Структура, магнитные и дилатометрические свойства поликристаллического сплава системы Ni2+x+yMn1-xGa1-y

• Автор: Мусабиров, Ирек Ильфирович
• Шифр специальности: 01.04.07
• Научная степень: Кандидатская
• Год защиты: 2013
• Место защиты: Уфа
• Количество страниц: 148 с. : ил.

Оглавление
ВВЕДЕНИЕ
ГЛАВА 1. ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ
1.1 Введение
1.2 Основные параметры физических свойств сплавов системы №2МпОа
1.3 Магнитные свойства сплавов №2МпОа
1.4 Зерненная структура сплавов и влияние на нее магнитного поля
1.5 Термическое расширение сплавов №2МпОа и влияние на него магнитного поля
ГЛАВА 2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА
2.1 Обоснование выбора материала
2.2 Методика магнитных измерений
2.3 Методика структурных исследований
2.3.1 Оптическая микроскопия
2.3.2 ЕВ8Б анализ
2.4 Методика исследования термического расширения
ГЛАВА 3. ИССЛЕДОВАНИЕ ВЛИЯНИЯ МАГНИТНОГО ПОЛЯ НА ТЕМПЕРАУТУРНУЮ ЗАВИСИМОСТЬ НАМАГНИЧЕННОСТИ
3.1 Введение
3.2 Температурная зависимость намагниченности сплава в магнитных полях различной напряженности
3.3 Обсуждение результатов
3.3.1 Область мартенситного превращения
Выводы по главе
ГЛАВА 4. МИКРОСТРУТКТУРНЫЕ ИССЛЕДОВАНИЯ
4.1 Введение
4.2 Экспериментальные результаты по сплаву Г4ь 08Мп0.9бОао %
4.2.1 Сравнение микроструктур мартенситной и аустенитной фазы сплава в исходном состоянии
4.2.2 Микроструктура образца в исходном литом состоянии.!

4.2.3 Микроструктура образца после отжига
4.2.4 Влияние магнитного поля на формирование двойниковой структуры образца в исходном состоянии
4.2.5 Влияние магнитного поля на формирование двойниковой структуры образца после отжига
4.3 Обсуждение результатов
Выводы по главе
ГЛАВА 5. РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЯ ТЕМПЕРАТУРНОЙ ЗАВИСИМОСТИ ТЕРМИЧЕСКОГО РАСШИРЕНИЯ
5.1 Введение
5.2 Термическое расширение сплава №2,о8Мпо,9бОао,9б
5.2.1 Термическое расширение образца в исходном состоянии
5.2.2 Термическое расширение образца сплава после отжига
5.2.3 Влияние магнитного поля на температурную зависимость термического расширения образца в исходном состоянии
5.2.4 Влияние магнитного поля на температурную зависимость термического расширения образца сплава после отжига
5.3 Обсуждение результатов
Выводы по главе
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
СПИСОК СОКРАЩЕНИЙ И ТЕРМИНОВ
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

ВВЕДЕНИЕ
Открытие эффекта памяти формы в середине XX столетия занимает одно их значимых мест в области физики металлов. За некоторое время до его открытия советскими учеными академиком Г.В. Курдюмовым и доктором физ.-мат. наук Л.Г. Хандросом на сплавах Си-А1-№ и Си-Бп было открыто термоупругое мартенситное превращение, лежащее в основе эффекта памяти формы. Свое открытие ученые описали следующим образом: «Установлено неизвестное ранее явление термоупругого равновесия при фазовых превращениях мартенситного типа, заключающееся в образовании упругих кристаллов мартенсита, границы которых в интервале температур превращения при изменении температуры и (или), поля напряжений перемещаются в сторону мартенситной или исходной фазы с одновременным обратимым изменением геометрической формы образующихся областей твердого тела». А непосредственно сам эффект памяти формы был экспериментально обнаружен Л. Чангом и Т. Ридом в 1951 г. в сплаве Аи-Сб.
В основе эффекта памяти лежит фазовое превращение мартенситного типа. Суть эффекта заключается в том, что приложение нагрузки к образцу, находящемуся в низкотемпературной фазе, приводит к перестройке мартенситной структуры. Происходит переориентировка двойников, рост благоприятно ориентированных относительно внешней нагрузки кристаллов мартенсита за счет других менее благоприятно ориентированных кристаллов. При нагреве образца выше температуры обратного мартенситного превращения происходит восстановление исходной ориентации и структуры высокотемпературной фазы. Восстанавливается и исходная форма образца. Как термоупругое, так и нетермоупругое мартенситное превращение обладает восстановлением формы при обратном мартенситном превращении. Однако в случае термоупругого превращения возможно практически полное восстановление полученной деформации, что положительно сказывается на величине эффекта памяти формы.

двойников варьируется от нескольких единиц до нескольких десятков микрон. Обычно в кристаллах, которые подвергаются двойникованию этот процесс идет в плоскости с наиболее плотной упаковкой атомов. Такая же картина наблюдается для сплавов системы №2МпОа. Например, для тетрагональной решетки низкотемпературной фазы сплава стехиометрического состава двойникование происходит в плоскости (202) [128]. По другим данным для сплава №52Мп24Са24 двойники разделяются плоскостью типа {110}, которая является плоскостью габитуса [129]. Однако и в этом случае это семейство плоскостей является плоскостью с наиболее плотной упаковкой атомов.
Ширина двойниковых пластин, находящаяся в микронном масштабе позволяет проводить структурные исследования методами оптической микроскопии. Для наблюдения двойниковой структуры низкотемпературной фазы на образце готовится металлографический шлиф. Плоская поверхность полируется специальными методами при температуре несколько выше температуры структурного превращения, то есть в аустенитном состоянии. Затем температура образца понижается ниже температуры окончания мартенситного превращения. В этом случае образец полностью переходит в низкотемпературную фазу. Его кристаллическая структура подвергается двойникованию. Это приводит к тому, что на свободной (полированной) поверхности двойники создают микрорельеф. При наблюдении в микроскоп соседние мартенситные пластины создают оптический контраст.
Исследования магнитной структуры показали различную доменную структуру высокотемпературной и низкотемпературной фаз сплавов системы М1?МпОа. Структура магнитных доменов в сплавах изучалась на монокристаллических тонких пленках и массивных монокристаллах, ограниченных плоскостями типа {100} [130-132]. Изображение доменной
структуры, полученное методом Лоренцевой микроскопии, представлено на рисунке 1.14 [133]. Результаты этих исследований показали, что доменная структура мартенситной фазы формируется в основном 180°-градусными доменами. В них вектор намагниченности ориентируется вдоль направления