磁性形状记忆合金论文

磁性形状记忆合金论文（精选7篇）

磁性形状记忆合金论文 第1篇

关键词：NiMnGa合金,马氏体相变,显微组织

磁性形状记忆合金(Magnetic Shape Memory Alloys,简称MSMAs)是近几年发展起来的一类新型功能材料,它显著的特征是在磁场作用下可以产生大的应变,而在磁场卸除后应变得到恢复。磁性形状记忆合金产生可逆应变的原理在于通过外加磁场控制马氏体孪晶界面或马氏体-母相界面作再取向,从而使得合金在宏观上随外加磁场的加载与卸除表现出可逆形状应变。由于磁性形状记忆合金的可逆效应来自于马氏体孪晶再取向过程,实现了大的可逆应变;采用外加磁场驱动不仅实现了高的响应频率,而且能够精确控制形变量。其作为驱动器用材料具有一般形状记忆材料难以比拟的优越性,因此,磁性形状记忆合金受到了各国材料科学界的普遍重视[1,2,3,4]。

NiMnGa磁性记忆合金作为磁控驱动器件的候选材料近年来获得了很大的进展。和目前常用的驱动器材料(磁致伸缩材料和传统记忆合金)相比,NiMnGa合金不仅具有大的磁诱发应变,还具有足够快的响应速度,引起了广大研究者的关注[5,6]。目前NiMnGa单晶合金的最大磁场诱发应变已经达到将近10%左右[7],然而由于NiMnGa单晶材料制备工艺的复杂性及成分偏析,限制了该合金的实际应用,因此人们试图通过改变合金元素成分来达到改善NiMnGa合金的综合性能。

NiMnGa合金不仅有着丰富的马氏体相变行为[8,9,10,11,12],而且拥有良好的磁感生应变特性,在科学和工程上均有着重要的研究价值和广阔的应用前景,但其研究工作尚在起步阶段,对其马氏体相变行为、马氏体的微观组织形貌及晶体结构和应变恢复特性尚缺乏系统研究。若能考察Ni-Mn-Ga磁性形状记忆合金的马氏体相变行为及其影响因素,马氏体的微观组织形貌及亚结构、马氏体的稳定性以及应变恢复特性,阐明其宏观应变恢复特性与微观组织结构之间的内在联系,不仅对于深入理解磁感生应变的微观机制有着重要理论价值,而且对于发展高响应频率、大可逆应变的新型形状记忆材料具有重要的指导意义。

1 试验方法

试验合金Ni48.7Mn30.1Ga21.2 (at.%)采用高纯度的Ni,Mn,Ga单质金属为原料,利用磁控钨极电弧炉在氩气氛保护下熔炼。在熔炼过程中为保证成分均匀,反复翻转重熔4次。试验合金在1 123 K下保温24 h以实现成分的均匀化,并淬入水中以获得高的化学有序度。相变温度在TA2920型示差扫描量热计上确定,测试温度区间为130 K～873 K,升降温速率为5 K/min。金相组织观察在Neophoto—I型金相显微镜上进行。

2 试验结果及讨论

对Ni48.7Mn30.1Ga21.2合金的DSC曲线采用切线法进行标定,测试结果如图1所示,由图可以看出试验合金加热和冷却时的DSC曲线上均只存在一个吸热/放热峰,表明试验合金系的热致马氏体正逆转变均为一步相变,试验合金的相变温度为Ms=26.6 ℃,Mf=18.5 ℃,As=24.5 ℃,Af=33 ℃,当试验合金冷却至室温(25 ℃)时,马氏体转变未进行完全,室温下合金不仅存在马氏体相,而且存在母相。

图2为850℃,24 h退火Ni48.7Mn30.1Ga21.2合金的室温X射线衍射谱及尝试法标定结果。从X射线衍射谱中可以看出,与DSC测试结果相一致,试验合金室温X射线衍射谱中不仅存在马氏体的衍射峰,而且存在母相的衍射峰。对其进行尝试法标定,试验合金母相为L21结构,室温马氏体相为体心正方5M马氏体;采用高角度的X射线衍射线进行计算,其母相的晶格常数为a=b=c=0.588 91 nm,马氏体的晶格常数为a=b=0.790 8 nm,c=0.640 4 nm。

图3(a)和图3(b)分别给出了Ni48.7Mn30.1Ga21.2合金的铸态及经850 ℃,24 h退火处理态的光学显微组织,其中图3(a)为Ni48.7Mn30.1Ga21.2合金的铸态组织,此时试样显微组织为等轴晶;图3(b)为经850 ℃,24 h退火处理后Ni48.7Mn30.1Ga21.2合金的室温光学显微组织,从图中可以看见,试验合金在室温下为双相组织,在母相的晶粒中存在少量的马氏体片。

图4为850 ℃保温24 h退火处理Ni48.7Mn30.1Ga21.2合金室温断口形貌。由图可见,Ni48.7Mn30.1Ga21.2合金的微观断口为典型的沿晶断裂,微观断口为冰糖状花样,晶界面清洁、光滑,界面棱角清晰,多面体感很强。由图4的研究可知,Ni48.7Mn30.1Ga21.2合金中存在沿晶断裂表明Ni48.7Mn30.1Ga21.2合金的晶界抵抗断裂的能力比晶内差。因此在受到外加载荷时容易发生脆断。

3 结论

DSC和XRD结果表明Ni48.7Mn30.1Ga21.2合金为热弹性马氏体相变,室温下合金为马氏体和母相共存状态。母相仍为L21结构,马氏体为5M马氏体。

室温断口形貌图为典型的沿晶断裂表明Ni48.7Mn30.1Ga21.2合金的晶界抵抗断裂的能力比晶内差。

参考文献

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磁性形状记忆合金论文 第2篇

Ni-Mn-Ga磁性形状记忆合金是一种在外磁场作用下发生马氏体孪晶变体再取向,或磁场诱发马氏体相变而产生大可逆应变的新型形状记忆材料,兼具大输出应变量和高响应频率特点。近年来受到科研工作者的广泛关注[1,2]。然而,Ni-Mn-Ga合金体材料尚存在脆性大的缺点,在很大程度上限制了这种材料的应用。为克服Ni-Mn-Ga合金块体材料的问题,且能发挥磁性形状记忆合金大磁致应变和高响应频率的优点,开展Ni-Mn-Ga磁性形状记忆合金薄膜的研究引起了科技工作者的浓厚兴趣。目前,以微机电系统(MEMS)为应用背景的Ni-Mn-Ga薄膜在制备工艺优化[3,4,5]、马氏体相变行为及微观组织结构[6,7,8,9,10,11,12]等方面的研究工作已有报道。研究表明,Ni-Mn-Ga薄膜的马氏体相变温度不但对成分敏感,而且亦受制备工艺、薄膜厚度以及退火温度等因素的影响[3,6,7,8,9]。但对于Ni-Mn-Ga薄膜磁学特性的研究相对较少,而有关Ni-Mn-Ga薄膜磁场增强马氏体相变应变的研究尚未见报道。已有研究表明,外加磁场可以作为附加驱动力对Fe基合金的马氏体的形核及长大过程产生影响[13]。Ni-Mn-Ga薄膜作为一种具有热弹性马氏体转变的磁性形状记忆薄膜,其马氏体转变发生在铁磁相状态下,由于马氏体与母相的磁化强度矢量不同,外加磁场不可避免的要作为一附加能量影响其马氏体的成核及长大过程,进而将对Ni-Mn-Ga薄膜马氏体相变过程中体现出来的相变诱发应变产生影响。因此,本文采用磁控溅射方法制备Ni50.3Mn27.3Ga22.4合金薄膜,考察外磁场对薄膜马氏体相变应变的增强作用及其变化规律,并对其作用机制进行了探讨。

1 试验

1.1 Ni50.3Mn27.3Ga22.4合金薄膜的制备

利用沈阳科学仪器公司生产的 EB500型高真空磁控溅射仪制备Ni-Mn-Ga薄膜,溅射过程中以直径为60 mm、厚2 mm的圆形合金为靶材。其化学成分为Ni47Mn32Ga222(at%)。溅射沉积薄膜前本底压强优于2.5×10-4 Pa,Ar工作压强为0.4 Pa,沉积时间为120 min,溅射功率为300 W,单晶硅衬底温度为室温。为使薄膜试样完全晶化,将其从单晶Si衬底上剥离下,于退火温度为823 K下真空退火1 h,而后随炉冷却。

1.2 样品的性能及表征

利用日本理学电机12 kW转靶X射线衍射仪Riguku-D/max-γB测定薄膜的室温物相组成。试验条件为:Cu-Kα,管电压50 kV,管电流50 mA,扫描速度10°/min,Kα系标识谱的波长为0.154 18 nm,样品尺寸为10 mm×10 mm。利用超导量子干涉仪(SQUID)测定不带衬底Ni-Mn-Ga薄膜试样的磁化曲线,磁场范围为(0～1.5)T,精度达0.02 mT。测量温度区间为(10～380)K,在零磁场下温度精度达±0.5%。升降温速率为5 K/min。利用电阻应变片测定薄膜的磁致应变,将不带衬底薄膜试样切成尺寸为4 mm×4 mm的正方形,将电阻应变计贴于膜面内,然后将试样放入试样杆的测试端,钎焊相应的导线,把试样杆置入测试仪中,加上一个交变的磁场,磁场从-18 kOe到+18 kOe,测试过程中温度场变化范围为从250 K到300 K。

2 结果与讨论

图1所示为经823 K退火1 h Ni50.3Mn27.3Ga22.4薄膜的室温X射线衍射图谱。由图1可见,该薄膜在2θ约为43°附近仅存在一强衍射峰,尝试标定法分析表明,室温下处于立方结构奥氏体相,强衍射峰对应于立方结构(220)衍射面,具有较强的(110)织构。

图2经823 K退火1 h Ni50.3Mn27.3Ga22.4薄膜在室温下的磁化曲线,测试过程中磁场方向平行于薄膜平面。由图2可见,该薄膜磁化行为分为三个不同的阶段,即磁化强度随磁场强度的增大先呈急剧增大,然后缓慢增大,直到趋近饱和三个阶段,其饱和磁化强度约为40 emμ/g。

图3所示为经823 K退火1 h Ni50.3Mn27.3Ga22.4薄膜在不同大小外加磁场作用下的应变-温度关系曲线,其中外加磁场的方向平行于应变测试方向即均沿膜面方向。从图3中可以看出,升降温过程中该薄膜发生马氏体相变,采用切线法标定其相变温度Ms=271.5 K、Mf=264 K、As=272.3 K、Af=276 K。由图3数据可得,当施加的外磁场分别为0、0.4、0.8和1 T时,对应的相变应变分别为0.041 2%、0.042%、0.043 2%、0.043 2%,表明外加磁场的施加对该薄膜马氏体相变诱发应变有明显的增强作用,并且当磁场强度高于0.8 T时,该薄膜的马氏体相变应变趋于饱和,随磁场强度的进一步增大而不发生明显变化。

3 结论

采用磁控溅射方法制备了Ni50.3Mn27.3Ga22.4合金薄膜,研究了外加磁场对其马氏体相变应变的影响,获得主要结论如下:

(1)该合金薄膜室温下处于立方结构奥氏体相,具有较强的(110)织构;

(2)Ni50.3Mn27.3Ga22.4合金薄膜的室温饱和磁化强度约为40 emμ/g;

(3)当沿膜面方向施加0到1 T磁场时,Ni50.3Mn27.3Ga22.4合金薄膜的马氏体相变应变值随着磁场强度的增大而呈近线性增大;当磁场强度高于0.8 T时,该薄膜的马氏体相变应变趋于饱和。

摘要：采用磁控溅射方法制备Ni50.3Mn27.3Ga22.4磁性形状记忆合金薄膜。研究薄膜的晶体结构、磁化行为以及磁场对马氏体相变应变的影响。试验结果表明,经823 K退火1 h的Ni50.3Mn27.3Ga22.4薄膜,室温下处于奥氏体态,呈较强的(110)织构特性,且室温饱和磁化强度约为40 emμ/g。试验还发现,当沿膜面方向施加0到0.8 T磁场时,Ni50.3Mn27.3Ga22.4薄膜的马氏体相变应变量随磁场强度的增大而增大,呈现出磁场增强马氏体相变应变效应。

磁性形状记忆合金论文 第3篇

关键词：生物相容性,磁性附着体,凋亡

磁性附着体是一种可以增加义齿的固位和稳定的装置, 主要的作用原理是磁性材料之间的磁力作用, 使义齿吸附到基牙或种植体上[1,2,3]。由于其磁性附着体的衔铁选用高级的软磁合金, 具有优良的机械性能和耐腐蚀性。对于软磁合金的细胞毒性, 已进行过相应的研究[4]。对于其引起的细胞凋亡, 国内外研究较少。本实验通过软磁合金材料浸提液处理小鼠成纤维细胞L929, 以确定软磁合金引起的细胞凋亡率 (apoptotic rate, AP) , 从而为磁性附着体的临床应用安全性等问题提供生物学依据。

1 材料与方法

1.1 材料:含钛合金 (森田公司, 日本) 、软磁合金 (中国科学院金属研究所) 、钴铬合金 (登士柏公司, 美国) , 小鼠成纤维细胞L929 (中国医科大学附属第一医院肿瘤研究所) 。

1.2 方法

1.2.1 浸提液的制备:将三种金属材料制成圆片形, 浸在RPMI-1640培养液中, 取得材料浸提液。试剂与金属材料之间的比例按照0.1 m L/cm2, 在冰箱里保存, 温度为-70 ℃, 每48 h收集一次。

1.2.2 材料浸提液与细胞接种培养:选取对数生长期的小鼠成纤维细胞L929, 分别加入1 m L 25%、50%、100%浸提液, 培养24 h。同时设立对照组。实验分组为:Ⅰ阴性对照组 (RPMI-1640培养的L929细胞) ;Ⅱ含钛合金组;Ⅲ软磁合金组;Ⅳ钴铬合金组;V阳性对照组 (100 µg/m L丝裂霉素处理) 。

1.2.3 细胞凋亡的检测:培养板在浸泡24 h后取出, 使用0.25%的胰蛋白酶消化l min后将液体制成细胞悬液, 收集于流式管中, 使用1000 r/mim的离心机离心5 min, 在使用PBS冲洗2次, 去上清, 加入l m L碘化丙锭 (propidium iodide, PI) 混合染色液, 混匀, 避光30 min。与中国医科大学附属一院中心实验室合作, 对样本进行流式细胞仪检测。使用通过cellguest软件分析凋亡率。

2 结果

各实验组的凋亡率, 见表1。

3 讨论

根据ISO相关标准[5], 对于目前应用于人体的材料, 必须进行离体生物学实验, 检测其生物相容性。评价生物相容性的一个关键性指标为维持进而促进细胞的生长[6]。研究发现磁性附着体中软磁合金具有极微弱的细胞毒性, 对于其引起的细胞凋亡, 国内外研究较少。

本实验的试验方法主要采取PI染色法结合流式细胞术。主要是检测小鼠成纤维细胞L929在磁性附着体中软磁合金的浸泡液中的凋亡情况。同时选取目前已知的生物相容性较高的含钛合金及钴铬合金作为对照组。实验结果显示:小鼠L929细胞在三种不同浓度的软磁合金浸提液中均可发现细胞凋亡现象。三种浸提液中的细胞凋亡率有差异, 差异有统计学意义 (P<0.05) 。并且凋亡率与浓度之间存在正相关。相同浓度的含钛合金、钴铬合金、软磁合金浸提液引起的L929细胞凋亡率之间无显著性差异 (P>0.05) 。由于含钛合金、钴铬合在临床上引用较为广泛, 因此, 细胞凋亡率与其没有统计学差异的软磁合金也可安全的应用于临床。

综上所述, 本试验为可以证实磁性附着体中软磁合金符合临床应用的生物相容性, 可以广范应用于临床。

参考文献

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磁性形状记忆合金论文 第4篇

自从2006年日本几个研究组在“Nature”杂志上报道NiCoMnIn材料具有明显的磁场诱发的可回复的马氏体相变以来[1], NiMnIn (Sn, Sb) 系列的材料立刻引起了国内外同行的广泛关注[2,3,4]。在这类材料中, 除了磁场诱发相变之外, 磁驱动相变的过程中, 在磁结构发生变化的同时, 通常都会伴随晶体结构对称性的变化, 导致材料的电阻和磁熵发生很大改变, 从而表现出巨磁电阻和巨磁熵变效应[5,6], 具有广阔的潜在应用前景, 成为材料科学和凝聚态物理学领域的研究热点之一。

根据Clausius-Clapeyron方程 , 若要提高磁场驱动马氏体相变的能力, 材料必须具有尽可能大的ΔM或者尽可能小的ΔS, 其中ΔM为母相和马氏体相两种结构的磁化强度之差, ΔS为材料的相变熵变。对于同一类材料, 相变温度越高, ΔS越大, 但是相差并不是很大。一般来讲, 比较容易调整的参数就是ΔM。对于含Mn的Heusler合金, 一般认为, 合金的磁性主要来源于Mn-Mn原子间的交换耦合作用。在铁磁Heusler合金中, Mn原子对磁性的贡献大约为4个玻尔磁子[7]。一般认为, Mn-Mn之间形成铁磁有序耦合的临界距离约为4;但是如果由于某种因素的影响, Mn原子之间的距离变小, Mn-Mn之间就有可能形成反平行排列, 导致亚铁磁性耦合[8]。这其中最典型的例子就是Mn2NiGa[8]。最近几年, 对富Mn的Heusler合金Mn2NiX (X=Ga, In, Sn) [9,10,11]也有一些研究。这类合金的特点是含较多Mn原子, 具有较高的居里温度, Mn-Mn之间是亚铁磁耦合, 因此合金的磁化强度不会太高, 例如, Mn2NiGa母相的磁化强度只有33emu/g。研究表明, 在Mn2系列的合金中, 通过Co掺杂, 可以提高母相和马氏体相之间的磁性差ΔM。Mn48CoxNi32-xGa20[12]系列合金的ΔM值能增加到30emu/g。Mn50Ni40In10[13,14]甩带合金中ΔM只有40emu/g, 通过Co掺杂后, 在Mn50Ni37In10Co3多晶中ΔM提高到了89emu/g[15], 观察到了完全可逆的磁驱动马氏体相变。除了掺杂过渡族金属元素来影响Mn原子之间的交换作用外, 在Heusler合金X2YZ中, Z元素的p电子也和过渡族元素的3d电子发生杂化作用, p-d杂化对磁性的影响也很大。这就说明Z位对于合金磁性的影响很大, 因此有必要研究Z位原子对磁性的影响。

本实验用Sb来替代部分In, 研究Z位掺杂对相变和磁性的影响, 研究了Sb掺杂后形成的Mn50Ni40In10-xSbx系列合金的马氏体相变行为及磁性特征, 讨论了Sb掺杂对材料相变及磁性产生影响的规律及物理机制。

1 实验

本实验使用原料中单质金属Ni、Mn、In、Sb的纯度均为99.99%。采用电弧炉熔炼制备名义成分为Mn50Ni40In10-xSbx (x=0, 0.2, 0.6, 1, 3, 5, 10) 系列的多晶样品。熔炼后的样品密封在真空石英管中, 随后放在管式炉中800℃保温24h, 然后随炉冷却至室温。样品的磁性采用振动样品磁强计测量, 磁场最大限度30kOe (1Oe=79.5778A/m) , 温度变化范围50~400K。

2 结果与讨论

2.1 马氏体相变

图1是在100Oe外场作用下的M-T曲线。所有的曲线均是在零场下降温到55K, 然后升温至395K测量得到的。

由图1可得马氏体逆相变起始温度TM以及居里温度TC。图2是根据图1作出样品的马氏体逆相变起始温度TM及居里温度随着Sb含量 (原子分数) 的变化关系。由图2可见, 母体Mn50Ni40In10的TM为210K左右, 随着Sb含量的增加, 样品的相变温度TM逐渐升高。0.2% (原子分数) 的Sb替代Ni就会使相变温度TM升高到215K, 当Sb含量增加到3%时, 相变温度TM已经高达240K左右。随着Sb含量的逐渐增加样品居里温度TC逐渐降低。Mn50Ni40In10样品的居里温度为340K左右, 当Sb含量增加到3% (原子分数) 时, 居里温度下降至300K左右。当Sb含量增加到5% (原子分数) 时, 逆相变还没有结束时就碰到了样品的铁磁到顺磁的居里转变, 这说明在该成分时相变温度和居里温度耦合在一起。

在Heusler合金Ni2MnZ (Z=Ga, In, Sb, Sn) 中, 一般认为电子浓度e/a数值的增加及晶胞体积的减小会导致铁磁性记忆合金相变温度TM的升高[16]。从原子结构可以看出, 1个Sb (5s25p3) 原子比1个In (5s25p1) 原子多2个5p电子, Sb掺杂Mn50Ni40In10合金形成Mn50Ni40In10-xSbx系列合金后, 电子浓度增加。同时, Sb原子尺寸小于In原子, 替代后的合金晶胞体积减小。因此, Sb原子替代部分In原子后, 形成的新的合金材料与替代前合金材料相比, 电子浓度增加且晶胞体积减小, 与马氏体逆相变温度TM随电子浓度增大、晶胞体积减少而升高的传统观点吻合很好。但是, 近期的第一性原理计算认为, 在富Mn的Heusler合金中, 电子轨道杂化对马氏体相变温度起着更重要的作用[17]。研究表明, 在Ni2Mn1+xSn1-x合金材料中, Ni原子与占据Sn位上的Mn原子之间的Ni-Mn杂化是马氏体相变的主要驱动力[18]。在Ni50+xMn37-xSb13合金中也发现, Ni原子3d状态的电子与Sb位上Mn原子3d状态的电子存在d-d杂化现象, 影响了样品的马氏体相变温度[17]。Heusler合金是高度有序的金属间化合物, 其分子式为X2YZ。一般来说, X和Y是过渡族金属, Z是主族元素, 其晶格具有4个等效位置, 沿体对角线方向依次标定为A、B、C、D位, 如图3所示。合金形成时, 价电子数少的过渡族金属元素优先占据B位置, 价电子数多的优先占据A位, 主族元素占据D位。MnNiIn合金中, Mn、Ni、In原子比为2∶1∶1的Mn50Ni25In25会形成Hg2CuTi结构, 而对于Mn50Ni40In10合金, 由于Ni原子数多于25, 且Ni原子倾向于占据A、C位, 因此A位为Mn与Ni原子, B位为Mn原子, C位为Ni原子, D位为In与Mn原子。Sb原子替代D位上部分In原子后, A、B、C位上原子没有变化, 而D位上是In原子、Mn原子与Sb原子。由于Sb的原子半径小于In的原子半径, 从理论上说, 晶格常数会减小。因此A位的Ni和D位的Mn之间的杂化作用会增强, 从而导致相变温度升高[19]。

2.2 样品磁性

图4是20kOe磁场作用下的M-T曲线, 测量方法同低场下的M-T曲线一样, 也是升温曲线。由图4可以看出, 样品在马氏体相时饱和磁化强度较低, 奥氏体相的饱和磁化强度高于马氏体相。对于母体合金Mn50Ni40In10, 奥氏体相与马氏体相的饱和磁化强度差ΔM约为50emu/g, Sb原子替代样品中部分In原子之后, 磁化强度差ΔM发生了显著变化。微量的Sb掺杂可以增加ΔM的数值, 当掺杂含量x=0.2时, ΔM增加到71emu/g, x=0.6的样品, ΔM增加到了74emu/g。但是随着Sb含量的进一步增加, ΔM又开始降低, 对于x=1的样品, ΔM降到67emu/g, x=3的样品ΔM为55emu/g。对于x=5的样品, 由于居里温度和相变温度基本耦合在一起, 因此没有观察到两相之间的磁性差。可见, Sb含量的不同显著影响了样品ΔM的数值, 尤其是微量掺杂Sb, 可以增加两相之间的磁性差。

掺杂Sb主要是影响sp原子, 进而影响p-d杂化, 从而导致材料的磁性发生变化。根据Stearns模型, 在Heusler合金Ni2MnZ中, 占据Z位的sp原子和Mn原子之间的超交换作用会影响Heusler合金的磁性[20]。Sb原子替代部分In原子会导致基于sp原子的超交换作用的改变。对于Mn50Ni40-In10样品而言, Z位上的In原子与Mn原子存在超交换作用, 这种超交换作用影响了合金的磁性。Sb原子替代部分In原子后, 改变了Z位上的原子与Mn原子之间的超交换作用, 从而导致磁性发生改变。

图5为Mn50Ni40In9.4Sb0.6多晶样品在温度变化范围215~245K的M-H曲线。由图1可知, 样品的逆相变起始温度和结束温度分别为217K和244K。215K低于相变的起始温度, 从图5可以看出215K时的磁化曲线是典型的磁化曲线, 对应于马氏体的磁化曲线。245K高于相变的结束温度, 因此该温度下的磁化曲线对应于奥氏体的磁化曲线。在215~245K之间, 外加磁场增加的过程中, 样品的磁化可以分为两个阶段, 起始阶段是典型的磁化曲线, 对应于马氏体和奥氏体共存的磁化曲线, 进一步增大磁场, 磁化强度出现一个急剧的跳跃, 以230 K为例, 该跳跃发生在磁场为17kOe处, 对应于磁场诱发的马氏体到奥氏体的相变。磁场增大到30kOe后, 外加磁场降低的过程中, 曲线对应的是典型的退磁曲线, 并没有出现和磁化过程中急剧跳跃相对应的反向跳跃, 这意味着在外加磁场降低过程中并没有发生由奥氏体到马氏体的转变, 说明磁场诱发的奥氏体会保留在材料中。

3 结论

研究了Mn50Ni40In10-xSbx系列样品在100Oe、20kOe下的磁化强度随温度的变化行为, 结果表明, 随着Sb含量的增加, 马氏体逆相变温度TM逐渐升高, 居里温度TC逐渐降低。相变温度的升高不仅与价电子浓度增加、晶格体积减小有关, 还与Sb原子替代Z位的In原子后, 导致Ni原子和占据Z位上的Mn原子之间的杂化作用增强有关。当x<0.6时, 马氏体和奥氏体相之间的饱和磁化强度差值ΔM随着Sb含量的增加而增大;当0.65时, 由于相变温度和居里温度耦合在一起, ΔM几乎减为零。值得关注的是, 当x=0.6时, ΔM增加到74emu/g, 且在材料中观察到磁场驱动的马氏体到奥氏体的转变, 显示了该材料作为磁场驱动、磁熵变材料的潜在应用前景。样品磁性的变化主要归结为Sb替代In引起的Z位sp原子与Mn原子之间的超交换作用的变化。

摘要：研究了Sb替代部分In对铁磁性形状记忆合金材料Mn50Ni40In10相变和磁性的影响。研究表明, 在掺杂后形成的Mn50Ni40In10-x Sbx系列合金中, 随着Sb含量的增加, 马氏体的逆相变温度逐渐升高, 居里温度逐渐降低。其相变温度的升高主要归结于电子浓度和晶格体积的变化以及电子轨道的杂化作用。Sb掺杂会导致样品马氏体相和奥氏体相之间的饱和磁化强度差ΔM的变化, x<0.6的微量掺杂会使ΔM增大, x>0.6时, ΔM随着掺杂量的增加而逐渐降低甚至减为零。x=0.6的样品 (Mn50Ni40In9.4Sb0.6) 在20kOe的外场作用下ΔM达到74emu/g, 同时在该材料中观察到了磁场驱动的马氏体到奥氏体的转变, 显示出该材料作为磁驱动形状记忆材料的潜在应用前景。

温控形状记忆合金弹簧的性能研究 第5篇

形状记忆合金 (Shape Memory Alloy, 简称SMA) 是一种集传感、驱动于一体的新型智能材料, 其主要特征是具有形状记忆效应, 主要性能表现为在特定的温度范围内能产生与温度呈函数关系的位移和力[1,2], 并且可以通过热弹性马氏体相变将热能转化为机械能。通过采用加热或冷却等处理工艺, 可使SMA材料具有感知、执行、判断和自适应的能力[3]。目前, SMA已被日益广泛地应用于仪器仪表、机械、航空航天、医疗和生物工程等领域中, SMA的应用结构形式多以螺旋弹簧为主[4]。根据迄今世界上已获得形状记忆合金实用新型专利的情况看, 90%以上的应用项目是将形状记忆合金做成螺旋弹簧[5]。本文主要对弹簧在电流加热驱动过程中的回复速度和回复力及其影响因素进行试验研究与理论分析, 为研制相关形状记忆合金弹簧提供一些依据。

1 形状记忆合金弹簧热驱动的工作原理

使用稳压恒流电源对SMA弹簧 (以下简称弹簧) 进行加热, 并用测力计测量弹簧形变时产生力的大小, 其结构原理图如图一所示。当开关合上时, 电源输出电流, 弹簧上有电流通过, 并将电能转化为热能, 使弹簧的温度升高到相变点以上, 此时热能又转化成机械能, 弹簧开始产生形变, 回复到它所记忆的形状, 如图二所示。此时, 弹簧从加热前的长度l0到记忆长度l0+△x;当开关断开时, 弹簧上的电流被切断, 受工作环境介质的冷却作用而温度下降到相变点以下时, 对于具有双程记忆效应的弹簧将会自动缩短到l0的位置;对于具有单程记忆效应的弹簧, 冷却后需用外力将其长度恢复到l0的位置。如此往复地控制弹簧上电流的通断, 便可达到控制其伸缩变形的目的, 这也是目前大多数研究所采用的控制方式。

2 实验与分析

实验使用形状记忆合金弹簧为具有单程记忆功能的弹簧 (电流加热后伸长, 断电后需要施加外力才能回复到原有长度) , 材料为Ni Ti形状记忆合金 (其原子百分比为Ti:49.8%, Ni:50.2%) , 簧丝直径0.7mm, 弹簧中径5.0mm, 有效圈数为42 (如图二所示) 。

2.1 弹簧记忆回复变形速度的研究

如图三所示, 弹簧分别在1.0A、2.0A和3.0A的驱动电流下达到相同长度所用时间的关系曲线, 它反映了弹簧的响应速度变化特性。在产生形变的初始阶段, 弹簧产生的位移较少;此后随时间增加弹簧的回复变形速度快速增加;然后速度变慢至停止。产生这一现象的主要原因是:弹簧在初始段受热后马氏体并不能马上达到相变温度, 有一个过渡的过程;随着通电时间增加, 弹簧的温度升高到相变温度时, 弹簧中绝大部分的马氏体相迅速转变为奥氏体状态, 使变形速度迅速增加;此后随着回复位移和通电时间的增加, 达到了弹簧记忆中的状态则相变量逐渐变小, 因而其弹簧回复力也变小, 这两方面的综合作用下使弹簧快要收缩到底时回复速度减慢。

弹簧回复变形速度的大小和稳定性对其实际应用 (如驱动器、机器人手足等) 的动态工作性能影响很大。需研究弹簧单次回复过程的总体变形速度特性, 用每次回复到初始记忆长度所需时间 (记为总变形时间) 的长短来反映总体回复变形速度的快慢。图四为在其他条件相同的情况下, 所得到的电流与平均回复速度的关系。可知, 当电流很小时, 弹簧总变形时间很长, 同时弹簧还产生不完全记忆变形;在初始阶段总变形时间随电流增加而相对较小, 当电流增加到一定数值后, 总变形位移量随电流的增加开始迅速增大, 电流大弹簧总变形时间短, 但电流不能过大, 否则会使弹簧产生过热使弹簧内部组织性能因高温遭到破坏, 失去记忆功能。由此可知, 通过控制电流就可控制弹簧单次变形过程的变形速度, 但它不能反映出单次回复过程中的动态速度变化特性。

2.2 弹簧回复力与驱动电流的研究

如图五所示, 在外界条件一样的情况, 通过电源对其施加不同的稳定电流进行加热, 达到最大形变量后切断电流让弹簧在室温下冷却, 用测力计记录下弹簧加热和冷却阶段力的大小变化情况。大电流驱动下, 弹簧产生较大的力;弹簧形变快结束时力的变化变小。同时, 弹簧在冷却初始阶段仍具有较大的力, 因此在控制反复施加电流的过程中要预留足够的时间给弹簧冷却, 这样能够避免能量的抵消而使实验达不到预期的效果, 但同时这样也使弹簧驱动的频率很小, 很难满足实际应用的需求。

3 结束语

弹簧在不同电流的驱动下的响应时间是不同的, 电流越大响应时间越快, 但同时电流越大弹簧温度上升的越快, 断电后需要的冷却时间就越长, 所以电流也不能选择太大, 应根据具体情况来选择合适大小的电流。

弹簧在整个回复变形过程中的速度是变化的, 其变化特征表现为回复初始和结束两个阶段的速度较慢, 在中间段的变形速度较快, 通过控制弹簧上的电流, 可控制其变形速度, 但不能为单纯追求速度, 而选择过高的电流。

相同时间内弹簧形变产生动应力的大小跟驱动电流有关系, 电流越大在相同时间内产生的力也越大, 同时产生的形变位移量也越大。但是, 因为每个弹簧记忆的长度是固定的, 当达到记忆的长度之后应力和应变的变化就跟驱动电流没关系了, 如果继续对弹簧进行加热将使弹簧内部结构遭到破坏, 使其失去记忆功能, 因此在对弹簧等进行加热的过程需要控制好电流的大小以及加热的时间。

参考文献

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磁性形状记忆合金论文 第6篇

新一代航天器一般都可以看成中心刚体加柔性附件式的多体结构, 其突出的特点是具有大型的柔性附件 (包括太阳帆板、天线等) 。由于太阳帆板或大型天线的结构大、柔度大、阻尼弱, 在航天器的机动过程中, 航天器中心刚体和挠性附件之间存在着强烈的刚挠耦合, 会导致结构的持续振动;又由于太空无大气, 不存在空气阻尼, 使得挠性附件的振动衰减缓慢。降低挠性结构振动的最有效方法是近年来发展起来的主动控制技术。变结构主动控制的一个特点是在滑动模态下对系统参数变化和外部扰动具有很强的鲁棒性。本文应用变结构控制对太阳帆板进行振动抑制[1,2], 设计出一种鲁棒性强的变结构控制律, 从而有效地抑制了太阳帆板的大幅度振动。并利用SMA丝在约束条件下改变温度[3,4]可以产生很大恢复应力的特点, 将SMA丝植入帆板中, 形成SMA驱动器, 采用经典线性最优控制有效抑制了帆板的小幅度振动。

1系统的动力学模型

系统的简化模型如图1所示, 它由中心刚体和固连在刚体上的太阳帆板 (可以看成挠性梁) 构成。假设刚体被限定在只能绕通过o点的垂直轴作旋转运动, 挠性梁在水平面内运动, 忽略梁的轴向延伸和扭转变形, 只考虑梁的弯曲变形。将一组SMA丝植入距离太阳帆板中心层b的上、下两侧的孔内并且两端固定, 每组SMA由N根SMA丝构成。

当帆板因为振动而产生如图2 (a) 所示的变形时, 通入电流使上半驱动器升温, 而下半驱动器不通电, 上半组SMA丝将收缩并产生应力, 该应力和SMA丝到帆板中性轴的距离b的乘积即为抵抗帆板运动的恢复力矩Ma。同时, 由于帆板本身的刚度, 也产生一定的恢复力抵抗梁的振动。同理, 当通入电流使下半驱动器升温, 而上半驱动器不通电时 (见图2 (b) ) , 下半组SMA丝将收缩并产生一定的应力, 同时将产生恢复力矩Mc抵抗悬臂梁的运动。若根据一定的控制规律, 交替对两个SMA驱动器进行加热和冷却, SMA丝将会重复收缩和膨胀, 并产生所需的控制力矩。

由SMA丝所产生的任意时刻控制力矩为:

M (t) =Fa (t) b-Fc (t) b= (∑Aiσi (t) -∑Ajσj (t) ) b 。 (1)

其中:Fa (t) 、Fc (t) 分别为t时刻SMA上、下驱动器中所有SMA丝拉力的合力;i为上半SMA驱动器中SMA丝的代码;j为下半SMA驱动器中SMA丝的代码;Ai、Aj分别为第i和第j根SMA丝的截面积;σi (t) 、σj (t) 分别为第i和第j根SMA丝t时刻的应力。

应用SMA的Brinson本构模型[5], 可以得到电流强度与应力之间的关系为[6]:

undefined。 (2)

其中:Te为环境温度;T为SMA丝温度;Cv为材料的比热;hL为SMA的热交换系数;d1为SMA丝的直径;ρe为SMA的电阻率;I为电流强度;λ1、λ2为与相变状态有关的量。

图2 SMA驱动器动作原理图

设u (x, t) 为帆板上坐标为x的点t时刻沿y向的振动位移 (见图1) , x点的运动规律为:

undefined。 (3)

其中:Φj (x-r) (j=1, 2, …, n) 为帆板各阶振型, r为固支点到中心o的距离;qj (t) 为模态坐标;Φ为振型矩阵;q为坐标矩阵。由Lagrange方程得到的系统的动力学方程如下:

其中:θ为主体角位移;J为卫星整体转动惯量, J=Jc+∫undefinedρx2dx, Jc为主体转动惯量, l为主体长度, ρ为挠性梁的质量密度;G为中心刚体与太阳帆板的耦合矩阵, G=∫undefinedρxΦTdx;ΦTKΦ=diag (ωundefined, ωundefined, …, ωundefined) , ΦTCΦ=diag (2ζ1ω1, 2ζ2ω2, …, 2ζnωn) , C、K 分别为阻尼矩阵、刚度矩阵, ωi、ζi (i=1, 2, …, n) 分别为帆板的固有频率和阻尼比;uc、up分别为作用在中心刚体上的力矩矩阵和施加在SMA丝上的电流矩阵;y为传感器的输出位移;D为SMA驱动器对各阶模态的影响矩阵;Rs为传感器的输出影响矩阵。

考虑到挠性振动的能量主要集中在低阶模态, 高频模态振幅小, 能量小, 不易被控制系统激励, 可以当作扰动看待。本文取一、二阶模态, 状态向量undefined, 则挠性卫星太阳帆板的动力学模型为:

undefined

2变结构控制[7]

选取滑模超曲面undefined (其中eθ为因外界扰动所产生的转角误差;常数f>0) , 采用如下的趋近率undefined (其中k为任意正数) , 从而可以得到:

undefined。 (6)

该控制律必然引起变结构控制系统的固有颤振, 由于控制的高频切换可能激励挠性帆板的高频模态, 因此, 必须对式 (6) 进行修正, 以消除颤振。用饱和函数sat

undefined

代替符号函数sgn (s) , 则式 (6) 修正为:

undefined。 (7)

sat (s) 表达式中的δ为单位脉冲函数。图3和图4分别为太阳帆板受控制情况下卫星主体角位移θ和太阳帆板自由端部位移u随时间的变化情况。结果表明, 变结构控制律式 (7) 能有效地抑制太阳帆板的振动, 并可实现航天器大角度机动, 但在太阳帆板自由端部仍存在小幅度的弹性振动。

3SMA驱动器的经典线性最优控制

SMA驱动器的控制采用经典线性最优控制, 则:

其中:H为位置指示矩阵, , L为n×m维控制装置位置矩阵, 当第i个自由度上装有第j个控制装置时, Lij=1, 其余元素为0;P为Riccati矩阵。

将式 (8) 代入式 (4) 中, 整理后得到新的状态方程为:

undefined。

undefined

采用趋近率undefined, 则滑模变结构控制律为:

undefined。 (9)

图5为经典线性最优控制自由端位移变化曲线, 由图5可以看出, SMA驱动器能够快速抑制帆板的小幅度弹性振动, 改善系统的性能, 实现大角度机动。

4结论

在航天器的机动过程中, 通过滑模变结构控制策略以及SMA驱动器, 迅速抑制挠性附件因机动而激发的振动以及在机动末端不产生大超调, 从而保持机动过程平稳, 并迅速实现高精度姿态定位, 改善系统的性能。

摘要：以挠性航天器的太阳帆板为研究对象, 在建立挠性系统动力学模型的基础上, 采用滑模变结构控制策略进行挠性航天器太阳帆板的振动控制, 同时在帆板上植入SMA丝形成驱动器, 并采用经典线性最优控制算法控制SMA驱动器。仿真结果表明, 这样的控制规律有效抑制了帆板的振动。

关键词：太阳帆板,变结构控制,SMA

参考文献

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磁性形状记忆合金论文 第7篇

1 形状记忆合金的发展现状

在我国当下投入使用的形状记忆合金中, 有镍一钛系、铜系、铁系三大类。在镍一钛系的形状记忆合金中, 其实我国当下性能最好的一种形状记忆合金, 镍一钛系能够应用在较为广泛的行业中, 但存在着成本较高的缺点, 不能够大范围普及。在镍一钛系的形状中, 其具备着单向与双向两种, 有着较好的使用延展性;而在铜系的形状记忆合金中, 其价格相较于镍一钛系的形状记忆合金来说较为便宜, 也较为方便加工, 所以在我国也有着不小的发展潜力, 但同时铜系的形状记忆合金存在着使用次数低下的问题, 这点需要引起我国相关业界重视[1]。

2 形状记忆合金的应用

形状记忆合金在我国经过了多年的发展, 已经初步形成了完备的体系, 并在我国多种行业中有着广泛运用, 笔者结合自身经验对形状记忆合金的相关应用进行了具体分析与总结, 结果如下:

2.1 医疗应用

2.1.1 应用现状

由于形状记忆合金的自身特性, 其在我国医疗领域有着诸多运用, 而运用最多的则是Ni-Ti形状记忆合金, 其常用于人体骨头和硬组织的修复与替代, Ni-Ti形状记忆合金的运用大大促进了我国医疗事业的相关发展, 而这种技术仍旧存在着极大的发展前景。在我国当前的Ni-Ti形状记忆合金运用中, 其开始被运用在多种医疗领域之中, 而相关Ni-Ti形状记忆合金制品的市场也得到了不俗的发展, 手术缝合线、非血管支架、节育器、导丝等Ni-Ti形状记忆合金制品的出现极大的满足了我国医疗事业的相关发展[2]。

2.1.2 发展展望

在我国当下的Ni-Ti形状记忆合金运用中, 血管之间与非血管支架是目前在我国医疗领域中运用较为成熟的两个方面, 这两种运用Ni-Ti形状记忆合金制造的医用制品能够解决多种病人的病痛折磨, 将在未来得到进一步的发展。除了这两种Ni-Ti形状记忆合金制品外, 食道支架、植入胆道支架等都将在我国未来迎来极大的发展前景, 这点需要相关业界注意。

2.2 工程应用

由于形状记忆合金所独有的种种优点, 其在我国当下的工程领域中得到了较为广泛的运用, 并通过充分发挥自身优点取得了不俗的成绩, 在下文中笔者将对形状记忆合金在我国工程中的具体运用进行相关论述。

2.2.1 形状记忆合金在法兰密封连接中的应用

在压力容器等设备的连接中, 法兰密封连接发挥着至关重要的作用, 但在其长期使用中很容易因螺栓长期处于拉伸状态导致松弛等问题的出现, 这种问题一旦出现将会对相关设备带来极大的麻烦, 因此形状记忆合金就有了用武之地。在法兰密封连接中使用形状记忆合金进行螺栓松弛问题的解决, 是近年来记忆合金在工程中科技含量较高的以此应用, 而这种应用对航天工业发展来说是一种不小的助力[3]。

2.2.2 形状记忆合金在仿生水下泳动机器人中的应用

随着我国对水下作业的相关需求不断增长, 我国开始设计柔软、微小的水下机器人, 仿生水下泳动机器人就是这一设计的产物, 仿生水下泳动机器人是充分利用形状记忆合金作为主要材料制造的, 这就使得其能够实现小型化、并实现传感与驱动的一体化, 大大满足了我国特殊领域的一些需求, 并未未来的水下机器人发展指明了道路, 值得我们深思。

2.2.3 形状记忆合金在电机中的应用

在形状记忆合金的应用中, 新型电机中的形状记忆合金应用使其有着较高的功率-重量比, 这就大大提高了其发展前景。虽然我国当下的形状记忆合金制成的电机还存在着运行效率、使用寿命、响应速度等问题, 但随着我国形状记忆合金技术的进一步发展, 这些问题迟早都会一一被解决, 最终实现大范围普及型运用, 最终起到提高我国整体科技发展的作用, 所以我们说形状记忆合金在电机的应用有着极为远大的前景。

3 结语

随着我国形状记忆合金技术的不断发展, 其在我国的应用范围还会进一步扩大, 而我国形状记忆合金的相关研究也会日益深入, 物美价廉的形状记忆合金将不再只是梦想, 我国的科技水平也将随着形状记忆合金的发展得到进一步的发展。

摘要：随着我国科技与经济的快速发展, 我国记忆合金的相关研究也取得了令人瞩目的成果, 在我国当下的工业发展中, 记忆合金凭借其自身优点在多种领域都有着广泛引用, 本文就形状记忆合金的研究现状及其应用特点进行了相关研究, 希望能够以此推动我国形状记忆合金的相关发展。

关键词：形状记忆合金,研究现状,应用特点

参考文献

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