20.6Ga24.4合金粉末的体积分数对NiMnGa复合材料磁致应变的影响：(a),(b)

图5所示为Ni55Mn20.6Ga24.4合金粉末的体积分数对NiMnGa复合材料平行和垂直于磁场方向上的磁致应变的影响。从的变化规律中可知，在超过磁场强度临界线（0.5T）的磁场中，随着NiMnGa合金粉末体积分数增大的而增大。但是较为复杂，体积分数为60%的NiMnGa合金颗粒/树脂复合材料的磁致应变高于50%体积分数的复合材料。并且超过磁场强度临界线（0.5T）之后，体积分数为60%的NiMnGa合金颗粒/树脂复合材料的磁致应变的变化率增大。然而，相较于体积分数为50%、60%的NiMnGa合金颗粒/树脂复合材料，体积分数为为70%的NiMnGa合金颗粒/树脂复合材料的磁致应变是波动的，在磁场强度小于1.75T时磁致应变小于60%的复合材料，在磁场强度大于1.75T时磁致应变大于60%的复合材料。

在以上的磁致应变现象中，试样具有明显的各向异性，磁致应变较大的方向与复合材料制备加工时所施加的磁场方向一致。本实验中最大的磁致应变950ppm比引文[8]中的430ppm更大。产生大磁致应变主要与马氏体变体重取向和复合材料中有效金相（NiMnGa合金粉末）的含量较高有关。更值得关注的是当外加磁场撤销时磁致应变几乎完全消失。

4.结论

  1. 室温下NiMnGa合金粉末为马氏体晶体。
  2. NiMnGa复合材料的磁致应变随NiMnGa合金粉末体积分数的增加而增大。在平行于磁场方向可以测的950ppm的较大磁致应变，在垂直于磁场方向只能测的220ppm的磁致应变。
  3. 当磁场撤销后NiMnGa合金复合材料的磁致应变就会完全消失。

参考文献

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[3] A. Sozinov, A. A Likhachev, N. Lanska, et al. Appl. Phys. Lett. Vol. 80(10) (2002), p. 1746

[4] J. Feuchtwanger, K. Griffin, J. K. Huang, et al. Proceedings of SPIE. Vol. 5052(2003), p.92

[5] J. Feuchtwanger, S. Michael, J. K. Huang, et al. J. Appl. Phys. Vol. 93(10) (2003), p. 8528

[6] H. Hosoda, S. Takeuchi, T. Inamura, et al. Sci. and Tech. Adv. Mat., Vol. 5(2004), p.503

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[9] R.Ham-Su, J.P.Healey, R.S Underhill, et al. Proceedings of SPIE. Vol. 5761(2005), p. 490

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[12] G.Feng, C.B.Jiang, T. Liang, H. B. Xu, J. Magn. Magn. Mater. Vol. 248(2002), p.312

铁磁形状记忆合金基高分子智能材料的材料设计以及形状记忆性能

Hideki Hosodaa,*, Shinsuke Takeuchib, Tomonari Inamuraa, Kenji Wakashimaa

摘要：铁磁形状记忆合金（FSMAs）例如NiMnGa的磁场驱动频率高，并且形状记忆效应（SME）的应变很大，这种材料被视作新型的实用致动器材料。但是铁磁形状记忆合金，特别是处于多晶状态下的脆性和极差的可加工性能，在工程应用前还需不断改善。对于以上的缺点，现已设计制造了一种由树脂基体和铁磁形状记忆合金颗粒混合而成的智能复合材料，并且对这种复合材料做了系统的研究。本文总结了该智能复合材料的设计原理和实验数据。同时也指出利用铁磁形状记忆合金的脆性可以通过机械研磨快速制备单晶体NiMnGa铁磁形状记忆合金颗粒，并且在固化过程中施加磁场来控制微结构。实验结果显示铁磁形状记忆合金颗粒/树脂复合材料同时具有拉伸塑形和形状记忆效能。减小铁

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