Magneto-mikrostrukturelle Kopplung
während der spannungsinduzierten martensitischen Umwandlung
in einkristallinen ferromagnetischen Formgedächtnislegierungen
zur Erlangung des akademischen Grades eines
DOKTORS DER INGENIEURWISSENSCHAFTEN (Dr.-Ing.)
der Fakultät für Maschinenbau
der Universität Paderborn
genehmigte
DISSERTATION
von
Dipl.-Ing. (FH) Dorothee Niklasch
aus Rheinbach
Tag des Kolloquiums: 11.12.2009
Referent: Prof. Dr.-Ing. Hans Jürgen Maier
Koreferent: Prof. Dr.-Ing. Eckhard Quandt
- meinen Eltern und meinem Mann -
I
Inhaltsverzeichnis
Kurzfassung ................................................................................................................... IV
Abstract ........................................................................................................................... V
Liste der Vorveröffentlichungen ................................................................................. VI
1 Einleitung ................................................................................................................. 1
2 Theoretische Grundlagen ....................................................................................... 5
2.1 Ferromagnetismus ............................................................................................. 5
2.1.1 Ursachen der magnetischen Kopplung ..................................................... 6
2.1.1.1 Dipol-Dipol-Wechselwirkung .............................................................. 6
2.1.1.2 Austauschwechselwirkung .................................................................... 7
2.1.2 Magnetische Anisotropie .......................................................................... 9
2.1.2.1 Magnetokristalline Anisotropieenergie ............................................... 10
2.1.2.2 Formanisotropie .................................................................................. 11
2.1.2.3 Magnetoelastische Anisotropieenergie ............................................... 11
2.1.3 Ferromagnetische Domänen ................................................................... 12
2.1.3.1 Ursprung der Domänen ....................................................................... 12
2.1.3.2 Übergangsbereich zwischen Domänen ............................................... 13
2.2 Formgedächtnislegierungen ............................................................................ 14
2.2.1 Physikalische Grundlagen der martensitischen Phasenumwandlung ..... 14
2.2.1.1 Kristallographie .................................................................................. 14
2.2.1.2 Thermodynamische Aspekte ............................................................... 19
2.2.1.3 Verformungsmechanismen ................................................................. 23
2.2.2 Eigenschaften von konventionellen Formgedächtnislegierungen .......... 25
2.2.2.1 Einwegeffekt und Pseudoelastizität .................................................... 25
2.2.2.2 Zweiwegeffekt .................................................................................... 28
2.2.3 Magnetischer Formgedächtniseffekt ....................................................... 30
2.2.3.1 Mechanismus ...................................................................................... 30
2.2.3.2 Magneto-mikrostrukturelle Kopplung ................................................ 31
3 Experimentelle Methoden .................................................................................... 33
3.1 Probenmaterial und -präparation .................................................................... 33
3.2 Versuchsaufbau und –durchführung der in-situ Untersuchungen .................. 36
3.2.1 Prinzipieller Versuchsablauf ................................................................... 36
3.2.2 Mobiler Lastrahmen ................................................................................ 38
II
3.2.3 AFM-Lastrahmen .................................................................................... 41
3.3 Untersuchte Probenzustände und Behandlungsverfahren ............................... 44
3.3.1 Überblick über die untersuchten Probenzustände ................................... 44
3.3.2 Thermo-mechanisches Trainieren ........................................................... 45
3.3.3 Wärmebehandlungen .............................................................................. 46
3.3.4 Altern unter Spannung ............................................................................ 47
3.4 Zusätzliche experimentelle Untersuchungsmethoden .................................... 49
3.4.1 Phasenuntersuchungen mittels Röntgenbeugung .................................... 49
3.4.2 Transmissionselektronenmikroskopie .................................................... 51
4 Charakterisierung der magneto-mikrostrukturellen Kopplung ...................... 53
4.1 Auswertung der in-situ Versuche für das Legierungssystem Co-Ni-Ga ........ 53
4.1.1 Ausgangszustand .................................................................................... 53
4.1.2 Thermo-mechanisch trainiert .................................................................. 63
4.1.3 Homogenisiert ......................................................................................... 71
4.1.4 Gealtert .................................................................................................... 81
4.2 Auswertung der in-situ Versuche für das Legierungssystem Ni-Fe-Ga ......... 91
4.2.1 [100] Orientierung .................................................................................. 91
4.2.2 [123] Orientierung ................................................................................ 104
5 Schlussfolgerungen über das Auftreten eines spannungs-unterstützten
magnetischen Formgedächtniseffektes ..................................................................... 108
5.1 Legierungssystem Co-Ni-Ga ........................................................................ 108
5.1.1 Ausgangszustand .................................................................................. 108
5.1.2 Thermo-mechanisch trainiert ................................................................ 110
5.1.3 Homogenisiert ....................................................................................... 111
5.1.4 Gealtert .................................................................................................. 113
5.1.5 Zusammenfassung ................................................................................ 115
5.2 Legierungssystem Ni-Fe-Ga ......................................................................... 118
5.2.1 [100]-Orientierung ................................................................................ 118
5.2.2 [123]-Orientierung ................................................................................ 120
5.2.3 Zusammenfassung ................................................................................ 121
6 Zusammenfassung .............................................................................................. 122
7 Ausblick ............................................................................................................... 125
Literaturverzeichnis ................................................................................................... 128
Abkürzungsverzeichnis .............................................................................................. 136
III
Verzeichnis der Symbole ............................................................................................ 137
Lebenslauf .................................................................................................................... 139
Danksagungen ............................................................................................................. 140
IV
Kurzfassung
Im Rahmen dieser Arbeit wurde die magneto-mikrostrukturelle Kopplung in
einkristallinen ferromagnetischen Co-Ni-Ga und Ni-Fe-Ga Formgedächtnislegierungen
während der spannungsinduzierten martensitischen Umwandlung untersucht, um
Aussagen über das Vorkommen eines spannungsunterstützten magnetischen Formge-
dächtniseffektes treffen zu können.
Bei der Co-Ni-Ga-Versuchsreihe wurde neben der Charakterisierung des Ausgangs-
zustandes auch der Einfluss verschiedener Behandlungsverfahren auf die magneto-
mikrostrukturelle Kopplung analysiert. Ein thermo-mechanisches Trainieren, ein
Homogenisieren und eine Alterung unter Spannung verändern jeweils die mikro-
strukturellen und magnetischen Eigenschaften des Ausgangszustandes, und es ergibt
sich für jeden untersuchten Zustand eine andere magneto-mikrostrukturelle Kopplung.
Beim Legierungssystem Ni-Fe-Ga konzentrierten sich die Versuche auf den
Ausgangszustand; es wurden jedoch zwei verschiedene Orientierungen [100] und [123]
untersucht. Die Ergebnisse spiegeln nicht nur für die beiden untersuchten
Orientierungen eine unterschiedliche Entwicklung der Mikro- und Magnetstruktur
während der spannungsinduzierten martensitischen Umwandlung wider, sondern auch
die [100]-orientierten Ni-Fe-Ga-Proben untereinander zeigen abhängig von der
atomaren Ordnung nicht das gleiche Verhalten.
Die Ergebnisse dieser Arbeit zeigen, dass das größte Potential für magnetische
Formgedächtnisanwendungen Co-Ni-Ga-Legierungen nach dem thermo-mechanischen
Trainieren und beim Legierungssystem Ni-Fe-Ga [100]-orientierte Proben mit Bildung
von modulierten Martensitstrukturen besitzen.
V
Abstract
The present study reports on direct magneto-microstructural observations made during
the stress-induced martensitic transformation in Co-Ni-Ga and Ni-Fe-Ga ferromagnetic
shape memory alloy single crystals. The ramifications of the results with respect to the
magneto-microstructural coupling that may cause the magnetic shape memory effect in
these alloys under constant external stress is addressed.
For the Co-Ni-Ga crystals the evolution of the microstructure and the associated
magnetic domain morphology as a function of applied strain were investigated in the as-
grown, thermo-mechanically trained, homogenized and aged condition. Each treatment
alters the martensite formation mechanisms and the magnetic domain configuration and
therefore, the magneto-mechanical coupling for each condition is different.
The Ni-Ga-Fe alloy was investigated in the as-grown condition and two orientations
[100] and [123] were studied. The results demonstrated that not only the stress-induced
martensite and the magnetic domain structure evolve quite differently in the two
orientations, but also depending on the atomic structure, the behavior of the [100]
oriented crystals among each other is dissimilar.
The results of this work show that Co-Ni-Ga alloys in the thermo-mechanical trained
condition and [100]-oriented Ni-Fe-Ga alloy single crystals with formation of
modulated martensitic structures have the greatest potential for magnetic shape memory
applications.
VI
Liste der Vorveröffentlichungen
D. Niklasch, H. J. Maier, I. Karaman: „Design and application of a mechanical load
frame for in situ investigation of ferromagnetic shape memory alloys by magnetic force
microscopy“, Rev. Sci. Instrum. 79 (2008) 113701-1-4.
D. Niklasch, J. Dadda, H. J. Maier, I. Karaman: „Magneto-microstructural coupling
during stress-induced phase transformation in Co49Ni21Ga30 ferromagnetic shape
memory alloy single crystals“, J. Mater. Sci. 43 (2008) 6890-6901.
D. Niklasch, H. J. Maier, I. Karaman, Y. I. Chumlyakov: „In-Situ Characterization of
Stress-Induced Martensite and Related Magnetic Domain Structure in Ni-Fe-Ga
Ferromagnetic Shape Memory Alloy Single Crystals“, Proc. of Internat. Conf. on
Martensitic Transformations (ICOMAT) 2008, im Druck.
1 Einleitung
1
1 Einleitung
Ferromagnetische Formgedächtnislegierungen (FGL) können nicht nur die konventio-
nellen Formgedächtniseigenschaften wie Einwegeffekt und Pseudoelastizität zeigen,
sondern es können auch unter Erfüllung bestimmter Vorraussetzungen bei Anlegen
eines Magnetfeldes hohe reversible Dehnungen induziert werden [1-5]. Dieser soge-
nannte magnetische Formgedächtniseffekt tritt in der Tieftemperaturphase Martensit auf
und ist auf eine Umorientierung von Martensitvarianten durch die Verschiebung von
Zwillingsgrenzen zurückzuführen [6]. Notwendige Vorraussetzungen für das Vor-
kommen des magnetischen Formgedächtniseffektes in FGL sind eine hohe magnetische
Anisotropie der Martensitphase und eine geringe Energie zum Verschieben von
Zwillingsgrenzen. Weiterhin belegen verschiedene Studien, dass es eine magneto-
mikrostrukturelle Kopplung zwischen den Martensitzwillingen und den magnetischen
Domänen gibt [7-13].
Die erste Beobachtung des magnetischen Formgedächtniseffektes wurde von Ullakko et
al. 1996 berichtet [1]. Es wurde eine reversible Dehnung von fast 0,2 % bei Anlegen
eines Magnetfeldes von 8 kOe bei – 8°C (unterhalb der Umwandlungstemperaturen) in
einer einkristallinen Ni2MnGa-Legierung gemessen. Die anfangs beobachtete Dehnung
ist jedoch nur ein Bruchteil dessen, was erreicht werden kann. Sehr große magnetfeld-
induzierte Dehnungen von bis zu 10 % sind im Legierungssystem Ni-Mn-Ga reali-
sierbar [2-3]
Diese magnetfeldinduzierten Dehnungen übersteigen die erreichbaren Dehnungen von
Piezokeramiken, die in der Größenordnung von 0,1 % liegen, und von magneto-
striktiven Materialen (z.B. Terfenol-D mit ca. 0,24 % Dehnung) um ein Vielfaches [14].
Zudem kann der magnetische Formgedächtniseffekt mit einer höheren Leistung als der
konventionelle thermoelastische Formgedächtniseffekt erfolgen, da dieser vollständig in
der ferromagnetischen Martensitphase auftritt und nicht über eine zeitintensive
Temperaturänderung sondern durch Anlegen eines Magnetfeldes ausgelöst wird [15].
Beim magnetischen Formgedächtniseffekt können daher Frequenzen bis in den kHz-
Bereich erzielt werden [16].
Die schnellen Reaktionszeiten in Kombination mit den hohen Dehnungen machen
ferromagnetische Formgedächtnislegierungen zu aussichtsreichen Materialien für
Sensor- und Aktoranwendungen. Daher wurde seit der Beobachtung des magnetischen
Formgedächtniseffektes intensiv auf diesem Gebiet geforscht. Der magnetische Form-
1 Einleitung
2
gedächtniseffekt wurde auch in Fe-Pd- und Fe-Pt-Legierungen beobachtet [4-5], doch
die meist untersuchten ferromagnetischen Formgedächtnislegierungen sind weiterhin
Ni-Mn-Ga-Legierungen.
Allerdings weist das Legierungssystem Ni-Mn-Ga einige Eigenschaften auf, die für
einen industriellen Einsatz als Sensor- oder Aktormaterial ungünstig sind [17]. So
können sich aufgrund der sehr hohen Abhängigkeit einiger kritischer Parameter von
inneren Defekten im Material die Eigenschaften von einem Kristall zum nächsten
unterscheiden, welches eine Massenproduktion erschwert. Weiterhin ist die Curie-
Temperatur, unterhalb der die Legierungen ferromagnetisches Verhalten zeigen, mit
Werten unterhalb von 100 °C für viele Anwendungen zu gering. Das größte Problem
jedoch ist die hohe Sprödigkeit des Materials und die damit verbundene geringe
Blockierspannung, d.h. der Effekt setzt schon bei sehr geringen Spannungen ein. Für
Aktormaterialien wird aber sehr häufig eine höhere Belastbarkeit vorausgesetzt. Daher
wurden in letzter Zeit vermehrt andere Legierungssysteme, die den konventionellen
Formgedächtniseffekt zeigen und deren Martensitphase ferromagnetisch ist, untersucht,
um die oben genannten Probleme zu überwinden.
Vielversprechende Kandidaten sind Co-Ni-Ga- und Ni-Fe-Ga-Legierungen, da die
Duktilität in diesen Legierungssystemen durch die Bildung von zweiten Phasen
verbessert werden kann [18, 19]. Beide Legierungssysteme zeigen gute konventionelle
Formgedächtnischarakteristiken im Bereich der Heusler-Zusammensetzung (X2YZ) und
die strukturellen, magnetischen und thermo-mechanischen Eigenschaften wurden
bereits vielfach untersucht [20-30].
So zeigen Co-Ni-Ga-Legierungen stabile Spannungs-Dehnungs-Antworten bei
zyklischer Belastung und besitzen ein großes Temperaturfenster bis zu 425 °C für die
spannungsinduzierte Phasenumwandlung, was dieses Legierungssystem auch für
Hochtemperaturanwendungen interessant macht [23, 25]. In einer Studie wurde bereits
von magnetfeldinduzierten Dehnungen berichtet; diese sind aber mit bis zu 0,011 % in
hochtexturierten schmelzgesponnenen Bändern und 0,003 % in Polykristallen sehr
gering [31]. Nach Chernenko et al. können in Co-Ni-Ga-Kristallen keine großen
magnetfeldinduzierten Dehnungen erzeugt werden, da im Vergleich zu Ni-Mn-Ga-
Legierungen die magnetische Anisotropie geringer und die Spannung für die
Verschiebung von Zwillingsgrenzen höher sind [22].
Die Eigenschaften der Ni-Fe-Ga-Legierungen sind dagegen aussichtsreicher für
magnetische Formgedächtnisanwendungen. In diesem Legierungssystem werden bei
1 Einleitung
3
Abkühlung aus der Austenitphase oder durch Anlegen einer äußeren mechanischen
Spannung modulierte Martensitstrukturen gebildet [26-28]. Diese modulierten
Martensitstrukturen sind auch eine bekannte Eigenschaft von Ni-Mn-Ga-Legierungen
und für die hohen magnetfeldinduzierten Dehnungen in diesem Legierungssystem
verantwortlich [3]. Weiterhin sind die magnetischen Eigenschaften ähnlich denen der
Ni-Mn-Ga-Legierungen. Die Martensitphase besitzt eine höhere Magnetisierung als die
Austenitphase und eine hohe magnetische Anisotropie [27, 29-30]. Allerdings konnte in
diesem Legierungssystem bis jetzt nur eine magnetfeldinduzierte Dehnung von 0,02 %
bei 5 K erreicht werden [29]. Dies wird auf die geringe Mobilität der Zwillingsgrenzen
bei dieser tiefen Temperatur zurückgeführt.
Um Aussagen über die Möglichkeit eines großen magnetischen Formgedächtniseffektes
in Co-Ni-Ga- und Ni-Fe-Ga-Legierungen treffen zu können, ist die Kenntnis der
magneto-mikro-strukturellen Kopplung zwischen der Zwillingsstruktur und den
magnetischen Domänen wichtig. Es gibt jedoch nur wenige Studien für beide
Legierungssysteme, in denen diese Kopplung analysiert wurde [12, 32-36]. Weiterhin
wird in diesen Studien nur thermisch induzierter Martensit untersucht, und es gibt daher
gegenwärtig keine Informationen über die Korrelation zwischen spannungsinduzierten
Martensit und den magnetischen Domänenstrukturen in der Literatur. Die Untersuchung
dieser Korrelation kann jedoch Aufschluss über die möglichen Mechanismen beim
magnetischen Formgedächtniseffekt geben, da der magnetische Formgedächtniseffekt
in Analogie zur spannungsinduzierten Entzwilligung verläuft und die mechanische
Energie zur Verschiebung von Zwillingsgrenzen annähernd äquivalent zur
magnetischen Energie ist [37]. Demzufolge besteht auch die Möglichkeit, dass eine
äußere mechanische Spannung den magnetischen Formgedächtniseffekt unterstützen
und die benötigten Magnetfeldstärken zur Verschiebung von Zwillingsgrenzen
reduzieren kann.
In der vorliegenden Arbeit wird daher erstmals die magneto-mikrostrukturelle
Kopplung zwischen spannungsinduziertem Martensit und den magnetischen Domänen-
strukturen in einkristallinen Co-Ni-Ga- und Ni-Fe-Ga-Legierungen untersucht, um Aus-
sagen über das Vorkommen eines größeren magnetischen Formgedächtniseffektes in
diesen Legierungssystemen unter Zuhilfenahme einer äußeren mechanischen Spannung
treffen zu können. Zur Charakterisierung der magneto-mikrostrukturellen Kopplung
wurden in-situ Versuche bei ausgewählten Dehnungszuständen durchgeführt. Hierfür
wurden spezielle Lastrahmen entwickelt, die es ermöglichten, die Mikrostruktur mittels
1 Einleitung
4
optischer Mikroskopie (OM) und EBSD (engl.: Electron Backscatter Diffraction) und
die dazugehörige magnetische Domänenstruktur mittels magnetischer Rasterkraft-
mikroskopie (engl.: Magnetic Force Microscopy (MFM)) in Abhängigkeit von der
angelegten mechanischen Spannung zu analysieren.
Bei der Co-Ni-Ga-Legierung wurde nicht nur der Ausgangszustand, sondern auch der
Einfluss von verschiedenen Behandlungsverfahren auf die magneto-mikrostrukturellen
Kopplung untersucht. Die Co-Ni-Ga-Einkristalle wurden nach der in-situ Versuchsreihe
im Ausgangzustand thermo-mechanisch trainiert, anschließend homogenisiert und
zuletzt unter Spannung gealtert. Ziel dieser verschiedenen Behandlungsverfahren war
es, die mikrostrukturellen und magnetischen Eigenschaften so einzustellen, dass die
Vorraussetzungen für das Vorkommen des magnetischen Formgedächtniseffektes
verbessert werden.
2.1 Ferromagnetismus
5
2 Theoretische Grundlagen
Die Werkstoffe Co-Ni-Ga und Ni-Fe-Ga, die im Rahmen dieser Arbeit untersucht
werden, gehören zur Materialklasse der ferromagnetischen FGL. In diesen Legierungen
können unter bestimmten Vorraussetzungen hohe reversible Dehnungen durch Anlegen
eines Magnetfeldes induziert werden [1-5].
Um diesen magnetischen Formgedächtniseffekt zu verstehen, werden in Kapitel 2.1
zunächst die Eigenschaften von Ferromagneten und die Ausbildung von magnetischen
Domänen erklärt. Danach werden in Kapitel 2.2 die Grundlagen zu FGL und die mikro-
strukturellen und magnetischen Voraussetzungen für das Vorkommen des magnetischen
Formgedächtniseffektes erläutert.
2.1 Ferromagnetismus
Der Ferromagnetismus beruht auf der Kopplung von magnetischen Momenten, die eine
langreichweitige Ordnung eingehen [38]. Unterhalb einer charakteristischen
Temperatur, der Curie-Temperatur (Tc), kommt es zu einer spontanen Orientierung der
magnetischen Momente, so dass ohne ein äußeres Magnetfeld eine spontane
Magnetisierung auftritt. Die magnetischen Momente sind im Ferromagneten parallel
ausgerichtet. In Abbildung 2.1 werden die Orientierung der magnetischen Momente in
Abhängigkeit der Temperatur gezeigt.
Abbildung 2.1: Orientierung der magnetischen Momente in einem Ferromagneten (mod. nach [39])
2.1 Ferromagnetismus
6
In den nachfolgenden Unterkapiteln 2.1.1 und 2.1.2 werden die Ursachen der Kopplung
zwischen den magnetischen Momenten und die magnetische Anisotropie, die die
Richtung der Magnetisierung festlegt, erläutert. Eine weitere charakteristische Eigen-
schaft von Ferromagneten ist die Domänenbildung, welche in Unterkapitel 2.1.3 erklärt
wird.
2.1.1 Ursachen der magnetischen Kopplung
2.1.1.1 Dipol-Dipol-Wechselwirkung
Eine Ursache der magnetischen Kopplung können Dipol-Dipol-Wechselwirkungen sein.
Nachfolgend wird aber anhand allgemein gültiger Berechnungen gezeigt, dass diese
nicht maßgeblich zur ferromagnetischen Ordnung beitragen. Es wird zunächst das
magnetische Feld eines Dipolmomentes und daraus die magnetische Wechselwirkungs-
energie abgeschätzt.
Für das magnetische Feld Dipol
B
r eines Dipolmoments m
r
im Abstand
r
r
gilt [40]:
5
2
0
)(3
r
mrrrm
BDipol
r
r
r
r
r−
=
μ
(2.10)
Bei einem für einen Kristall typischen Gitterabstand von 3
=
rÅ und bei einen Moment
der typischen Größe von 223 Am10−
≈
B
μ
ergibt sich mit Am
Vs
104 7
0
−
⋅≈
πμ
nach 2.10
ein Feld von
T5.0
m)103(
Am10
Am
Vs
104 3310
223
7
3
0≈
⋅
⋅⋅≈≈ −
−
−
π
μ
μ
r
BB
Dipol (2.11)
Für die magnetische Energie
E
r
eines Dipolmomentes gilt:
DipolDipol BmE
r
r
r
⋅= (2.12)
2.1 Ferromagnetismus
7
Die magnetische Energie eines zweiten Momentes mit der gleichen Größenordnung im
Abstand
r
beträgt damit
eV103J105T5.0Am10 -5-24223 ⋅≈⋅≈⋅≈= −
DipolBDipol BE
μ
(2.13)
Diese Wechselwirkungsenergie liegt in der gleichen Größenordnung wie die thermische
Energie therm
E bei TC [41].
CBtherm TkE = mit B
k≈ 9·10−5 eV/K. (2.14)
Der Energiebetrag entspricht daher einer Ordnungstemperatur von ungefähr 0,3 K.
Somit lassen sich durch die Dipol-Dipol-Wechselwirkung nur Ordnungstemperaturen
von wenigen Kelvin erklären. Die Ordnungstemperaturen von typischen Ferromagneten
sind aber um einige Größenordnungen größer (Eisen: 1043 K, Kobalt: 1388 K, Nickel:
627 K) [38]. Mit reiner Dipol-Dipol-Wechselwirkung können also die parallele
Ausrichtung der magnetischen Momente und die damit verbundene spontane
Magnetisierung nicht erklärt werden.
2.1.1.2 Austauschwechselwirkung
In der Molekularfeldtheorie wird angenommen, dass es eine innere Wechselwirkung
gibt, die zur parallelen Ausrichtung der magnetischen Momente führt [42]. Diese innere
Wechselwirkung wird als Austauschfeld bezeichnet. Das Austauschfeld E
B wird wie
ein Magnetfeld behandelt und ist proportional zur Magnetisierung
M
r
:
MBE
rr
0
λμ
= (2.15)
wobei
λ
eine temperaturunabhängige Konstante ist.
Mit dieser Annahme sieht jeder Spin die mittlere Magnetisierung aller Spins, obwohl
eigentlich nur die Spins der nächsten Nachbarn relevant sind.
Oberhalb von TC verschwindet die parallele Ausrichtung der magnetischen Momente
aufgrund von Wärmebewegung und der Ferromagnet geht in die paramagnetische Phase
2.1 Ferromagnetismus
8
über. Daher ist TC von der Stärke des Austauschfeldes abhängig und diese Abhängigkeit
lässt sich mit Hilfe von
λ
beschreiben.
Es gilt das Curie-Weiß-Gesetz:
Cext TT
C
CT
C
B
M
−
=
−
==
λ
μ
χ
0 (2.16)
mit
χ
= Suszeptibilität, ext
B= externes Feld, C = Curie-Konstante und C
T = Curie-
Temperatur.
Beträgt die Temperatur
λ
CT = in Gleichung 2.16, so liegt eine Singularität vor, d.h.
für eine unendliche Suzeptibilität bei einem verschwindenden externen Feld tritt eine
endliche Magnetisierung auf. Es existiert somit eine spontane Magnetisierung.
Mit der Molekularfeldtheorie lässt sich auch die Temperaturabhängigkeit der
Sättigungsmagnetisierung, die in Abbildung 2.1 b) graphisch dargestellt ist, herleiten.
Der Ursprung des Austauschfeldes beruht auf Austauschwechselwirkungen, die einen
rein elektrostatischen Ursprung haben und nur quantenmechanisch erklärbar sind. Ein
wichtiges Modell zur Beschreibung der Austauschwechselwirkungen ist das
Heisenberg-Modell. Hierbei kann die Energie der Wechselwirkungen U zwischen zwei
Elektronen mit den Spins 1
s und 2
s in der Form
21
2sJsU ⋅−
=
(2.19)
geschrieben werden, wobei J das Austauschintegral ist und mit dem Überlapp der
Elektronenverteilung zusammenhängt.
Dieser Energiebetrag, der als Austauschenergie bezeichnet wird, hängt von der
Orientierung der Spins ab. Bei gleicher Orientierung können beide Spins nach dem
Pauli-Prinzip nicht zur gleichen Zeit am selben Ort sein; für antiparallele Spins ist dies
jedoch möglich.
2.1 Ferromagnetismus
9
Mit dem Heisenberg-Modell lässt sich die Ursache der ferromagnetischen Ordnung bei
den 3d-Metallen (Fe, Co, Ni und ihre Legierungen) nur bedingt erklären [41]. Dies ist
darauf zurückzuführen, dass das Heisenberg-Modell für Elektronen, die an Atomen
lokalisiert sind, gilt. Bei ferromagnetischen Metallen tragen jedoch die delokalisierten
Elektronen, die auch für die elektrische Leitfähigkeit verantwortlich sind, zum
Magnetismus bei. Eine geeignete Beschreibung für den ferromagnetischen Charakter
der 3d-Metalle liefert das Bändermodel, welches in Abbildung 2.2 am Beispiel der
Energiebänder von Nickel veranschaulicht ist [42]. Oberhalb von TC verhält sich Nickel
paramagnetisch, da beide Spinorientierungen gleich oft vorkommen und gleich viele
Löcher im 3d-Band vorhanden sind (Abbildung 2.2 (a)). Unterschreitet man TC, so
bewirkt die Austauschwechselwirkung eine Bandverschiebung (Abbildung 2.2 (b)).
Dadurch überwiegt eine Spinorientierung und Nickel wird ferromagnetisch.
Abbildung 2.2: Energiebänder von Nickel in Abhängigkeit von der Temperatur: (a) oberhalb und
(b) unterhalb von TC [42]
2.1.2 Magnetische Anisotropie
Die spontane Magnetisierung in ferromagnetischen Stoffen ist nicht beliebig orientiert,
sondern sie richtet sich entlang einer Richtung minimaler Energie aus [38]. Diese
Richtung bezeichnet man als leichte Richtung. Die Arbeit, die ein externes Magnetfeld
aufbringen muss, um die Magnetisierung aus dieser Richtung herauszudrehen,
bezeichnet man als magnetische Anisotropieenergie. Diese setzt sich aus unterschied-
lichen Anisotropiebeiträgen zusammen, insb. aus der magnetokristallinen Anisotropie-
energie, der Formanisotropie und der magnetoelastischen Anisotropieenergie.
2.1 Ferromagnetismus
10
2.1.2.1 Magnetokristalline Anisotropieenergie
Die magnetokristalline Anisotropieenergie bewirkt, dass sich die Magnetisierung
entlang bestimmter kristallografischer Richtungen in einem ferromagnetischen Kristall
ausrichtet [42]. Daher erhält man unterschiedliche Magnetisierungskurven in
Abhängigkeit der Richtung des externen Magnetfeldes. Diese Abhängigkeit zeigt
Abbildung 2.3. Die leichte Richtung im kubisch raumzentrierten Eisen ist [100] und im
kubisch flächenzentrierten Nickel [111], während das hexagonale Kobalt senkrecht zur
Grundfläche leichter magnetisierbar ist.
Abbildung 2.3: Magnetisierungskurve für verschiedene Kristallrichtungen in Einkristallen aus Fe,
Ni und Co [38]
Abbildung 2.4: Asymmetrie des Überlapps der Elektronenverteilung benachbarter Atome [42]
Eine Ursache der magnetokristallinen Anisotropieenergie liegt in der Asymmetrie des
Überlapps der Elektronenverteilung [42] (Abbildung 2.4). Diese Asymmetrie ist eine
Folge der Spin-Bahn-Wechselwirkung. Eine Drehung der Spinrichtung relativ zu den
2.1 Ferromagnetismus
11
Kristallrichtungen ändert den Überlapp der Elektronenverteilung und somit die
Austauschenergie nach Formel 2.19. Der in Abbildung 2.4 dargestellte Überlapp in (a)
liefert eine andere Austauschenergie als der in (b).
2.1.2.2 Formanisotropie
Die Formanisotropie wird hervorgerufen durch die Form und Abmessungen eines
magnetischen Körpers [38]. Ursache hierfür sind die langreichweitigen magnetischen
Dipol-Dipol-Wechselwirkungen. Diese lassen an der Oberfläche der Probe magnetische
„Pole“ entstehen, um in der Probe ein homogenes Magnetfeld einzustellen. Die hierbei
auftretenden Streufelder tragen wesentlich zur Bildung der ferromagnetischen
Domänen, die in Unterkapitel 2.1.3 erläutert wird, bei.
2.1.2.3 Magnetoelastische Anisotropieenergie
Die magnetoelastische Anisotropieenergie wird durch eine Verzerrung des ferro-
magnetischen Kristalls hervorgerufen [38]. So kann ein Ferromagnet seine Gesamt-
energie durch eine spontane Verzerrung des Gitters verringern, wenn die Richtung der
Magnetisierung geändert wird. Diesen Effekt nennt man Magnetostriktion.
Die magnetoelastische Anisotropieenergie kann auch durch innere oder äußere
mechanische Spannungen verändert werden, da die Spannungen über das Hooksche
Gesetz mit den elastischen Verzerrungen zusammenhängen [41]. Dieser Einfluss auf die
Magnetisierungseigenschaften ist für Ni und Fe in Abbildung 2.5 verdeutlicht.
Abbildung 2.5: Einfluss von mechanischen Spannungen auf die Magnetisierungseigenschaften von
(a) Ni und (b) Fe [43]
2.1 Ferromagnetismus
12
Da die magnetoelastische Anisotropieenergie eng mit der magnetokristallinen
verbunden ist, zeigen unterschiedliche Kristallstrukturen verschieden ausgeprägte
Magnetisierungseigenschaften in Abhängigkeit von der angelegten Spannung.
2.1.3 Ferromagnetische Domänen
Die in Ferromagneten auftretende spontane Magnetisierung unterhalb von TC erzeugt
nach außen hin nahezu kein Magnetfeld. Dies führte Weiss auf die Bildung von
magnetischen Domänen zurück [44]. Magnetische Domänen sind Bereiche mit gleicher
Ausrichtung der magnetischen Momente im Ferromagneten, die untereinander so
angeordnet sind, dass die Gesamtmagnetisierung nahezu Null ist.
2.1.3.1 Ursprung der Domänen
Die Ausbildung der Domänenstruktur beruht auf der Wechselwirkung zwischen den
verschiedenen, in Ferromagneten auftretenden Energiebeiträgen: der Austauschenergie,
der magnetokristallinen Anisotropieenergie und der Streufeldenergie [42]. Die aus
dieser Wechselwirkung konfigurierten Domänen führen zu einer Verringerung der
Gesamtenergie des Ferromagneten. Dies ist in Abbildung 2.6 am Beispiel der
Streufeldenergie veranschaulicht. Die gezeichneten Strukturen stellen jeweils Quer-
schnitte durch einen ferromagnetischen Einkristall dar.
Abbildung 2.6: Entstehung der ferromagnetischen Domänen durch Reduzierung der
Streufeldenergie [42]
Die magnetischen „Pole“ an der Kristalloberfläche der einzelnen Domäne in Abbildung
2.6 (a) bewirken eine hohe magnetische Energie. Durch Aufteilen des Kristalls in
Domänen mit antiparallelen Magnetisierungsrichtungen (180° Domänen) kann die
2.1 Ferromagnetismus
13
magnetische Energie reduziert werden (Abbildung 2.6 (b) und (c)). Eine vollständige
Eliminierung des Streufeldes kann durch die Konfiguration von sogenannten
Abschlussdomänen (90° Domänen) an der Kristalloberfläche erreicht werden
(Abbildung 2.6 (d) und (e)). Hierbei dreht die Magnetisierung an der Domänengrenze
der Abschlussdomäne um 90°, so dass ein geschlossener Kreis entsteht und kein äußeres
Streufeld auftritt.
Die Domänenstrukturen vieler Ferromagneten können aufgrund der Wechselwirkung
zwischen den verschiedenen Energiebeiträgen sehr viel komplexer sein, jedoch ist ihre
Ausbildung immer auf eine Reduzierung der Gesamtenergie zurückzuführen.
2.1.3.2 Übergangsbereich zwischen Domänen
Den Übergangsbereich zwischen zwei Domänen mit unterschiedlicher Magnetisierungs-
richtung bezeichnet man als Bloch-Wand [42]. Die Ausdehnung der Bloch-Wand wird
über die Austauschenergie und die magnetische Anisotropieenergie bestimmt. So dreht
die Magnetisierungsrichtung in einer Bloch-Wand zur Verringerung der Austausch-
energie stetig über mehrere Gitterebenen und nicht in einem Sprung (Abbildung 2.7).
Abbildung 2.7: Übergangsbereich zwischen zwei Domänen mit antiparalleler
Magnetisierungsrichtung [42]
Die magnetische Anisotropie begrenzt aber die Wandbreite, da innerhalb der Bloch-
Wand die Ausrichtung der magnetischen Momente größtenteils nicht entlang der
leichten Richtung erfolgt.
2.2 Formgedächtnislegierungen
14
2.2 Formgedächtnislegierungen
Die Bezeichnung „Formgedächtnislegierung“ basiert auf der Eigenschaft dieser
Legierungen, sich an eine definierte Form auch nach einer Verformung zu „erinnern“
[45]. Die Vorraussetzung für diesen sog. Formgedächtniseffekt ist eine martensitische
Phasenumwandlung der Kristallstruktur im festen Zustand. Die physikalischen
Grundlagen dieser Phasenumwandlung werden in Kapitel 2.2.1 und die daraus
resultierenden Formgedächtniseffekte (Einweg- und Zweiwegeffekt) sowie das
zugehörige Phänomen „Pseudoelastizität“ werden in Kapitel 2.2.2 erläutert. Diese
Formgedächtniseigenschaften werden über eine Temperaturänderung und/oder durch
Anlegen einer mechanischen Spannung ausgelöst. Die relativ neue Klasse der
ferromagnetischen Formgedächtnislegierungen kann neben diesen konventionellen
Formgedächtniseigenschaften entsprechende Effekte durch Anlegen eines Magnetfeldes
zeigen. Die Grundlagen zu diesem sog. magnetischen Formgedächtniseffekt werden in
Kapitel 2.2.2 erklärt.
2.2.1 Physikalische Grundlagen der martensitischen Phasenumwandlung
2.2.1.1 Kristallographie
Es gibt zwei verschiedene Mechanismen bei Phasenumwandlungen im festen Zustand:
über Diffusion von Atomen oder über Atomverlagerung [45]. Erfolgt die
Phasenumwandlung über Diffusion, dann bewegen sich einzelne Atome meist über
Zwischengitterplätze oder Leerstellen durch die Matrix und die neugebildete Phase
besitzt eine andere chemische Ordnung oder Zusammensetzung als die Ausgangsphase.
Diese Platzwechselmechanismen sind sowohl zeit- als auch temperaturabhängig. Im
Gegensatz hierzu bewegen sich die Atome bei einer Verlagerung kooperativ, d.h., dass
die jeweiligen direkten Nachbarn gleich bleiben und sich nur die Abstände der Atome
ändern. Die chemische Zusammensetzung bleibt folglich unverändert. Diese Phasenum-
wandlungen bezeichnet man auch als athermisch, da keine langreichweitige
Atomwanderung nötig ist und die Menge der neugebildeten Phase somit nur von der
Temperatur abhängt.
Die martensitische Phasenumwandlung gehört zu den athermischen Phasenum-
wandlungen. Hierbei bildet sich bei Unterschreiten einer kritischen Temperatur aus
einer meist kubischen Hochtemperaturphase durch Gitterscherung eine Tieftemperatur-
2.2 Formgedächtnislegierungen
15
phase mit geringerer Kristallsymmetrie [46]. Die Hochtemperaturphase wird Austenit,
die Tieftemperaturphase Martensit genannt. Die martensitische Umwandlung ist in
Abbildung 2.8 stark vereinfacht skizziert.
Abbildung 2.8: Modellhafte Darstellung der martensitischen Umwandlung (mod. nach [46])
Da die Martensitphase eine geringere Kristallsymmetrie als die Austenitphase aufweist,
können sich viele Martensitvarianten mit gleicher Struktur aber unterschiedlicher
Orientierung aus der Austenitphase bilden. In Abbildung 2.8 ist dies durch die
Martensitvarianten A und B veranschaulicht. Die Grundlage für den Formgedächtnis-
effekt ist die Reversibilität dieser Umwandlung. Bei Temperaturerhöhung über eine
kritische Temperatur wird die Martensitphase instabil und wandelt wieder in die
ursprüngliche Austenitphase um.
Abbildung 2.8 zeigt weiterhin, dass trotz der relativ kleinen Atomverlagerungen die
martensitische Umwandlung mit einer Gestaltsänderung verbunden ist. Daher treten
hohe Verzerrungen um die gebildete Martensitphase auf, welche erhebliche
Spannungen in der Matrix erzeugen. Aus diesem Grund erfolgt die martensitische
Umwandlung nicht über reine Scherung, sondern über Anpassungsprozesse
(Akkommodation), die die elastische Verzerrungsenergie minimieren (Abbildung 2.9).
In Abbildung 2.9 sind zwei Möglichkeiten der gitterinvarianten Verformung dargestellt:
Gleitung und Zwillingsbildung. In beiden Fällen wandelt die Einheitszelle in die
Martensitstruktur um, wobei aber im Gesamten die makroskopische Form der
Austenitphase beibehalten wird [45]. Gleitung ist aufgrund der plastischen Verformung
des Martensits durch Versetzungen ein irreversibler Prozess, während die
Zwillingsbildung reversibel ist.
2.2 Formgedächtnislegierungen
16
Abbildung 2.9: Abbau der elastischen Verzerrungsenergie durch Gleitung und Zwillingsbildung
(mod. nach [45])
Da für den Formgedächtniseffekt die Akkommodation reversibel sein muss, ist die
Zwillingsbildung der Hauptanpassungsmechanismus bei Formgedächtnislegierungen.
Die Zwillingsbildung wird daher im Folgenden näher beschrieben.
Zwillinge sind Bereiche in einem Kristall, die über eine Symmetrieoperation
miteinander verbunden sind [46]. Hierbei kann der eine Kristallbereich über eine
Spiegelung an einer Ebene oder über eine Drehung um eine Achse in den anderen
Kristallbereich überführt werden. Zwillinge können bei der Rekristallisation oder durch
mechanische Verformung entstehen [47]. Da die Zwillingsbildung während der
martensitischen Umwandlung in FGL über Gitterscherung erfolgt und die Bildung von
Rekristallisationszwillingen nicht mit einer Scherung verbunden ist, wird nur auf die
Verformungszwillinge eingegangen.
Abbildung 2.10: Atomanordnung in Matrix und Zwilling eines kfz Kristall [47]
2.2 Formgedächtnislegierungen
17
Abbildung 2.10 zeigt die Atomanordnung in einem kubisch flächenzentrierten (kfz)
Kristall. Hierbei ist der eine Kristallbereich (Zwilling) das Spiegelbild eines anderen
(Matrix). Die Grenzfläche zwischen den beiden Kristallbereichen (Spiegelebene) wird
als Zwillingsebene bezeichnet. Zur vollständigen Beschreibung der Zwillingsgeometrie,
Zwillingssystem genannt, wird neben der Zwillingsebene {hkl} auch die Richtung der
Scherung (Verschiebung) <uvw> angegeben. Die Verschiebungsrichtung ist die
Richtung der Schnittlinie von Zwillingsebene und Verschiebungsebene. Die
Verschiebungsebene steht senkrecht zur Zwillingsebene und in dieser Ebene lässt sich
die Zwillingsbildung über die Verschiebung von Atomen darstellen. Abbildung 2.11
zeigt die Zwillingsbildung und die kristallographische Lage der Zwillingselemente
(Zwillingsebene (ZE), Verschiebungsrichtung (VR) und Verschiebungsebene (VE)) in
einem kfz Kristall. Das Zwillingssystem ist in diesem Fall {111} <112> und die
Verschiebungsebene {110}.
Abbildung 2.11: Zwillingsbildung in einem kfz Kristall [47]
Eine weitere Möglichkeit zur Reduzierung der elastischen Verformungsenergie neben
Gleitung und Zwillingsbildung ist die Bildung einer an die Verzerrungen angepassten
Mikrostruktur [46]. Wie bereits oben erwähnt, können wegen der Erniedrigung der
Kristallsymmetrie bei der martensitischen Umwandlung viele gleichwertige
Martensitvarianten mit unterschiedlicher Orientierung aus der Austenitphase entstehen.
Bei der sog. Selbstakkommodation werden nur bestimmte Martensitvarianten
ausgewählt, die sich so formieren, dass sie sich in ihrer verzerrenden Wirkung
gegenseitig aufheben. Makroskopisch kommt es daher bis auf ein Oberflächenrelief zu
keiner Formänderung. Die so gebildeten Martensitstrukturen können miteinander
verzwillingt vorliegen und/oder auch eine innere Verzwillingung aufweisen.
2.2 Formgedächtnislegierungen
18
Die Gestaltsänderung bei der martensitischen Phasenumwandlung ist linear, d.h., eine
Richtung wird in eine andere Richtung und eine Ebene in eine andere Ebene überführt
[46]. Eine Ebene jedoch wird bei der martensitischen Phasenumwandlung nicht
verzerrt. Diese Ebene, die die Grenzfläche zwischen Austenit und Martensit bildet
(siehe Linie HE in Abbildung 2.8), wird Habitusebene genannt.
Die Mechanismen, die zur Bildung der Martensit- aus der Austenitkristallstruktur ohne
Diffusion führen, unterscheiden sich von Legierung zu Legierung. Jedoch ist es immer
möglich, die Martensit- aus der Austenitkristallstruktur über die Kombination aus
Streckung, Stauchung und Scherung entlang bestimmter Richtungen zu erhalten, da es
feste Orientierungsbeziehungen zwischen den beiden Kristallstrukturen gibt. Bei
Stählen kann man die martensitische Umwandlung anhand des Bain-Modells
beschreiben. Hierbei wandelt die kfz Austenitstruktur in eine tetragonal raumzentrierte
(trz) Martensitstruktur um. Abbildung 2.12 (a) zeigt zwei benachbarte kfz
Elementarzellen, die eine kubisch raumzentrierte (krz) Elementarzelle enthalten. Über
die Streckung der X- und Y-Achse und über die Stauchung der Z-Achse erhält man die
trz Martensitstruktur (Abbildung 2.12 (b)).
Abbildung 2.12: Mechanismus der Phasenumwandlung von kfz Austenitstruktur (a) zu trz
Martensitstruktur (b) bei Stählen nach Bain [46]
Weiterhin können aus Abbildung 2.12 die Orientierungsbeziehungen zwischen Austenit
und Martensit ermittelt werden. Die Richtungen ]011[ A und ]211[ A sowie die Ebene
2.2 Formgedächtnislegierungen
19
(111)A im Austenitgitter werden zu ]111[ M und ]110[ M sowie (011)M im
Martensitgitter. Es gilt die sog. Kurdjumov-Sachs-Beziehung [48]:
(111)A II (100)A und ]011[ A II ]111[ M
Die (111)A-Ebene hat eine dreizählige Symmetrie, d.h. die c-Achse des Martensits kann
anstelle entlang der z-Achse in Abbildung 2.12 gleichermaßen entlang der x- und y-
Achse verlaufen [46]. Folglich können drei verschieden orientierte Martensitvarianten
entstehen. Allerdings wurden in Experimenten bis zu 24 verschiedene Martensit-
varianten gefunden [48]. Dies ist darauf zurückzuführen, dass jeder der drei
Martensitvarianten außerdem in Zwillingslage vorkommt und es vier {111}A-Ebenen im
Austenit gibt. Somit können insgesamt 6 x 4 = 24 verschieden orientierte Martensit-
varianten aus einem Austeniteinkristall entstehen.
Die martensitische Umwandlung lässt sich aber nicht allein durch die zur Änderung der
Kristallstruktur notwendige Gitterdeformation und durch die gitterinvariante
Verformung beschreiben [46]. Zur Einhaltung der Orientierungsbeziehungen ist
zusätzlich eine Gitterrotation notwendig. Nach der phänomenologischen Theorie nach
Wechsler, Liebermann und Read, die die drei vorher genannten Prozesse enthält,
können alle kristallographischen Parameter wie Habitusebene, Orientierungsbeziehung,
etc. berechnet werden [49].
2.2.1.2 Thermodynamische Aspekte
Zur Beschreibung der thermodynamischen Triebkraft bei der martensitischen
Umwandlung wird die Differenz der freien Gibbschen Energien ∆G beider Phasen
gebildet [46]. Um eine martensitische Umwandlung von Martensit zu Austenit
hervorzurufen, muss die Gibbsche Energie des Martensits kleiner sein als die des
Austenits. Der Verlauf der freien Gibbschen Energien für beide Phasen als Funktion der
Temperatur ist in Abbildung 2.13 dargestellt. Die beiden Phasen befinden sich bei T0 im
thermodynamischen Gleichgewicht. Allerdings ist zur Martensitbildung eine
Unterkühlung ∆TS bis zur Martensitstarttemperatur Ms und zur Rückumwandlung eine
Überhitzung bis zur Austenitstarttemperatur As notwendig.
2.2 Formgedächtnislegierungen
20
Abbildung 2.13: schematischer Verlauf der Gibbschen Energie GA für Austenit und GM für
Martensit in Abhängigkeit von der Temperatur T (mod. nach [46])
Ursache hierfür sind zwei Energieterme nicht chemischer Natur ∆Gnc, die zusätzlich
zum chemischen Energieterm ∆Gc aus der strukturellen Umwandlung von Austenit zu
Martensit auftreten:
∆G = ∆Gc + ∆Gnc = ∆Gc + ∆Gs + ∆Ge (2.20)
Der nicht chemische Energieterm ∆Gnc setzt sich aus zwei verschiedenen Beiträgen ∆Gs
und ∆Ge zusammen. Der Energieterm ∆Gs (s = engl. surface, hier: Grenzfläche)
resultiert aus der inneren Reibung, die beim Verschieben der Phasengrenzen entsteht,
und aus der Erzeugung von Defekten bei der Gitterscherung. Die elastische
Verzerrungsenergie, die bei der martensitischen Umwandlung gespeichert wird, wird
mit dem Energieterm ∆Ge berücksichtigt. In vielen Fällen sind ∆Gnc und ∆Gc ungefähr
gleich groß.
Zur Bildung von Martensit aus dem Austenitgebiet ist daher eine Unterkühlung
unterhalb von T0 erforderlich, und da ∆Gnc mit Erhöhung des Volumenanteils an
Martensit steigt, ist eine zunehmende Unterkühlung bis zur vollständigen Umwandlung
notwendig. Die martensitische Umwandlung ist somit mit einer Temperaturhysterese
verbunden, und die Umwandlungstemperaturen unterscheiden sich während eines Heiz-
oder Kühlzyklus.
Die martensitische Umwandlung erfordert nach Gleichung 2.20 Keimbildung und -
wachstum. Der Energiebetrag, der zur Bildung von Keimen erforderlich ist, ist bei der
2.2 Formgedächtnislegierungen
21
martensitschen Umwandlung sehr groß [50]. Daher erfolgt die Keimbildung meist an
Fremdkeimen wie Gitterdefekten, Einschlüssen oder Ausscheidungen (heterogene
Keimbildung).
Die Umwandlungstemperaturen können über die Messung von Eigenschaftsänderungen
in Abhängigkeit von der Temperatur bestimmt werden, da die physikalischen
Eigenschaften von Austenit und Martensit verschieden sind. Dies ist in Abbildung 2.14
veranschaulicht [45].
Abbildung 2.14: Hypothetische grafische Darstellung der Eigenschaftsänderungen in Abhängigkeit
von der Temperatur bei einer martensitischen Phasenumwandlung (mod. nach [45])
Die Martensitstarttemperatur (Ms) ist die Temperatur, bei der durch Abkühlung aus dem
Austenitgebiet die martensitische Umwandlung beginnt. Bei der Martensitfinish-
temperatur (Mf) ist die Umwandlung von Martensit zu Austenit vollständig
abgeschlossen. Die Rückumwandlung vollzieht sich im Temperaturintervall zwischen
Austenitstart- (As) und Austenitfinishtemperatur (Af).
Bei der martensitischen Umwandlung kann thermoelastischer oder nicht-thermo-
elastischer Martensit entstehen. Diese beiden Umwandlungsformen sind in Abbildung
2.15 anhand der Legierungssysteme Au-Cd und Fe-Ni veranschaulicht. Die Temperatur-
hysterese der Au-Cd Legierung ist mit ca. 15 K sehr klein, während die der Fe-Ni-
Legierung mit ungefähr 400 K sehr groß ist. Die geringe Hysteresebreite der Au-Cd-
Legierung resultiert aus einer sehr hohen Mobilität der Phasengrenzen zwischen
Austenit und Martensit; die Triebkräfte für die Umwandlung sind gering. Zudem ist die
2.2 Formgedächtnislegierungen
22
Umwandlung kristallografisch reversibel, d.h. der Martensit wandelt beim Heizen
wieder in die ursprüngliche Austenitstruktur um. Diese Umwandlungsform bezeichnet
man als thermoelastisch und bildet die Grundlage für den Formgedächtniseffekt und
dazugehörige Phänomene. Bei einer nicht-thermoelastischen Umwandlung wie im Falle
der Fe-Ni-Legierung sind die Triebkräfte dagegen sehr groß und die Phasengrenzen-
beweglichkeit ist sehr stark eingeschränkt. Die Rückumwandlung erfolgt über Keim-
bildungsprozesse des Austenits und ist daher nicht reversibel.
Abbildung 2.15: Widerstandsverhältnis in Abhängigkeit von der Temperatur für eine Au-Cd- und
eine Fe-Ni-Legierung [46]
Die Triebkraft zur Bildung von Martensit kann nicht nur thermischer, sondern auch
mechanischer Natur sein [45]. Da die martensitische Umwandlung über Scherung
erfolgt, wird diese durch mechanische Spannungen beeinflusst [46]. Es gibt eine
Äquivalenz zwischen Temperatur und Spannung: Eine Temperaturerniedrigung ist
äquivalent zu einer Spannungserhöhung [45]. So kann die Bildung von Martensit
oberhalb von Ms über Anlegen einer Spannung induziert werden. Wenn keine plastische
Verformung in der Austenitphase auftritt, dann ist diese spannungsinduzierte
martensitische Umwandlung wie die thermoelastische reversibel. Bei Wegnahme der
Spannung wandelt der Martensit wieder in die ursprüngliche Austenitphase um. Die
Spannung, die benötigt wird, um Martensit oberhalb von Ms zu bilden, steigt linear mit
der Temperatur an. Diese lineare Abhängigkeit wird mit der Clausius-Clapeyron
Gleichung beschrieben:
2.2 Formgedächtnislegierungen
23
0
ε
σ
T
H
dM
d
s
Δ
−= (2.21)
mit dσ = angelegte Spannung (uniaxial), dMs = verschobene Martensitstarttemperatur,
ΔH = latente Umwandlungswärme, T = Temperatur, ε0 = Umwandlungsdehnung.
Abbildung 2.16 zeigt schematisch den Verlauf der kritischen uniaxialen Spannung σMs
zur Bildung von Martensit in Abhängigkeit von der Temperatur.
Abbildung 2.16: Schematische Darstellung des Zusammenhangs der kritischen Temperatur und
der kritischen Spannung zur Bildung von Martensit (mod. nach [51])
Bei Ms ist die kritische Spannung σMs gleich Null. Oberhalb von Ms steigt die kritische
Umwandlungsspannung σMs nach Gleichung 2.21 mit Erhöhung der Temperatur linear
bis zur Temperatur My an. Bei My sind die kritische Umwandlungsspannung σMs und die
Streckgrenze der Austenitphase σy gleich groß. Folglich treten oberhalb von My
plastische Verformungen vor der Bildung von Martensit in der Austenitphase auf. Die
obere Temperaturgrenze zur verformungsinduzierten Bildung von Martensit ist Md.
Oberhalb von Md wird die Verformung hauptsächlich über Versetzungsbewegung
getragen und die martensitische Phasenumwandlung tritt nicht mehr auf.
2.2.1.3 Verformungsmechanismen
Eine wesentliche Eigenschaft von FGL ist die hohe Beweglichkeit von Austenit-
Martensit- bzw. Martensit-Martensit-Phasengrenzen bei Anlegen einer mechanischen
2.2 Formgedächtnislegierungen
24
Spannung. Es gibt drei verschiedene Verformungsmechanismen, deren Dehnungen
reversibel sind [52]: spannungsinduzierter Martensit (SIM), Martensit-Reorientierung
(MR) und Martensit-Entzwillingung (ME). Diese Verformungsmechanismen werden in
Abbildung 2.17 schematisch veranschaulicht.
Abbildung 2.17: Schematische Darstellung der drei verschiedenen reversiblen
Verformungsmechanismen in FGL (mod. nach [52])
SIM wird, wie bereits im vorherigen Unterkapitel erläutert, bei einer Temperatur
oberhalb von Ms durch Anlegen einer kritischen Spannung gebildet (Abbildung 2.17
(a)). Diese Umwandlung ist im Idealfall vollständig reversibel, wenn My nicht
überschritten wird. Charakteristisch für SIM ist die Bildung von bevorzugten intern
verzwillingten Martensitvarianten, die günstig zur angelegten Spannung orientiert sind.
Diese Varianten rufen die größte Formänderung entlang der Spannungsrichtung hervor
[45]. Die Auswahl der Martensitvarianten erfolgt analog der Aktivierung von
Gleitsystemen zur Versetzungsbewegung. Die Martensitvarianten, deren Schmid-Faktor
(sin χ cos λ) am höchsten ist, werden ausgewählt [46]. Hierbei ist χ der Winkel
zwischen der Habitusebenennormalen und der Belastungsrichtung und λ der Winkel
zwischen der Richtung der Scherung und der Belastungsrichtung.
2.2 Formgedächtnislegierungen
25
MR ist ein Verformungsmechanismus, der unterhalb von Ms vorwiegend in selbst-
akkommodierten Martensitstrukturen vorkommt [52]. Die Mikrostruktur besteht aus
verschieden orientierten Martensitstrukturen, die intern verzwillingt sind (Abbildung
2.17 (b)). Bei Anlegen einer äußeren Spannung werden intern verzwillingte
Martensitstrukturen in andere durch die Wanderung von Martensitphasengrenzen
umgewandelt. Es wachsen analog zu SIM diejenigen intern verzwillingten Martensit-
strukturen, die günstig zur Belastungsrichtung orientiert sind. Die ungünstig orientierten
Martensitstrukturen werden durch MR eliminiert und der selbstakkommodierte Zustand
geht verloren. Hierbei können ähnlich wie bei der Induzierung von SIM große
reversible Dehnungen erreicht werden.
Während MR zwischen verschieden orientierten intern verzwillingten Martensit-
strukturen auftritt, impliziert ME dagegen das Wachstum eines zur Belastungsrichtung
günstig orientierten Zwillings auf Kosten des anderen innerhalb einer intern
verzwillingten Martensitstruktur (Abbildung 2.17 (c)). Hierbei wird ein Zwilling durch
Zwillingsgrenzenverschiebung vollständig eliminiert. ME ist im Vergleich zu SIM und
MR ein energetisch ungünstigerer Verformungsmechanismus und tritt daher sehr häufig
erst im Anschluss an SIM oder MR auf.
2.2.2 Eigenschaften von konventionellen Formgedächtnislegierungen
Die Grundlage für den Formgedächtniseffekt und die dazugehörigen Phänomene bilden
die thermoelastische martensitische Umwandlung (Kapitel 2.2.1.2) und die für diesen
Umwandlungsmechanismus charakteristischen Verformungsmechanismen (Kapitel
2.2.1.3). Hierbei gibt es je nach Temperaturbereich und thermo-mechanischer
Vorgeschichte drei verschiedene Effekte mit Formgedächtnis: Ein- und Zweiwegeffekt
sowie Pseudoelastizität. Diese werden in den nachfolgenden Unterkapiteln erläutert.
2.2.2.1 Einwegeffekt und Pseudoelastizität
Das mechanische Werkstoffverhalten von FGL ist sehr stark von der Temperatur
abhängig und resultiert in unterschiedliche Spannungs-Dehnungs-Kurven [53]. In
Abbildung 2.18 ist das mechanische Werkstoffverhalten für drei charakteristische
Temperaturbereiche dargestellt. Unterhalb von Mf wird der Einwegeffekt beobachtet,
2.2 Formgedächtnislegierungen
26
während sich die FGL oberhalb von Af pseudoelastisch verhält. Wird jedoch Md
überschritten, so setzt normales Spannungs-Dehnungsverhalten ein.
Abbildung 2.18: Dreidimensionales Spannungs-Dehnungs-Temperatur-Diagramm, welches das
mechanische Werkstoffverhalten einer Formgedächtnislegierung in Abhängigkeit von der
Temperatur zeigt [53]
Der Mechanismus des Einwegeffektes ist in Abbildung 2.19 schematisch anhand eines
vereinfachten zweidimensionalen Modells skizziert. Nach der thermisch induzierten
martensitischen Umwandlung liegt eine selbstakkommodierte Martensitstruktur vor
[45]. Diese Umwandlung erfolgt wegen der Selbstakkommodation ohne Form-
änderung. In dem skizzierten Fall bilden sich zwei unterschiedlich orientierte
Martensitvarianten α+ und α-. (Abbildung 2.19 von (a) nach (b)). Die selbst-
akkommodierte Martensitstruktur wird bei Anlegen einer mechanischen Spannung
zunächst elastisch verformt (Abbildung 2.18 oben) [53]. Nach Überschreiten einer
kritischen Spannung wird ein Spannungsplateau erreicht. Entlang dieses Plateau-
2.2 Formgedächtnislegierungen
27
bereiches wachsen zur Belastungsrichtung günstig orientierte Martensitvarianten über
MR und ME. Hierbei treten hohe Dehnungen auf, da die Selbstakkommodation verloren
geht [45]. Am Ende des Plateaubereiches ist das Wachstum der bevorzugten
Martensitvarianten abgeschlossen, und es liegen nur noch günstig orientierte
Martensitvarianten vor [53]. In Abbildung 2.19 ist die Martensitvariante α+ günstiger
orientiert und wächst auf Kosten der Martensitvariante α-, so dass am Ende des
Plateaubereiches die Martensitvariante α- vollständig eliminiert ist (Abbildung 2.19 von
(b) nach (c)).
Abbildung 2.19: Mechanismus des Einwegeffektes (mod. nach [45])
An das Spannungsplateau schließt sich wieder ein elastischer Bereich an (Abbildung
2.18 oben). Wird hier ein kritischer Formänderungsgrad überschritten, so setzt
plastische Verformung durch Versetzungsbewegung ein.
Nach Entlastung geht der elastische Verformungsanteil zurück; die über MR und ME
induzierten Dehnungen bleiben erhalten. Der Einwegeffekt wird durch Erwärmung
oberhalb von Af ausgelöst. Dem Einwegeffekt liegt zu Grunde, dass nur in der
Martensitphase aufgrund der geringeren Kristallsymmetrie im Vergleich zur Austenit-
phase verschieden orientierte Varianten vorkommen können. Es ist jedoch nur eine
einzige Austenitstruktur möglich. Daher wandelt der verformte Martensit bei
Erwärmung oberhalb von Af in die ursprüngliche Austenitstruktur (β) um und die
Legierung hat sich an ihren Ausgangszustand „erinnert“ (Abbildung 2.19 von (c) nach
(a)). Bei Abkühlung setzt wiederum die thermisch induzierte Martensitbildung ohne
2.2 Formgedächtnislegierungen
28
eine Formänderung ein (Abbildung 2.18 oben und Abbildung 2.19 von (a) nach (b)).
Bei plastischer Verformung wird eine bleibende Dehnung beibehalten.
Oberhalb von Af ändert sich jedoch das mechanische Werkstoffverhalten, da die FGL
vollständig in der Austenitphase vorliegt (Abbildung 2.18 Mitte). Der Austenit wird bei
Anlegen einer mechanischen Spannung anfangs elastisch verformt. Bei Überschreiten
der kritischen Spannung σMs bildet sich entlang eines Spannungsplateaus SIM. Da nur
bevorzugte Martensitvarianten gebildet werden, werden hohe Dehnungen erreicht. Bei
Entlastung wandelt der SIM wieder in Austenit um, da die Austenitphase in diesem
Temperaturbereich thermisch stabiler ist. Die Rückumwandlung schließt wie bei der
thermoelastischen Umwandlung eine Hysterese ein. Dieses Werkstoffverhalten
bezeichnet man als Pseudoelastiziät. Eine vollständige Rückumwandlung tritt jedoch
nur für Temperaturen unterhalb von My ein. Die theoretisch erreichbaren pseudo-
elastischen Dehnungen in Abhängigkeit von der Einkristallorientierung und der Anteil
von ME an der Gesamtdehnung können basierend auf der Energieminimierungstheorie
berechnet werden [25, 54, 55].
Die obere Temperaturgrenze von Pseudoelastizität ist Md, da die Verformung oberhalb
dieser Temperatur hauptsächlich über Versetzungsbewegung getragen wird und die
martensitische Phasenumwandlung nicht mehr auftritt [53]. Die austenitische FGL zeigt
daher normales Spannungs-Dehnungs-Verhalten (Abbildung 2.18 unten).
2.2.2.2 Zweiwegeffekt
Die Formänderung des Martensits wird beim Einwegeffekt durch die Rückumwandlung
in den Austenit zurückgebildet. Bei der anschließenden Abkühlung erfolgt die
martensitische Umwandlung ohne Änderung der Form. Der Einwegeffekt beinhaltet
somit nur eine Formänderung.
FGL, die den Zweiwegeffekt zeigen, können sich dagegen an zwei Formen erinnern
[56]. Der Verlauf von Spannung, Dehnung und Temperatur beim Zweiwegeffekt ist in
Abbildung 2.20 dargestellt. Nach einer Verformung des Martensits wird nicht nur der
Austenitzustand (Strecke 1-2), sondern bei der darauffolgenden Umwandlung von
Austenit zu Martensit auch der vorherige Dehnungszustand fast vollständig wieder
angenommen (Strecke 2-3). Durch Variieren der Temperatur kann zwischen den beiden
2.2 Formgedächtnislegierungen
29
Zuständen gewechselt werden (entlang der Strecken 3-2 und 2-3). Es ist keine äußere
Spannung mehr erforderlich.
Der Zweiwegeffekt muss der FGL jedoch vorher durch spezielle thermo-mechanische
Behandlungen aufgeprägt werden [45]. Diese Behandlungen werden als „Training“
bezeichnet. Es gibt verschiedene Trainingsmethoden, jedoch ist allen gemeinsam, dass
sie Mikrospannungen in der FGL erzeugen, die die Keimbildung und das Wachstum des
Martensits beeinflussen.
Abbildung 2.20: Verlauf von Spannung, Dehnung und Temperatur beim Zweiwegeffekt [56]
Die FGL verhalten sich nach dem Training wie bei einer spannungsinduzierten
martensitischen Umwandlung [45]. Die Mikrospannungen begünstigen die Bildung und
das Wachstum von nur bestimmten Martensitvarianten. Daher tritt bei der Abkühlung
von Austenit zu Martensit eine spontane Formänderung ein.
Die meisten Trainingsmethoden basieren auf einer mehrfachen Umwandlung von der
Austenit- in die bevorzugt orientierte Martensitphase [46]. Hierzu zählen z.B. die
mehrfache Wiederholung des Einwegeffektes oder Temperaturzyklen bei einer
konstanten Dehnung oder Spannung. Die Trainierzyklen resultieren in der Bildung von
komplexen Versetzungsanordnungen. Die Versetzungsanordnungen bewirken, dass die
beim Trainieren gebildeten Martensitvarianten auch bei nachfolgenden Thermozyklen
thermodynamisch bevorzugt werden.
Neben den Trainierzyklen gibt es auch verschiedene einmalige Behandlungsmethoden.
Hierzu gehört z.B. das Altern unter ausreichend hohen Temperaturen und Spannungen
in der Austenitphase. Die Ausscheidungen, die während des Alterns unter Spannung
gebildet werden, induzieren Spannungsfelder in der Matrix. Diese Spannungsfelder und
2.2 Formgedächtnislegierungen
30
die Wechselwirkung zwischen der Martensitbildung und den bevorzugt orientierten
Ausscheidungen bewirken den reversiblen Zweiwegeffekt.
2.2.3 Magnetischer Formgedächtniseffekt
Legierungen, die eine thermoelastische martensitische Umwandlung aufweisen und
deren Martensitphase ferromagnetisch ist, können neben den konventionellen Form-
gedächtniseigenschaften (Kapitel 2.2.2) auch bei Anlegen eines äußeren Magnetfeldes
in der Tieftemperaturphase Martensit eine reversible Formänderung zeigen. Der
Mechanismus dieses magnetischen Formgedächtniseffektes und die zugrundeliegende
magneto-mikrostrukturelle Kopplung werden in den Unterkapiteln 2.2.3.1 bzw. 2.2.3.2
erklärt.
2.2.3.1 Mechanismus
Der magnetische Formgedächtniseffekt tritt vollständig in der ferromagnetischen
Martensitphase auf und verläuft analog der Entzwilligung bei Anlegen einer
mechanischen Spannung (siehe Abbildung 2.21) [37]. Das Magnetfeld verändert die
Zwillingsstruktur über die Verschiebung von Zwillingsgrenzen, so dass die
Zwillingsvariante, deren Magnetisierung günstig zur Richtung des Magnetfeldes
orientiert ist, wächst [15].
Abbildung 2.21: Mechanismen für Zwillingsgrenzenverschiebung bei Anlegen einer mechanischen
Spannung (a) und eines Magnetfeldes (b) (mod. nach [15])
Die Vorraussetzungen für das Auftreten des magnetischen Formgedächtniseffektes sind
eine hohe magnetische Anisotropie, eine Richtungsänderung der Magnetisierung an der
Zwillingsgrenze und eine geringe Spannung zum Verschieben der Zwillingsgrenzen
2.2 Formgedächtnislegierungen
31
[14]. In diesem Fall bewirkt das Magnetfeld (H) eine unterschiedliche Zeemanenergie
(ΔMsH) in den beiden Zwillingsvarianten, und es wird durch die Energiedifferenz ein
Druck auf die Zwillingsgrenze ausgeübt. Zur Reduzierung der Energiedifferenz wächst
die zum Magnetfeld günstig orientierte Zwillingsvariante auf Kosten der anderen, da
wegen der hohen magnetischen Anisotropie (Ku) die Energiedifferenz nicht ausreicht,
um die Magnetisierung der ungünstig orientierten Zwillingsvariante in Richtung des
Magnetfeldes zu rotieren [15]. So können hohe reversible magnetfeldinduzierte
Dehnungen erreicht werden.
2.2.3.2 Magneto-mikrostrukturelle Kopplung
Für das Auftreten des magnetischen Formgedächtniseffektes werden u. a. eine hohe
magnetische Anisotropie der Martensitphase und eine Richtungsänderung der
Magnetisierung an der Zwillingsgrenze vorausgesetzt. Daher ist die Kenntnis der
Beziehung zwischen den Bereichen einheitlicher Magnetisierung, den magnetischen
Domänen, und der verzwillingten martensitischen Mikrostruktur eine wichtige Vorraus-
setzung für das Verständnis und die Optimierung des magnetischen Formgedächtnis-
effektes. Diese Beziehung wurde mit unterschiedlichen Techniken und für verschiedene
Formgedächtnislegierungen untersucht [7-13]. Die Studien berichten von einer
magneto-mikrostrukturelle Kopplung zwischen der magnetischen Domänen- und der
Zwillingsstruktur, d. h. Legierungen, die den magnetischen Formgedächtniseffekt
zeigen, weisen ein 1 : 1 - Verhältnis zwischen den magnetischen Domänen und den
Zwillingsvarianten auf. Dieses 1 : 1 – Verhältnis wird in Abbildung 2.22 anhand von
Aufnahmen, die mittels MFM für eine einkristalline Ni-Mn-Ga-Legierung
aufgezeichnet worden sind, veranschaulicht [57].
Abbildung 2.22 (a) zeigt die Topografie und Abbildung 2.22 (b) die dazugehörigen
magnetischen Domänenstrukturen. Der Vergleich zwischen den beiden Abbildungen
spiegelt die direkte Beziehung zwischen den Zwillingsvarianten Z1 und Z2 und den
magnetischen Domänenstrukturen wieder. Die magnetischen Domänenstrukturen
alternieren von einer Zwillingsvariante zur nächsten. Die Magnetisierung der
Zwillingsvariante Z1 liegt in der Bildebene, während die Magnetisierung der
benachbarten Zwillingsvariante Z2 aus der Bildebene herausragt. Letzteres resultiert in
den deutlich ausgeprägten hellen und dunklen Bereichen der Aufnahme. Die beiden
verschiedenen Domänenstrukturen sind über 90° Domänenwände, welche mit den
2.2 Formgedächtnislegierungen
32
Zwillingsgrenzen zusammenfallen, voneinander getrennt. Diese Art von Domänen-
strukturen treten im Allgemeinen für alternierende Zwillingsstrukturen auf [57].
Abbildung 2.22: (a) Topografie und (b) magnetische Domänenstrukturen einer Ni-Mn-Ga-
Legierung aufgenommen mittels magnetischer Rasterkraftmikroskopie (modifiziert nach [58])
Weiterhin sind die Zwillingsvarianten in magnetische Domänenstrukturen mit
alternierenden Magnetisierungsrichtungen unterteilt (siehe graue Kästchen in Abbildung
2.22 (b)). Diese internen Magnetstrukturen resultieren aus der Wechselwirkung
zwischen den verschiedenen Anisotropiebeiträgen.
3.1 Probenmaterial und -präparation
33
3 Experimentelle Methoden
Zur Charakterisierung der magneto-mikrostrukturellen Kopplung in Einkristallen der
ferromagnetischen Legierungen Co-Ni-Ga und Ni-Fe-Ga wurden in-situ Versuche bei
ausgewählten Dehnungszuständen durchgeführt. Die Mikrostruktur wurde mittels
OM/EBSD, die dazugehörige magnetische Domänenstruktur mittels MFM analysiert.
Das Probenmaterial und die Durchführung der in-situ Versuche in eigens entwickelten
Lastrahmen werden in den Kapiteln 3.1 und 3.2 erläutert. In diesen in-situ Versuchen
wurden verschiedene Probenzustände untersucht, welche in Kapitel 3.3 beschrieben
werden. Zusätzlich verwendete Analyseverfahren werden in Kapitel 3.4 vorgestellt.
3.1 Probenmaterial und -präparation
Die in dieser Arbeit untersuchten ferromagnetischen FGL sind Co-Ni-Ga- und Ni-Fe-
Ga-Einkristalle mit einem nominellen Legierungsgehalt von Co-21Ni-30Ga (at.%) bzw.
Ni-19Fe-27Ga (at.%). Die Legierungen sind am Siberian Physical-Technical Institute in
Tomsk, Russland mittels Vakuum-Induktions-Schmelzen hergestellt und die Ein-
kristalle sind nach dem Bridgman-Verfahren in einer Helium-Atmosphäre gezogen
worden. Danach wurden aus den Einkristallen mittels Funkenerosion 4 mm x 4 mm x 8
mm große Druckproben mit [001] oder [123] Orientierung geschnitten.
Informationen über qualitative und quantitative Probenzusammensetzungen wurden
mittels Röntgenbereichsmikroanalyse gewonnen. Die Co-Ni-Ga-Druckproben sind mit
einem energiedispersiven Röntgenspektrometer (EDS), welches am Rasterelektronen-
mikroskop (REM) angebracht ist, untersucht worden. Die Beschleunigungsspannung
betrug bei diesen Analysen 20 kV. Die Probenzusammensetzung der Ni-Fe-Ga-Proben
wurde dagegen mit einem wellenlängendispersiven Röntgenspektrometer (WDS)
ermittelt, da in diesem Fall zur Überprüfung der Legierungszusammensetzung eine
höhere Nachweisempfindlichkeit und eine höhere spektrale Auflösung des Röntgen-
spektrums im Vergleich zu EDS benötigt wurde. Hierbei wurde bei einer Beschleu-
nigungsspannung von 15 kV und mit Elektronenstrahlströmen von 20 nA oder 100 nA
gearbeitet.
Die Umwandlungstemperaturen sind kalorimetrisch mittels Dynamischer Differenz-
kalorimetrie (engl.: Differential Scanning Calorimetry (DSC)) bestimmt worden. Nach
3.1 Probenmaterial und -präparation
34
einer Probenentnahme von ca. 20 g wurden diese Probenstücke folgendem
Temperaturprogramm mit einer Kühl- bzw. Heizrate von 10 °C / min unterzogen:
1) Kühlen von Anfangstemperatur (ca. 15 °C) auf -60 °C,
2) Heizen von -60 °C auf 100 °C (Co-Ni-Ga) bzw. 196 °C (Ni-Fe-Ga) (3 Minuten
Halten bei Höchsttemperatur)
3) Kühlen von 100 °C bzw. 196 °C auf -60 °C
4) Heizen von -60 °C auf 100 °C bzw. 196 °C (3 Minuten Halten bei Höchst-
temperatur)
5) Kühlen von 100 °C bzw. 196 °C auf Anfangstemperatur.
Die Af-Temperatur der Einkristalle beider Legierungssysteme lag nach dem Herstel-
lungsprozess unterhalb der Raumtemperatur, so dass die Druckproben vollständig im
austenitischen Zustand vorlagen und pseudoelastisches Verhalten bei Raumtemperatur
zeigten.
Für EBSD- und MFM-Messungen müssen die Proben mit geeigneten
Präparationstechniken vorbereitet werden.
Bei EBSD-Messungen tragen nur Rückstreuelektronen, die nahe im Bereich des
einfallenden Elektronenstrahls generiert wurden, zur Bildung des Beugungsbildes (engl.
Electron Backscatter Pattern (EBSP)) bei [59]. Diese Tatsache und die hohe
Probenneigung um 70° führen zu einem 10-50 nm tiefen Beugungsvolumen in der
Probe. In diesem Bereich sollte die Probe frei von Dehnungsgradienten und frei von
Verunreinigungen und Oxidschichten sein. Werden diese Voraussetzungen nicht erfüllt,
so ist entweder das EBSP sehr schwach ausgeprägt oder erst gar nicht sichtbar.
Verformungsfreie Oberflächen sind auch für die Abbildung von magnetischen
Domänen eine Grundvoraussetzung [60]. Dehnungsgradienten verfälschen die wahren
Domänenstrukturen erheblich und induzieren z.B. labyrinthartig angeordnete Domänen.
Daher ist eine entsprechende Probenpräparation auch für MFM-Messungen notwendig.
Um Oxidschichten zu entfernen wurde zunächst eine Seitenfläche der Druckproben (bis
4000er Körnung) geschliffen. Anschließend wurden die Druckproben 120 s mit 5 %-
iger Perchlorsäure (Lösungsmittel Ethanol) bei einer Spannung von 30 V und einer
Flussrate von 10 elektropoliert, so dass präparationsbedingte Verformungsschichten
sowie Oberflächenunregelmäßigkeiten beseitigt wurden. Die Temperatur betrug
3.1 Probenmaterial und -präparation
35
während des Elektropolierprozesses bei den Co-Ni-Ga-Druckproben -25°C, bei den Ni-
Fe-Ga-Druckproben -12 °C.
Es wurde festgestellt, dass diese Präparationsmethode, insb. das Elektropolieren bei
Temperaturen unterhalb von Raumtemperatur, die physikalischen und mechanischen
Eigenschaften der untersuchten Ni-Fe-Ga-Legierung beeinflussen kann. Daher wurden
die Ni-Fe-Ga-Druckproben nach dem Präparieren zusätzlich 15 Minuten lang auf 100°C
erwärmt, um die präparationsbedingten Effekte zu minimieren. Weiterhin bildeten sich
teilweise nach dem Elektropolieren kleine pockenförmige Erhebungen auf der
Oberfläche von Ni-Fe-Ga-Druckproben. Diese ließen sich nicht durch Verändern der
Elektropolierparameter entfernen, hatten aber keinen Einfluss auf die Qualität der
ESPS, und EBSD-Messungen konnten somit einwandfrei durchgeführt werden. Jedoch
war bei einigen Proben ein Abrastern der Probenoberfläche mit der Messspitze während
der MFM-Messungen nicht möglich, da die Oberflächenerhebungen teilweise die
maximal ausregelbare Abstandsgröße überschritten. Deshalb wurden diese Ni-Fe-Ga-
Druckproben vor MFM-Messungen kurz poliert, um die Oberflächenerhebungen zu
entfernen. Dabei wurde eine Diamantsuspension mit 1 µm großen Partikeln verwendet,
um möglichst wenig Verformungen in die Probenoberfläche einzubringen, die die
Struktur der magnetischen Domänen verfälschen könnten.
Im Gegensatz hierzu sind bei der Co-Ni-Ga-Legierung keine präparationsbedingten
Effekte, die die Eigenschaften beeinflussten, beobachtet worden. Auch bildeten sich
beim Elektropolieren keine Erhebungen auf der Oberfläche. Demzufolge waren nach
dem Elektropolieren keine weiteren Präparationsschritte erforderlich.
Die untersuchten Proben, ihr Ausgangszustand und die angewandten Präparations-
techniken sind in Tabelle 3.1 aufgeführt.
Die einzelnen Präparationsschritte müssen nach den in Kapitel 3.3 beschriebenen
Behandlungsverfahren wie Wärmebehandlungen für die Durchführung von EBSD- und
MFM-Messungen wiederholt werden.
Tabelle 3.1: Zusammenstellung der untersuchten Proben, ihrer Eigenschaften im Ausgangszustand
und der Präparationsschritte für EBSD- und MFM-Messungen
FGL Co-Ni-Ga Ni-Fe-Ga
Zusammensetzung Co-21Ni-30Ga (at.%) Ni-19Fe-27Ga (at.%)
Probengeometrie 4 mm x 4 mm x 8 mm 4 mm x 4 mm x 8 mm
Orientierung [001](210) [100](001) und [123](9 11 4)
Af-Temperatur 14 °C 9 °C
3.2 Versuchsaufbau und -durchführung
36
FGL Co-Ni-Ga Ni-Fe-Ga
Präparationsschritte 1) Schleifen
2) Elektropolieren
1) Schleifen
2) Elektropolieren
3) Wärmebehandlung
(100 °C / 15 Minuten)
[4) ggf. Polieren für MFM]
3.2 Versuchsaufbau und –durchführung der in-situ Untersuchungen
3.2.1 Prinzipieller Versuchsablauf
Vor den in-situ Untersuchungen wurde zunächst das pseudoelastische Verhalten der
Proben bei Raumtemperatur ermittelt. Diese mechanischen Experimente wurden an
einer servohydraulischen Prüfmaschine durchgeführt. Der Versuchsaufbau ist sche-
matisch in Abbildung 3.1 a) dargestellt.
Abbildung 3.1: a) schematischer Versuchsaufbau der Druckversuche zur Ermittlung des
pseudoelatischen Verhaltens bei Raumtemperatur (F = Kraft, D = Druckstempel, P = Probe, E =
Extensometer, K = Keramikschneiden) und b) aus den Druckversuchen ermittelte Spannungs-
Dehnungs-Kurve, A und B kennzeichnen die gewählten Dehnungen für die anschließenden in-situ
Versuche
Die Dehnungen wurden mit einem Hochtemperaturextensometer, welches eine
Messlänge von 12 mm hat, gemessen. Die Keramikschneiden des Extensometers
wurden dabei an die Druckstempel angepresst. Diese Anordnung hat den Effekt, dass
erst bei einer geringen Vorspannung die eigentlichen Dehnungen der Druckprobe
3.2 Versuchsaufbau und -durchführung
37
gemessen werden. Zur Kompensation dieses Effektes wird bei den in dieser Arbeit
gezeigten Spannungs-Dehnungs-Kurven der elastische Anfangsbereich bis Null
extrapoliert. Die Versuche sind dehnungskontrolliert mit einer Dehnrate von 6 x 10-5 s-1
durchgeführt worden. Anhand der aufgenommenen Spannungs-Dehnungs-Kurven
wurden die Dehnungen, bei denen die anschließenden in-situ Untersuchungen
durchgeführt wurden, festgelegt.
Abbildung 3.2 b) zeigt exemplarisch eine Spannungs-Dehnungs-Kurve mit gekenn-
zeichneter Vorspannung und extrapoliertem Bereich für eine Druckprobe und die
ausgewählten Dehnungszustände A und B für die in-situ Untersuchungen.
Nach Ermittlung des pseudoelastischen Verhaltens wurde die Mikrostruktur mittels
OM/EBSD sowie die Magnetstruktur mittels MFM bei den gewählten Dehnungen A
und B bestimmt. Der Ablauf dieser in-situ Untersuchungen, der in Abbildung 3.2
aufgeführt ist, unterscheidet sich für die beiden untersuchten Legierungssysteme.
Abbildung 3.2: Ablauf der in-situ Versuchsreihen für die Legierungssysteme Co-Ni-Ga und
Ni-Fe-Ga, die einzelnen Arbeitsschritte sind entlang der Pfeile, die verwendeten Geräte sind rechts
davon aufgeführt
Für die in-situ Untersuchungen an den Co-Ni-Ga-Druckproben wurde ein mobiler
Lastrahmen verwendet, der sowohl in das REM für die Durchführung von in-situ
EBSD-Messungen als auch in das Rasterkraftmikroskop (engl. Atomic Force
Microscopy (AFM)) für die Durchführung von in-situ MFM-Messungen eingebaut
3.2 Versuchsaufbau und -durchführung
38
werden kann. Nach Aufbringen von Dehnung A in der servohydraulischen Prüf-
maschine wurde zunächst die Mikrostruktur mittels OM/EBSD und anschließend die
Magnetstruktur mittels MFM charakterisiert. Diese Versuchsschritte wurden danach für
Dehnung B wiederholt. Eine ausführliche Beschreibung des Versuchsaufbaus und der –
durchführung wird im nachfolgenden Kapitel 3.2.2 gegeben.
Parallel zu der Co-Ni-Ga-Versuchsreihe wurde ein Lastrahmen für das AFM entwickelt,
der es ermöglicht, die ausgewählten Dehnungen direkt eingestellt und während der
MFM-Messungen konstant zu halten. Dieser AFM-Lastrahmen, dessen Aufbau und
Funktionsweise in Kapitel 3.2.3 detailliert beschrieben wird, wurde für die in-situ
MFM-Untersuchungen an den Ni-Fe-Ga-Proben verwendet. Die mikrostrukturellen
Veränderungen in Abhängigkeit von Spannung und Dehnung wurden vorher während
der Druckversuche mit einer Digitalkamera, die vor die servohydraulische Prüf-
maschine positioniert wurde, aufgezeichnet. Für die an die in-situ MFM-Messungen
anschließenden in-situ EBSD-Untersuchungen wurde wie bei der Co-Ni-Ga-Versuchs-
reihe der mobile Lastrahmen eingesetzt.
3.2.2 Mobiler Lastrahmen
Für die mikrostrukturelle und magnetische Charakterisierung von ferromagnetischen
Formgedächtnisdruckproben wurde ein mobiler Lastrahmen konstruiert, der sowohl in
das REM als auch in das AFM eingebaut werden kann, so dass in-situ EBSD- und in-
situ MFM-Messungen bei konstanter Dehnung möglich sind (Abbildung 3.3).
Abbildung 3.3: schematischer Versuchsaufbau zur Einspannung der Probe im mobilen
Lastrahmen und zum Aufbringen der Dehnung in der servohydraulischen Prüfmaschine
3.2 Versuchsaufbau und -durchführung
39
Der mobile Lastrahmen besteht aus zwei gegenüberliegenden Druckplatten, die über
zwei Schrauben miteinander verbunden sind. Bei der Konstruktion des Lastrahmens war
zu beachten, dass die Oberfläche der Druckproben mit der Oberfläche der Druckplatten
des Lastrahmens abschließen musste, um Abschattungen auf dem EBSD-Detektor zu
vermeiden und um ein problemloses Aufsetzen der MFM-Messspitze zu gewährleisten.
Die Druckplatten allerdings konnten wegen den vorgegebenen Dimensionen der
Druckstempel nicht beliebig schmal gestaltet werden. Daher wurde der mobile
Lastrahmen so konstruiert, dass auf der Rückseite des Lastrahmens eine weitere
Druckprobe aus dem gleichen Material und mit der gleichen Orientierung sitzt.
Zur Einstellung der gewünschten Dehnung wird der mobile Lastrahmen in die
servohydraulische Prüfmaschine eingebaut. Über die manuelle Kraftregelung der
servohydraulischen Prüfmaschine wird die Kraft solange erhöht, bis der Weg zur
Aufbringung der gewählten Dehnung verfahren worden ist. Die Prüfmaschine wird
danach gestoppt und die Muttern an den Schrauben werden so angezogen, dass die
gesamte Kraft der Prüfmaschine auf die Druckplatten des mobilen Lastrahmens
übergeht. Der Lastrahmen kann nun aus der Prüfmaschine entnommen werden. Die
Tellerfedern erleichtern den Kraftübergang von der Prüfmaschine auf den mobilen
Lastrahmen und halten die Kraft auch nach Ausbau des mobilen Lastrahmens nahezu
konstant.
Der anschließende Einbau des Lastrahmens in das REM und das AFM wird in
Abbildung 3.4 gezeigt.
Abbildung 3.4: Einbau des mobilen Lastrahmens a) in das REM zur Durchführung von in-situ
EBSD-Messungen (oberer rechter Bildausschnitt zeigt eine CCD-Aufnahme bei geschlossener
Vakuumkammer) und b) in das AFM zur Durchführung von in-situ MFM-Messungen
3.2 Versuchsaufbau und -durchführung
40
Für die Durchführung von EBSD-Messungen wurde der mobile Lastrahmen auf einen
vorgekippten Halter montiert, um die Probenneigung um 70° zu erreichen (Abbildung
3.4 a)). Die EBSD-Messungen sind bei einem Arbeitsabstand von 19 mm und bei einer
Beschleunigungsspannung von 20 kV aufgenommen worden. Zur Indizierung der
verschiedenen Austenit- und Martensitphasen der jeweiligen Legierungssysteme
wurden folgende Kristallstrukturen und Gitterparameter vorgegeben: Die Austenitphase
des Legierungssystems Co-Ni-Ga hat nach Oikawa et al. B2-Struktur mit a = 2,86 Å
und die Martensitkristallstruktur ist L10 mit Gitterparametern von a = b = 3,91 Å und c
= 3,15 Å [18]. Für das Legierungssystem Ni-Fe-Ga wurden die Kristallstrukturen und
Gitterparameter beider Phasen, die von Sutou et al. bestimmt worden sind, verwendet
[61]. Die Austenitphase hat L21-Struktur mit a = 5,76 Å und die Martensitkristall-
struktur ist ebenfalls L10 mit Gitterparametern von a = b = 3,81 Å und c = 3,27 Å. Zur
besseren Veranschaulichung werden die Kristallstrukturen beider Phasen und Legier-
ungssysteme in Abbildung 3.5 und 3.6 (a) angeführt.
Abbildung 3.5: Einheitszellen der Austenitphase (schwarze Linien) und der Martensitphase (graue
Linien) in Co-Ni-Ga-Legierungen (mod. nach [62])
Abbildung 3.6: Kristallstrukturen in Ni-Fe-Ga-Legierungen: (a) L21-Austenitstruktur (links) und
L10-Martensitstruktur (Doppelzelle) (rechts) und (b) modulierte Martensitstrukturen 10M und
14M durch monokline Verzerrungen von Gitterebenen (mod. nach [28])
3.2 Versuchsaufbau und -durchführung
41
Die in der Ni-Fe-Ga-Legierung vorkommenden modulierten Martensitstrukturen 10M
und 14M (Abbildung 3.6 (b)) konnten nicht mit der EBSD-Software simuliert werden.
Beim Einbau des Lastrahmens in das AFM musste die ansaugbare Platte der Vakuum-
einheit demontiert werden, da die Höhe des Lastrahmens die maximale Probenhöhe
überstieg (Abbildung 3.4 b)). Der mobile Lastrahmen wurde mit doppelseitigem
Klebeband auf der Vakuumeinheit fixiert um Störeinflüsse (z. B. Schwingungen) auf
die MFM-Messungen zu vermeiden. Für die MFM-Messungen wurden mit Kobalt
beschichtete Silizium-Standardmessspitzen als Streufeldsensor mit einer Spitzenmag-
netisierung senkrecht zur Probenoberfläche verwendet. Zunächst wurde die Topografie
im TappingModeTM und danach die Magnetstruktur im LiftModeTM bei einer konstanten
Höhe von 100 nm aufgenommen. Die Scangeschwindigkeit betrug bei allen MFM-
Messungen 0,4 Hz.
3.2.3 AFM-Lastrahmen
Der Lastrahmen wurde für ein kommerziell erhältliches AFM entwickelt. Bezüglich der
vorliegenden Anwendung hat dieses AFM den Vorteil, dass die Messspitze unter dem
AFM-Scanner sitzt und diese während der Messung bewegt wird, während die Probe
auf einer stationären Plattform fixiert ist. Im Vergleich zu einem kompakteren AFM, bei
dem die Probe auf dem Piezo-Scanner fixiert ist, ermöglicht die vorher genannte
Anordnung einen viel größeren Probenraum und eine höhere Flexibilität weiteres
experimentelles Zubehör anzubringen.
Die wesentliche Konstruktionsvorgabe bestand darin einen Lastrahmen zu bauen, der es
erlaubt, Spannungs-Dehnungs-Kurven von ferromagnetischen FGL aufzunehmen und
die Deformation bei bestimmten Dehnungen zu stoppen und konstant zu halten um die
Topografie der resultierenden Mikrostrukturveränderungen und die dazugehörigen
Magnetstrukturen mittels MFM zu messen.
Bei der Konstruktion mussten einige Designkriterien, welche durch den Aufbau des
AFM vorgegeben wurden, beachtet werden. Die Höhe des Lastrahmens wird begrenzt
durch den Abstand zwischen der maximal zurückfahrbaren Position des AFM-Scanners
und der Vakuumeinheit, auf die der Lastrahmen fixiert wird. Daher war ein sehr flacher
Aufbau erforderlich. Weiterhin musste die Probenoberfläche mit der Oberfläche der
3.2 Versuchsaufbau und -durchführung
42
Druckplatten des Lastrahmens abschließen, um ein problemloses Aufsetzen der MFM-
Messspitze zu gewährleisten. Der Lastrahmen wurde aus unmagnetischem austenit-
ischen Stahl gefertigt, so dass keine Wechselwirkungen während der Messungen von
magnetischen Kräften auftreten können.
In Abbildung 3.7 sind die gesamten Komponenten des Lastrahmens in einem
Blockdiagramm veranschaulicht, während in Abbildungen 3.8 und 3.9 der Aufbau des
Lastrahmens und die AFM-Scannerposition dargestellt werden.
Das System besteht im Wesentlichen aus zwei Einheiten (Abbildung 3.7): Die
mechanischen Belastungs- und Messeinrichtungen, welche auf eine Grundplatte (1)
montiert sind (Abbildung 3.8), und die Computersteuerung bilden jeweils eine Einheit.
Abbildung 3.7: Block-Diagramm der mechanischen Belastungs- und Messeinrichtungen sowie der
Kontrolleinheit des AFM-Lastrahmens (mod. nach [58])
Eine Komponente der erstgenannten Einheit ist der Versuchsstand, in dem die Probe (2)
mit Abmessungen von 4 mm x 4 mm x 8 mm zwischen einer fixierten (3a) und einer
beweglichen Druckplatte (3b) eingespannt wird. Die Kraft wird über einen Linear-
aktuator (4) aufgebracht. Die Spindel (5) des Linearaktuators ist über zwei Führungs-
vorrichtungen (6 and 7) an den Druckstempel (8) gekoppelt. In diesem Kraftfluss ist die
Kraftmessdose (9) integriert. Ein induktiver Wegaufnehmer (10) ist parallel zum
Kraftfluss angebracht und über die Spindel (11) mit der beweglichen Druckplatte (3b)
verbunden. Die Druckplatten sind längs durchbohrt (12). Damit besteht die Möglichkeit,
zusätzlich Schläuche zum Durchfluss von kaltem oder warmem Stickstoff durch die
Druckplatten zu installieren, so dass die Probe gekühlt oder geheizt werden kann. Um
einen geraden Kraftfluss zu erhalten und um die Probenoberfläche mit der Oberfläche
der Druckplatten auf gleiche Höhe zu bringen, sind die Druckplatten auf einem Block
(13) gelagert. Dieser Block und die Druckplatten können ohne großen Aufwand
3.2 Versuchsaufbau und -durchführung
43
demontiert werden. Daher können verschiedene Versuchsanordnungen für Proben mit
unterschiedlichen Abmessungen oder für verschiedene Belastungen installiert werden.
So ermöglicht dieser variable Aufbau für spätere Studien zum Beispiel ein Hinzufügen
von Komponenten für die Applikation eines Magnetfeldes unterhalb der Probe.
Abbildung 3.8: schematische Zeichnung des AFM-Lastrahmens (oben: Seitenansicht, unten:
Draufsicht, Details werden im Text beschrieben) (mod. nach [58])
Abbildung 3.9: Rasterkraftmikroskop mit eingebautem Lastrahmen (Details werden im Text
beschrieben)
Der Lastrahmen ist auf einer Aluminiumplatte (14) befestigt. In die Unterseite dieser
Aluminiumplatte ist ein O-Ring eingelassen, so dass die darunterliegende Vakuum-
einheit (15) die Aluminiumplatte zusammen mit dem Lastrahmen fest ansaugt. Dadurch
3.3 Probenzustände und Behandlungsverfahren
44
wird die gute Schwingungsdämpfung des Systems während der MFM-Messungen
beibehalten. Um verschiedene Bereiche der Probe anfahren zu können, wird das
Vakuumsystem abgeschaltet. Der Lastrahmen kann nun über einen Kreuztisch (16)
zusammen mit der Aluminiumplatte über die Vakuumeinheit in x- und y-Richtung
bewegt werden. Dieser Kreuztisch trägt den Linearaktuator und ist an den Mikroskop-
tisch montiert. Gummiplatten unter dem Kreuztisch gewährleisten eine zusätzliche
Schwingungsdämpfung.
Die Kontrolleinheit des Lastrahmens besteht aus einer multi-funktionalen
Datenerfassungskarte, welche über die Programmiersoftware angesteuert wird. Der
Schrittmotor des Linearaktuators wird über zwei analoge Ausgänge betrieben, die die
Richtung und die Taktung des Motors vorgegeben. Die Ausgänge der Kraftmessdose
und des Wegsensors werden über analoge Eingänge erfasst. Das geschriebene
Programm ermöglicht es, Spannungs-Dehnungs-Kurven bei Verfahren der Linear-
aktuatorspindel aufzunehmen. Die Schrittauflösung des Motors beträgt bei der
Kurvenaufnahme 1 x 10-3 mm / Schritt. Die Kurvenaufnahme kann bei bestimmten
Dehnungen durch Aus- und Wiederanschalten des Schrittmotors unterbrochen werden,
so dass MFM-Messungen bei konstanten Dehnungen durchgeführt werden können. Im
Vergleich zu den MFM-Messungen an den Co-Ni-Ga-Legierungen im mobilen
Lastrahmen unterschieden sich diese Messungen nur in der Wahl der
Scangeschwindigkeit. Die Scangeschwindigkeit wurde wegen des Setzungsverhaltens
des O-Ringes unterhalb der Aluminiumplatte von 0,4 Hz auf 0,6 Hz erhöht, so dass die
während der Messungen zunehmende Absenkung der Probenoberfläche über den
Piezoscanner ausgeglichen werden konnte
3.3 Untersuchte Probenzustände und Behandlungsverfahren
3.3.1 Überblick über die untersuchten Probenzustände
Zunächst wurden die mikrostrukturellen und magnetischen Eigenschaften beider
Legierungssysteme im Ausgangszustand untersucht. Basierend auf diesen Ergebnissen
wurden die weiteren Behandlungsverfahren festgelegt.
Die Co-Ni-Ga-Druckproben wurden nach der in-situ Versuchsreihe im Ausgangzustand
thermo-mechanisch trainiert. Dieses Behandlungsverfahren wird im nächsten Kapitel
3.3.2 näher beschrieben. Anschließend wurden die CoNiGa-Druckproben homogenisiert
3.3 Probenzustände und Behandlungsverfahren
45
und zuletzt unter Spannung gealtert. Eine ausführlichere Erläuterung dieser
Behandlungsverfahren wird in Kapitel 3.3.3 bzw. 3.3.4 gegeben.
An die in-situ Versuchsreihe im Ausgangszustand schließt sich bei den Ni-Fe-Ga-
Druckproben nur ein weiteres Behandlungsverfahren, das Ordnungsglühen an. Diese
Wärmebehandlung wird ebenfalls in Kapitel 3.3.3 genauer erläutert.
Das Organigramm in Abbildung 3.10 gibt einen Überblick über die untersuchten
Probenzustände beider Legierungssysteme und die dafür verwendeten Behandlungs-
verfahren.
Abbildung 3.10: Übersicht über die untersuchten Probenzustände beider Legierungssysteme und
die für das Einstellen der Probenzustände eingesetzten Behandlungsschritte (rechts neben den
Pfeilen)
3.3.2 Thermo-mechanisches Trainieren
Das thermo-mechanische Trainieren der Co-Ni-Ga-Druckproben wurde wie die
mechanischen Versuche zur Ermittlung des pseudoelastischen Verhaltens in der
servohydraulischen Prüfmaschine durchgeführt. Der Versuchsaufbau ist schematisch in
Abbildung 3.11 dargestellt.
Zunächst wurden 10 Temperaturzyklen zwischen -120 °C und 140 °C bei einer
konstanten Spannung von 25 MPa durchgeführt. Nach diesen Temperaturzyklen wurde
3.3 Probenzustände und Behandlungsverfahren
46
die Spannung auf 50 MPa erhöht und weitere 10 Temperaturzyklen bei denselben
Temperaturen durchgeführt. Die Proben wurden während der Temperaturzyklen in
einem Gasstrom aus kaltem oder warmem Stickstoff mit einer Rate von 15 °C / min
abgekühlt bzw. aufgeheizt. Die Temperatur wurde über ein Thermoelement, welches
direkt an der Probe befestigt war, gemessen.
Abbildung 3.11: schematischer Versuchsaufbau beim thermo-mechanischen Trainieren
(F = Kraft, D = Druckstempel, P = Probe, E = Extensometer, K = Keramikschneiden, T =
Thermoelement, N2 = Stickstoff)
3.3.3 Wärmebehandlungen
Für die jeweiligen Wärmebehandlungen wurden die Proben in evakuierte
Quarzglasröhrchen eingeschweißt. Dadurch wurde ein Reagieren mit Atmosphäre,
speziell ein Aufwachsen von Oxidfilmen während der Ofenphase, vermieden.
Nach Erreichen der Glühtemperatur wurden die Quarzröhrchen in den Ofen gelegt und
nach Ablauf der Glühdauer aus dem Ofen entnommen und direkt zum Abschrecken der
Probe in einem Wasserbehälter zerschlagen.
Die Co-Ni-Ga-Druckproben wurden bei einer Temperatur von 1150 °C für 4 Stunden
homogenisiert. Die Homogenisierung der Ni-Fe-Ga-Druckproben wurde bei gleicher
Temperatur, jedoch nur für 3 Stunden, durchgeführt. An diese Wärmebehandlung
schloss sich bei den Ni-Fe-Ga-Druckproben eine weitere, das Ordnungsglühen, an. Die
Proben wurden dabei bei einer Temperatur von 500 °C für eine Stunde geglüht, um eine
strukturelle Ordnung einzustellen.
3.3 Probenzustände und Behandlungsverfahren
47
3.3.4 Altern unter Spannung
Die homogenisierten Co-Ni-Ga-Druckproben sind nach den in-situ Untersuchungen
unter Spannung gealtert worden.
Dieses Behandlungsverfahren wurde wie die vorher beschriebenen mechanischen
Versuche in der servohydraulischen Prüfmaschine durchgeführt. Der Versuchsaufbau,
der in den Abbildungen 3.12 und 3.13 dargestellt ist, unterscheidet sich aber sehr von
diesen.
Abbildung 3.12: schematischer Versuchsaufbau beim Altern unter Spannung
(F = Kraft, E = Einspannung , K = Keramikstäbe, I = Induktionsspulen, O = Ofenrohr, P = Probe,
G= Glasring, T = Thermoelement, Ar = Argon)
Abbildung 3.13: Versuchsaufbau beim Altern unter Spannung (E = Einspannung , K =
Keramikstäbe, I = Induktionsspulen, O = Ofenrohr, G= Glasring, T = Thermoelement)
3.3 Probenzustände und Behandlungsverfahren
48
Für das Altern unter Spannung wurden spezielle Einspannungen aus austenitschem
Edelstahl angefertigt. In diese Einspannungen wurden Druckstempel aus Oxidkeramik
mit einem Hochtemperaturklebstoff befestigt, um eine Wärmeleitung von der
Druckprobe in die Einspannung zu unterbinden. Die Wärmebehandlungstemperatur
wurde über induktives Heizen erreicht. Den Ofenraum um die Druckprobe bildete ein
Rohr, welches von den Induktionsspulen umgeben war. Das Rohr wurde aus ferritschem
Stahl hergestellt, um eine gute Einkopplung mit dem Magnetfeld der Induktionsspulen
zu erreichen. Die Temperatur wurde mit einem Thermoelement (Ni-Pt) gemessen,
welches an der Außenwand des Ofenrohres befestigt war. Ein Glasring zwischen
Ofenrohr und unterer Einspannung vermied eine Wärmeleitung zwischen den beiden
Komponenten. Der gesamte Versuchsaufbau wurde vor der Wärmebehandlung mit
Kunststoff gekapselt und der Innraum wurde während des Alterns mit Argon
durchflutet, um Oxidationsprozesse der Probe zu unterbinden.
Da die Ausscheidungsbedingungen bei Anlegen einer Spannung in [001]-Richtung
homogen wären, würde ein Altern unter Spannung für die [001]-orientierten Co-Ni-Ga-
Druckproben nicht zur Auswahl bestimmter Ausscheidungsvarianten führen (Annahme:
gleiche Ausscheidungsbedingungen wie in Co-Ni-Al-Legierungen [63]). Deswegen
wurde die Druckspannung während des Alterns nicht in [001]-Richtung angelegt,
sondern auf die (210)-Seitenflächen aufgebracht. Da der Versuchsaufbau jedoch für
Druckproben mit 4 mm x 4 mm Druckfläche ausgelegt war, mussten die 8 mm langen
Co-Ni-Ga-Druckproben für das Altern unter Spannung mittels Funkenerosion mittig
durchtrennt werden, damit sie in den Ofenraum passten.
Die Co-Ni-Ga-Druckproben sind bei einer Temperatur von 450 °C und einer konstanten
Spannung von 100 MPa für eine Stunde gealtert worden. In Abbildung 3.14 sind die
Temperaturführung und das Aufbringen der Spannung während des Alterns dargestellt.
Zu Beginn dieser Wärmebehandlung wurden die Co-Ni-Ga-Druckproben zunächst mit
einer Rate von 3 °C / s auf 150 °C vorgeheizt, bevor die Spannung von 100 MPa mit
einer Rate von 20 N / s aufgebracht wurde. Danach wurde die Temperatur mit einer
Rate von 20 °C / s bis auf die Glühtemperatur von 450 °C erhöht und für eine Stunde
bei konstanter Spannung gehalten. Nach Ablauf der Glühdauer wurde die Probe unter
der Spannung im Ofen auf die Temperatur von 150 °C durch Ausschaltung der
3.4 Zusätzliche Untersuchungsmethoden
49
Induktionsheizung abgekühlt. Nach der anschließenden Entlastung mit einer Rate von
50 N / s erfolgte die restliche Abkühlung auf Raumtemperatur an Luft.
Abbildung 3.14: Verlauf von Temperatur und Spannung während des Alterns der Co-Ni-Ga-
Druckproben
3.4 Zusätzliche experimentelle Untersuchungsmethoden
3.4.1 Phasenuntersuchungen mittels Röntgenbeugung
Bei der Ni-Fe-Ga-Legierung sind zusätzlich zu den in-situ Untersuchungen
Röntgenbeugungsuntersuchungen (engl. X-ray Diffraction (XRD)) an ausgewählten
Stellen während der Versuchsreihe durchgeführt worden, um Probenpräparations- und
Alterungseffekte zu analysieren (Abbildung 3.15 a)).
Das XRD-Gerät ist mit einer Kupfer-Röntgenröhre (Kα1-Wellenlänge = 1,54056 Å), die
während der XRD-Messungen mit einer Spannung von 45 kV und einem Strom von 40
mA betrieben wurde, ausgestattet.
Die XRD-Untersuchungen setzten sich aus zwei verschiedenen XRD-Messungen
zusammen. Da es sich bei den untersuchten Ni-Fe-Ga-Druckproben um Einkristalle
handelt, mussten zunächst in einer Texturmessung die Probenpositionen ermittelt
werden, bei der die Braggsche Gleichung für bestimmte Netzebenen erfüllt war und
Interferenz auftrat. Für Texturmessungen müssen die Braggschen-Winkel der einzelnen
Netzebenen bekannt sein. Daher wurde das XRD-Spektrum für die Austenitphase mit
3.4 Zusätzliche Untersuchungsmethoden
50
L21-Struktur und einem aus Literaturangaben abgeschätzten Gitterparameter (a = b = c
= 5,7 Å) mittels einer Software (PowderCell 2.3) berechnet (Abbildung 3.15 b)).
Abbildung 3.15: a) mittels XRD untersuchte Probenzustände und b) berechnete XRD-Spektren der
Ni-Fe-Ga-Austenitphase mit L21-Struktur vor (grau) und nach (schwarz) der
Gitterparameteranpassung, Peaks verschieben sich zu kleineren 2 θ Winkeln
Dieser Gitterparameter und damit das XRD-Spektrum konnten aus den Ergebnissen der
ersten XRD-Messungen im Anlieferungszustand angepasst werden. Das berechnete
XRD-Spektrum der Austenitphase zeigt drei charakteristische Peaks für die (220)-,
(400)- und (422)-Netzebenen, die für die Texturmessungen ausgewählt wurden.
Dabei wurde der Braggsche Winkel (2 θ) der jeweiligen Netzebene fest eingestellt und
die Beugungsintensitäten in Abhängigkeit der Verkippung (Winkel ψ) und Drehung
(Winkel φ) der Probe gemessen. Die verschiedenen Winkel sind in Abbildung 3.16
schematisch dargestellt.
Als Ergebnis einer Texturmessung erhält man für jede Verkippung der Probe (in 5 ° -
Schritten) ein Diagramm, in dem die gemessene Intensität in Abhängig-keit der
Verdrehung der Probe aufgetragen ist. Anhand dieser Diagramme wird diejenige
Verkippung ermittelt, die bei einer bestimmten Verdrehung der Probe die maximale
Beugungsintensität aufweist.
In der nachfolgenden XRD-Messung wird dann diese, für jede Netzebene
charakteristische Probenposition eingestellt und die Beugungsintensitäten in
Abhängigkeit des 2 θ-Winkels (z.B. für die (220)-Netzebene im Winkelbereich
3.4 Zusätzliche Untersuchungsmethoden
51
zwischen 40° und 50°) gemessen. So erhält man für jede Netzebene ein XRD-Spektrum,
und die Peakcharakteristika können analysiert werden.
Abbildung 3.16: Lage der verschiedenen Winkel bei XRD-Untersuchungen
3.4.2 Transmissionselektronenmikroskopie
Um weitere Informationen über mikrostrukturelle Eigenschaften der Legierungssysteme
zu erhalten, wurden transmissionselektronenmikroskopische Untersuchungen bei einer
Beschleunigungsspannung von 200 kV durchgeführt.
Zur Herstellung von elektronentransparenten Folien aus den Druckproben wurde
zunächst senkrecht zur Belastungsrichtung mittig ein Stück mechanisch abgetrennt. Das
herausgetrennte Probenmaterial wurde auf eine Dicke von ca. 200 µm abgeschliffen.
Danach wurde aus diesem Probenmaterial eine Scheibe ausgestanzt, die in die Form des
Probenhalters passt. Diese Scheibe wurde anschließend mit einem speziellen
Schleifgerät weiter bis auf eine Dicke von ca. 100 µm vorgedünnt. Im letzten Schritt
wurde diese Scheibe bis zur Elektronentransparenz elektropoliert. Hierbei entsteht meist
ein Loch in der Mitte der Probe, dessen Ränder durchstrahlbar sind und somit im
Transmissionselektronenmikroskop (TEM) untersucht werden können. Als Elektrolyt
wurde ebenfalls 5 %-ige Perchlorsäure (Lösungsmittel Ethanol) verwendet. Der
Elektropolierprozess wurde für die Co-Ni-Ga-Proben bei einer Spannung von 30 V, bei
einer Flussrate von 12 und bei einer Temperatur von -23 °C durchgeführt. Im Vergleich
hierzu betrug bei den Ni-Fe-Ga-Proben die Spannung 15 V bei gleicher Temperatur-
3.4 Zusätzliche Untersuchungsmethoden
52
einstellung und bei einer erhöhten Flussrate von 15. Der Elektropolierprozess wurde
jeweils automatisch angehalten, wenn die Lichtdurchlässigkeit der Probe einen
bestimmten Wert (gemessenen mit einer Photodiode) überschritten hatte.
4.1 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Co-Ni-Ga
53
4 Charakterisierung der magneto-mikrostrukturellen Kopp-
lung
Für das Auftreten des magnetischen Formgedächtniseffektes ist die magneto-
mikrostrukturelle Kopplung ein entscheidendes Kriterium. Zur Charakterisierung der
magneto-mikrostrukturellen Kopplung in den Legierungssysteme Co-Ni-Ga und Ni-Fe-
Ga wurden während der spannungsinduzierten martensitischen Umwandlung die in
Kapitel 3.2 erläuterten in-situ Versuchen durchgeführt. Die Ergebnisse dieser Versuche
werden in diesem Kapitel vorgestellt. Zunächst wird jeweils für alle untersuchten
Proben und Behandlungszustände das pseudoelastische Verhalten beschrieben. Danach
werden die mikrostrukturelle Entwicklung und die dazugehörige magnetische
Domänenkonfiguration, welche in den in-situ Versuchen mittels OM/EBSD bzw. MFM
aufgenommen worden sind, ausgewertet.
4.1 Auswertung der in-situ Versuche für das Legierungssystem Co-
Ni-Ga
Das Legierungssystem Co-Ni-Ga ist nicht nur im Ausgangszustand, sondern auch im
thermo-mechanisch trainierten, homogenisierten und unter Spannung gealterten Zustand
untersucht worden. Die Auswertung der Ergebnisse erfolgt in den nachfolgenden
Unterkapiteln in oben genannter Reihenfolge.
4.1.1 Ausgangszustand
Abbildung 4.1 zeigt die bei Raumtemperatur aufgenommene Spannungs-Dehnungs-
Kurve einer [001]-orientierten Co-Ni-Ga-Druckprobe im Ausgangszustand. Die Ein-
kristalle zeigen ein fast perfektes pseudoelastisches Verhalten mit einer maximalen
Dehnung von ca. 4,5 %.
Die kritischen Spannungen, die den Beginn der spannungsinduzierten martensitischen
Umwandlung ( MA
krit
σ→) und die Rücktransformation ( AM
krit
σ→) charakterisieren, wurden wie
in Abbildung 4.1 dargestellt, nach der Tangentenmethode ermittelt und betragen 70
MPa bzw. 45 MPa. Die Plateauspannung ( plateau
σ) fällt in diesem Fall mit MA
krit
σ→
4.1 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Co-Ni-Ga
54
zusammen und die bei der Rückumwandlung eingeschlossene Hysterese ( σΔ) ergibt
nach Definition in Abbildung 4.1 einen Wert von 25 MPa.
Abbildung 4.1: Pseudoelastisches Verhalten einer [001]-orientierten Co-Ni-Ga-Druckprobe bei
Raumtemperatur im Ausgangszustand (modifiziert nach [64])
Der abrupte Übergang von der elastischen Deformation des Austenits zur spannungs-
induzierten Umwandlung des Martensits und die nahezu konstant bleibende Plateau-
spannung lassen auf Bildung und Wachstum einer einzigen Martensitvariante oder einer
Mikrostruktur, bei der die Wechselwirkung zwischen verschiedenen Martensitvarianten
gering ist, schließen.
Um weiteren Einblick in das Umwandlungsverhalten und die sich dabei einstellende
Mikro- und Magnetstruktur zu erhalten, sind OM/EBSD und MFM-Messungen bei
unterschiedlichen Dehnungen im Bereich des pseudoelastischen Plateaus durchgeführt
worden. Die ausgewählten Dehnungen sind auf der Spannungs-Dehnungskurve in
Abbildung 4.1 mit den Punkten A und B gekennzeichnet, welche den Dehnungen von 1
% und 3 % entsprechen. Diese Dehnungen gehören zu Bereichen, in denen die
spannungsinduzierte Umwandlung begonnen hat bzw. fast abgeschlossen ist.
Vor der Auswertung der in-situ Versuche wird jedoch zunächst auf eine Besonderheit
eingegangen, die bei den EBSD-Untersuchungen von spannungsinduzierten Martensit-
strukturen aufgetreten ist. Wie in Kapitel 2.2 beschrieben erfolgt die spannungs-
induzierte martensitische Umwandlung diffusionslos unter Bildung und Wachstum von
verzwillingten Martensitvarianten, die am günstigsten zur äußeren Spannungsrichtung
4.1 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Co-Ni-Ga
55
orientiert sind. TEM-Untersuchungen an Co-Ni-Ga-Einkristallen zeigten, dass die
Zwillingslamellen in den Martensitvarianten rund 40 nm breit sind und dass eine
Zwillingsvariante einen größeren Volumenanteil besitzt [25]. Diese mikrostrukturellen
Eigenschaften haben einen Einfluss auf die Bildung der EBSPs während EBSD-
Messungen. Da der Elektronenstrahl (e-) einen effektiven Durchmesser von ungefähr
200 nm hat, werden immer beide Zwillingsvarianten innerhalb einer Martensitstruktur
gleichzeitig erfasst. Dies ist schematisch in Abbildung 4.2 (a) dargestellt.
Abbildung 4.2: Bildung von EBSPs in spannungsinduzierten Martensitstrukturen
a) mit dem Elektronenstrahl erfasste Mikrostruktur
(b) überlagerte EBSPs der Zwillingsvarianten auf dem Phosphorschirm des EBSD-Detektors,
(c) automatisch indiziertes EBSP der Zwillingsvariante mit dem größeren Volumenanteil und
(d) manuelle Indizierung des schwächeren EBSPs der zweiten Zwillingsvariante
(modifiziert nach [64])
Die gleichzeitige Erfassung beider Zwillingsvarianten hat zur Folge, dass für jede
Zwillingsvariante ein EBSPs generiert wird, die sich auf dem Phosphorschirm des
EBSD-Detektors überlagern (Abbildung 4.2 (b)). Das EBSP der Zwillingsvariante mit
dem größeren Volumenanteil ist jedoch stärker ausgeprägt, so dass bei der
automatischen Aufnahme der EBSPs durch die OIMTM-Software (engl.: Orientation
Imaging Microscopy (orientierungsabbildende Mikroskopie)) nur diese Zwillings-
4.1 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Co-Ni-Ga
56
variante indiziert und in der Auswertung angezeigt wird (Abbildung 4.2 (c)). Die
schwächeren Kickuchi-Bänder der zweiten Zwillingsvariante müssen daher wie in
Abbildung 4.3 (d) manuell identifiziert und ausgewertet werden. In dieser Arbeit konnte
aber fast jedes überlagerte EBSPs nach Durchführung aller in-situ EBSD-Messungen
eindeutig indiziert und den jeweiligen Zwillingsvarianten zugeordnet werden, da sich je
nach Probenzustand die Volumenanteile der Zwillingsvarianten und somit die
automatische Indizierung geändert haben. Bei der Auswertung der mikrostrukturellen
Entwicklung ist daher die zweite Zwillingsvariante immer direkt angegeben und zur
Kennzeichnung des geringeren Volumenanteils in Klammern gesetzt.
Abbildung 3 (a) zeigt die Mikrostruktur eines [001]-orientierten Co-Ni-Ga-Einkristalls
im Ausgangszustand bei einer Dehnung von 1 % (Punkt A in Abbildung 4.1).
Abbildung 4.3: Mikrostrukturelle Entwicklung während der spannungsinduzierten
martensitischen Umwandlung für eine [001]-orientierte Co-Ni-Ga Druckprobe im
Ausgangszustand: (a) Bildung zweier Zwillingsvarianten V1 und V2 aus der Austenitphase A bei 1
% Dehnung, (b) und (c) Orientierung der Zwillingsvarianten parallel und senkrecht zur
Belastungsrichtung, (d) Mikrostruktur bei Erhöhung der Dehnung auf 3 % [64]
4.1 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Co-Ni-Ga
57
Der Martensit (M), der sich spannungsinduziert aus der austenitischen Phase (A)
gebildet hat, weist eine lamellare Morphologie auf. Diese Martensitlamellen bestehen
aus zwei verschiedenen, miteinander verzwillingten Varianten V1 und V2, wobei V2 den
geringeren Volumenanteil besitzt. Die mit EBSD ermittelten Orientierungen der
Zwillingsvarianten V1 und V2 sind in den inversen Polfiguren in Abbildung 4.3 (b) und
(c) angegeben. Parallel zur Belastungsrichtung besitzen die beiden Zwillingsvarianten
die gleiche Orientierung (Abbildung 4.3 (b)). Es werden folglich Varianten mit einer
Orientierung von [110]M bei Anlegen einer Spannung in [001]A Richtung in der
Austenitphase bevorzugt gebildet. Die Verschiedenheit der beiden Varianten V1 und V2
lässt sich anhand der inversen Polfigur mit parallelen Bezug zur Seitenflächennormalen
[210]A erkennen (Abbildung 4.3 (c)). Die Orientierung von V1 beträgt [221]M und die
von V2 [112]M senkrecht zur Belastungsrichtung.
Eine Erhöhung der Dehnung auf 3 % (Punkt B in Abbildung 4.1) führt zu einem
Wachstum der Martensitlamellen (Abbildung 4.3 (d)) und die spannungsinduzierte
martensitische Umwandlung ist fast vollständig abgeschlossen. Während in der
vollständig umgewandelten Matrix V1 weiterhin den größeren Volumenanteil besitzt,
hat V2 nun den größeren Volumenanteil in Bereichen mit Restaustenit.
Die zu der mikrostrukturellen Entwicklung dazugehörige Veränderung der Magnet-
struktur während der spannungsinduzierten martensitischen Umwandlung wird in Ab-
bildung 4.4 dargestellt.
Die Magnetstruktur der spannungsfreien Austenitphase besteht aus einer großen
Einzeldomäne, welche eine charakteristische Eigenschaft in einigen ferromagnetischen
FGL wie Ni-Mn-Ga und Fe-Pd ist [10, 35, 65, 66] und mit einer geringen magnetischen
Anisotropie verbunden wird (Abbildung 4.4 (a)). Nur die Kobalt-reicheren Aus-
scheidungen des Co-Ni-Ga-Legierungssystems erzeugen einen magnetischen Kontrast
in Form von ausgeprägten Erhebungen im MFM-Bild.
Nach Beginn der spannungsinduzierten martensitischen Umwandlung jedoch liegt der
strukturelle und magnetisch homogene Zustand der spannungsfreien Austenitphase
nicht länger vor. Abbildung 4.4 (b) zeigt die magnetische Domänenmorphologie des
Einkristalls im Ausgangszustand bei der Anfangsdehnung von 1 %. Dieses MFM-Bild
wurde im unteren linken Bereich der in Abbildung 4.3 (a) abgebildeten Mikrostruktur
4.1 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Co-Ni-Ga
58
aufgenommen. Der magnetische Kontrast resultiert von kleinen Mikro-Domänen (< 0,5
µm), welche nahezu parallel zur Belastungsrichtung verlaufen. Diese Domänenlinien
erstrecken sich auch in Bereichen mit Restaustenit und die vorher beschriebene
Einzeldomänenmorphologie der spannungsfreien Austenitphase existiert somit nicht
mehr.
Abbildung 4.4: MFM-Bilder des [001]-orientierten Co-Ni-Ga-Einkristalls im Ausgangszustand:
(a) spannungsfreier Austenit, (b) Zweiphasengebiet aus Austenit (A) und Zwillingsvarianten V1 und
V2 bei 1 % Dehnung, (c) vollständig umgewandelter Bereich bei 3 % Dehnung und (d)
nadelförmiger Martensit in einem Restaustenitbereich bei 3 % Dehnung. Die MFM-Bilder (b) - (d)
sind in Bereichen, die in Abbildung 4.3 (a) (untere linker Teil) und (d) (Mitte und oberer linker
Teil) gezeigt werden, aufgenommen worden [64].
Diese kleinen Mikro-Domänen sind noch immer in allen mikrostrukturellen Bereichen
nach Erhöhung der Dehnung auf 3 % vorhanden (Abbildung 4.4 (c) und (d)). In der in
Abbildung 4.4 (d) abgebildeten Zweiphasenregion aus Restaustenit und Martensit mit
4.1 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Co-Ni-Ga
59
der dominierenden Zwillingsvariante V2 ist eine Änderung in der Gesamt-
magnetisierungsrichtung (ohne Betrachtung der Mikro-Domänen) zu erkennen. Die
heller erscheinenden Martensitnadeln weisen auf eine höhere repulsive Magnetisierung,
die aus der Oberfläche herausragt, hin, während die Magnetisierungsrichtung im
Restaustenit eher in der Probenebene liegt.
Der magnetische Kontrast der Mikro-Domänen ist jedoch nicht homogen über die
abgerasterte Fläche verteilt (siehe Abbildung 4.4 (b) – (d)). Diese Inhomogenität ist auf
den sogenannten Moiré-Effekt, der bei Rasterkraftmikroskopmessungen auftreten kann,
zurückzuführen [67, 68]. Die Entstehung dieses Effektes ist in Abbildung 4.5
schematisch veranschaulicht.
Abbildung 4.5: schematische Darstellung der Entstehung des Moiré-Effektes (a) Probenstrukturen,
(b) Rasterlinienmuster und (c) Überlagerung von Probenstrukturen und Rasterlinienmuster [67]
In Abbildung 4.5 (a) sind die Strukturen der Probenoberfläche (hier die Mikro-
Domänen) skizziert, welche bei der Rasterkraftmikroskopie mit dem in Abbildung 4.5
(b) dargestellten Rasterlinienmusters erfasst werden sollen. Besteht ein Versatz
zwischen den Probenstrukturen und dem Rasterlinienmuster, so werden die Proben-
strukturen wie Abbildung 4.5 (c) zeigt nicht richtig dargestellt.
Aufgrund des Moiré-Effektes wurde die Auflösung der MFM-Messungen sukzessiv
erhöht bis die eigentlichen magnetischen Domänenstrukturen erfasst wurden. Abbildung
4.6 (a) zeigt diese Domänenstrukturen in einem vollständig umgewandelten Martensit-
bereich, in dem die Zwillingsvariante V1 dominiert.
Die Domänenstrukturen weisen die gleiche Größenordnung auf wie die
Zwillingslamellen in der vorher erwähnten TEM-Studie [25]. Die Tatsache, dass ein
Zwilling (hier V1) breiter ist als die dazugehörige Zwillingsvariante (V2), ist auch in der
Domänenstruktur erkennbar. Die Korrelation zwischen den magnetischen Domänen und
4.1 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Co-Ni-Ga
60
der Zwillingsstruktur ist in Abbildung 4.6 (b) schematisch veranschaulicht. Es besteht
ein direktes 1 : 1 – Verhältnis zwischen den Zwillings- und Domänenstrukturen. Aus
Abbildung 4.6 (a) ist weiterhin zu entnehmen, dass jeder Zwilling in magnetische
Domänen mit alternierenden Magnetisierungsrichtungen unterteilt ist. Jedoch konnten
die Details der feinen inneren Strukturen aufgrund der sehr kleinen Größe mit MFM
nicht weiter aufgelöst werden. Es ist aber zu erkennen, dass die Magnetisierung der V1-
Domänenstrukturen mehr aus bzw. in die Probenoberfläche gerichtet ist und die V1-
Domänenstrukturen daher heller bzw. dunkler erscheinen als die V2-Domänen-
strukturen. Die Magnetisierungsrichtung ändert sich somit von einer Zwillingsvariante
zur anderen an den Zwillingsgrenzen.
Abbildung 4.6: (a) tatsächliche magnetische Domänenstrukturen aufgenommen in einer
hochauflösendem MFM-Messung innerhalb der Martensitmatrix, (b) dazugehörige schematische
Darstellung des 1 : 1 – Verhältnisses zwischen den Zwillingsvarianten V1 und V2 und den
magnetischen Domänenstrukturen [64]
In Lorentz- und optischen Mikroskopstudien wurden bereits 1 : 1 – Verhältnisse
zwischen Zwillingen und magnetischen Domänenstrukturen in Co-Ni-Ga-Legierungen
[33, 34] beobachtet. Jedoch sind die in dieser Arbeit untersuchten magnetischen
Domänenstrukturen des spannungsinduzierten Martensits wesentlich komplizierter als
die in [34] berichteten Strukturen des thermo-elastischen Martensits.
Eine weitere interessante Eigenschaft der Co-Ni-Ga-Einkristalle im Ausgangszustand
ist das Vorkommen von magnetischen Mikro-Domänen im Restaustenit innerhalb des
pseudoelastischen Plateaubereiches (siehe Abbildung 4.4 (b) und (d)). Um
herauszufinden, ob diese magnetischen Domänenstrukturen spannungsinduziert sind,
4.1 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Co-Ni-Ga
61
wurde eine weitere in-situ MFM-Messung im Bereich der elastischen Deformation des
Austenits durchgeführt. Die MFM-Bilder belegen, dass die Einzeldomänenstruktur, die
für die spannungsfreie Austenitphase charakteristisch ist (siehe Abbildung 4.4 (a)), auch
im elastischen Bereich vorliegt. Ein Beispiel ist in Abbildung 4.7 angeführt. Daher wird
die Existenz der Mikro-Domänen im Restaustenit innerhalb des pseudoelastischen
Bereiches auf die Bildung einer Vorstufenphase vor der Umwandlung in SIM
zurückgeführt.
Abbildung 4.7: MFM-Aufnahme einer [001]-orientierten Co-Ni-Ga-Druckprobe im elastischen
Bereich des Austenits im Ausgangszustand
Das Vorkommen einer Vorstufenphase in diesem Legierungssystem belegen Lorentz-
Mikroskopiestudien von magnetischen Domänen in Co2NiGa-Proben [32, 33]. De Graef
et al. haben weiterhin beobachtet, dass der strukturelle Tweed-Kontrast der
Vorstufenphase die gleiche Größenordnung wie die magnetische Modulation besitzt.
Dies wird als Resultat einer magnetisch-elastischen Kopplung zwischen den
magnetischen Domänenstrukturen und der Mikrostruktur vor dem Beginn der
martensitischen Umwandlung gesehen. Daher wird unter Verwendung der vorher
genannten Annahme davon ausgegangen, dass es auch während der
spannungsinduzierten martensitischen Umwandlung eine sehr starke magneto-elastische
Kopplung zwischen der Magnet- und Mikrostruktur in diesem Legierungssystem gibt.
Diese führt zur Bildung einer Vorstufenphase und dadurch zu einer magnetischen
Rekonfiguration der Einzeldomänenstruktur des Austenits in die Mikro-
Domänenstruktur. Mit EBSD ist die Bildung der Vorstufenphase jedoch nicht
nachweisbar, da die strukturellen Unterschiede zwischen der Austenit- und der
4.1 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Co-Ni-Ga
62
Vorstufenphase sehr klein sind und sich daher die EBSPs nicht feststellbar
unterscheiden.
4.1 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Co-Ni-Ga
63
4.1.2 Thermo-mechanisch trainiert
Abbildung 4.8 zeigt die bei Raumtemperatur aufgenommene Spannungs-Dehnungs-
Kurve einer [001]-orientierten und trainierten Co-Ni-Ga-Druckprobe (schwarze Kurve)
im Vergleich zur Kurve im Ausgangszustand (graue Kurve). Die trainierten Einkristalle
zeigen wiederum ein fast perfektes pseudoelastisches Verhalten mit einer maximalen
Dehnung von ca. 4,2 %.
Abbildung 4.8: Pseudoelastisches Verhalten einer [001]-orientierten Co-Ni-Ga-Druckprobe bei
Raumtemperatur nach dem thermo-mechanischen Trainieren (schwarze Kurve) im Vergleich zum
Verhalten im Ausgangszustand (graue Kurve) (modifiziert nach [64])
Es ist jedoch aus Abbildung 4.8 ersichtlich, dass das thermo-mechanische Trainieren zu
einer Absenkung der kritischen Spannung für den Beginn der spannungsinduzierten
martensitischen Umwandlung ( MA
krit
σ→) von 70 MPa auf 47 MPa führt und diese nicht
mehr wie im Ausgangszustand mit der Plateauspannung ( plateau
σ) zusammenfällt. Der
Übergang von der elastischen Deformation des Austenits zur spannungsinduzierten
Umwandlung des Martensits ist nicht mehr so abrupt wie im Ausgangszustand, sondern
die spannungsinduzierte martensitische Umwandlung erfolgt mehr in einer graduellen
Weise, gekennzeichnet durch einen kontinuierlichen Anstieg der Spannung bis zum
Erreichen der Plateauspannung. Dies reflektiert eine unterschiedliche mikrostrukturelle
Entwicklung in der Martensitphase. Jedoch weisen die kaum veränderten Werte der
kritischen Spannung zur Rücktransformation ( AM
krit
σ→) und der Spannungshysterese ( σ
Δ
)
im Vergleich zum Ausgangszustand darauf hin, dass der Einfluss der
4.1 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Co-Ni-Ga
64
Verformungsvorgeschichte auf den Beginn der Rücktransformation und die
Umwandlungsenergie (Spannungshysterese) in diesem Legierungssystem bei Raum-
temperatur sehr gering ist. Die Punkte A und B auf der schwarzen Kurve in Abbildung
4.8 indizieren wiederum die ausgewählten Dehnungen für die in-situ Untersuchungen.
Diese wurden zum direkten Vergleich der beiden Probenzustände bei den gleichen
Dehnungen (1% und 3%) durchgeführt.
Die Unterschiede in der mikrostrukturellen Entwicklung zu Beginn der
spannungsinduzierten martensitischen Umwandlung verursacht durch das thermo-
mechanische Trainieren sind in Abbildung 4.9 für die Dehnung von 1 % dargestellt.
Abbildung 4.9: Veränderung der Mikrostruktur einer [001]-orientierten Co-Ni-Ga-Druckprobe
nach dem thermo-mechanischen Trainieren bei 1 % Dehnung: (a) – (c) martensitische
Mikrostruktur mit angepassten Varianten und (d) Darstellung der Orientierungen der
verschiedenen Martensitvarianten V1 bis V4 parallel zur Belastungsrichtung [64]
Die Lichtmikroskopaufnahmen in Abbildung 4.9 (a) – (c) zeigen, dass das thermo-
mechanische Trainieren zur Bildung von vielen verschiedenen Martensitstrukturen im
Co-Ni-Ga-Kristall führt. Diese Mikrostruktur ist vergleichbar mit der selbst-
4.1 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Co-Ni-Ga
65
akkommodierten Morphologie des thermo-elastischen Martensits. In einigen Bereichen
kommen wiederum die verzwillingten Varianten V1 und V2, die sich schon im
Ausgangszustand bevorzugt gebildet hatten, vor (Abbildung 4.9 (a) – (c)). Jedoch
existieren zusätzlich zu diesen Varianten zwei weitere Varianten, welche in Abbildung
4.9 (a) – (c) mit V3 und V4 bezeichnet werden. Diese bilden sich mit einer Orientierung
von [102]M bzw. [101]M parallel zur Belastungsrichtung (Abbildung 4.9 (d)). Während
der EBSD-Messungen wurden in Bereichen mit den Varianten V3 und V4 ebenfalls
überlagerte EBSPs aufgenommen, welche, wie im vorherigen Kapitel beschrieben, auf
Zwillingsvarianten mit geringen Volumenanteilen hinweisen. Diese werden in den
Lichtmikroskopaufnahmen als Vx bzw. Vy gekennzeichnet. Die Volumenanteile der zu
den dominierenden Varianten V3 und V4 gehörenden Zwillingsvarianten waren jedoch
so gering, dass die Kikuchi-Bänder zu schwach waren, um sie auswerten zu können.
Auch im weitern Verlauf der in-situ Co-Ni-Ga-Versuchsreihe konnte die Orientierung
dieser Zwillingsvarianten nicht bestimmt werden, so dass deren Orientierungen nicht in
Abbildung 4.9 (d) angegeben sind.
Der Grund für die Bildung dieser angepassten Mikrostruktur ist sehr wahrscheinlich die
beim thermo-mechanischen Trainieren mehrfach durchgeführte thermo-elastische
martensitische Phasenumwandlung und die damit verbundene Generation von
Kristalldefekten wie Versetzungen. Da das aktive Gleitsystem in der B2-Kristallstruktur
{110} [001] ist, ist der Schmid-Faktor in den [001]-orientierten Co-Ni-Ga-Einkristallen
gleich Null und die Bewegung von Versetzungen ist folglich unterbunden [25]. Das
wiederholte Pinning und Depinning der propagierenden Phasengrenzen an diesen
unbeweglichen Versetzungen während des thermo-mechanischen Trainierens führte
zum Aufbau von Spannungsfeldern. Diese Spannungsfelder begünstigen nun nach dem
Trainieren die Bildung einer angepassten Mikrostruktur bei einer niedrigeren kritischen
Spannung MA
krit
σ→ (Abbildung 4.8). Die Wechselwirkung zwischen den verschiedenen
Martensitvarianten erschwert zunächst die spannungsinduzierte martensitische Um-
wandlung und bewirkt makroskopisch den Anstieg in der Spannung bis zum Erreichen
der Plateauspannung.
Die sich nach Überschreiten der Plateauspannung einstellende Mikrostruktur bis zu
einer Deformation der Co-Ni-Ga-Druckprobe von 3 % Dehnung ist in Abbildung 4.10
(a) – (d) dargestellt. Die in Abbildung 4.10 (a) – (c) abgebildeten Lichtmikroskop-
4.1 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Co-Ni-Ga
66
aufnahmen wurden an den gleichen Stellen wie die in Abbildung 4.9 (a) – (c) gezeigten
aufgenommen. Die Poren auf der Probenoberfläche können als Referenzpunkte
verwendet werden.
Abbildung 4.10: (a) – (c) Mikrostruktur nach Erhöhung der Dehnung auf 3 % im trainierten
Zustand für die gleichen Stellen wie in Abbildung 4.8 (a) – (c), (d) EBSD-Phasenbild, welches im
unteren linken Bereich der Entzwillingung in Abbildung 4.9 (c) aufgenommen worden ist und die
Orientierungsbeziehung zwischen den Zwillingsvarianten V1 und V2 angibt [64].
Die Lichtmikroskopaufnahmen zeigen eindeutig, dass die Zwillingsvarianten V1 und V2
zu Lasten der anderen Varianten V3, V4, Vx und Vy, die bei der Dehnung von 1 % in der
Matrix gegenwärtig waren, gewachsen sind. Die anfänglich angepasste Mikrostruktur
wird somit über MR (siehe Kapitel 2.2.13) in eine einzige intern verzwillingte
Martensitvariante transformiert, deren Wachstum zu hohen reversiblen Dehnungen
führt. Es werden wieder wie im Ausgangszustand die Varianten V1 und V2 mit [110]M
Orientierung bevorzugt, jedoch hat im trainierten Zustand die Variante V2 den größeren
Volumenanteil.
Abbildung 4.10 (d) zeigt ein EBSD-Phasenbild, welches im unteren linken Bereich in
Abbildung 4.10 (c) aufgenommen worden ist. In diesem Bereich liegen die
4.1 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Co-Ni-Ga
67
verzwillingten Varianten V1 und V2 stark verbreitert vor, so dass es keine Überlagerung
der EBSPs während der EBSD-Messungen gab. Die Zwillingslamellen, wie in
Abbildung 4.10 (d) dargestellt, konnten somit aufgelöst und die Orientierungsbeziehung
zwischen den beiden Varianten ermittelt werden. Der Winkel der Misorientierung
beträgt ungefähr 82° um die [110]M-Achse. Die gleiche Beziehung wurde auch für
Zwillinge in einer Ni-Mn-Ga-Legierung festgestellt [69], und die Zwillingsbeziehung
zwischen den beiden Varianten V1 und V2 ist folglich bestätigt.
Der Mechanismus, der zur Vergröberung der Zwillingsvarianten führt, ist ME (siehe
Kapitel 2.2.13). Im Falle des trainierten Co-Ni-Ga-Einkristalls wachsen beide
Zwillingsvarianten V1 und V2, jedoch dominiert weiterhin die Zwillingsvariante V2 und
wird wahrscheinlich die Zwillingsvariante V1 im weitern Verlauf der Entzwillingung
eliminieren. Da MR bei der Dehnung von 3 % fast abgeschlossen ist, resultiert die
restliche Dehnung aus ME. ME tritt jedoch nur in einem sehr begrenzten Bereich der
Probe (siehe Abbildung 4.10 (c)) auf. Der Hauptteil der Probe besteht weiterhin aus den
fein verzwillingten Varianten V1 und V2.
Die veränderte mikrostrukturelle Entwicklung nach dem thermo-mechanischen
Trainieren hat nicht nur Einfluss auf das makroskopische Verformungsverhalten,
sondern auch auf die Ausbildung der Magnetstruktur. Abbildung 4.11 (a) und (b) zeigen
die zu der angepassten Mikrostruktur gehörenden MFM-Aufnahmen bei der Dehnung
von 1%.
Die magnetischen Domänenstrukturen, welche eine Größenordung von einigen
Mikrometern im trainierten Zustand aufweisen, sind signifikant größer als die Mikro-
Domänen im Ausgangszustand (vgl. mit Abbildung 4.4 und 4.6). An den Phasengrenzen
zwischen Austenit- und Martensitphase mit einem größeren Volumenanteil an Variante
V3 sind magnetische Zusatzdomänen ausgebildet (Abbildung 4.11 (a)). Diese
zusätzlichen magnetischen Domänenstrukturen bilden ein sogenanntes Tannenbaum-
muster, in welchem der magnetische Fluss in 90° Domänenstrukturen, wie in Abbildung
4.11 (a) durch Pfeile skizziert, unterteilt ist. Die Tannenbaummuster entstehen, wenn
die Oberfläche gering in Bezug auf die nächste leichte Magnetisierungsachse
misorientiert ist (weniger als 5°) [70]. Durch Bildung der zusätzlichen magnetischen
Domänenstrukturen kann der magnetische Fluss, welcher ansonsten aufgrund der
Misorientierung aus der Oberfläche herauszeigen würde, gebündelt werden. Die
Streufeldenergie wird somit reduziert. Ge et al. berichten von ähnlichen Beobachtungen
4.1 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Co-Ni-Ga
68
für eine Ni-Mn-Ga-Legierung, welche auf das durch die martensitische Umwandlung
entstehende Oberflächenrelief zurückgeführt werden [71].
Abbildung 4.11: MFM-Bilder des Co-Ni-Ga-Einkristalls im trainierten Zustand:
(a) Zweiphasengebiet aus Austenit (A) und Martensit mit höherem Volumenanteil an Variante V3
bei 1 % Dehnung (unterer mittlerer Bereich in Abbildung 4.8 (c)), (b) Zweiphasengebiet aus
Austenit (A) und verschiedenen Martensitnadeln mit den Variante V1, V2, V3 und Vx bei 1 %
Dehnung (oberer linker Bereich in Abbildung 4.8 (b)), (c) fast vollständig umgewandelter Bereich
aus Martensit mit höherem Volumenanteil an V2 bei 3 % Dehnung (linker Bereich in Abbildung 4.9
(a)) und (d) Bereich der Entzwillingung mit Varianten V1 und V2 bei 3 % Dehnung (unterer linker
Bereich in Abbildung 4.9 (c)). Die Pfeile auf den MFM-Bildern indizieren die Richtung der
Magnetisierung innerhalb der magnetischen Domänen [64].
Dieses Tannenbaummuster ist jedoch nur im unteren mittleren Bereich der
Mikrostruktur in Abbildung 4.10 (c) vorhanden. In allen anderen Bereichen sind 180°
Domänenstrukturen ausgebildet. Abbildung 4.11 (b) zeigt diese beispielhaft für einen
Bereich, in welchem Austenit und Martensit mit einem höheren Volumenanteil an V2
4.1 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Co-Ni-Ga
69
koexistieren. Die 180° Domänenwände erscheinen als feine weiße oder schwarze Linien
und fallen mit den Phasengrenzen zusammen. Es sind keine inneren magnetischen
Strukturen innerhalb des verzwillingten Martensits erkennbar. Daher besteht das im
Ausgangszustand beobachtete 1 : 1 – Verhältnis zwischen den Zwillingslamellen und
der magnetischen Domänenstruktur nach dem thermo-mechanischen Trainieren nicht
mehr. Ein Grund hierfür kann eine unterschiedliche Morphologie des SIM im trainierten
Zustand im Vergleich zum SIM im Ausgangszustand sein. Die Zwillingsvariante V2
dominiert nach dem Trainieren anstelle von V1 wie im Ausgangszustand, und das
thermo-mechanische Trainieren kann weiterhin die Größe dieser Zwillingslamellen im
Vergleich zum Ausgangszustand verändert haben, da das 1 : 1 – Verhältnis von der
Größe der Zwillingslamellen abhängt [57]. Die Zwillingslamellen müssen eine
bestimmte kritische Dicke überschreiten, um Mikro-Domänen auszubilden. Dieses
Kriterium wird auch durch Elektronholographiestudien an einer Fe-Pd-Legierung
verifiziert [13]. Da das 1 : 1 – Verhältnis im SIM des trainierten Zustandes nicht
beobachtet wird, wird davon ausgegangen, dass die Breite der Zwillingslamellen kleiner
ist als die kritische Größe.
Eine weitere Erhöhung der Dehnung bis auf 3 % führt zum Wachstum der
Zwillingsvarianten V1 und V2 durch MR, so dass ein fast vollständig strukturell
homogener Zustand im Kristall entsteht (siehe Abbildung 4.10). Dieser mikro-
strukturelle Prozess hat zur Folge, dass sich eine magnetische Einzeldomänenstruktur
ähnlich der der spannungsfreien Austenitphase entwickelt (Abbildung 4.11 (c)). Dies
wird über die Wanderung und Eliminierung der 90°- und 180°- Domänenwände, welche
bei 1 % Dehnung vorhanden sind (siehe Abbildung 4.11 (a) und (b)), erreicht.
Im Gegensatz hierzu, bilden sich aufgrund der Vergröberung streifenförmige 180°
Domänenstrukturen im Bereich der Entzwillingung der Zwillingsvarianten V1 und V2
(Abbildung 4.11 (d)). Die Domänengrenzen fallen wieder wie im Ausgangszustand mit
den Zwillingsgrenzen zwischen den Varianten V1 und V2 zusammen. Diese
magnetischen Domänenstrukturen sind aber ca. 10-fach größer als die Mikro-Domänen
des SIM im Ausgangszustand. Die Magnetisierungsrichtung innerhalb der
Zwillingsvariante V2 im rechten Bereich der MFM-Aufnahme liegt nahezu parallel zur
Probenoberfläche, während im mittleren Bereich die Streifen nicht so gradlinig
ausgebildet sind. Letzteres ist auf einen sehr kleinen lokalen Unterschied in der
Orientierung innerhalb der Zwillingsvariante V2 zurückzuführen. Die Magnetisierungs-
4.1 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Co-Ni-Ga
70
richtung ändert sich an den Zwillingsgrenzen um ca. 90° und die Magnetisierung zeigt
innerhalb der Zwillingsvariante V1 aus bzw. in die Probenoberfläche. Diese Art von
Magnetstruktur ist charakteristisch für Mikrostrukturen bestehend aus alternierenden
Zwillingen mit hoher magnetischer Anisotropie [57].
4.1 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Co-Ni-Ga
71
4.1.3 Homogenisiert
Abbildung 4.12 (a) zeigt die bei Raumtemperatur aufgenommenen Spannungs-
Dehnungs-Kurven einer [001]-orientierten und homogenisierten Co-Ni-Ga-Druckprobe
(schwarze Kurve) im Vergleich zur Kurve im Ausgangszustand (graue Kurve).
Abbildung 4.12: Pseudoelastisches Verhalten einer [001]-orientierten Co-Ni-Ga-Druckprobe bei
Raumtemperatur nach dem Homogenisieren (a) im Vergleich zum Verhalten im Ausgangszustand
(graue Kurve) und (b) für Zyklus 1 (graue Kurve) und Zyklus 2
Die Unterschiede im pseudoelastischen Verhalten im Vergleich zum Ausgangzustand
(Abbildung 4.12 (b)) sind noch ausgeprägter als nach dem thermo-mechanischen
Trainieren (vgl. mit Abbildung 4.8). Nicht nur die kritische Spannung zur Bildung von
spannungsinduziertem Martensit ( MA
krit
σ→) und die Spannungshysterese ( σΔ) sind um ca.
20 MPa bzw. 15 MPa deutlich geringer, sondern auch die Steigung der Geraden im
Bereich der elastischen Deformation des Austenits ist flacher. Der Grund hierfür liegt in
einer Veränderung der Phasenzusammensetzung nach dem Homogenisieren bei der
4.1 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Co-Ni-Ga
72
Temperatur von 1150 °C. Die Ausscheidung der Kobalt-reicheren zweiten Phase
beginnt erst ab Glühtemperaturen unterhalb von 1120 °C [62], so dass nach einem
Homogenisieren bei höheren Temperaturen und anschließender Wasserabschreckung
nur eine Phase (Austenit mit B2-Kristallstruktur) vorliegt. Die Festigkeitsabnahme nach
dem Homogenisieren ist daher auf das Auflösen der Kobalt-reicheren Ausscheidungen,
die im Ausgangszustand die Matrix verfestigt und deren Spannungsfelder die
Austenitphase stabilisiert haben, zurückzuführen.
Weiterhin ist in Abbildung 4.12 (a) für die Kurve der homogenisierten Co-Ni-Ga-
Druckprobe zu erkennen, dass die Spannung innerhalb des Plateaubereiches stetig bis
zur elastischen Deformation des Martensits ansteigt und nicht wie im Ausgangszustand
nahezu konstant bleibt. Die Wechselwirkungen zwischen den propagierenden
Phasengrenzen sind daher im homogenisierten Zustand größer als im Ausgangszustand.
Allerdings unterscheidet sich das pseudoelastische Verhalten im homogenisierten
Zustand sehr stark von Zyklus zu Zyklus. Abbildung 4.12 (b) zeigt die bei Raum-
temperatur aufgenommenen Spannungs-Dehnungs-Kurven einer [001]-orientierten und
homogenisierten Co-Ni-Ga-Druckprobe für Zyklus 1 (graue Kurve) und Zyklus 2
(schwarze Kurve, gleiche Kurve wie in 4.12 (a)). Die kritische Spannung zur Bildung
von spannungsinduziertem Martensit ( MA
krit
σ→) ist in Zyklus 1 um ca. 20 MPa geringer als
in Zyklus 2. Der Plateaubereich in Zyklus 2 liegt jedoch nach einem Spannungsabfall
nach Überschreiten von MA
krit
σ→ auf fast gleichem Spannungsniveau wie der in Zyklus 1,
und die eingeschlossene Spannungshysterese ( σ
Δ
) ist in beiden Fällen auch ungefähr
gleich groß. Ein weiterer wesentlicher Unterschied aber ist das pseudoelastische
Verhalten bei hohen Dehnungen. Während die spannungsinduzierte Umwandlung in
Zyklus 1 bei 4 % Dehnung wegen dem Fehlen eines elastischen Deformationsbereiches
noch nicht abgeschlossen zu sein scheint, beträgt die maximale pseudoelastische
Dehnung in Zyklus 2 ca. 3,5 %, und die Rücktransformation erfolgt nicht mehr
vollständig (geringe Restdehnung). Die Abweichungen im pseudoelastischen Verhalten
reflektieren eine unterschiedliche mikrostrukturelle Entwicklung in Zyklus 1 und
Zyklus 2. Um diese Unterschiede aufzuzeigen, wurden die in-situ Untersuchungen bei
Dehnung A (1 %) nach Zyklus 1 und bei Dehnung B (3 %) nach Zyklus 2 durchgeführt.
Abbildung 4.13 zeigt die Mikrostrukturen und die Orientierungen der sich gebildeten
Martensitvarianten nach Zyklus 1 bei 1 % Dehnung.
4.1 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Co-Ni-Ga
73
Abbildung 4.13: (a) und (b) Mikrostruktur bei 1 % Dehnung nach Zyklus 1 im homogenisierten
Zustand der [001]-orientierten Co-Ni-Ga-Druckproben, (c ) und (d) Orientierungen der
Martensitvarianten V1, V1* V2 und V2* in inversen Polfiguren senkrecht und parallel zur
Belastungsrichtung
Die angepassten Varianten zu Beginn der spannungsinduzierten Umwandlung im
trainierten Zustand sind nicht mehr vorhanden, sondern es bilden sich Martensitlamellen
ähnlich wie im Ausgangszustand. Allerdings sind diese nicht wie im Ausgangszustand
bei 1 % Dehnung (Abbildung 4.3 (a)) gleichmäßig und mit gleicher Ausrichtung über
die Probe verteilt, sondern sie weisen unterschiedliche Breiten und Verzweigungen auf.
Diese heterogenere Bildung der Martensitlamellen im Vergleich zum Ausgangszustand
führt zum leichten Spannungsanstieg im Plateaubereich (Abbildung 4.12).
Es haben sich wie im Ausgangszustand ausschließlich Martensitvarianten mit [110]M
Orientierung gebildet, doch dominiert anstelle der Variante V1 die Variante V2 im
homogenisierten Zustand bei 1 % Dehnung (nach Zyklus 1) (Abbildung 4.13).
Zusätzlich zu diesen beiden miteinander verzwillingten Varianten hat sich ein weiteres
Zwillingspaar mit geringer Misorientierung zu dem ersten in den verzweigten
Martensitlamellen gebildet. Wegen der geringen Misorientierung zu den Varianten V1
und V2 werden diese als V1* und V2* bezeichnet. Die Variante V2* besitzt wie Variante
4.1 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Co-Ni-Ga
74
V2 den größeren Volumenanteil, jedoch unterscheiden sich die Zwillingslamellen-
breiten. Während in Bereichen mit den Varianten V2* und V1* die Zwillingsvariante
V1* mit EBSD wie in Kapitel 4.1.1 beschrieben nicht automatisch erfasst werden kann,
haben sich die Größen der Zwillingslamellen in Bereichen mit V2 und V1 im Vergleich
zum Ausgangszustand und zum trainierten Zustand infolge einer Vergröberung so
geändert, dass die Lamellenstruktur mittels EBSD fast auflösbar ist (Abbildung 4.14).
Die Lamellenstruktur hat sich parallel zur Belastungsrichtung ausgebildet (leichter Drift
der Probe während der EBSD-Messung).
Abbildung 4.14: EBSD-Phasenbild in Martensitstruktur bestehend aus den Zwillingsvarianten V1
und V2 (links) und die dazugehörenden EBSPs (rechts)
Die Zwillingslamellen der dominierenden Variante V2 sind so gewachsen, dass in
diesen Bereichen jetzt hauptsächlich Einzel-EBSPs generiert werden (Abbildung 4.14
rechts oben). Überlagerte EBSPs werden nur noch in Bereichen der Zwillingslamelle V1
gebildet (Abbildung 4.14 rechts unten ), d.h., dass der Volumenanteil der Zwillings-
lamelle V1 auch gestiegen ist, aber wegen der EBSP-Überlagerung noch wesentlich
geringer ist als der von Variante V2 und die angezeigte Breite im EBSD-Phasenbild
(Abbildung 4.14) zu groß ist. Daher wird die Variante V2 noch in Klammern zu
Variante V1 dazu angegeben.
Die Volumenanteile der Zwillingsvarianten nach Zyklus 1 bei 1 % Dehnung änderten
sich dagegen sehr drastisch im weiteren Verlauf der in-situ Untersuchungen. Abbildung
4.15 zeigt die Martensitvarianten, die sich nach Zyklus 2 bei 3% Dehnung in der
Austenitmatrix gebildet haben. Es kommen die gleichen Martensitvarianten V1, V1*, V2
und V2* wie nach Zyklus 1 vor, aber diesmal dominieren die Zwillingsvarianten V1
bzw. V1*. Die Lamellen der Zwillingsvarianten V1 und V2 sind nun mit EBSD
4.1 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Co-Ni-Ga
75
vollständig auflösbar, da in diesen Bereichen nur noch Einzel-EBSPs gebildet werden
(Abbildung 4.15 (c)). In Martensitstrukturen mit den Zwillingsvarianten V1* und V2*,
welche nach Zyklus 2 in der Probe überwiegen, sind die Lamellen nicht auflösbar.
Jedoch hat in einem großen Bereich der Probe parallel zur Belastungsrichtung ME
eingesetzt (Abbildung 4.15 (a) unterer Teil links und Abbildung 4.15 (b)), so dass
aufgrund des steigenden Volumenanteils von V2* diese Variante auch mit EBSD
automatisch erfasst wird (Abbildung 4.15 (d)). Der Bereich von ME ist sehr viel größer
als nach dem thermo-mechanischem Trainieren (vergleiche mit Abbildung 4.10 (c)).
Allerdings werden in diesem Bereich nur überlagerte EBSPs gebildet. Dement-
sprechend ändern sich nur lokal die Volumenanteile der beiden Zwillingsvarianten, und
die Lamellenstruktur, welche im EBSD-Phasenbild in Abbildung 4.15 (d) dargestellt ist,
gibt nicht die eigentliche Struktur wieder, sondern diese müsste viel feiner sein.
Abbildung 4.15: (a) und (b) Mikrostruktur bei 3 % Dehnung nach Zyklus 2 im homogenisierten
Zustand der [001]-orientierten Co-Ni-Ga-Druckproben, (c ) und (d) EBSD-Phasenbilder in den
Martensitstrukturen bestehend aus den Zwillingsvarianten V1 und V2 bzw. V1* und V2*und die
jeweils dazugehörenden EBSPs
4.1 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Co-Ni-Ga
76
Das unterschiedliche pseudoelastische Verhalten in Zyklus 1 und 2 (Abbildung 4.12 (a))
ist folglich auf die unterschiedliche mikrostrukturelle Entwicklung der Volumenanteile
der jeweils dominierenden Zwillingsvarianten zurückzuführen. Ursache hierfür kann die
nach dem Homogenisieren erhöhte Leerstellendichte sein. Die Leerstellendichte steigt
exponentiell mit Erhöhung der Temperatur an, so dass bei der Glühtemperatur von 1150
°C eine wesentlich höhere Leerstellendichte als im Ausgangs- oder trainierten Zustand
vorliegt. Diese erhöhte Leerstellendichte wird beim Abschreckvorgang eingefroren.
Durch den Leerstellenüberschuss bei Raumtemperatur befindet sich die Probe nicht im
thermodynamischen Gleichgewicht und Diffusionsprozesse werden wesentlich
erleichtert. Die für Diffusion notwendige Aktivierungsenergie wird über die
Verformung der Probe zugeführt. Ein weiterer Grund für die unterschiedliche
mikrostrukturelle Entwicklung können lokale Konzentrationsunterschiede, die durch
das Auflösen der Kobalt-reicheren Ausscheidungen entstanden sein können, sein.
Aufgrund der Diffusionsprozesse ändert sich die Matrix, so dass die mikrostrukturelle
Entwicklung während der spannungsinduzierten martensitischen Umwandlung von
Zyklus zu Zyklus unterschiedlich verläuft. Um dies zu belegen, müsste ein
Ausgleichsglühen bei niedrigeren Temperaturen durchgeführt werden, welches die
Probe wieder in einen thermodynamisch stabilen Zustand überführt. Jedoch würden sich
bei dieser Ausgleichsglühung wieder Kobalt-reichere Ausscheidungen bilden, die
wiederum das pseudoelastische Verhalten und die mikrostrukturelle Entwicklung
beeinflussen würden. Daher wären die in-situ Ergebnisse nach dem Homogenisieren
und nach dem Ausgleichsglühen nicht miteinander vergleichbar, und die erhöhte
Leerstellendichte als Ursache für die unterschiedliche mikrostrukturelle Entwicklung
kann somit nicht nachgewiesen werden.
Grundsätzlich kann gesagt werden, dass das Homogenisieren zu größeren
Zwillingslamellen und zur Bildung eines weiteren Zwillingspaares, welches aber nur
minimal zu dem ersten misorientiert ist, führt. Weiterhin ist der Bereich von ME größer
und damit die Spannung zur Verschiebung der Zwillingsgrenzen kleiner im Vergleich
zum thermo-mechanisch trainierten Zustand. Die Zwillingslamellen im Bereich von ME
sind aber erheblich kleiner als nach dem Trainieren.
Die vorher genannten mikrostrukturellen Veränderungen beeinflussen nicht nur das
pseudoelastische Verhalten, sondern auch die Magnetstruktur, welche nach Zyklus 1 bei
1 % Dehnung in Abbildung 4.16 (a) und (b) und nach Zyklus 2 bei 3 % Dehnung in
4.1 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Co-Ni-Ga
77
Abbildung 4.16 (c) und (d) dargestellt ist. Die MFM-Bilder bestätigen das Auflösen der
Kobalt-reicheren Ausscheidungen, da die für diese Ausscheidungen typischen
Erhebungen in MFM-Bildern, wie sie für den Ausgangs- und thermo-mechanisch
trainierten Zustand zu sehen sind (Abbildung 4.4 und 4.11), fehlen.
Abbildung 4.16: MFM-Bilder des Co-Ni-Ga-Einkristalls im homogenisierten Zustand:
(a) und (b) Zweiphasengebiet aus Austenit (A) und Martensit mit höherem Volumenanteil an
Variante V2* bzw. V2 bei 1 % Dehnung nach Zyklus 1 (jeweils unterer linker Bereich in Abbildung
4.12 (a) bzw. 4.12 (b)), (c) Zweiphasengebiet aus Austenit (A) und verschiedenen Martensitnadeln
mit den Variante V1, V2, V1* und V2* bei 3 % Dehnung nach Zyklus 2 (mittlerer rechter Bereich in
Abbildung 4.14 (a)), (d) Bereich der Entzwillingung mit Varianten V1* und V2* bei 3 % Dehnung
nach Zyklus 2 (mittlerer Bereich in Abbildung 4.14 (b)). Die Pfeile auf den MFM-Bildern indizieren
die Richtung der Magnetisierung innerhalb der magnetischen Domänen.
Bei der Dehnung von 1 % nach Zyklus 1 haben sich ähnlich wie im thermo-mechanisch
trainierten Zustand (siehe Abbildung 4.11 (b)) 180° Domänenstrukturen ausgebildet und
die Phasengrenzen fallen mit den Domänenwänden zusammen (Abbildung 4.16 (a) und
(b)). Die Mikro-Domänen, welche im Ausgangszustand präsent waren, existieren somit
4.1 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Co-Ni-Ga
78
auch nicht im homogenisierten Zustand. Allerdings sind in Bereichen bestehend aus den
Zwillingsvarianten V1 und V2 feine linienförmige Domänenstrukturen parallel zur
Belastungsrichtung erkennbar. Dies kann darauf zurückgeführt werden, dass in diesen
Bereichen die Zwillingslamellen größer sind (siehe Abbildung 4.14) und daher die
kritische Größe zur Bildung von Mikro-Domänen erfüllt sein kann. Ein 1 : 1 – Ver-
hältnis zwischen den Zwillingslamellen V1 und V2 und den linienförmigen Domänen-
strukturen konnte jedoch nicht nachgewiesen werden, da die Domänenstrukturen nicht
besser mit MFM auflösbar waren.
Die Änderung in der dominierenden Zwillingsvariante von V2 bzw. V2* zu V1 bzw. V1*
resultiert auch in einer Änderung der Magnetstruktur (Abbildung 4.16 (c) und (d)).
In Martensitstrukturen bestehend aus V1 und V2 liegen große, dem Einzeldomänen-
zustand ähnliche magnetische Strukturen vor (Abbildung 4.16 oberer Bereich), obwohl
die Zwillingslamellen noch größer sind als bei Dehnung 1 nach Zyklus 1 (vgl.
Abbildung 4.14 mit Abbildung 4.15 (c)). Die Größe der Zwillingslamellen ist damit
nicht das einzige Kriterium zur Bildung von Mikro-Domänen mit 1 : 1 – Verhältnis zu
den Zwillingslamellen. Ein weiteres Kriterium kann die Wachstumsrichtung der
Zwillingslamellen, angegeben durch den Winkel, welcher zwischen Belastungsrichtung
und den gebildeten Zwillingslamellen eingeschlossen wird, sein. Die Zwillingslamellen
bestehend aus V1 und V2 sind im Ausgangszustand im Winkel von ca. 115° zur
Belastungsrichtung gewachsen (siehe Abbildung 4.6), während diese im
homogenisierten Zustand nahezu parallel zur Belastungsrichtung ausgerichtet sind.
Im Gegensatz hierzu liegen in fein verzwillingten Martensitstrukturen aus V1* und V2*,
in denen V2* wegen des zu geringen Volumenanteils mit EBSD nicht automatisch
erfasst werden kann, nun große streifenförmige 180° Domänenstrukturen mit keiner
Relation zu den Zwillingslamellen vor (Abbildung 4.16 (c) unterer Bereich). Diese
ausgeprägten Domänenstrukturen beeinflussen auch die Magnetstruktur der
Austenitphase. An der Phasengrenze zwischen Martensit und Austenit ändert sich der
Magnetfluss um 90°, so dass in der Austenitphase auch streifenförmige
Domänenstrukturen anstelle einer Einzeldomäne wie im spannungsfreien Zustand
vorliegen. Die magneto-elastische Kopplung zwischen den beiden Phasen ist somit
groß, und es könnte wie im Ausgangszustand eine Vorstufenphase in noch nicht
umgewandelten Bereichen existieren.
4.1 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Co-Ni-Ga
79
Die große streifenförmige 180° Domänenstruktur ändert sich aber im Bereich der
Entzwillingung von V1* und V2* (Abbildung 4.16 (d)). Dort haben sich parallel zur
Belastungsrichtung linienförmige Domänenstrukturen ähnlich wie bei 1 % Dehnung
nach Zyklus 1 in Martensitstrukturen mit V1 und V2 (siehe Abbildung 4.16 (b))
ausgebildet. Diese Strukturen sind aber größer als die nach Zyklus 1 und daher auch
besser mit MFM auflösbar (Abbildung 4.17). In Abbildung 4.17 (a) ist die Topografie
resultierend aus den Zwillingslamellen und in Abbildung 4.17 (c) ein Schnitt entlang
der weißen Linie in (a) dargestellt. Die Lamellenstrukturen sind größtenteils deutlich
kleiner als 0,5 µm und die Aufnahmen bestätigen, dass die mit EBSD ermittelte Breite
(siehe Abbildung 4.15 (b)) nicht richtig erfasst wurde.
Abbildung 4.17: (a) Topografie der Zwillingslamellen V1* und V2* im Bereich der Entzwillingung
bei 3 % Dehnung nach Zyklus 2 (mittlerer Bereich in Abbildung 4.14 (b)) und (b) dazugehörige
magnetische Domänenstruktur, (c) und (d) Schnitte entlang der Linien in 4.16 (a) und (b)
4.1 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Co-Ni-Ga
80
Die dazugehörigen linienförmigen magnetischen Domänenstrukturen zeigt Abbildung
4.15 (b). Diese weisen allerdings nicht die gleiche Breite wie die Zwillingslamellen in
(a) auf, und es besteht somit kein 1 : 1 Verhältnis zwischen Zwillings- und magnetischer
Domänenstruktur. Der Schnitt entlang der gleichen Stelle wie der in Abbildung 4.15 (a)
hebt dies nochmals eindeutig hervor. Es scheint, als ob mehrere benachbarte
Zwillingslamellen eine linienförmige magnetische Domäne bilden. Der Wechsel der
Magnetisierungsrichtung könnte mit dem Wechsel der Volumenanteile zusammen-
hängen, d.h., dass Bereiche, in denen V1* dominiert, eine andere Magnetisierung
aufweisen als Bereiche, in denen V2* dominiert.
4.1 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Co-Ni-Ga
81
4.1.4 Gealtert
Abbildung 4.18 zeigt die bei Raumtemperatur aufgenommene Spannungs-Dehnungs-
Kurve einer [001]-orientierten und unter Spannung gealterten Co-Ni-Ga-Druckprobe
(schwarze Kurve) im Vergleich zur Kurve im Ausgangszustand (hellgraue Kurve) und
homogenisierten Zustand (Zyklus 2) (graue Kurve).
Abbildung 4.18: Pseudoelastisches Verhalten einer [001]-orientierten Co-Ni-Ga-Druckprobe bei
Raumtemperatur nach dem Altern unter Spannung (schwarze Kurve) im Vergleich zum Verhalten
im Ausgangszustand (hellgraue Kurve) und homogenisierten Zustand (nach Zyklus 2, graue
Kurve)
Das pseudoelastische Verhalten nach dem Altern unter Spannung unterscheidet sich
stark von den anderen beiden Zuständen. Die Kurve der unter Spannung gealterten
Druckprobe weist zwei kritische Spannungen vor Erreichen des Plateaubereiches auf.
Zunächst ändert sich die Steigung des elastischen Bereiches bei der kritischen Spannung
MA
krit1
σ→. Diese Spannung hat ungefähr den gleichen Wert wie die kritische Spannung zur
Bildung von SIM im homogenisierten Zustand, jedoch schließt sich an diese Spannung
kein Plateaubereich an, sondern die Spannung steigt weiter an bis die zweite kritische
Spannung MA
krit2
σ→ erreicht wird. Dieser Spannungsverlauf lässt darauf schließen, dass sich
bei der ersten kritischen Spannung bereits Martensitstrukturen gebildet haben, aber dass
zum Wachstum dieser Martensitstrukturen eine weitere Spannungserhöhung bis zur
zweiten kritischen Spannung notwendig ist. Diese Spannung ist um ca. 100 MPa bzw.
um ca. 120 MPa größer als die kritische Spannung zur Bildung von SIM im
Ausgangszustand bzw. homogenisiertem Zustand. Die Ursache für diesen Spannungs-
4.1 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Co-Ni-Ga
82
anstieg kann auf die Bildung von gerichteten Ausscheidungen während des Alterns
unter Spannung zurückgeführt werden. Diese stabilisieren die Austenitmatrix
wesentlich stärker im Vergleich zum Ausgangszustand und erschweren die Bildung und
das Wachstum von SIM. Weiterhin ist die Wechselwirkung zwischen den Phasen-
grenzen von Austenit und Martensit sowie zwischen den Martensitstrukturen unter-
einander noch größer als nach dem Homogenisieren, da die Spannung innerhalb des
Plateaubereiches stärker ansteigt und die eingeschlossene Hysterese breiter ist.
Um die Veränderungen in der Mikro- und Magnetstruktur aufzunehmen, wurden
wiederum in-situ Versuche bei zwei unterschiedlichen Dehnungen durchgeführt. Die
gewählten Dehnungen betragen im Gegensatz zu den anderen untersuchten Zuständen
in diesem Fall 2,5 % und 4 % (siehe Punkte A und B auf der schwarzen Kurve in
Abbildung 4.18). Diese Erhöhung der Dehnungsniveaus wurde vorgenommen, damit
diese wie in den vorher durchgeführten in-situ Versuche im Anfangs- bzw. Endbereich
des Plateaus liegen.
Die Mikrostruktur bei der Dehnung von 2,5 % ist in Abbildung 4.19 dargestellt. Die
Mikrostruktur ist sehr inhomogen und die Druckprobe lässt sich in zwei verschiedene
Bereiche einteilen. Im Bereich 1 (linker Teil in Abbildung 4.19 (a)) ist die Matrix fast
vollständig in Martensit (M) umgewandelt und nur unten links ist noch lamellen-
förmiger Restaustenit (A) vorhanden. Dagegen sind im Bereich 2 (rechter Teil in
Abbildung 4.19 (a)) lamellenförmige Martensitstrukturen mit unterschiedlicher
Ausrichtung und teilweiser Verzweigung in die Austenitmatrix gewachsen. Diese sehr
heterogene Mikrostruktur spiegelt sich in dem sehr starken Spannungsanstieg bis zum
Erreichen des Plateaubereiches wieder.
Es haben sich wieder wie im homogenisiertem Zustand die Zwillingspaare V1 und V2
bzw. V1* und V2* mit [110]-Orientierung zur Belastungsrichtung gebildet (Abbildung
4.19 (b) und (c)).
Die Martensitmatrix des Bereiches 1 besteht aus den Zwillingsvarianten V1 und V2,
wobei die Variante V1 den größeren Volumenanteil besitzt (Abbildung 4.19 (b)). Die
Lamellenstruktur mit paralleler Ausrichtung zur Belastungsrichtung ist mit EBSD nicht
vollständig auflösbar, da ähnlich wie im homogenisierten Zustand nach Zyklus 1 (siehe
Abbildung 4.14) in Bereichen mit Variante V2 nur überlagerte EBSPs generiert werden.
Die unterschiedlichen Martensitstrukturen in der Austenitmatrix in Bereich 2 sind feiner
4.1 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Co-Ni-Ga
83
verzwillingt (Abbildung 4.19 (c)). Die zur jeweils dominierenden Zwillingsvariante
dazugehörige Variante wird mit EBSD nicht erfasst und die Lamellenstruktur ist somit
nicht auflösbar.
Abbildung 4.19: (a) heterogene Mikrostruktur nach dem Altern unter Spannung bestehend aus
einem Bereich 1 mit martensitischer und Bereich 2 mit austenitischer Matrix bei der Dehnung von
2,5 %, (b) Lamellenstruktur der Zwillingsvarianten V1 und V2 im Bereich 1 und (c)
Zwillingsvarianten V1, V2, V1* und V2 * in den unterschiedlichen Martensitstrukturen in Bereich 2
Die Entwicklung der Mikrostruktur nach Erhöhung der Dehnung auf 4 % ist in
Abbildung 4.20 zu sehen. Die Druckprobe ist bei dieser Dehnung bereits vollständig
umgewandelt und die Mikrostruktur weist eine homogenere Struktur als bei der
Dehnung von 2,5 % auf. Ausgehend von Bereich 1 bei 2,5 % Dehnung (Abbildung 4.19
linker Teil) sind die Zwillingsvarianten V1 und V2 über MR gewachsen und haben
dadurch vollständig die unterschiedlich ausgerichteten Martensitstrukturen aus Bereich
4.1 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Co-Ni-Ga
84
2 (Abbildung 4.19 rechter Teil) eliminiert. Die Dehnung nach Überschreiten der
zweiten kritischen Spannung MA
krit2
σ→ (Abbildung 4.18) und der plateauähnliche Bereich
resultiert daher hauptsächlich aus MR.
Parallel zu MR haben sich die Zwillingsvarianten V1 und V2 über ME vergröbert, so
dass die Zwillingslamellen nun vollständig mit EBSD auflösbar sind (vergleiche
Abbildung 4.20 (b) und (d) mit Abbildung 4.19 (b)). Die Zwillingsvariante V1 besitzt
aber immer noch den größeren Volumenanteil als Variante V2. Die Entzwillingung von
V1 und V2 ist im vorherigen Bereich 2 weiter fortgeschritten als im Bereich 1, da dort
die Zwillingslamellen schon um wenige Mikrometer breiter sind.
Abbildung 4.20: (a) resultierende Mikrostruktur nach Erhöhung der Dehnung auf 4 % im
gealterten Zustand im Bereich 2 (gleiche Stelle wie in Abbildung 4.18 (c)), (b)
Rasterelektronenmikroskopaufnahme der Lamellenstruktur der Zwillingsvarianten V1 und V2
(Bereich 1 in Abbildung 4.18 (a)), (c) und (d) EBSD-Phasenbilder der Zwillingslamellen von V1*
und V2* bzw. V1 und V2 aufgenommen im linken bzw. rechten Teil von Abbildung 4.19 (a)
Zusätzlich zu dieser Entzwillingung haben sich große Lamellenstrukturen mit Breiten
von einigen Mikrometern bestehend aus den Zwillingsvarianten V1* und V2* parallel
zur Belastungsrichtung gebildet (Abbildung 4.20 (a) und (c)). In diesem Bereich
scheinen beide Zwillingsvarianten den gleichen Volumenanteil zu haben.
4.1 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Co-Ni-Ga
85
Die Magnetstrukturen, welche sich in den beiden Bereichen bei der Dehnung von 2,5 %
ausgebildet haben, sind in Abbildung 4.21 dargestellt. In der martensitischen Matrix -
bestehend aus den Zwillingsvarianten V1 und V2 - in Bereich 1 sind ähnlich wie im
homogenisierten Zustand (siehe Abbildung 4.16 (b) und (d)) magnetische
Domänenlinien parallel zur Belastungsrichtung erkennbar (Abbildung 4.21 (a)).
Allerdings wird auch hier angenommen, dass, wie im homogenisiertem Zustand
(Abbildung 4.18) kein 1 : 1 – Verhältnis zwischen Zwillingslamellen und Domänen-
linien besteht.
Abbildung 4.21: Magnetstrukturen bei 2,5 % Dehnung im unter Spannung gealtertem Zustand (a)
im Bereich 1 (Abbildung 4.18 (a) linker Teil) und (b) bis (c) im Bereich 3 (Abbildung 4.18 (a)
rechter Teil), (d) Vergrößerter Bereich aus (c)
Im Gegensatz zu Bereich 1 haben sich im Bereich 2 Mikro-Domänenstrukturen gebildet
(Abbildung 4.21 (b) bis (d)). Diese verlaufen wie im Ausgangszustand auch durch
Bereiche mit Restaustenit, und es besteht somit eine magneto-elastische Kopplung
zwischen den Martensitstrukturen und einer der austenitischen Phase sehr ähnlichen
4.1 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Co-Ni-Ga
86
Vorstufenphase. Allerdings weisen diese magnetischen Mikro-Domänen eine andere
Struktur auf als die im Ausgangszustand (vgl. mit Abbildung 4.4 (b) – (d)). Die
linienförmigen Domänenstrukturen, die sich je nach Martensitstruktur mit
verschiedenen Winkeln quer zur Belastungsrichtung ausgebildet haben, besitzen keine
erkennbaren inneren Strukturen. Jedoch ist auch hier ein 1 : 1 – Verhältnis zwischen
Zwillingslamellen und Domänenlinien erkennbar, welches im Folgenden anhand von
Abbildung 4.21 (d) erläutert wird. Bereiche mit einer Magnetisierung, welche in der
Probenoberfläche liegt, weisen einen höheren Volumenanteil auf (hellgraue Linien).
Diese werden daher der dominierenden Zwillingsvariante zugeordnet. An der
Zwillingsgrenze wechselt die Magnetisierungsrichtung um 90°, so dass die
Magnetisierung aus der oder in die Probenoberfläche gerichtet ist. Dies resultiert in den
weißen oder schwarzen Linien im MFM-Bild, die der zweiten Zwillingsvariante
zugeordnet werden. Der Wechsel in der Magnetisierungsrichtung um 90° ist
charakteristisch für Zwillingsstrukturen [57]. Diese MFM-Ergebnisse bestätigen auch,
dass die Ausrichtung der Zwillingslamellen zur Belastungsrichtung eine Rolle bei der
Bildung von Mikro-Domänen spielt, da die Domänenlinien wie im Ausgangszustand
nicht parallel zur Belastungsrichtung verlaufen.
Die Magnetstrukturen, die nach der Erhöhung der Dehnung auf 4 % vorliegen, zeigt
Abbildung 4.22. Im ehemaligen Bereich 1 - bestehend aus den Zwillingslamellen V1
und V2 - ist weiterhin die linienförmige Domänenstruktur parallel zur Belastungs-
richtung vorhanden (vgl. Abbildung 4.21 (a) und Abbildung 4.22 (a)).
Da bei 4 % Dehnung der ehemalige Bereich 2 nun auch aus den parallel zur
Belastungsrichtung ausgerichteten Zwillingslamellen V1 und V2 besteht, liegt hier
ebenfalls die linienförmige Struktur vor, deren Linien aber wegen der größeren Breite
der Zwillingslamellen in diesem Bereich dementsprechend auch breiter sind (Abbildung
4.22 (d)). Zur Klärung des 1 : 1 – Verhältnisses in diesem Bereich wird die Magnet-
struktur mit der dazugehörenden Topografie verglichen. Die Topografie in Abbildung
4.22 (c) gibt die Lamellenstruktur der Varianten V1 und V2 wider, welche ein direktes
Verhältnis zur linienförmigen Domänenstruktur in Abbildung 4.22 (d) hat (vgl. z.B. die
Strukturen in den Rechtecken beider Abbildungen). Folglich liegt ein 1 : 1 – Verhältnis
vor. Die Magnetisierungsrichtung von Zwilling zu Zwilling wechselt jedoch um 180°
und nicht wie für alternierende Zwillingslamellen typisch um 90°.
4.1 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Co-Ni-Ga
87
Abbildung 4.22: Magnetstrukturen bei 4 % Dehnung im unter Spannung gealtertem Zustand:
(a) im ehemaligen Bereich 1 bestehend aus den Zwillingsvarianten V1 und V2 (Abbildung 4.18 (a)
linker Teil), (b) im Bereich der großen Lamellenstrukturen aus V1* und V2* (Abbildung 4.19 (a)
linke Seite), (c) Topografie der Zwillingslamellen aus V1 und V2 (Abbildung 4.19 (a) rechte Seite)
und (d) dazugehörige Magnetstruktur im ehemaligen Bereich 2
Zusätzlich zu den feinen Lamellenstrukturen bestehend aus den Varianten V1 und V2
haben sich bei 4 % Dehnung auch große Zwillingslamellen aus V1* und V2* gebildet.
Die dazugehörige Magnetstruktur ist in Abbildung 4.22 (b) abgebildet. In diesem
Bereich sind nicht wie im Bereich der Entzwillingung im thermo-mechanisch trainierten
Zustand große streifenförmige 180° Domänenstrukturen (Abbildung 4.11 (d)), sondern
große Strukturen mit kleinen unregelmäßig angeordneten Domänenlinien vorhanden.
Ein 1 : 1 – Verhältnis zwischen der Lamellen- und Magnetstruktur kann in diesem
Bereich nicht festgestellt werden.
Bei allen MFM-Bildern des gealterten Zustandes (Abbildung 4.21 und 4.22) sind keine
Erhebungen wie in den MFM-Bildern des Ausgangs- und thermo-mechanisch
trainierten Zustandes (Abbildung 4.4 und 4.11), welche auf das Vorhandensein von
4.1 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Co-Ni-Ga
88
Ausscheidungen in der Matrix schließen lassen, zu sehen. Da aber eine sehr starke
Verfestigung der Austenitmatrix beobachtet worden ist (Abbildung 4.18), müssten
Ausscheidungen in der Matrix vorhanden sein. Daher ist anzunehmen, dass diese
Ausscheidungen entweder sehr klein oder wegen einer anderen Zusammensetzung nicht
mehr ferromagnetisch sind und demzufolge nicht mit MFM erfasst werden können.
Zur Überprüfung, ob sich während des Alterns unter Spannung Ausscheidungen
gebildet haben, sind nach der in-situ Versuchsreihe transmissionselektronen-
mikroskopische Untersuchungen durchgeführt worden. Die Ergebnisse sind in
Abbildung 4.23 dargestellt. Die Aufspaltung der Punkte im Beugungsbild weist auf
geordnete Ausscheidungen, die eine hohe Kohärenz zur Matrix besitzen, hin (in
Abbildung 4.23 (a) nicht zu erkennen).
Abbildung 4.23: (a) Beugungsbild der Matrix, (b) TEM-Dunkel- und (c) TEM-Hellfeldaufnahme
der schmetterlingsförmigen Spannungsfelder der Ausscheidungen in der Matrix
Charakteristisch für kleine kohärente Ausscheidungen ist die Bildung von
Spannungsfeldern in der Matrix [72]. Quadratische Ausscheidungen z.B. zeigen einen
sogenannten Kaffeebohnen-Kontrast mit einem kugelförmigen Spannungsfeld um eine
kontrastlose Linie. Die Form der Spannungsfelder ist abhängig von der Form und Größe
der kohärenten Ausscheidungen. In diesem Fall haben die Spannungsfelder um die
Ausscheidungen die Form eines Schmetterlings, was auf nadelförmige Ausscheidungen
4.1 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Co-Ni-Ga
89
hinweist (Abbildung 4.23 (b) und (c)). Diese sind kleiner als 50 nm in der Länge und
aufgrund dieser Ausmaßen mittels MFM bei den untersuchten Auflösungen nicht
erfassbar.
Die Ausscheidungen bilden sich bevorzugt auf den (100)-Flächen. Es gibt nur sehr
wenige Ausscheidungen, die sich senkrecht dazu formiert haben (in Abbildung 4.23 (c)
durch einen Pfeil gekennzeichnet). Daher kann angenommen werden, dass das Altern
unter Spannung zur Auswahl einer bestimmten Ausscheidungsvariante führte.
Allerdings kann nicht ausgeschlossen werden, dass andere Ausscheidungsvarianten
aufgrund ihrer Orientierung nicht in den TEM-Aufnahmen sichtbar sind. Die
Verfestigung der Austenitmatrix und der erhöhte Spannungsanstieg zum Wachstum von
spannungsinduziertem Martensit sind jedoch eindeutig auf die Bildung der kohärenten
Ausscheidungen zurückzuführen.
Ähnliche Beobachtungen sind für Co-20Ni-30Ga (at.%)-Bänder von Dai et al. gemacht
worden [73]. Nach einer Glühung bei einer Temperatur von 400 °C für 14 Tage ist die
thermoelastische martensitische Umwandlung unterdrückt worden. TEM-Unter-
suchungen zeigten viele nadelförmige Ausscheidungen mit Längen um 100 nm, welche
kohärent und mit höherer Ordnung in [110]-Richtung in die Matrix eingebettet waren.
Diese kohärenten nadelförmigen Ausscheidungen führten zu einem sehr starken
Verfestigungseffekt der Gitterstruktur, so dass die thermoelastische martensitische
Umwandlung unterbunden wurde. Erst nach einer Nachbehandlung bei höheren
Temperaturen ab 600 °C setzte die thermoelastische martensitische Umwandlung
wieder ein, da sich anstelle der kohärenten nadelförmigen Ausscheidungen inkohärente
Kobalt-reichere Ausscheidungen (γ-Ausscheidungen) gebildet haben, die eine Abnahme
der Verfestigung bewirkten.
In einer anderen Veröffentlichung wurde von einer Verschiebung der Umwandlungs-
temperaturen zu tieferen Temperaturen durch eine Alterung bei 300 °C für eine Stunde
für eine Co-22,5Ni-30Ga-Legierung berichtet [18]. Dies wurde auf die Bildung von
kleinen Teilchen mit einem Durchmesser von 10 - 30 nm zurückgeführt. Diese Teilchen
wurden als ω-Phase identifiziert, die in krz Legierungssystemen vorkommen kann. Die
γ-Ausscheidungen traten erst bei Temperaturen ab 600 °C auf.
Daher wird im Falle der unter Spannung gealterten Co-Ni-Ga-Druckproben
angenommen, dass es sich bei den gebildeten Ausscheidungen mit Größenordnungen im
Nanobereich ebenfalls um die ω-Phase handelt. Die spannungsinduzierte martensitische
4.1 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Co-Ni-Ga
90
Umwandlung infolge der kohärenten nadelförmigen Ausscheidungen ist nicht
unterbunden, sondern zu wesentlich höheren Spannungsniveaus verschoben worden.
Dies kann damit erklärt werden, dass diese Ausscheidungen mehr als die Hälfte kleiner
sind als die in [73] beschriebenen und auch nur eine Ausscheidungsvariante bevorzugt
unter der Spannung gebildet worden ist. Weiterhin kann nach [18] und [73] gefolgert
werden, dass im Ausgangs- und thermo-mechanisch trainierten Zustand γ-Aus-
scheidungen in der Matrix vorliegen. Diese sind mit einer wesentlich höheren In-
kohärenz als die ω-Phase in die Matrix eingebettet und verfestigen daher die Austenit-
matrix nicht so sehr wie die kohärenten Ausscheidungen nach dem Altern unter
Spannung.
4.2 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Ni-Fe-Ga
91
4.2 Auswertung der in-situ Versuche für das Legierungssystem Ni-Fe-
Ga
Da die Eigenschaften des Legierungssystems Ni-Fe-Ga für magnetische Formge-
dächtnislegierungen im Vergleich zu Co-Ni-Ga-Legierungen aussichtsreicher sind (z.B.
die Bildung von modulierten Martensitstrukturen mit hoher magnetischer Anisotropie),
konzentrierten sich die in-situ Versuche bei diesem Legierungssystem nur auf den
Ausgangszustand. Allerdings wurden zwei verschiedene Orientierungen untersucht. Die
Ergebnisse werden zunächst in Kapitel 4.2.1 für die [100]-orientierten Proben und
anschließend in Kapitel 4.2.2 für die [123]-orientierten Proben in der gleichen Weise
wie die Ergebnisse für das Legierungssystem Co-Ni-Ga (Kapitel 4.1) ausgewertet. Für
die [100]-orientierten Ni-Fe-Ga-Druckproben waren neben den TEM-Untersuchungen
noch weitere Versuche, die im Anschluss an die Auswertung der magneto-
mikrostrukturellen Kopplung näher beschrieben und diskutiert werden, notwendig.
4.2.1 [100] Orientierung
Abbildung 4.24 zeigt die bei Raumtemperatur aufgenommene Spannungs-Dehnungs-
Kurve einer [100]-orientierten Ni-Fe-Ga-Druckprobe im Ausgangszustand.
Abbildung 4.24: : Pseudoelastisches Verhalten einer [100]-orientierten Ni-Fe-Ga-Druckprobe bei
Raumtemperatur im Ausgangszustand (modifiziert nach [74])
4.2 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Ni-Fe-Ga
92
Die Einkristalle zeigen ein nahezu perfektes pseudoelastisches Verhalten mit einer
maximalen Dehnung von ca. 6 %. Die theoretische Dehnung von 6,3 %, welche für die
spannungsinduzierte martensitische Umwandlung von Austenit zu Martensit mit L10-
Struktur berechnet wurde, wird demnach fast vollständig erreicht [28].
Die kritische Spannung zur Bildung ( MA
krit
σ→) von SIM beträgt ca. 45 MPa und die
Rückumwandlung setzt bei einer kritischen Spannung ( AM
krit
σ→) von ca. 35 MPa ein, so
dass die eingeschlossene Spannungshysterese mit ca. 10 MPa sehr klein ist. Die nahezu
konstante Plateauspannung bis zu einer Dehnung von 4 % weist auf eine geringe
Wechselwirkung zwischen verschiedenen Martensitvarianten hin.
Die in-situ Untersuchungen zur Analyse der Mikro- und Magnetstruktur wurden wie
beim Legierungssystem Co-Ni-Ga bei Dehnungen, die zu Bereichen im
pseudoelastischen Plateau gehören, in denen die spannungsinduzierte Umwandlung
begonnen hat bzw. fast abgeschlossen ist, durchgeführt. In diesem Fall wurden
Dehnungen von 2 % (Punkt A in Abbildung 4.24) und 5 % (Punkt B in Abbildung 4.24)
gewählt.
Die Entwicklung der Mikrostruktur, welche bei der Ermittlung des in Abbildung 4.24
abgebildeten pseudoelastischen Verhaltens aufgenommen worden ist, ist in Abbildung
4.25 (a) für 2 % und (b) für 5 % Dehnung dargestellt.
Bei einer Dehnung von 2 % bilden sich zwei verschiedene Martensitvarianten, welche
als M1 und M2 bezeichnet werden. Diese sind mit einem Winkel von ca. 45° zur
Belastungsrichtung in den Kristall gewachsen, wobei M1 einen wesentlich größeren
Volumenanteil besitzt. In Abbildung 4.25 (c) und (d) sind die mit EBSD ermittelten
Orientierungen der Austenit- bzw. Martensitphase in inversen Polfiguren angegeben.
Wie die spannungsinduzierten Zwillingsvarianten V1 und V2 in den [001]-orientierten
Co-Ni-Ga-Druckproben bildeten sich beide Martensitvarianten M1 und M2 mit einer
Orientierung von [110]M parallel zur Belastungsrichtung. Im Falle der beiden
Martensitvarianten M1 und M2 unterscheiden sich jedoch die Orientierungen auch in
den anderen Betrachtungsrichtungen (parallel zur Oberflächennormalen und parallel zur
Querrichtung) nicht, d. h., dass es sich bei M1 und M2 um dieselbe Martensitvariante
handelt, diese aber mit einer anderen Ausrichtung zur Belastungsrichtung in den Kristall
gewachsen ist. Weiterhin konnte bei den EBSD-Messungen die Generierung von
überlagerten EBSPs in den Martensitstrukturen beobachtet werden. Die Martensit-
strukturen liegen daher, wie bereits in Kapitel 4.1.1 für das Legierungssystem Co-Ni-Ga
4.2 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Ni-Fe-Ga
93
ausführlich erläutert, fein verzwillingt vor. Die dazugehörige Zwillingsvariante konnte
jedoch im Verlauf der EBSD-Messungen nicht ermittelt werden.
Abbildung 4.25: Entwicklung der Mikrostruktur bei (a) 2 % und (b) 5 % Dehnung für eine [100]-
orientierten Ni-Fe-Ga-Druckprobe, (c) und (d) dazugehörende inverse Polfiguren mit Angabe der
Orientierung der Austenitphase (A) und der Martensitvarianten M1 und M2 (modifiziert nach [74])
Eine weitere Erhöhung der Dehnung auf 5 % resultiert in einem Wachstum der M1-
Martensitstruktur, welche schon bei einer Dehnung von 2 % den höheren Volumen-
anteil besaß (Abbildung 4.25 (b)). Die spannungsinduzierte martensitische Um-
wandlung ist bei diesem Dehnungswert fast vollständig abgeschlossen.
Die Magnetstrukturen, die zu den in Abbildung 4.25 (a) und (b) abgebildeten
Mikrostrukturen gehören, sind in Abbildung 4.26 (a) und (b) dargestellt.
Die Phasengrenzen der Martensitstrukturen in der Austenitmatrix bei einer Dehnung
von 2 % fallen mit magnetischen Domänenwänden zusammen (Abbildung 4.26 (a)). Es
sind keine internen Magnetstrukturen in den Martensitstrukturen erkennbar, obwohl
diese wie mit EBSD ermittelt verzwillingt vorliegen. Die Magnetstruktur der Austenit-
phase bleibt nahezu unverändert nach der Bildung von SIM.
4.2 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Ni-Fe-Ga
94
Abbildung 4.26: MFM-Bilder der [100]-orientierten Ni-Fe-Ga-Druckprobe bei (a) 2 % und (b) 5 %
Dehnung [74]
Das Wachstum der Martensitstrukturen nach Erhöhung der Dehnung auf 5 % führt zu
einer dem Einzeldomänenzustand ähnlichen Magnetstruktur (Abbildung 4.26 (b)). Nur
die in der Matrix vorkommenden Ausscheidungen erzeugen wegen ihrer
ferromagnetischen Natur ähnlich wie bei dem Legierungssystem Co-Ni-Ga einen
magnetischen Kontrast in Form von kleinen Erhebungen im MFM-Bild.
Jedoch zeigen nicht alle untersuchten Ni-Fe-Ga-Druckproben mit [100]-Orientierung
das gleiche mikrostrukturelle und magnetische Verhalten. Die Unterschiede spiegeln
sich bereits im makroskopischen pseudoelastischen Verhalten wieder. In Abbildung
4.27 ist die Spannungs-Dehnungs-Kurve der Probe der in-situ Versuchsreihe (Probe 1)
im Vergleich zu einer weiteren Spannungs-Dehnungs-Kurve einer zweiten Ni-Fe-Ga-
Druckprobe mit gleicher Orientierung (Probe 2) dargestellt.
Das pseudoelastische Verhalten von Probe 2 ist sehr ähnlich wie das eines [001]-
orientierten Ni-Fe-Ga-Kristalls bei 25 °C, welches von Hamilton et al. in [28] berichtet
wird. Daher wird für Probe 2 angenommen, dass die Martensitphase wie in [28]
beschrieben und in Abbildung 4.27 angegeben eine Zwischenstufenumwandlung
durchläuft. Zu Beginn der spannungsinduzierten martensitischen Umwandlung bildet
sich aus der Austenitphase Martensit mit 10M-Struktur bis zu einer Dehnung von 3 %.
Danach schließt sich die Deformation von 10M Martensit und Umwandlung in
Martensit mit 14M-Struktur an. Gleichzeitig findet die spannungsinduzierte Um-
wandlung von Restaustenit in 14M Martensit statt, welches zu dem Spannungsanstieg
ab 3 % Dehnung führt.
4.2 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Ni-Fe-Ga
95
Abbildung 4.27: Pseudoelastisches Verhalten der [100]-orientierten Ni-Fe-Ga-Druckprobe der in-
situ Versuchsreihe (Probe 1) im Vergleich zu einer weiteren Ni-Fe-Ga-Druckprobe mit gleicher
Orientierung (Probe 2) bei Raumtemperatur im Ausgangszustand. Details sind im Text
beschrieben (modifiziert nach [74]).
Da bei Probe 1 der elastische Modul vor der Bildung von SIM und die anschließenden
Spannungswerte niedriger sind im Vergleich zu Probe 2, wird gefolgert, dass in Probe 1
eine andere martensitische Umwandlung als in Probe 2 erfolgte. In diesem Fall wird
angenommen, dass bereits bei Raumtemperatur eine martensitische Vorstufenphase
(Vor-M in Abbildung 4.27) existierte und dass sich diese Vorstufenphase in Martensit
mit L10-Struktur nach Überschreiten der kritischen Spannung zur Bildung von SIM
umwandelte. Eine martensitische Vorstufenphase konnte mit EBSD nicht detektiert
werden, da die strukturellen Unterschiede zwischen Austenit und Vorstufenphase sehr
gering sind und die Phase daher als Austenit indiziert wurde. Mit EBSD konnte
allerdings nachgewiesen werden, dass die Martensitphase bei beiden
Dehnungszuständen als L10-Struktur vorlag (siehe nachstehende Erklärung für
Abbildung 4.25 (b)). Da nach Sutou et al. eine direkte martensitische Umwandlung von
Austenit mit L21-Struktur in Martensit mit L10-Struktur nicht spannungsinduziert
erfolgen kann, weil die Habitusebene leichter zwischen Austenit mit L21-Struktur und
modulierten Martensitstrukturen wie 10M und 14M als zwischen Austenit mit L21-
Struktur und Martensit mit L10-Struktur gebildet wird, wird die Annahme, dass bei
Raumtemperatur bereits eine Vorstufenphase vorlag, bekräftigt [61]. Der geringe
Spannungsanstieg ab der Dehnung von 4 % wird auf die Wechselwirkung zwischen
propagierenden Martensitphasengrenzen (zwischen M1 und M2 oder untereinander)
zurückgeführt. Eine Bildung von Martensitvarianten mit unterschiedlichen Orien-
4.2 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Ni-Fe-Ga
96
tierungen oder mikrostrukturelle Merkmale, welche auf eine Zwischenstufen-
umwandlung schließen lassen, wurden während der Aufnahme der mikrostrukturellen
Entwicklung und der in-situ EBSD-Messungen nicht beobachtet. Die Spannungs-
hysterese von Probe 1 ist nicht so breit wie die von Probe 2, da keine Wechselwirkung
zwischen Phasengrenzen von unterschiedlichen Martensitstrukturen wie 10M und 14M
stattfindet, sondern nur eine Martensitvariante mit L10-Struktur in die Vorstufenphase
zurück umwandelt.
Zum weiteren Vergleich der beiden sich unterschiedlich verhaltenden Proben wurde
eine weitere in-situ Versuchsreihe an Probe 2 kurz nach Überschreiten der kritischen
Spannung zur Bildung von SIM bei einer Dehnung von ca. 1,25 % durchgeführt.
Die Mikrostruktur bei der Dehnung von 1,25 %, welche in Abbildung 4.28 gezeigt wird,
unterscheidet sich sehr von der von Probe 1 (siehe Abbildung 4.25).
Abbildung 4.28: Mikrostruktur mit fein verteilten und teilweise verzweigten Martensitstrukturen
(M) in der Austenitmatrix (A) bei einer Dehnung von 1,25 % in Probe 2
Die Martensitstrukturen in Probe 2, die sich mit einer anderen Ausrichtung in die
Austenitphase gebildet haben als die in Probe 1 bei 2 % Dehnung, sind fein über die
Probenoberfläche verteilt und teilweise verzweigt. Die Orientierungen dieser Martensit-
strukturen konnten jedoch mit EBSD nicht ermittelt werden, da die automatische
Indizierung der EBSPs nicht richtig erfolgte. Die mit der Software ermittelten Kikuchi-
Linien (Overlay) stimmen mit den tatsächlichen nicht vollständig überein. Die falsche
Indizierung ist darauf zurückzuführen, dass die Datei, welche für die automatische
Indizierung der EBSPs geschrieben wurde, die Angaben für Martensit mit L10-Struktur
enthält. Liegt jedoch wie bei Probe 2 angenommen eine modulierte Martensitstruktur
4.2 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Ni-Fe-Ga
97
vor, so weichen die Gitterstruktur und –parameter von der L10-Struktur ab (siehe
Abbildung 3.6). Die Winkelbeziehungen zwischen den Kikuchi-Bändern, welche für die
Indizierung der EBSPs verwendet werden, ändern sich und die EBSPs können somit
nicht mehr eindeutig indiziert werden. Allerdings konnte mit EBSD ermittelt werden,
dass in den Martensitstrukturen überlagerte EBSPs gebildet werden und diese daher wie
auch in Probe 1 verzwillingt vorliegen.
Die unterschiedliche mikrostrukturelle Entwicklung in Probe 2 hat auch einen großen
Effekt auf die Magnetstruktur, welche in Abbildung 4.29 (a) bei der Dehnung von 1,25
% gezeigt wird. Kleine 90° Domänenstrukturen in der Größenordnung der Zwillinge
existieren in den Martensitstrukturen. Der strukturelle und homogene Einzeldomänen-
zustand der Austenitphase (nicht abgebildet) liegt somit nach der Bildung der
modulierten Martensitstrukturen nicht mehr vor. Die Zwillingslamellen der modulierten
Martensitstruktur scheinen das Kriterium zur Bildung von kleinen 90 ° Domänen-
strukturen zu erfüllen, so dass ein 1 : 1 – Verhältnis zwischen Zwillings- und
magnetischer Domänenstruktur vorliegt.
Abbildung 4.29: (a) Magnetstrukturen in der Martensitphase (M) von Probe 2 bei 1,25 %
Dehnung, (b) magnetische Domänenlinien nach Entlastung von Probe 1 in der Vorstufenphase
(Vor-M) (a) modifiziert nach [74])
Im Gegensatz hierzu blieb die Magnetstruktur in Probe 1 nahezu unverändert durch die
Bildung von SIM (vgl. mit Abbildung 4.26 (a) und (b)). Dies kann darauf zurückgeführt
werden, dass die Gitterstruktur der Vorstufenphase bereits an die der Martensitphase
angepasst ist und daher auch die Magnetstrukturen sehr ähnlich sind. Unterstützt wird
diese Annahme durch eine Elektronenholographiestudie, welche von einer magneto-
4.2 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Ni-Fe-Ga
98
elastischen Wechselwirkung vor der Bildung von Martensit berichtet [36]. Die
Gitterverzerrungen, welche bei der Bildung der Vorstufenphase aus der Austenitphase
entstehen, modifizieren die Magnetstruktur. Diese Veränderung in der Magnetstruktur
ist in Abbildung 4.29 (d) zu sehen. Nach Entlastung von Probe 1 liegen bereits
Magnetstrukturen in Form von kleinen Domänenlinien in der Vorstufenphase (Vor-M)
vor und nicht die für die spannungsfreie Austenitphase typische Einzeldomänenstruktur.
Ein weiterer Hinweis auf das Vorliegen einer martensitischen Vorstufenphase in Probe
1 ist der Tweed-Kontrast, welcher bei den an die in-situ Versuchsreihe anschließenden
TEM-Untersuchungen beobachtet worden ist (Abbildung 4.30). Dieser Tweed-Kontrast
entsteht allgemein bei Heusler-Legierungen infolge von strukturellen Modulierungen
kurz vor der martensitischen Umwandlung, welche auf eine Abschwächung des TA2
Phonon Modus zurückgeführt werden [75, 76]. Die bei der strukturellen Modulierung
entstehenden Gitterverzerrungen in der kubischen Austenitphase resultieren in einem
kurzreichweitigen Dehnungskontrast in TEM-Aufnahmen, welcher als Tweed-Kontrast
bezeichnet wird. Einige Studien berichten bereits von einer Vielzahl an verschiedenen
mikromodulierten Zuständen bei Raumtemperatur für Ni2FeGa Heusler-Legierungen,
welche als komplexe Tweed-Strukturen in TEM-Aufnahmen erscheinen [77-79]. Diese
martensitischen Vorstufenphasen haben einen großen Einfluss auf die martensitische
Umwandlung und die Bildung von bestimmten Martensitvarianten.
Abbildung 4.30: TEM-Aufnahme mit einer nadelförmigen Ausscheidung in der Matrix von Probe 1
(modifiziert nach [74])
Weiterhin zeigt die TEM-Aufnahme, dass sich an den Ausscheidungen Versetzungen
angesammelt haben, die auf eine plastische Verformung zurückzuführen sind
(Abbildung 4.30). Jedoch ist der Volumenanteil der nanometergroßen Ausscheidungen,
4.2 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Ni-Fe-Ga
99
welche inhomogen in der Matrix verteilt sind, gering. Außerdem besitzt die [100]-
Orientierung keine leicht aktivierbaren Gleitsysteme wegen dem bevorzugten {110}
(100) Gleitsystems in L21-Strukturen, so dass in den [100]-orientierten Ni-Fe-Ga-
Kristallen kein extensives Versetzungsgleiten auftreten sollte. Wegen den vorher
erwähnten Faktoren ist Plastizität in Druckversuchen vernachlässigbar und eine fast
vollständige Rückumwandlung wurde für die [100]-orientierten Ni-Fe-Ga-Kristalle
beobachtet (Abbildung 4.27).
Zur weiteren Klärung des unterschiedlichen Verhaltens von Probe 1 und 2 wurden
während und nach der in-situ Versuchsreihe weitere Untersuchungen durchgeführt.
So wurde zur Überprüfung der Legierungszusammensetzung an beiden Proben eine
WDS-Analyse durchgeführt, da Abweichungen in der Legierungszusammensetzung die
martensitische Umwandlung beeinflussen und zu dem unterschiedlichen Verhalten der
beiden Proben geführt haben können [80]. Die Ergebnisse dieser WDS-Analyse sind in
Tabelle 4.1 aufgelistet.
Tabelle 4.1: Ergebnisse der WDS-Analyse an den Ni-Fe-Ga-Proben 1 und 2
Fe (at.%) Ni (at.%) Ga (at.%)
20 nA
Probe 1
Durchschnitt 18,99 54,24 26,76
Standardabweichung 0,16 0,12 0,10
Probe 2
Durchschnitt 19,02 54,23 26,75
Standardabweichung 0,11 0,19 0,15
100 nA
Probe 1
Durchschnitt 18,83 54,30 26,87
Standardabweichung 0,09 0,08 0,10
Probe 2
Durchschnitt 18,85 54,30 26,84
Standardabweichung 0,05 0,07 0,07
Die WDS-Ergebnisse bestätigen die nominelle Legierungszusammensetzung von Ni-
19Fe-27Ga (at.%) für beide Proben. Die Unterschiede in der Legierungszusammen-
4.2 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Ni-Fe-Ga
100
setzung zwischen Probe 1 und 2 sind sehr gering. Daher kann davon ausgegangen
werden, dass das unterschiedliche Verhalten nicht auf Abweichungen in der
Legierungszusammensetzung zurückzuführen ist, sondern wie vorher erläutert viel eher
auf der Bildung einer Vorstufenphase in Probe 1 beruht.
Um weiteren Einblick in das unterschiedliche Verhalten der [100]-orientierten Ni-Fe-
Ga-Druckproben zu erhalten, sind an Probe 1 XRD-Messungen bei Raumtemperatur
durchgeführt worden. Abbildung 4.31 zeigt Veränderungen in Peakmaxima, -form und
–weite des (220)-Austenitpeaks an verschiedenen Stellen während der gesamten Studie.
Die (400)- und (422)-Austenitpeaks zeigen ein ähnliches Verhalten und werden aus
Gründen der Übersichtlichkeit nicht gezeigt.
Abbildung 4.31: (a) Ergebnisse der XRD-Messungen an Probe 1 bei Raumtemperatur (a) an
verschiedenen Stellen während der in-situ Versuchsreihe, (b) nach einem an die in-situ
Versuchsreihe anschließenden Lösungs- und Ordnungsglühen ((a) modifiziert nach [74])
Die Ergebnisse demonstrieren eine signifikante Abhängigkeit der Peakmaxima, -form
und –weite von der Probenpräparation, der Wärmebehandlung und der mechanischen
Verformungsvorgeschichte (Abbildung 4.31 (a)). Die Entwicklung der Vorstufenphase
in Probe 1 kann mit Hilfe der XRD-Ergebnisse nachvollzogen werden.
Für den Ausgangszustand erhält man für die L21-Austenitphase einen einzelnen
schmalen Peak. Während der Probenpräparation werden die Proben kurzzeitig beim
Elektropolieren heruntergekühlt, so dass die Martensitstarttemperatur fast erreicht wird.
4.2 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Ni-Fe-Ga
101
Dieser Kühlprozess begünstigt die Bildung einer martensitischen Vorstufenphase bei
Probe 1. Die (220)-Peakverbreitung infolge von großen Mikrodehnungen belegt, dass
diese Vorstufenphase nach dem Präparationsschritt immer noch bei Raumtemperatur
vorhanden ist. Die Mikrodehnungen werden durch die bei der Bildung der
Vorstufenphase entstehenden Verzerrungen im kubischen Austenitgitter verursacht. Die
an den Elektropolierprozess anschließende kurze Wärmebehandlung bei 100 °C
reduziert die Mikrodehnungen, so dass die Peakverbreitung abnimmt. Allerdings wird
der Ausgangszustand bei Probe 1 nicht wieder hergestellt, da dass Peakmaxima leicht
verschoben und der Peak gespalten ist. Daher wird angenommen, dass eine
martensitische Vorstufenphase oder –phasen das unterschiedliche pseudoelastische
Verhalten in Probe 1 im Vergleich zu Probe 2 hervorgerufen hat. Die XRD-Messung
nach der in-situ Versuchsreihe weist aufgrund der deutlicheren Peakaufspaltung im
Vergleich zum Peak nach der Wärmebehandlung auf eine weitere Stabilisation der
martensitischen Vorstufenphase hin.
Ein Grund für die unterschiedliche Beeinflussung durch die Probenpräparation kann in
der atomaren Ordnung liegen. Oikawa et al. berichteten, dass die magnetischen
Eigenschaften und die martensitische Umwandlung in Ni-Fe-Ga Legierungen vom Grad
der atomaren Ordnung abhängig sind [26]. Die Hochtemperaturphase Austenit wandelt
während des Abkühlens bei einer Temperatur von ca. 697 °C von B2 in L21-Struktur
um, und der Grad an L21-Ordnung in der Austenitphase kann durch eine Glühung bei
500 °C erhöht werden. Demzufolge wird angenommen, dass der Grad der atomaren
Ordnung in den beiden untersuchten Proben zu Beginn der Probenpräparation
unterschiedlich war und die Proben daher nicht die gleiche Beeinflussung durch die
Probenpräparation erfahren haben. In Probe 1 bildete sich während der
Probenpräparation eine martensitische Vorstufenphase, während in Probe 2 nach der
Probenpräparation noch immer die Austenitphase bei Raumtemperatur vorlag.
Zur Überprüfung dieser Annahme wurde Probe 1 lösungs- und zusätzlich bei 500 °C
ordnungsgeglüht, um danach noch einmal eine in-situ Versuchsreihe durchzuführen.
Allerdings verzog sich die Probe beim Abschreckprozess von der Lösungsglüh-
temperatur sehr stark. Die anschließend durchgeführte XRD-Messung zeigt, dass
aufgrund der sehr hohen Verzerrungen in der Probe die (220)-Austenitpeak-
verbreiterung und- aufspaltung sehr ausgeprägt ist (Abbildung 4.31 (b)). Die atomare
4.2 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Ni-Fe-Ga
102
Ordnung in der Probe ist nicht einheitlich. Durch das nachfolgende Ordnungsglühen
konnte die Probe entspannt werden und das Peakmaximum, die -form und die –weite
des (220)-Austenitpeaks nähert sich wieder denen des Ausgangzustandes an. Allerdings
weicht der (220)-Austenitpeak noch zu sehr von dem des Ausgangszustandes ab, um
einen definierten Ausgangspunkt für die Probenpräparation und die anschließende in-
situ Versuchsreihe zu haben. Daher wurde von der Durchführung weiterer
Untersuchungen an Probe 1 abgesehen.
Einen weiteren Beleg für einen unterschiedlichen Grad in der atomaren Ordnung liefern
aber DSC-Messungen, welche an Probe 2 und an einer dritten Probe, die sich wie Probe
1 verhielt, durchgeführt worden sind. Die jeweiligen DSC-Kurven und die
Umwandlungstemperaturen, welche wie skizziert mittels der Tangentenmethode
ausgewertet worden sind, sind in Abbildung 4.32 dargestellt.
Abbildung 4.32: Auswertung der DSC-Messungen von Probe 2 und 3 (Probe 3 verhält sich wie
Probe 1)
Die Umwandlungstemperaturen von Probe 3 sind mit Ausnahme der Af-Temperatur
geringer als die von Probe 2. Die unterschiedlichen Umwandlungstemperaturen können
4.2 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Ni-Fe-Ga
103
wiederum auf einen anderen Grad in der atomaren Ordnung in beiden Proben
zurückgeführt werden. Alterungsexperimente von Heil et al. an einer Ni-19Fe-28Ga
(at.%) -Legierung bestätigen, dass die Umwandlungstemperaturen sehr stark von der
B2/L21-Ordnung abhängen und dass Diffusionsprozesse, die zu einer anderen atomaren
Ordnung führen, auch noch bei Raumtemperatur ablaufen [80]. Diese Diffusions-
prozesse können auch bei den Proben 1 und 2 Ursache für eine unterschiedliche atomare
Ordnung sein. Die Proben wurden in einem Abstand von einem halben Jahr untersucht,
so dass zu den jeweiligen Untersuchungszeitpunkten aufgrund von verschiedenen
Alterungszuständen eine andere atomare Ordnung vorlag.
Zusammenfassend kann gesagt werden, dass die mikrostrukturellen und magnetischen
Eigenschaften für die untersuchte NiFeGa Legierung sehr stark von der atomaren
Ordnung abhängen und daher eine unterschiedliche magneto-mikrostrukturelle
Kopplung aufweisen können.
4.2 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Ni-Fe-Ga
104
4.2.2 [123] Orientierung
Die Spannungs-Dehnungs-Kurve einer [123]-orientierten Ni-Fe-Ga-Druckprobe bei
Raumtemperatur ist in Abbildung 4.33 dargestellt. Das pseudoelastische Verhalten
unterscheidet sich sehr stark von dem der [100]-orientierten Ni-Fe-Ga-Druckprobe
(Probe 1, Abbildung 4.24). Im Vergleich zur [100] Orientierung ist die kritische
Spannung zur Bildung von SIM ( MA
krit
σ→) doppelt so groß und das Wachstum von SIM
resultiert in einer deutlichen Verfestigung. Nach der Entlastung der [123]-orientierten
Ni-Fe-Ga-Druckprobe bei einer Dehnung von 2,5 % bleibt eine plastische Dehnung von
ca. 0,4 % zurück, wohingegen eine vollständige Rückumwandlung für die [100]
Orientierung (Probe 1) beobachtet wurde.
Abbildung 4.33: Pseudoelastisches Verhalten einer [123]-orientierten Ni-Fe-Ga-Druckprobe bei
Raumtemperatur im Ausgangszustand (modifiziert nach [74])
Während in der [100]-Orientierung aufgrund des bevorzugten {110} (100) Gleitsystems
in L21-Strukturen Versetzungsbewegung vernachlässigbar ist, kann die Versetzungs-
aktivität in den [123]-orientierten Druckproben hoch sein. Der große Spannungsanstieg
während der spannungsinduzierten martensitischen Umwandlung belegt einen hohen
Reibungswiderstand gegen die Bewegung von Phasengrenzen. Die Fluktuationen in der
Spannungs-Dehnungs-Kurve (in Abbildung 4.33 mit einem Pfeil markiert) resultieren
aus der Wechselwirkung von propagierenden Phasengrenzen mit Versetzungen. Ein
weiterer Anhaltspunkt für eine hohe Versetzungsdichte in der [123]-orientierten
Druckprobe ist die breite Spannungshysterese. Eine breite Spannungshysterese bei FGL
wird auf eine leichte Bildung von Defekten wie Versetzungen zurückgeführt [81, 82].
4.2 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Ni-Fe-Ga
105
Aufgrund dieser Defekte erfolgt die Rückumwandlung bei der [123]-orientierten
Druckprobe nicht vollständig. Zur weiteren Klärung der mikro-strukturellen Ent-
wicklung und der sich dabei einstellenden Magnetstruktur wurden in-situ Versuche bei
einer Dehnung von 1,5 % durchgeführt (Punkt A in Abbildung 4.33).
Die Bildung von SIM in einer [123]-orientierten Ni-Fe-Ga-Druckprobe bei der
Dehnung von 1,5 % ist in Abbildung 4.34 (a) aufgeführt.
Abbildung 4.34: (a) Bildung von spannungsinduziertem Martensit (M) in der Austenitmatrix (A)
bei einer Dehnung von 1,5 % in einer [123]-orientierten Ni-Fe-Ga-Druckprobe, (b) und (c)
Darstellung der Orientierung der Austenit- bzw. Martensitphase in inversen Polfiguren parallel zur
Belastungsrichtung (modifiziert nach [74])
Es haben sich gleichmäßig verteilte Martensitstrukturen (M) mit einem Winkel von ca.
15 ° mit Bezug zur Belastungsrichtung in der Austenitmatrix (A) gebildet. Die
jeweiligen mit EBSD detektierten Orientierungen der Phasen sind in Abbildung 4.34 (b)
und (c) in inversen Polfiguren angegeben. Die Martensitstrukturen sind mit einer
Orientierung von [511]M parallel zur Belastungsrichtung in den [123]-orientierten
Kristall gewachsen. Diese Orientierung wurde bereits auch für [123]-orientierte Co-Ni-
Ga-Einkristalle beobachtet [25]. Da die EBSPs eindeutig als Martensit mit L10-Struktur
indiziert wurden, wird davon ausgegangen, dass entweder wie bei der [100]-orientierten
Probe 1 eine martensitische Vorstufenphase bereits vor Beginn der Umwandlung vorlag
oder aber schon bis zu dieser Dehnung eine spannungsinduzierte Umwandlung von
modulierten Martensitstrukturen zu Martensit mit L10-Struktur erfolgte. Letzteres
4.2 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Ni-Fe-Ga
106
erscheint wegen den hohen Spannungswerten und wegen der geringen Änderung in der
Steigung der Spannungs-Dehnungs-Kurve bei ca. 50 MPa wahrscheinlicher.
Die EBSD-Messungen zeigten weiterhin, dass in den Martensitstrukturen keine
überlagerten EBSPs generiert wurden, so dass im Falle der [123]-orientierten
Druckprobe nur eine Martensitvariante in der Matrix vorliegt. Daher wird die elastische
Verzerrungsenergie während der spannungsinduzierten martensitischen Phasenum-
wandlung sehr wahrscheinlich nicht über Zwillingsbildung, sondern über Gleitprozesse
abgebaut. Allerdings war die untersuchte [123]-orientierte Druckprobe nach der
vorangegangen Aufnahme des pseudoelastischen Verhaltens in der servohydraulischen
Prüfmaschine und im AFM-Lastrahmen bereits plastisch verformt, so dass dies die
Akkommodation der elastischen Verzerrungen über Zwillingsbildung in der in-situ
EBSD-Untersuchung unterbunden haben könnte.
Die zu den bei 1,5 % Dehnung gebildeten Martensitstrukturen gehörende
Magnetstruktur ist in Abbildung 4.35 dargestellt.
Abbildung 4.35: MFM-Aufnahme einer [123]-orientierten Ni-Fe-Ga-Druckprobe bei 1,5 %
Dehnung (A = Austenit und M = Martensit) [74]
Im Vergleich zu den [100]-orientierten Ni-Fe-Ga-Druckproben hat die Bildung von
SIM in der [123]-orientierten Ni-Fe-Ga-Druckprobe eine vollständig unterschiedliche
Konfiguration der magnetischen Domänenstrukturen zur Folge. Die Unterschiede in der
makroskopischen Spannungs-Dehnungs-Antwort (vgl. Abbildung 4.24 und 4.33) sowie
die Bildung von verschiedenen Martensitvarianten (vgl. Abbildung 4.25 mit 4.34 und
4.29 (a)) weisen bereits darauf hin. Die Martensitstrukturen (M) zeigen streifenförmige
4.2 Auswertung der Versuche für das Legierungssystem Ni-Fe-Ga
107
180° Domänenstrukturen, während der Einzeldomänenzustand der Austenitphase (A)
unverändert bleibt.
Im Vergleich zu den 90° Domänenstrukturen in Martensitstrukturen der [100]-
orientierten Probe 2 sind die 180° Domänen wesentlich größer. Die Bildung von für
Zwillingsvarianten charakteristische 90° Domänenstrukturen in Martensitstrukturen der
[123]-orientierten Probe wurde nicht beobachtet. Dies ist auf das Fehlen von Zwillingen
in den Martensitstrukturen, welches durch die in-situ EBSD-Untersuchung belegt
wurde, zurückzuführen. Sollte Zwillingsbildung aufgetreten sein, so ist die Bildung von
kleinen magnetischen Strukturen mit 90° Domänenwänden in der [123] Orientierung
energetisch ungünstig.
An die in-situ Versuchsreihe angeschlossene TEM-Untersuchungen bestätigen, dass die
Reduzierung der Verzerrungsenergie hauptsächlich durch Versetzungsbewegung
erfolgt. Abbildung 4.36 zeigt Restmartensit in einer [123]-orientierten Ni-Fe-Ga-
Druckprobe. Die Versetzungsdichte in diesem Bereich ist sehr hoch. Die Versetzungen
blockierten die Bewegung der Martensitphasengrenzen während der spannungs-
induzierten martensitischen Umwandlung, so dass die Rückumwandlung nicht
vollständig erfolgte.
Abbildung 4.36: TEM-Aufnahme mit Restmartensit in einer [123]-orientierten Ni-Fe-Ga-
Druckprobe nach der in-situ Versuchsreihe (modifiziert nach [74])
5.1 Schlussfolgerungen: Legierungssystem Co-Ni-Ga
108
5 Schlussfolgerungen über das Auftreten eines spannungs-
unterstützten magnetischen Formgedächtniseffektes
In diesem Kapitel wird basierend auf den Ergebnissen der in-situ Versuche und der
Analogie zwischen spannungs- und magnetfeldinduzierter Entzwilligung diskutiert, ob
der magnetische Formgedächtniseffekt in diesen Legierungssystemen unter Zuhilfe-
nahme einer externen Spannung ausgelöst werden kann.
5.1 Legierungssystem Co-Ni-Ga
Das Legierungssystem Co-Ni-Ga wurde nicht nur im Ausgangszustand untersucht,
sondern es wurde auch der Einfluss verschiedener Behandlungsverfahren auf die
magneto-mikrostrukturelle Kopplung analysiert. Jedes Behandlungsverfahren
veränderte die mikrostrukturellen und magnetischen Eigenschaften des Ausgangs-
zustandes und damit ergibt sich auch für jeden Zustand eine andere magneto-elastische
Kopplung. Die Konsequenzen für das Auftreten eines spannungsunterstützten
magnetischen Formgedächtniseffektes werden in Kapitel 5.1.1 für den
Ausgangszustand, in den anschließenden Kapiteln 5.1.2 – 5.1.4 für den thermo-
mechanisch trainierten, den homogenisierten und den unter Spannung gealterten
Zustand erörtert und in Kapitel 5.1.5 für alle untersuchten Zustände zusammengefasst.
5.1.1 Ausgangszustand
Im Ausgangszustand bildet sich eine einzelne Martensitstruktur (M) mit innerer
Verzwillingung während der spannungsinduzierten martensitischen Umwandlung
(Abbildung 5.1, unterer Teil). Die Zwillingsvarianten V1 und V2 wachsen beide mit
einer Orientierung von [110]M parallel zur Belastungsrichtung in den Einkristall, wobei
sich deren Orientierungen senkrecht dazu unterscheiden. Die Zwillingsvariante V1
besitzt im Ausgangszustand den größeren Volumenanteil (angegeben durch die inverse
Polfigur im unteren Teil von Abbildung 5.1). Die Bildung von SIM verändert den
magnetisch homogenen Zustand der spannungsfreien Austenitphase. Kleine
Mikrodomänen mit alternierenden Magnetisierungsrichtungen von einer Zwillings-
5.1 Schlussfolgerungen: Legierungssystem Co-Ni-Ga
109
variante zur anderen formieren sich aus dem Einzeldomänenzustand der Austenitphase
(Abbildung 5.1, oberer Teil).
Abbildung 5.1: Schematische Darstellung der mikrostrukturellen und magnetischen Eigenschaften
im Ausgangszustand während der spannungsinduzierten martensitischen Umwandlung in den
[001]-orientierten Co-Ni-Ga-Proben (modifiziert nach [64])
Die magnetische Domänenstruktur ist somit im Ausgangszustand magneto-
mikrostrukturell mit der Zwillingsstruktur gekoppelt, und es besteht die Möglichkeit,
dass in der Co-Ni-Ga Legierung eine magnetfeldinduzierte Dehnung über die
Verschiebung von Zwillingsgrenzen unter Zuhilfenahme einer externen Spannung
hervorgerufen werden kann. Hierfür muss die magnetische Anisotropie der
Zwillingsvarianten und die Richtungsänderung der Magnetisierung an der
Zwillingsgrenze ausreichend groß sein, so dass das Anlegen eines Magnetfeldes eine
Verschiebung von Zwillingsgrenzen bewirkt.
Allerdings wird eine Entzwillingung in Druckrichtung entlang der [001]-Orientierung
unterdrückt [25]. Daher ist die Spannung zur Verschiebung von Zwillingsgrenzen sehr
hoch und eine magnetfeldinduzierte Dehnung über die Zwillingsgrenzenverschiebung
im pseudoelastischen Plateaubereich wird kaum im Ausgangszustand beobachtet
werden können.
Der Ausgangszustand ist daher nicht für magnetische Formgedächtnisanwendungen
geeignet. Deshalb wurde versucht, die mikrostrukturellen und magnetischen
Eigenschaften über die verschiedenen Behandlungsverfahren so anzupassen, dass die
Bedingungen für das Auftreten eines spannungsunterstützten magnetischen
Formgedächtniseffektes erfüllt werden.
5.1 Schlussfolgerungen: Legierungssystem Co-Ni-Ga
110
5.1.2 Thermo-mechanisch trainiert
Das thermo-mechanische Training führt zu einem anderen martensitischen Um-
wandlungsmechanismus. Während im Ausgangszustand nur eine Martensitstruktur mit
innerer Verzwillingung bei geringen Dehnungen vorliegt, bilden sich nach dem
Training mehrere Martensitvarianten, die sich in selbstakkommodierenden Gruppen
anordnen (Abbildung 5.2, unterer linker Teil). Diese wandeln sich bei Erhöhung der
Dehnung über MR in eine einzelne Martensitstruktur mit innerer Verzwillingung, in der
die Zwillingsvariante V2 anstelle von V1 den größeren Volumenanteil besitzt, um
(Abbildung 5.2, unterer rechter Teil). Diese Veränderung in der Mikrostruktur bewirkt
auch eine andere Konfiguration der magnetischen Domänen im Vergleich zum
Ausgangszustand. Die thermo-mechanisch trainierten Proben weisen kein 1 : 1 –
Verhältnis zwischen Zwillingslamellen und magnetischen Domänen auf (Abbildung
5.2, oberer linker Teil). Die magnetische Domänenstruktur ist in diesem Fall nicht
magneto-mikrostrukturell mit der Zwillingsstruktur gekoppelt. Folglich kann bei
Anlegen eines Magnetfeldes unter einer externen Spannung keine Zwillingsgrenzen-
verschiebung bei niedrigeren Dehnungen hervorgerufen werden.
Abbildung 5.2: Schematische Darstellung der mikrostrukturellen und magnetischen Eigenschaften
während der spannungsinduzierten martensitischen Umwandlung in den [001]-orientierten und
thermo-mechanisch trainierten Co-Ni-Ga-Proben (modifiziert nach [64])
Allerdings senkt das thermo-mechanische Training die Spannung zur Verschiebung von
Zwillingsgrenzen, so dass eine teilweise ME bei einer Dehnung ab 3 % einsetzt. Da MR
bei diesem Dehnungsniveau größtenteils abgeschlossen ist, wird die zusätzlich
5.1 Schlussfolgerungen: Legierungssystem Co-Ni-Ga
111
Umwandlungsdehnung von ca. 1 % auf ME zurückgeführt. Im Bereich von ME liegen
streifenförmige Magnetstrukturen mit einer Richtungsänderung der Magnetisierung um
90° an den Zwillingsgrenzen von V1 und V2 vor (Abbildung 5.2 oberer rechter Teil).
Die magnetischen Domänen sind aufgrund des 1 : 1 – Verhältnisses mit den Zwillings-
strukturen magneto-mikrostrukturell gekoppelt. Da diese magnetische Domänenstruktur
eine bekannte Eigenschaft von Ni-Mn-Ga-Legierungen mit hoher magnetischer
Anisotropie ist, sollte auch die magnetische Anisotropie im Bereich von ME hoch sein.
Die hohe magnetische Anisotropie im Bereich von ME in Kombination mit der
geringeren Spannung zum Verschieben von Zwillingsgrenzen im Vergleich zum
Ausgangszustand bietet die Möglichkeit für das Auftreten eines spannungs-
unterstützten magnetischen Formgedächtniseffektes. Allerdings ist der Bereich von ME
sehr klein (M* in Abbildung 5.2, unterer rechter Teil), und dieser Prozess führt nur zu 1
% Dehnung. Um eine hohe magnetfeldinduzierte Dehnung über die Verschiebung von
Zwillingsgrenzen unter einer externen Spannung zu erhalten, muss der Bereich von ME
vergrößert werden. Eine Option zur Anpassung der Mikrostruktur ist eine
Wärmebehandlung. Daher wurden die Co-Ni-Ga-Druckproben als nächstes
homogenisiert, um zu überprüfen, ob dieses Behandlungsverfahren zu einem größeren
Volumenanteil an ME führt.
5.1.3 Homogenisiert
Die Bildung von selbstakkommodierenden Martensitvarianten wie im Anfangsstadium
der spannungsinduzierten martensitischen Umwandlung im trainierten Zustand ist nach
dem Homogenisieren nicht mehr zu beobachteten. Die Mikrostruktur ist eher mit dem
Ausgangszustand vergleichbar, jedoch bewirkt das Homogenisieren eine heterogenere
Bildung von SIM mit Verzweigungen (Abbildung 5.3, unterer Teil). Weiterhin sind die
Zwillingslamellen größer als im Ausgangs- oder thermo-mechanisch trainierten
Zustand, die Größenordnung liegt aber noch im Nanometer-Bereich. Außerdem bildet
sich ein zweites Zwillingspaar V1* und V2* mit geringer Misorientierung zu V1 und V2.
Die mikrostrukturelle Entwicklung ist jedoch von Zyklus zu Zyklus nicht gleich-
bleibend. Nach Zyklus 1 dominiert die Zwillingsvariante V2 bzw. V2*, nach Zyklus 2
die Zwillingsvariante V1 bzw. V1*.
5.1 Schlussfolgerungen: Legierungssystem Co-Ni-Ga
112
Abbildung 5.3: Schematische Darstellung der mikrostrukturellen und magnetischen Eigenschaften
während der spannungsinduzierten martensitischen Umwandlung in den [001]-orientierten und
homogenisierten Co-Ni-Ga-Proben
Aufgrund der unterschiedlichen mikrostrukturellen Entwicklung ist auch die
Magnetstruktur nach Zyklus 1 und 2 verschieden (Abbildung 5.3 oberer Teil).
Nach Zyklus 1 liegen ähnlich wie bei den thermo-mechanisch trainierten Proben
mikrometergroße 180° Domänenstrukturen, deren Domänengrenzen mit den Phasen-
grenzen von Austenit und Martensit zusammenfallen, vor. Daher können wie bereits im
vorherigen Unterkapitel erläutert keine Dehnungen durch Anlegen eines Magnetfeldes
induziert werden. Es sind zwar in Martensitstrukturen bestehend aus den Zwillings-
varianten V1 und V2 zusätzlich feine streifenförmige Domänen erkennbar, jedoch
konnte ein 1 : 1 – Verhältnis nicht nachgewiesen werden, und somit können keine
Aussagen über das Auftreten eines spannungsunterstützten magnetischen Form-
gedächtniseffektes über die Verschiebung von Zwillingsgrenzen getroffen werden.
Außerdem sind diese Martensitstrukturen und damit auch die dazugehörigen
Magnetstrukturen nicht stabil und nach Zyklus 2 ergeben sich ganz andere Bedingungen
für das Auftreten eines spannungsunterstützten magnetischen Formgedächtniseffektes.
In fein verzwillingten Martensitstrukturen, bestehend aus den Zwillingsvarianten V1
und V2, liegt eine große dem Einzeldomänenzustand ähnliche Magnetstruktur vor,
während in Bereichen, bestehend aus dem zweiten Zwillingspaar, große streifenförmige
180° Domänenstrukturen existieren. Da der Einzeldomänenzustand mit einer geringen
magnetischen Anisotropie verbunden wird, kann die Änderung in der magnetischen
Anisotropie zwischen den beiden Bereichen ausreichend hoch sein, so dass bei Anlegen
5.1 Schlussfolgerungen: Legierungssystem Co-Ni-Ga
113
eines Magnetfeldes der Bereich mit hoher Anisotropie stabiler sein und es zu einem
Wachstum der Zwillingsvarianten V1* und V2* über MR kommen könnte.
In einem Großteil der Probe setzt jedoch im weiteren Verlauf der spannungsinduzierten
martensitischen Umwandlung ME in den Bereichen bestehend aus den Zwillings-
varianten V1* und V2* ein. Dieser Bereich von ME ist wesentlich größer im Vergleich
zu dem Bereich nach dem thermo-mechanischen Trainieren. Die Größe der
Zwillingslamellen liegt allerdings noch im Nanometer-Bereich und die streifenförmigen
Domänenstrukturen im Bereich von ME zeigen kein 1 : 1 – Verhältnis zu den
Zwillingsstrukturen. So kann über das Homogenisieren zwar die Spannung zur
Verschiebung der Zwillingsgrenzen herabgesetzt und dadurch der Bereich an ME
vergrößert werden, aber das nach dem thermo-mechanischen Trainieren vorhandene 1 :
1 – Verhältnis wird nicht beibehalten. Daher besteht nach dem Homogenisieren nicht
mehr die Möglichkeit eines spannungsunterstützten magnetischen Formgedächtnis-
effektes über Zwillingsgrenzenverschiebung wie nach dem thermo-mechanischen
Trainieren.
Daher wurde abschließend der Einfluss eines weiteren Behandlungsverfahrens auf die
magneto-mikrostrukturelle Kopplung untersucht. Die Ausscheidungen, die im
Ausgangs- und im thermo-mechanisch trainierten Zustand in der Matrix vorlagen, sind
während des Homogenisierens aufgelöst worden. Es wurden nun erneut über einen
Alterungsprozess Ausscheidungen in der Matrix gebildet. Das gleichzeitige Anlegen
einer äußeren Spannung resultierte in einer gezielten Auswahl an Ausscheidungs-
varianten und in einem gerichteten Wachstum, die das pseudoelastische Verhalten
beeinflussten.
5.1.4 Gealtert
Das Altern unter Spannung führt zur Bildung einer inhomogenen Mikrostruktur, die aus
zwei unterschiedlichen Bereichen (B1 und B2 in Abbildung 5.4, unterer linker Teil)
besteht. Bereich 1 ist fast vollständig in Martensit umgewandelt, während in Bereich 2
lamellenförmige Martensitstrukturen mit unterschiedlicher Ausrichtung in den Kristall
gewachsen sind. Es liegen die gleichen Zwillingsvarianten wie nach dem
Homogenisieren vor, wobei die Zwillingsvariante V1 bzw. V1* den größeren
Volumenanteil besitzt.
5.1 Schlussfolgerungen: Legierungssystem Co-Ni-Ga
114
Abbildung 5.4: Schematische Darstellung der mikrostrukturellen und magnetischen Eigenschaften
während der spannungsinduzierten martensitischen Umwandlung in den [001]-orientierten und
unter Spannung gealterten Co-Ni-Ga-Proben
Die Zwillingslamellen V1 und V2 im Bereich 1 weisen eine vergleichbare Struktur wie
die nach dem Homogenisieren auf und zeigen daher auch eine streifenförmige
Domänenstruktur ohne 1 : 1 – Verhältnis (nicht in Abbildung 5.4 skizziert). Im
Gegensatz hierzu sind die Zwillingsstrukturen in Bereich 2 kleiner und in diesem
Bereich liegt eine streifenförmige 90° Domänenstruktur, deren Domänengrenzen mit
den Zwillingsgrenzen zusammenfallen, vor (Abbildung 5.4, oberer linker Teil). Die
magnetischen Domänen sind aufgrund des 1 : 1 – Verhältnisses mit den
Zwillingsstrukturen magneto-mikrostrukturell gekoppelt. Wenn die magnetische
Anisotropie der Zwillingsvarianten und die Richtungsänderung der Magnetisierung an
der Zwillingsgrenze ausreichend hoch sind, dann kann das Anlegen eines Magnetfeldes
eine Verschiebung von Zwillingsgrenzen bewirken. Allerdings wird in diesem Bereich
bei Erhöhung der Dehnung keine Entzwillingung beobachtet, sondern die
Martensitstrukturen aus diesem Bereich werden durch das Wachstum der
Martensitstrukturen aus Bereich 1 über MR vollständig eliminiert. Daher kann davon
ausgegangen werden, dass in Bereich 2 eine magnetfeldinduzierte Dehnung über die
Verschiebung von Zwillingsgrenzen unter Zuhilfenahme einer externen Spannung nicht
auftreten wird.
Die Zwillingsvarianten V1 und V2 aus Bereich 2 wachsen nicht nur bei Erhöhung der
Dehnung über MR, sondern die Zwillingslamellen vergröbern sich zusätzlich über ME
5.1 Schlussfolgerungen: Legierungssystem Co-Ni-Ga
115
(M in Abbildung 5.4, unterer rechter Teil). Dieser Bereich erstreckt sich fast vollständig
über die gesamte Probe, so dass der Volumenanteil an ME nochmals gegenüber dem
Homogenisieren gesteigert werden konnte. Es liegen in diesem Bereich streifenförmige
180° Domänen, deren Domänengrenzen mit den Zwillingsgrenzen zusammenfallen,
vor. Allerdings wird für dieses 1 : 1 – Verhältnis angenommen, dass bei Anlegen eines
Magnetfeldes aufgrund der möglichen Wanderung von 180° Domänengrenzen keine
Formänderung sondern nur eine Änderung in der Magnetisierung hervorgerufen wird
[6].
Jedoch könnte ausgehend von Bereich 2 zu Beginn der Umwandlung eine magnetfeld-
induzierte Dehnung beobachtet werden, wenn z.B. die magnetische Anisotropie
zwischen Bereich 1 und 2 unterschiedlich hoch ist. Dann könnte Bereich 1 bei Anlegen
eines Magnetfeldes stabiler sein und in Analogie zur spannungsinduzierten
Umwandlung über MR / ME wachsen (Verschiebung von 180° Domänengrenzen) und
Bereich 2 eliminieren. Dieser Prozess würde nach Vorspannen auf MA
krit2
σ→ zu einer
Dehnung von ca. 2 % führen.
Weiterhin bilden sich einige mikrometergroße Zwillingslamellen aus V1* und V2* (M*
in Abbildung 5.4). Allerdings liegen in diesem Bereich keine streifenförmigen
Domänen mit 1 : 1 – Verhältnis wie bei den entzwillingten Lamellenstrukturen nach
dem thermo-mechanischen Trainieren vor, sondern große Magnetstrukturen mit kleinen,
unregelmäßig angeordneten Domänenlinien. Eine magnetfeldinduzierte Dehnung über
die weitere Entzwillingung dieses Bereiches kann daher ausgeschlossen werden.
5.1.5 Zusammenfassung
Die Schlussfolgerungen über das Auftreten eines spannungsunterstützten magnetischen
Formgedächtniseffektes in der untersuchten Co-Ni-Ga Legierung werden in Tabelle 5.1
für die verschiedenen Behandlungszustände zusammengefasst.
Im Ausgangszustand kann kein spannungsunterstützter magnetischer Formgedächtnis-
effekt über eine Zwillingsgrenzenverschiebung hervorgerufen werden. Das für den
magnetischen Formgedächtniseffekt notwendige 1 : 1 – Verhältnis zwischen Zwillings-
5.1 Schlussfolgerungen: Legierungssystem Co-Ni-Ga
116
und magnetischen Domänenstrukturen ist zwar vorhanden, aber die Spannung zur
Verschiebung von Zwillingsgrenzen (σZV) ist zu hoch.
Tabelle 5.1: Auftreten eines magnetischen Formgedächtniseffektes bei Vorspannen der [001]-
orientierten Co-Ni-Ga Druckproben bis MA
krit
σ→ abhängig vom Behandlungszustand und der
magneto-mikrostrukturellen Kopplung
Behandlungs-
zustand
Mikrostruktur
(σZV)
Magnetstruktur
(1 : 1) magn. Effekt Bedingung/
Größe
Ausgangszustand - 9 -
thermo-mechanisch
trainiert
9 9 9 bei höherer Dehnung,
ca. 1 %
Homogenisiert
Zyklus 1 (-) - -
Homogenisiert
Zyklus 2
9 - -
Gealtert Bereich 1 (-) 9 -
Gealtert Bereich 2 9 (9)1 (9)2
verschiedene
magnetische Eigen-
schaften in Bereich1
und 2;
ab MA
krit2
σ→ ca. 2%
1 Vorliegen von 180° Domänen
2 über MR / ME
(-) keine genaue Aussage möglich
Durch das thermo-mechanische Trainieren konnte jedoch die Spannung zur
Verschiebung von Zwillingsgrenzen bei gleichzeitigem Vorliegen eines 1 : 1 –
Verhältnisses zwischen Domänen- und Zwillingsstruktur gesenkt werden, so dass ab
einer höheren Dehnung ab ca. 3 % ein spannungsunterstützter magnetischer
Formgedächtniseffekt über die Verschiebung von Zwillingsgrenzen auftreten kann. Die
hierbei resultierende magnetfeldinduzierte Dehnung kann bis zu ca. 1 % betragen.
Nach dem Homogenisieren wurde eine instabile Entwicklung der Mikrostruktur von
Zyklus zu Zyklus beobachtet. Wenn die Mikrostruktur nach Zyklus 2 stabilisiert werden
kann, dann kann es zu einem Wachstum der Zwillingsvarianten V1* und V2* über MR
kommen, da diese eine höhere magnetische Anisotropie als die Zwillingsvarianten V1
und V2 besitzen. Allerdings wurde bei der spannungsinduzierten martensitischen
5.1 Schlussfolgerungen: Legierungssystem Co-Ni-Ga
117
Umwandlung MR nicht beobachtet, sondern es setzte ME in Martensitstrukturen
bestehend aus den Zwillingsvarianten V1* und V2* ein. Daher ist es eher
unwahrscheinlich, dass MR bei Anlegen eines Magnetfeldes auftreten wird. ME kann
auch bei Anlegen eines Magnetfeldes ausgeschlossen werden, da kein 1 : 1 - Verhältnis
zwischen Zwillings- und Domänenstrukturen vorliegt. Der homogenisierte Zustand ist
für magnetische Formgedächtnisanwendungen daher nicht geeignet.
Das Altern unter Anlegen einer externen Spannung hat zu Beginn der spannungs-
induzierten martensitischen Umwandlung die Bildung von zwei unterschiedlichen
Bereichen zur Folge. Ein spannungsunterstützter magnetischer Effekt kann in diesem
Behandlungszustand nur auftreten, wenn sich die magnetischen Eigenschaften der
Martensitstrukturen aus Bereich 1 und Bereich 2 unterscheiden und dadurch die
Martensitstrukturen aus Bereich 2 in einem Magnetfeld stabilisiert werden. Dann
könnten die Martensitstrukturen aus Bereich 2 wie im Falle der spannungsinduzierten
martensitischen Umwandlung über MR / ME wachsen und aus der Eliminierung der
Martensitstrukturen aus Bereich 1 würde eine Dehnung von ca. 2 % resultieren.
Zusammengefasst kann gesagt werden, dass die thermo-mechanisch trainierten Co-Ni-
Ga-Proben das größte Potential für magnetische Formgedächtnisanwendungen besitzen.
Allerdings müsste weiterhin der Bereich von ME (bei gleicher magnetischer
Domänenstruktur) vergrößert werden. Ein Ansatzpunkt könnte hier die Veränderung der
Trainierparameter wie Zyklenanzahl oder Spannung sein.
5.2 Schlussfolgerungen: Legierungssystem Ni-Fe-Ga
118
5.2 Legierungssystem Ni-Fe-Ga
Beim Legierungssystem Ni-Fe-Ga wurden zwei verschiedene Orientierungen im
Ausgangszustand untersucht. Die Ergebnisse (Kapitel 4.2) zeigen, dass die
mikrostrukturellen und magnetischen Eigenschaften für die beiden gewählten
Orientierungen [100] und [123] sehr unterschiedlich sind. Daher ist auch die magneto-
mikrostrukturelle Kopplung, welche für das Vorkommen des magnetischen
Formgedächtniseffektes ein entscheidendes Kriterium ist, in beiden Orientierungen sehr
verschieden. Das Vorkommen des magnetischen Formgedächtniseffektes wird zunächst
in Kapitel 5.2.1 für die [100]-orientierten Proben und anschließend in Kapitel 5.2.2 für
die [123]-orientierten Proben diskutiert. Die Schlussfolgerungen werden in Kapitel
5.2.3 kurz zusammengefasst.
5.2.1 [100]-Orientierung
Die mikrostrukturellen und magnetischen Eigenschaften sind nicht nur für die beiden
Orientierungen sehr unterschiedlich, sondern auch die [100]-orientierten Proben
untereinander zeigen aufgrund von mikrostrukturellen Unterschieden nicht das gleiche
Verhalten (Abbildung 5.5).
Bei Probe 1 liegt bei Raumtemperatur bereits eine martensitische Vorstufenphase vor,
welche spannungsinduziert in L10-Martensit umwandelt (Abbildung 5.5, oberer Teil).
Diese kleinen strukturellen Modulierungen im kubischen Gitter haben einen großen
Effekt auf die Konfiguration der magnetischen Domänen. Anstelle der Bildung von
magnetischen Domänen mit alternierenden Magnetisierungsrichtungen von einer
Zwillingsvariante zur nächsten fallen die Domänengrenzen mit den Phasengrenzen
zusammen und das Wachstum der Martensitphase resultiert in der Bildung einer der
Einzeldomänenstruktur ähnlichen Magnetstruktur.
Probe 2 dagegen zeigt eine Zwischenstufenumwandlung mit Bildung von modulierten
Martensitstrukturen während der spannungsinduzierten martensitischen Umwandlung.
Zunächst bildet sich aus der Austenitphase 10M-Martensit, welcher anschließend bei
höheren Dehnungen in 14M-Martensit umwandelt. Gleichzeitig bildet sich aus
Restaustenit 14M-Martensit. Die Bildung von 10M-Martensit resultiert in der
Generierung von kleinen 90° Domänenstrukturen, welche im Allgemeinen für
alternierende Zwillingsstrukturen entstehen (Abbildung 5.3, unterer Teil) [57].
5.2 Schlussfolgerungen: Legierungssystem Ni-Fe-Ga
119
Abbildung 5.5: Schematische Darstellung der unterschiedlichen mikrostrukturellen und
magnetischen Eigenschaften der [100]-orientierten Ni-Fe-Ga Proben 1 und 2 während der
spannungsinduzierten martensitischen Umwandlung
Dieses ungleiche Verhalten der beiden Proben spiegelt eine unterschiedliche magneto-
mikrostrukturelle Kopplung wider. Daher sind auch die Ansätze für das Vorkommen
des magnetischen Formgedächtniseffektes verschieden.
Eine magnetfeldinduzierte Dehnung über die Verschiebung von Zwillingsgrenzen kann
in Probe 1 nicht erzeugt werden, da das hierfür notwendige 1 : 1 – Verhältnis zwischen
Zwillings- und magnetischen Domänenstrukturen nicht beobachtet worden ist.
Weiterhin zeigen Berechnungen basierend auf der Energieminimierungstheorie, dass für
die [100]-Orientierung in Druckrichtung ein Beitragen von Entzwillingung zur
Gesamtdehnung während der martensitischen Umwandlung zu L10-Martensitstrukturen
vernachlässigbar ist [28]. Es kommt daher in der [100]-orientierten Probe 1 zu keiner
spannungsinduzierten Verschiebung von Zwillingsgrenzen während der Druckversuche
und wegen der Analogie kann auch davon ausgegangen werden, dass es auch bei
Anlegen eines Magnetfeldes zu keiner Zwillingsgrenzenverschiebung kommt.
Jedoch kann Probe 2 eine magnetfeldinduzierte Zwillingsgrenzenverschiebung unter
einer externen Spannung (so groß wie die kritische Spannung zur Bildung von SIM)
5.2 Schlussfolgerungen: Legierungssystem Ni-Fe-Ga
120
zeigen, da diese Probe ein 1 : 1 – Verhältnis zwischen Zwillings- und Magnetstruktur
aufweist. Die magnetische Domänenstruktur ist in diesem Fall magneto-
mikrostrukturell mit der Zwillingsstruktur gekoppelt. Wenn die magnetische
Anisotropie der Zwillingsvarianten und die Richtungsänderung der Magnetisierung an
der Zwillingsgrenze ausreichend hoch sind, dann kann das Anlegen eines Magnetfeldes
eine Verschiebung von Zwillingsgrenzen und/oder eine Umwandlung von 10M- in
14M-Martensit bewirken. Allerdings ist die bis jetzt berichtete magnetfeldinduzierte
Dehnung für eine Ni-Fe-Ga-Legierung sehr klein (0,02 % bei 5 K), welche auf eine
geringe Mobilität der Zwillingsgrenzen bei dieser tiefen Temperatur zurückgeführt
wurde [29]. Jedoch steigt die Mobilität der Zwillingsgrenzen mit Erhöhung der
Temperatur an und diese könnte bei RT ausreichend hoch sein, um eine
magnetfeldinduzierte Dehnung unter einer externen Druckspannung hervorzurufen.
5.2.2 [123]-Orientierung
In den [123]-orientierten Proben bildet sich schon bei geringen Dehnungen im Plateau-
bereich eine einzelne, unmodulierte Martensitvariante während der spannungs-
induzierten martensitischen Umwandlung. In diesen Martensitstrukturen formieren sich
streifenförmige 180° Domänenstrukturen, während in Restaustenitbereichen die Einzel-
domänenstruktur unverändert bleibt (Abbildung 5.6).
Abbildung 5.6: Schematische Darstellung der mikrostrukturellen und magnetischen Eigenschaften
während der spannungsinduzierten martensitischen Umwandlung in den [123]-orientierten Ni-Fe-
Ga-Proben
Die Reduzierung der Verzerrungsenergie während der spannungsinduzierten Um-
wandlung wird sehr wahrscheinlich nicht über interne Zwillingsbildung in Martensit-
5.2 Schlussfolgerungen: Legierungssystem Ni-Fe-Ga
121
strukturen getragen. Eine Zwillingsbildung ist jedoch notwendig für den magnetischen
Formgedächtniseffekt. Daher kann der magnetische Formgedächtniseffekt in den [123]-
orientierten Proben nicht hervorgerufen werden.
5.2.3 Zusammenfassung
Das Potential für magnetische Formgedächtnisanwendungen bringen nur die [100]-
orientierten Ni-Fe-Ga-Proben mit Bildung von modulierten Martensitstrukturen mit. Für
praktische Aktoranwendungen ist jedoch eine Stabilisierung des pseudoelastischen
Verhaltens notwendig. Eine Temperaturänderung, ein thermo-mechanisches Trainieren
oder eine Wärmebehandlung wie das Homogenisieren mit anschließender Ordnungs-
glühung sind Möglichkeiten, um eine stabile Spannungs-Dehnungs-Antwort mit
Bildung von modulierten Martensitstrukturen zu erhalten.
6 Zusammenfassung
122
6 Zusammenfassung
Im Rahmen dieser Arbeit wurde die magneto-mikrostrukturelle Kopplung in
einkristallinen ferromagnetischen Co-Ni-Ga und Ni-Fe-Ga Formgedächtnislegierungen
während der spannungsinduzierten martensitischen Umwandlung untersucht, um
Aussagen über das Vorkommen eines spannungsunterstützten magnetischen Formge-
dächtniseffektes in diesen Legierungssystemen treffen zu können.
Zur experimentellen Ermittlung der magneto-mikrostrukturellen Kopplung wurden
spezielle Lastrahmen entwickelt, die es ermöglichten, in-situ Versuche bei
ausgewählten Dehnungszuständen durchzuführen. So konnte die mikrostrukturelle
Entwicklung mittels OM/EBSD und die dazugehörigen magnetischen Domänen-
strukturen mittels MFM in Abhängigkeit von der angelegten mechanischen Spannung
untersucht werden.
Bei der Co-Ni-Ga-Versuchsreihe wurden ausschließlich Einkristalle mit [001]
Orientierung für die in-situ Versuche verwendet. Neben der Charakterisierung des
Ausgangszustandes, wurde auch der Einfluss verschiedener Behandlungsverfahren auf
die magneto-mikro-strukturelle Kopplung analysiert. Ziel war es, die mikrostrukturellen
und magnetischen Eigenschaften so zu verändern, dass notwendige Voraussetzungen
für das Vorkommen eines magnetischen Formgedächtniseffektes wie ein 1 : 1 –
Verhältnis zwischen Zwillings- und Domänenstruktur und eine geringe Spannung zur
Verschiebung der Zwillingsgrenzen erfüllt werden.
Im Ausgangszustand bildet sich während der spannungsinduzierten martensitischen
Umwandlung eine einzelne Martensitstruktur, deren Zwillingsvarianten magneto-
mikrostrukturell mit der Magnetstruktur in Form von Mikrodomänen mit alternierenden
Magnetisierungsrichtungen von einer Zwillingsvariante zur nächsten gekoppelt ist. Das
notwendige 1 : 1 – Verhältnis zwischen den Zwillingsvarianten und der Domänen-
struktur liegt somit vor, jedoch ist die Spannung zur Verschiebung der Zwillingsgrenzen
zu hoch. Folglich kann kein spannungsunterstützter magnetischer Formgedächtniseffekt
im Ausgangszustand hervorgerufen werden.
Die verschiedenen Behandlungsverfahren verändern aber die mikrostrukturellen und
magnetischen Eigenschaften des Ausgangszustandes und es ergibt sich für jeden
untersuchten Zustand eine andere magneto-mikrostrukturelle Kopplung.
6 Zusammenfassung
123
So senkt das thermo-mechanische Trainieren die Spannung zur Verschiebung der
Zwillingsgrenzen, so dass bei höheren Dehnungen ME auftritt. Im Bereich der
Entzwillingung liegt ein 1 : 1 – Verhältnis zwischen den Zwillingsvarianten und der
Domänenstruktur vor. Folglich kann ein spannungsunterstützter magnetischer
Formgedächtniseffekt nach dem thermo-mechanischen Trainieren auftreten. Allerdings
ist der Bereich der Entzwilligung sehr klein und daher würde auch die resultierende
Dehnung bei Anlegen eines Magnetfeldes gering sein.
Der Bereich der Entzwilligung kann zwar durch ein Homogenisieren vergrößert werden,
allerdings zeigen die Zwillingsstrukturen in diesem Bereich kein 1 : 1 – Verhältnis zu
den magnetischen Domänenstrukturen wie nach dem thermo-mechanischen Trainieren.
Daher besteht nach dem Homogenisieren nicht mehr die Möglichkeit eines
spannungsunterstützten magnetischen Formgedächtniseffektes.
Im letzten Versuchsabschnitt wurden die Co-Ni-Ga-Proben unter Spannung gealtert.
Dies resultiert in der Bildung einer Mikrostruktur besteht aus zwei unterschiedlichen
Bereichen, in denen sich die Zwillingsvarianten mit unterschiedlichen Volumenanteilen
und Wachstumsrichtungen angeordnet haben. Ein spannungsunterstützter magnetischer
Effekt kann im gealterten Zustand nur auftreten, wenn sich die magnetischen
Eigenschaften der Martensitstrukturen in den beiden Bereichen unterscheiden. Dann
könnte es ähnlich wie bei der spannungsinduzierten martensitischen Umwandlung zu
einem bevorzugtem Wachstum von Martensitstrukturen über MR/ME kommen.
Beim Legierungssystem Ni-Fe-Ga konzentrierten sich die in-situ Versuche auf den
Ausgangszustand; es wurden jedoch zwei verschiedene Orientierungen [100] und [123]
untersucht.
Die Ergebnisse spiegeln nicht nur für die beiden untersuchten Orientierungen eine
unterschiedliche Entwicklung der Mikro- und Magnetstruktur während der spannungs-
induzierten martensitischen Umwandlung wider, sondern auch die [100]-orientierten
Ni-Fe-Ga-Proben untereinander zeigen nicht das gleiche Verhalten. Die unter-
schiedlichen mikrostrukturellen und magnetischen Eigenschaften bei den [100]-
orientierten Proben werden auf Unterschiede in der atomaren Ordnung zurückgeführt.
Diese bewirkt, dass in einigen Ni-Fe-Ga-Proben bereits bei Raumtemperatur eine
martensitische Vorstufenphase vorliegt, welche spannungsinduziert in eine einzelne
unmodulierte Martensitstruktur umwandelt. Das für eine magnetfeldinduzierte Dehnung
6 Zusammenfassung
124
notwendige 1 : 1 – Verhältnis ist für diese Ni-Fe-Ga-Proben nicht vorhanden und diese
sind somit nicht für magnetische Formgedächtnisanwendungen geeignet.
Andere [100]-orientierten Ni-Fe-Ga-Proben dagegen zeigen eine Zwischenstufen-
umwandlung mit Bildung von modulierten Martensitstrukturen während der
spannungsinduzierten martensitischen Umwandlung. Die Bildung dieser modulierten
Martensitstrukturen resultiert in der Generierung von kleinen 90° Domänenstrukturen
mit 1 : 1 – Verhältnis zu den Zwillingsstrukturen. Daher kann eine magnetfeldinduzierte
Zwillingsgrenzenverschiebung unter einer externen Spannung in [100]-orientierten Ni-
Fe-Ga-Proben auftreten.
Im Gegensatz zu den [100]-orientierten Ni-Fe-Ga-Proben bildet sich während der
spannungsinduzierten martensitischen Umwandlung in Ni-Fe-Ga-Proben mit [123]
Orientierung eine einzelne, unmodulierte Martensitstruktur, die keine innere Ver-
zwillingung aufweist. Da jedoch eine Zwillingsbildung für den magnetischen
Formgedächtniseffekt notwendig ist, kann dieser in den [123]-orientierten Ni-Fe-Ga-
Proben nicht hervorgerufen werden.
Zusammengefasst kann gesagt werden, dass der magnetische Formgedächtniseffekt in
den untersuchten Legierungssystemen Co-Ni-Ga und Ni-Fe-Ga nur unter Erfüllung
bestimmter Bedingungen auftreten kann. Das größte Potential für magnetische
Formgedächtnisanwendungen besitzen Co-Ni-Ga-Legierungen nach dem thermo-
mechanischen Trainieren, wenn der Bereich von ME durch Modifikation der
Trainierparameter bei gleichbleibender Domänenstruktur mit 1 : 1 – Verhältnis zu den
Zwillingsvarianten vergrößert werden kann. Beim Legierungssystem Ni-Fe-Ga können
nur [100]-orientierte Proben mit Bildung von modulierten Martensitstrukturen die
Voraussetzungen für das Vorkommen eines spannungsunterstützten magnetischen
Formgedächtniseffektes erfüllen. Für praktische Aktoranwendungen müssen jedoch
zunächst geeignete Behandlungsverfahren gefunden werden, die das pseudoelastische
Verhalten unter Bildung von modulierten Martensitstrukturen stabilisieren.
7 Ausblick
125
7 Ausblick
Der magnetische Formgedächtniseffekt kann in den untersuchten Legierungssystemen
Co-Ni-Ga und Ni-Fe-Ga nur unter Erfüllung bestimmter Bedingungen auftreten. Bei der
Co-Ni-Ga-Legierung muss der Bereich von ME durch Modifikation der
Trainierparameter bei gleichbleibender Domänenstruktur mit 1 : 1 – Verhältnis zu den
Zwillingsstrukturen vergrößert werden. Hierzu sind weitere in-situ Versuchsreihen
notwendig. Auch bei der Ni-Fe-Ga-Legierung mit [100]-Orientierung ergibt sich
weiterer Untersuchungsbedarf. Das pseudoelastische Verhalten unter Bildung von
modulierten Martensitstrukturen muss für Aktoranwendungen stabilisiert werden.
Außerdem wäre es sehr interessant, die Beweglichkeit der Zwillingsgrenzen und die
Veränderung der magnetischen Domänenstrukturen während der gesamten spannungs-
induzierten martensitischen Umwandlung zu untersuchen. Zur Klärung dieser
Eigenschaften sind auch hier weitere in-situ Versuche erforderlich.
Weiterhin sollten nach erfolgreicher Einstellung der zuvor beschriebenen Bedingungen
die in Kapitel 5 diskutierten Schlussfolgerungen über das Auftreten eines
spannungsunterstützten magnetischen Formgedächtniseffektes experimentell überprüft
werden. Die servohydraulische Prüfmaschine muss für diese Untersuchungen um ein
externes Magnetfeld erweitert werden. Dann kann ermittelt werden, ob zusätzliche
magnetfeldinduzierte Dehnungen zu den pseudoelastischen in den untersuchten
Legierungssystemen hervorgerufen werden können.
Neben dem magnetischen Formgedächtniseffekt über die Verschiebung von Zwillings-
grenzen in der Martensitphase gibt es noch eine weitere Möglichkeit eine magnetfeld-
induzierte Dehnung in den untersuchten ferromagnetischen Formgedächtnislegierungen
hervorzurufen. So kann das Anlegen eines Magnetfeldes eine martensitische Phasen-
umwandlung bewirken [14]. Dieser Mechanismus verläuft analog der spannungs-
induzierten martensitischen Umwandlung bei konventionellen Formgedächtnis-
legierungen. Das Magnetfeld würde die ferromagnetische Martensitphase stabilisieren.
Allerdings sind die benötigten Magnetfeldstärken für praktische Anwendungen viel zu
groß.
Die Magnetfeldstärken können aber bei gleichzeitigem Anlegen einer äußeren
mechanischen Spannung reduziert werden. So sind in einigen Ni-Mn-Ga-Legierungen
7 Ausblick
126
spannungsunterstützte magnetfeldinduzierte martensitische Phasenumwandlungen
möglich [83]. Das Magnetfeld bewirkt hierbei einen Anstieg der kritischen Spannung
zur Bildung von SIM. Dies kann zu einer Separation der Spannungs-Dehnungs-Kurven
mit und ohne äußeres Magnetfeld führen, d. h. dass das pseudoelastische Plateau und
die Spannungshysterese mit äußerem Magnetfeld im Gesamten oberhalb der Kurve
ohne Magnetfeld liegen. Diese Separation ermöglicht eine reversible spannungs-
unterstützte magnetfeldinduzierte martensitische Phasenumwandlung allein durch An-
und Ausschalten des Magnetfeldes. Diese kann auf zwei verschiedenen Wegen
hervorgerufen werden. Erstens kann der Einkristall in einem Magnetfeld mit einer
Spannung, welche oberhalb der kritischen Spannung zur Bildung von SIM ohne
Magnetfeld, aber noch unterhalb der kritischen Spannung zur Rückumwandlung mit
Magnetfeld liegt, belastet werden. Wird nun das Magnetfeld ausgeschaltet, so setzt eine
spannungsinduzierte martensitische Umwandlung ein, da die Austenitphase bei dieser
Spannung nicht stabil ist. Bei Wiederanschalten des Magnetfeldes ist dagegen die
Austenitphase wieder stabiler und die Rückumwandlung setzt ein. So kann die Hin- und
Rückumwandlung bei konstanter Spannung zyklisch durch An- und Ausschalten des
Magnetfeldes induziert werden. Umgekehrt kann der Einkristall ohne Einwirkung eines
äußeren Magnetfeldes oberhalb der kritischen Spannung zur Bildung von SIM belastet
werden, so dass der Austenit spannungsinduziert in Martensit umwandelt. Bei Anlegen
eines Magnetfeldes setzt die Rückumwandlung ein, da der Martensit unter dem
Magnetfeld nicht stabil ist.
Um zu überprüfen, ob die hier untersuchten Co-Ni-Ga- und Ni-Fe-Ga-Legierungen eine
reversible spannungsunterstützte magnetfeldinduzierte martensitische Phasenum-
wandlung zeigen können, muss der Einfluss von Magnetfeldern auf das pseudo-
elastische Verhalten untersucht werden. Wird die kritische Spannung zur Bildung von
SIM erhöht, so muss diejenige Temperatur gefunden werden, bei der eine vollständige
Separation der Kurvenverläufe erfolgt und die Möglichkeit einer reversiblen
magnetfeldinduzierten martensitischen Phasenumwandlung bei konstanter äußerer
Spannung besteht.
Für die vorher genannte Versuchsreihe sind Co-Ni-Ga-Proben im Ausgangs- und im
thermo-mechanisch trainierten Zustand sowie Ni-Fe-Ga-Proben mit [001]-Orientierung
nach einer geeigneten stabilisierenden Behandlung zu bevorzugen, da die in dieser
Arbeit aufgenommenen Spannungs-Dehnungs-Kurven einen geringen Reibungswider-
stand gegen die Verschiebung von Phasengrenzen und ein nahezu perfektes
7 Ausblick
127
pseudoelastisches Verhalten widerspiegelten. Die homogenisierten und die unter
Spannung gealterten Co-Ni-Ga-Druckproben sind weniger für eine reversible
spannungsunterstützte magnetfeldinduzierte martensitische Phasenumwandlung
geeignet, da die Spannungs-Dehnungs-Antwort nach dem Homogenisieren nicht stabil
ist und im Falle der gealterten Proben die Bildung von SIM zu wesentlich höheren
Spannungsniveaus verschoben worden ist. Bei den [123]-orientierten Ni-Fe-Ga-Proben
dagegen ist der Reibungswiderstand gegen die Verschiebung von Phasengrenzen sehr
hoch und die Bildung von Versetzungen führte während der spannungsinduzierten
martensitischen Umwandlung zu einer Degradation der reversiblen Dehnungen. Diese
Eigenschaften sind sehr ungünstig für Aktoranwendungen, die auf einer reversiblen
magnetfeldinduzierten martensitischen Phasenumwandlung bei konstanter äußerer
Spannung basieren.
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Abkürzungsverzeichnis
136
Abkürzungsverzeichnis
Abkürzung Bezeichnung
AFM engl. Atomic Force Microscopy
EBSD engl. Electron Backscatter Diffraction
EBSP engl. Electron Backscatter Pattern
EDS energiedispersives Röntgenspektrometer
DSC engl. Differential Scanning Calorimetry
FGL Formgedächtnislegierung
kfz kubisch flächenzentriert
krz kubisch raumzentriert
ME Martensit-Entzwillingung
MFM engl. Magnetic Force Microscopy
MR Martensit-Reorientierung
OIMTM engl. Orientation Imaging Microscopy
OM optische Mikroskopie
REM Rasterelektronenmikroskop
SIM spannungsinduzierter Martensit
TEM Transmissionselektronenmikroskop
trz tetragonal raumzentriert
WDS wellenlängendispersives Röntgenspektrometer
XRD engl. X-ray Diffraction
Verzeichnis der Symbole
137
Verzeichnis der Symbole
Symbol Bedeutung
Af Austenitfinishtemperatur
As Austenitstarttemperatur
E
B Austauschfeld
ext
B externes Magnetfeld
Dipol
B
r
magnetisches Feld eines Dipolmomentes
Dipol
E
r
magnetische Energie eines Dipolmomentes
therm
E thermische Energie
C Curie-Konstante
G Gibbsche Energie
Gc chemischer Energieterm
Ge nicht-chemischer Energieterm (aus elastischer Verzerrung)
Gnc nicht-chemischer Energieterm
Gs nicht-chemischer Energieterm (aus Reibung und Defektbildung)
H magnetische Feldstärke
ΔH latente Umwandlungswärme
J Austauschintegral
Kα1 Wellenlänge der Kupfer-Röntgenröhre
Ku magnetische Anisotropiekonstante
B
k Boltzmann-Konstante
m
r Dipolmoment
M
r
Magnetisierung
Md obere Temperaturgrenze zur spannungsinduzierten Martensit-
bildung
Mf Martensitfinishtemperatur
Ms Martensitstarttemperatur
Msσ kritische Temperatur zur Bildung von Martensit unter einer
externen Spannung
Verzeichnis der Symbole
138
Symbol Bedeutung
My Temperatur, bei der die kritische Umwandlungsdehnung und die
Austenitstreckgrenze gleich groß sind
r
r
Abstand zwischen Dipolmomenten
s1, s2 Elektronenspin 1 und 2
T Temperatur
T0 Gleichgewichtstemperatur
TC Curie-Temperatur
∆TS Unterkühlung
U Wechselwirkungsenergie
α+ / α- unterschiedlich orientierte Martensitvarianten
β Austenitphase
ε0 Umwandlungsdehnung
θ Braggsche Winkel
λ
temperaturabhängige Konstante
λ
Winkel zwischen der Richtung der Scherung und der Be-
lastungsrichtung
0
μ
magnetische Feldkonstante
B
μ
Bohr’sche Magnetron
σ mechanische Spannung
MA
krit
σ→ kritische Spannung zur Bildung von Martensit
AM
krit
σ→ kritische Spannung zur Rücktransformation zu Austenit53
σMs kritische Spannung zur Bildung von Martensit
plateau
σ Plateauspannung
σZV Spannung zur Verschiebung von Zwillingsgrenzen
σΔ Spannungshysterese
φ Drehung der Probe bei XRD-Messungen
χ
Suszeptibilität
χ Winkel zwischen der Habitusebenennormalen und der Be-
lastungsrichtung
ψ Verkippung der Probe bei XRD-Messungen
S. 139 Lebenslauf aus datenschutzrechtlichen Gründen entfernt; UB Paderborn 11.02.2010
140
Danksagungen
Ich möchte mich an dieser Stelle bei allen bedanken, die mir diese Arbeit durch ihre
Unterstützung ermöglicht haben. Dabei gilt mein besonderer Dank
Prof. Dr.-Ing. Hans-Jürgen Maier für die Übertragung und die hervorragende Betreuung
dieser Arbeit,
Prof. Dr.-Ing. Eckhard Quandt für die Übernahme des Zweitgutachtens,
Prof. Dr. Ibrahim Karaman für die zahlreichen Diskussionen über magnetische Form-
gedächtnislegierungen,
dem gesamten Lehrstuhl für Werkstoffkunde für die nette Arbeitsatmosphäre,
und meinen Eltern die mir erst mein Studium ermöglicht haben und mir in der letzten
Phase meiner Arbeit den Rücken freigehalten haben.
Mein größter Dank gilt meinem Mann für seine große Unterstützung in guten wie in
schlechten Zeiten.
