본 연구에서는 FCC→HCP 변태를 하여 ε 마르텐사이트가 생성되는 여러 합금(Co-Ni 합금, Co-Fe 합금, Fe-Ru 합금)의 진동감쇠능과 형상기억효과에 대해 조사하고, FCC→HCP 변태와의 관계를 포괄적으로 고찰하였다. FCC→HCP 마르텐사이트 합금은 모두 포화자장에서도 작용할 수 있는 FCC→HCP변태에 연관된 진동감쇠능을 나타내며, 각 합금에서 ε 마르텐사이트 량이 증가할수록 진동감쇠능이 증가하며, 진동감쇠능의 이력형 특성 또한 강화된다. ε 마르텐사이트의 량을 증가시키기 위해 심냉처리와 반복열처리를 행하였을 때, 심냉처리에 의해서는 ε 마르텐사이트의 량도 증가하며, 이에 따라 진동감쇠능도 증가한다. 하지만 반복열처리 시에는 ε 마르텐사이트의 량이 증가함에도 진동감쇠능에는 향상되지 않는다. 이는 전위의 도입에 따라 계면이동이 방해를 받기 때문이다. 동일한 합금계에서도 마르텐사이트 종류에 따라 Thin Plate ε 마르텐사이트를 갖는 합금의 진동감쇠능이 우수하고 이력형 방진특성을 나타내는데 비하여 α' 마르텐사이트 단상으로 이루어진 합금은 매우 낮은 진동감쇠능을 나타내며, 이력형 특성을 보이지 않는다. 이는 α' 마르텐사이트 단상에서는 진동감쇠원으로 작용할 수 있는 내부결함이 없기 때문이다. FCC→HCP 마르텐사이트 합금의 진동감쇠능이 우수한 이유는 HCP구조의 ε 마르텐사이트 내부에 많이 존재하는 적층결함들이 외력에 쉽게 이동할 뿐만 아니라 FCC→HCP 변태 자체도 부분적으로 가역적인 성격을 가지기 때문이다. FCC→HCP 마르텐사이트 합금의 대표적인 진동감쇠원으로는 상계면과 ε 마르텐사이트 내부의 적층결함을 들 수 있다. 진폭변형률이 작은 경우에는 ε 마르텐사이트 플레이트 내의 적층결함이 주 감쇠원으로 작용하고, 진폭변형들이 큰 경우에는 적충결함과 더불어 상계면이 주된 진동감쇠원으로 작용한다. FCC→HCP 마르텐사이트 합금에서 형상기억효과는 당초에 존재하는 ε 량이 많을수록 증대하였다. 이는 FCC→HCP 마르텐사이트 합금의 형상기억효과가 ε 플레이트의 합체에 기인함을 의미한다. 반복변태 시에는 cycle 수가 증가할수록 ε 마르텐사이트 량에 비례하여 형상기억효과는 증대하였으나, 5cycle 이상에서는 ε 마르텐사이트 량과 형상기억효과 모두 거의 일정한 값을 나타내었다. 철계 Fe-Ru 합금에서도 형상기억효과가 나타났으나, 그 값은 기존 ...
본 연구에서는 FCC→HCP 변태를 하여 ε 마르텐사이트가 생성되는 여러 합금(Co-Ni 합금, Co-Fe 합금, Fe-Ru 합금)의 진동감쇠능과 형상기억효과에 대해 조사하고, FCC→HCP 변태와의 관계를 포괄적으로 고찰하였다. FCC→HCP 마르텐사이트 합금은 모두 포화자장에서도 작용할 수 있는 FCC→HCP변태에 연관된 진동감쇠능을 나타내며, 각 합금에서 ε 마르텐사이트 량이 증가할수록 진동감쇠능이 증가하며, 진동감쇠능의 이력형 특성 또한 강화된다. ε 마르텐사이트의 량을 증가시키기 위해 심냉처리와 반복열처리를 행하였을 때, 심냉처리에 의해서는 ε 마르텐사이트의 량도 증가하며, 이에 따라 진동감쇠능도 증가한다. 하지만 반복열처리 시에는 ε 마르텐사이트의 량이 증가함에도 진동감쇠능에는 향상되지 않는다. 이는 전위의 도입에 따라 계면이동이 방해를 받기 때문이다. 동일한 합금계에서도 마르텐사이트 종류에 따라 Thin Plate ε 마르텐사이트를 갖는 합금의 진동감쇠능이 우수하고 이력형 방진특성을 나타내는데 비하여 α' 마르텐사이트 단상으로 이루어진 합금은 매우 낮은 진동감쇠능을 나타내며, 이력형 특성을 보이지 않는다. 이는 α' 마르텐사이트 단상에서는 진동감쇠원으로 작용할 수 있는 내부결함이 없기 때문이다. FCC→HCP 마르텐사이트 합금의 진동감쇠능이 우수한 이유는 HCP구조의 ε 마르텐사이트 내부에 많이 존재하는 적층결함들이 외력에 쉽게 이동할 뿐만 아니라 FCC→HCP 변태 자체도 부분적으로 가역적인 성격을 가지기 때문이다. FCC→HCP 마르텐사이트 합금의 대표적인 진동감쇠원으로는 상계면과 ε 마르텐사이트 내부의 적층결함을 들 수 있다. 진폭변형률이 작은 경우에는 ε 마르텐사이트 플레이트 내의 적층결함이 주 감쇠원으로 작용하고, 진폭변형들이 큰 경우에는 적충결함과 더불어 상계면이 주된 진동감쇠원으로 작용한다. FCC→HCP 마르텐사이트 합금에서 형상기억효과는 당초에 존재하는 ε 량이 많을수록 증대하였다. 이는 FCC→HCP 마르텐사이트 합금의 형상기억효과가 ε 플레이트의 합체에 기인함을 의미한다. 반복변태 시에는 cycle 수가 증가할수록 ε 마르텐사이트 량에 비례하여 형상기억효과는 증대하였으나, 5cycle 이상에서는 ε 마르텐사이트 량과 형상기억효과 모두 거의 일정한 값을 나타내었다. 철계 Fe-Ru 합금에서도 형상기억효과가 나타났으나, 그 값은 기존 형상기억합금에 비하여 낮은 값을 나타내었다. 이는 Fe-25wt.%Ru합금의 모상강도가 낮고, α' 마르텐사이트가 형성되며, 모상의 적충결함에너지가 높기 때문이다. FCC→HCP 변태속도론을 고찰한 결과, Co-Ni합금은 전형적인 비등은 마르텐사이트 변태(athermal martensite transformation)를 하며, 변태량의 온도의존성은 Y=1-ekp[-0.00526(M_(s)-25)] 이다. 여기서 Y는 ε 마르텐사이트의 체적분을, M_(s)는 마르텐사이트 변태 개시온도이다.
본 연구에서는 FCC→HCP 변태를 하여 ε 마르텐사이트가 생성되는 여러 합금(Co-Ni 합금, Co-Fe 합금, Fe-Ru 합금)의 진동감쇠능과 형상기억효과에 대해 조사하고, FCC→HCP 변태와의 관계를 포괄적으로 고찰하였다. FCC→HCP 마르텐사이트 합금은 모두 포화자장에서도 작용할 수 있는 FCC→HCP변태에 연관된 진동감쇠능을 나타내며, 각 합금에서 ε 마르텐사이트 량이 증가할수록 진동감쇠능이 증가하며, 진동감쇠능의 이력형 특성 또한 강화된다. ε 마르텐사이트의 량을 증가시키기 위해 심냉처리와 반복열처리를 행하였을 때, 심냉처리에 의해서는 ε 마르텐사이트의 량도 증가하며, 이에 따라 진동감쇠능도 증가한다. 하지만 반복열처리 시에는 ε 마르텐사이트의 량이 증가함에도 진동감쇠능에는 향상되지 않는다. 이는 전위의 도입에 따라 계면이동이 방해를 받기 때문이다. 동일한 합금계에서도 마르텐사이트 종류에 따라 Thin Plate ε 마르텐사이트를 갖는 합금의 진동감쇠능이 우수하고 이력형 방진특성을 나타내는데 비하여 α' 마르텐사이트 단상으로 이루어진 합금은 매우 낮은 진동감쇠능을 나타내며, 이력형 특성을 보이지 않는다. 이는 α' 마르텐사이트 단상에서는 진동감쇠원으로 작용할 수 있는 내부결함이 없기 때문이다. FCC→HCP 마르텐사이트 합금의 진동감쇠능이 우수한 이유는 HCP구조의 ε 마르텐사이트 내부에 많이 존재하는 적층결함들이 외력에 쉽게 이동할 뿐만 아니라 FCC→HCP 변태 자체도 부분적으로 가역적인 성격을 가지기 때문이다. FCC→HCP 마르텐사이트 합금의 대표적인 진동감쇠원으로는 상계면과 ε 마르텐사이트 내부의 적층결함을 들 수 있다. 진폭변형률이 작은 경우에는 ε 마르텐사이트 플레이트 내의 적층결함이 주 감쇠원으로 작용하고, 진폭변형들이 큰 경우에는 적충결함과 더불어 상계면이 주된 진동감쇠원으로 작용한다. FCC→HCP 마르텐사이트 합금에서 형상기억효과는 당초에 존재하는 ε 량이 많을수록 증대하였다. 이는 FCC→HCP 마르텐사이트 합금의 형상기억효과가 ε 플레이트의 합체에 기인함을 의미한다. 반복변태 시에는 cycle 수가 증가할수록 ε 마르텐사이트 량에 비례하여 형상기억효과는 증대하였으나, 5cycle 이상에서는 ε 마르텐사이트 량과 형상기억효과 모두 거의 일정한 값을 나타내었다. 철계 Fe-Ru 합금에서도 형상기억효과가 나타났으나, 그 값은 기존 형상기억합금에 비하여 낮은 값을 나타내었다. 이는 Fe-25wt.%Ru합금의 모상강도가 낮고, α' 마르텐사이트가 형성되며, 모상의 적충결함에너지가 높기 때문이다. FCC→HCP 변태속도론을 고찰한 결과, Co-Ni합금은 전형적인 비등은 마르텐사이트 변태(athermal martensite transformation)를 하며, 변태량의 온도의존성은 Y=1-ekp[-0.00526(M_(s)-25)] 이다. 여기서 Y는 ε 마르텐사이트의 체적분을, M_(s)는 마르텐사이트 변태 개시온도이다.
The Objective of this study is to investigate the damping capacity and shape memory effect of FCC→HCP martensitic alloys such as Co-Ni, Co-Fe, Fe-Ru alloy and research the relationship of FCC→HCP transformation and damping capacity and shape memory effect. All FCC→HCP martensitic alloys as above hav...
The Objective of this study is to investigate the damping capacity and shape memory effect of FCC→HCP martensitic alloys such as Co-Ni, Co-Fe, Fe-Ru alloy and research the relationship of FCC→HCP transformation and damping capacity and shape memory effect. All FCC→HCP martensitic alloys as above have a damping capacity related to ε martensite which act in saturated magnetic field as much as non-magnetic field. As the ε martensite content increase, The damping capacities of these alloys are more increase. A subzero treated alloy shows high volume fraction of ε martensite and better damping capacity but thermal cycled alloy doesn't show any specific change of damping capacity though ε content increase by thermal cycling. The alloy with a single α' phase shows a poor damping capacity, whereas the alloy containing ε martensite possesses a high damping capacity and exhibits a prominent damping dependence on strain amplitude in same alloy system. The damping capacity of Fe-25%Ru alloy is raised continuously with increasing ε martensite content in low(below 3×10^(-4)) strain amplitude. This means that the stacking fault boundaries inside ε martensite plates act as damping sources. In high(above 4×10^(-4)) strain amplitude, the damping capacity of Fe-25%Ru alloy represents a peak value around 42% of ε martensite. The trend of damping capacity is very similar to the change in relative area of phase interface with ε martensite volume fraction, indicating that the migration of phase interfaces acts as an additional damping mechanism in high strain amplitude. The origin of major damping source is semi-reversible FCC→HCP martensitic transformation as well as stacking fault boundary movement in ε martensite plate. Shape memory effect (SME) increased proportional to the pre-existing ε martensite content, suggesting that the SME of the FCC→HCP martensitic alloys is related to coalescence of the pre-existing e plates. Thermal cycling increased the ε martensite content, and the SME became greater with an increase in number of thermal cycles. The Fe-25%Ru alloy also showed a shape recovery to some extent, but the degree was relatively lower than those of Fe-Mn-Si based shape memory alloys. The lower strength of matrix, the presence of the α' martensite at room temperature, and the relatively higher stacking fault energy in Fe-25%Ru alloy are thought to be responsible for the lower shape memory effect. The martensitic transformation kinetics of the Co-Ni alloys can be expressed as Y = 1 exp[-0.00526(Ms 25)], where Y is the volume fraction of e martensite and Ms is the starting temperature of martensitic transformation.
The Objective of this study is to investigate the damping capacity and shape memory effect of FCC→HCP martensitic alloys such as Co-Ni, Co-Fe, Fe-Ru alloy and research the relationship of FCC→HCP transformation and damping capacity and shape memory effect. All FCC→HCP martensitic alloys as above have a damping capacity related to ε martensite which act in saturated magnetic field as much as non-magnetic field. As the ε martensite content increase, The damping capacities of these alloys are more increase. A subzero treated alloy shows high volume fraction of ε martensite and better damping capacity but thermal cycled alloy doesn't show any specific change of damping capacity though ε content increase by thermal cycling. The alloy with a single α' phase shows a poor damping capacity, whereas the alloy containing ε martensite possesses a high damping capacity and exhibits a prominent damping dependence on strain amplitude in same alloy system. The damping capacity of Fe-25%Ru alloy is raised continuously with increasing ε martensite content in low(below 3×10^(-4)) strain amplitude. This means that the stacking fault boundaries inside ε martensite plates act as damping sources. In high(above 4×10^(-4)) strain amplitude, the damping capacity of Fe-25%Ru alloy represents a peak value around 42% of ε martensite. The trend of damping capacity is very similar to the change in relative area of phase interface with ε martensite volume fraction, indicating that the migration of phase interfaces acts as an additional damping mechanism in high strain amplitude. The origin of major damping source is semi-reversible FCC→HCP martensitic transformation as well as stacking fault boundary movement in ε martensite plate. Shape memory effect (SME) increased proportional to the pre-existing ε martensite content, suggesting that the SME of the FCC→HCP martensitic alloys is related to coalescence of the pre-existing e plates. Thermal cycling increased the ε martensite content, and the SME became greater with an increase in number of thermal cycles. The Fe-25%Ru alloy also showed a shape recovery to some extent, but the degree was relatively lower than those of Fe-Mn-Si based shape memory alloys. The lower strength of matrix, the presence of the α' martensite at room temperature, and the relatively higher stacking fault energy in Fe-25%Ru alloy are thought to be responsible for the lower shape memory effect. The martensitic transformation kinetics of the Co-Ni alloys can be expressed as Y = 1 exp[-0.00526(Ms 25)], where Y is the volume fraction of e martensite and Ms is the starting temperature of martensitic transformation.
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