物理学ni-mnsnfe磁性记忆合金力学性质及能研究

： 师：XXX教申 级别：理学科、专业：所在单位：应用科学学答辩日期：20173授 StudyonMechanicalandMagneticMemoryAlloy Prof.XXXAcademicDegreeAppliedfor： March, Ni-Mn-Sn-Fe磁性合金力学性质及磁性能研摘要Ni-Mn-Sn合金可以由磁场直接诱发母相到马氏体相之间的转变，具有丰富的物理内涵与现象，使其具备广阔的应用前景。但是该合金脆性大、驱动门槛值高的问题严重制约了它的应用与发展。本文通过掺杂Fe元素，在Ni-Mn-Sn合金磁性能的同时改善了合金的力学性能。采用非自耗真空电弧熔炼Ni50-xFexMn38Sn12(x=0,3at.%)Ni50-xFexMn39Sn1(x=0,3,4,6at.%)的合金材料。同时采用扫描电镜观察、XNi-Mn-Sn-Fe磁性能及其影响因素，阐明了Fe元素对组织结构以及相变的影响规律；通过断口分析揭示了FeNi-Mn-Sn合金的增韧机制；并通过第一性原FeNi-Mn-Sn磁性质的影响机理。Ni-Mn-SnFeNi可以引入第二FeNi50-xFexMn38Sn12(x=03at.%)及Ni50-xFexMn39Sn11(x=0,3,4,6at.%)合金在冷却与加热过程中发生热弹性马氏体相变及逆相变，Fe元素的掺杂改变了合金的基体成分，Fe含量的增加，马氏体相变温度降低。压缩断裂试验结果表明，Fe的掺杂可以显著改变Ni-Mn-Sn合金的力学性能。Fe元素的含量对合金的压缩断裂强度和断裂应变有显著影响。当Fe4at.%时，压缩断裂强度达到724MPa9.24%。Fe掺杂可以改善合金力学性能的原因主要是因为Fe的掺杂改变了Ni-Mn-Sn合金的断裂方式。Ni-Mn-Sn基体合金的断裂方式为沿晶断裂，因此脆性很Fe0at.%4at.%，其断裂方式逐渐转变为穿晶解理断裂断口呈现较多的韧性棱塑性明显增强但Fe含量达到6at.%时，由于合金中第二相的体积分数明显增加将基体形成与扩展。因此合金的断裂强度及断裂应变与Fe4at.%相比稍有降低。Fe可以提高合金两相之间的饱和磁化强度差，两28.1emu/g，并且Ni50Mn39Sn11、Ni47Fe3Mn39Sn11Ni46Fe4Mn39Sn11和Ni44Fe6Mn39Sn11合金可以由磁场驱动其Fe后的合金磁驱相变更为明显。Ni-Mn-Sn；磁性合金；Fe掺杂；力学性能；磁性质StudyonMechanicalandMagneticPropertiesofNi-Mn-Sn-FeMagneticShapeMemoryAlloyNi-Mn-Snalloyscanbesubjectedtoametamagnetictransitionfromtheweakmagneticmartensitetostrongferromagneticausteniteunderanexternalmagneticfield.Thistypeofalloyshaveahighresponsefrequencyandalargeoutputstress.Meanwhile,thesealloysexhibitmultifunctionalpropertiesandtherichnessanddiversityofthephysicalphenomenaduetothemagnetic-field-inducedphasetransformation.However,theproblemofbrittlenessandhighmagneticdrivethresholdisaseriouslimitationofitsapplicationanddevelopment.Inthispaper,weachievesimultaneousenhancementofmagneticandmechanicalpropertiesinNi-Mn-SnalloybyaddingFeelement.Ni50-xFexMn38Sn12(x=0,3at.%)andNi50-xFexMn39Sn11(x=0,3,4,6at.%)magneticshapememoryalloywerepreparedbyvacuumarcmeltingmethod.Themicrostructures,martensitictransformations,mechanical，magneticproperties,andtheirinfluencesonNi-Mn-SnmagneticshapememoryalloyshavebeeninvestigatedbymeansofSEM,XRD,compressivetests.ClarifiedtheFeelementsonthestructureoftheorganizationandtheinfluenceofphasetransformationrule；ByfractureysisrevealsthattheFeelementofNi-Mn-Snalloystougheningmechanism；AndthroughtheprimaryprinciplerevealstheFedoofNi-Mn-Snmagneticqualitativeinfluencemechanism.ExperimentalresultsindicatethatbysubstitutionofFeforNi,themicrostructureandcrystalstructureofthealloyschangeatroomtemperature.ThesecondphasewasinducedanditscontentincreaseswithFeaddition.Ni50-xFexMn38Sn12(x=0，3at.%)andNi50-xFexMn39Sn11(x=0,3,4,6at.%)alloysundergoone-stepthermoelasticmartensitictransformationduringtheprocessofcoolingandheating.MartensitictransformationtemperaturesofNi-Mn-SnalloysdecreasewiththeincreaseofFecontent.CompressiontestsshowthatanappropriateamountofFeadditionhassignificantlyimprovedthemechanicalpropertiesofNi-Mn-Snalloy.BoththecompressivestrengthandstrainhaveastrongdependenceupontheFecontent.Whenthereis4at.%Feadded,thecompressiveandumstrainreachtheumvalue(approximay725.4MPaand9.3%),whichweresignificantlyimprovedthanthatofthealloywithoutFeaddition.withthefurtherincreaseinFecontent,thecompressivestrainisdecreasedlargely.Itshouldbenotedthat,accordingtotheDSCresults,Fe6alloyisaustenitewhileothersaremartensiteinitially.Althoughthesecondphaseformationincreasedthestrengthslightly.Italsomadethealloymorebrittle.ThefracturetypechangesfromfracturetotransgranularfracturewithincreasingFeWefoundthatenhancementofMFIRMTbyFedoisoriginatedfromtuningantiferromagneticaustenitetoferromagneticstatebysubstitutionofFeforNi.Themartensitictransformationtemperaturecanbefiedusingtheenergydifferencebetweentheausteniteandmartensitephases.TheFedodecreasesthetotalenergydifferencebetweenausteniteandmartensiteofNi-Mn-Sn,resultinginthedecreaseofitsmartensitictransformation Ni-Mn-Sn,magneticshapememoryalloy,Fedo,martensitictransformation,mechanicalproperties摘 第1章绪 课题研究目的及意 Ni-Mn-Ga磁驱动形状合 Ni-Mn-Ga合金的晶体结 Ni-Mn-Ga合金的马氏体相 Ni-Mn-Ga合金的磁感生应 Ni-Mn-Sn磁驱动形状合 Ni-Mn-Sn合金的晶体结 Ni-Mn-Sn合金的马氏体相 Ni-Mn-Sn合金的磁性 本文主要研究内 第2章材料及试验方 实验材 组织结构分 相变温度测 力学性能测试和断口分 磁性能测 第3章Ni-Mn-Sn-Fe合金的组织结构与马氏体相 引 Ni-Mn-Sn-Fe合金的组织结 Ni-Mn-Sn-Fe合金的马氏体相 本章小 第4章Ni-Mn-Sn-Fe合金的力学及磁性 引 Ni-Mn-Sn-Fe合金的力学性 Ni-Mn-Sn-Fe合金的压缩变形行 断口分 Ni-Mn-SnFe合金的磁性 Ni-Mn-Sn-Fe合金的磁化强 Ni-Mn-Sn-Fe合金的磁性影响机 本章小 结 参考文 攻 期间的学术致 第1形状合金以其具有奇特的形状效应和超弹性而成为人们广泛关注时间举世瞩目，由此揭开了对形状合金广泛研究的序幕[2]。形状合金的超弹性与形状效应是以无扩散性马氏体相变为基础的。早在1938年就有科学家发现Cu-Zn合金中马氏体随温度的升高降低呈现出消 科学家在Cu-14.7Al-1.5Ni（重量分数）合金中发现降温时马氏体形成，升温时马氏体收缩，并称这种现象为为热弹性马氏体相变[4,5]传统的形状合金基于热弹性马氏体相变，如今在工程应用中的实例已生物相容性而被广泛应用在医学等领域。但是，传统的热驱形状合金，由1996年，Ullakko等人发现Ni2MnGa单晶能够在磁场作用下产生0.2%的可逆应变[6]。自此以后，使用铁磁形状合金替代传统热驱合金成为解决其响应频率低的新方法。铁磁形状合金由于其铁磁性会和结构相变耦合在磁场作用下发生形状效应，并且不失其受温度场驱动的传统形状合金的特点[7]。磁性合金具有响应频率快和宏观应变大的两大优点。目前已知的铁磁形状合金有以Ni为主要元素的合金例如Ni-Mn-X(Ga，Al)[8-12]、Ni-Mn-X（In，Sn，Sb）[13-16]Co为主要元素的合金Co-Ni-Al（Ga）[17-20]。这些磁性合金中人们研究最早且取得成果最多的是Ni-Mn-Ga合金该合金KHz9.5%[21]，但是合金在相变中产生的输出应力只有2MPa[22]左右，应用需求。2004年,SutouNi-Mn-Ga合金的磁诱导应变机理不同的新型的铁磁形状合金，即Ni-Mn-Sn（In，Sb）合金。这一类合金的宏观应到了在磁场驱动下发生的形状效应[23]在Ni-Mn-Sn合金中通过这样由磁场驱动的马氏体相变，相变过程中产生的输出应力能够达到100多兆帕。由于Ni-Mn-SnNi-Mn-Sn合金的力学性质和磁性能成为当前研究的重点和热点。，2015年发现在Ni-Mn-In合金中掺入Fe元素替代Mn元素可以在合质[24]。2015ZhangNi-Mn-InFeNi元素发现，随着Fe含量的增加,样品的相变温度急剧下降,而奥氏体铁磁性却逐渐增强，增力显著提高[25]。基于以上研究本文通过掺杂不同含量的铁磁元素Fe名义替代Ni，掺入Fe后合金微观组织结构的变化规律以及Fe含量对合金的相变、，Ni-Mn-Ga磁驱动形状合19世纪德国采矿工程师Heusler首次研究了一种高度有序的合-Cu2MnAl（Sn）合金[25]。此后，人们把这种高度有序的三元金属间化合物以HeuslerHesuler合金。但从严格意义上讲，它并非合金，而是金属之间的特殊键合方式，使其在力学性能方面具有高硬度、高、高抗蠕变性铁磁性形状合金基本为立方结构Heusler合金合金的一般结构为立L21结构，空间群为Fm3m。化学通式记作X2YZ。HeuslerZ元素多数属于B类中IIIA、IVA、VA族元素。其具有的受局限和非局限电子之间,inducedstrain),磁超弹性(Magnetichyperelastic),巨磁热效应(Giantmagnetocaloric于前者，Ni-Mn-Sn合金是基于后者。人们最早发现的可以由磁场控制的形状合金就是i-nGa合金早在1984bter等[28]i2nGa合金可在温度场控制下发生热弹性马氏体1996llakkoi2nGa单晶能够在磁场作用下沿[001]0.2%i-Mna合金能够在高响应频率的同时产生更大的输出应变，科学家们致力于提高ina合金的磁感生应变。2002年科学家Soinv等[9]发现在外加磁场作用下化学计量比为i488n297215单晶沿[00]9.%in合金磁感生应变的最大值。但是由于其应变机制的限制，输出应力仅为2Pa左右，难以满足实际应用。Ni-Mn-Ga合金的晶体结Ni2MnGa合金作为典型的Heusler合金如图1-1所示化学计量比Ni2MnGa合金高温奥氏（母相结构是高度有序的L21体心立方结构Oh5（Fm3m）Ga对应空间点位置为（0，0，0）Ni对应空间点位1/2）Mn8Ni原子，Mn-Ni0.26nm；次近邻的是6Ga原子，Mn-Ga原子间距为0.3nmMn原子之间距离是第三近邻，Mn-Mn0.42nm[27]。1-1Ni2MnGa合金的奥氏体结构Fig.1-1AustenitestructureofNi2MnGaNi-Mn-Ga合金的马氏体相Ni-Mn-Ga合金在降温过程中，可以发生热弹性马氏体相变。表现为Ni-Mn-GaL21奥氏体结构转变为马氏体相。由于合金化学成分配比的不同，相变转变为的马氏体结构可分为T7M、5M调制结构等多种类Fig.1-2RelationshipcurvesbetweenMs、TcandvalenceelectronconcentrationofNi-Mn-Gaalloy[28]1995Cherenko[28]Ni-Mn-Ga合金相1）MnGaMs降低；2）NiMnMs升高；3）GaMnMs降低。原因为:合金成分配比改变导致合金价电子浓度也随之发生变化，合金的马氏体相变开始温度(Ms)会随着价电子浓度的升高而升高，居里转变温度(Tc)1-2所示为Ni-Mn-Ga合金的Ms、Tc随合金电子浓度e/a的变化曲线，很容易观察到MsMs随电子浓度的变化趋势主要分为三种情况：第一种是当e/a<7.55Ms随着e/a的增加按照一定斜率增加；第二中是当7.55<e/a<7.7时，Mse/ae/a>7.7时，Mse/a的i-nGa添加其它元素如：Fe、o、b、l、u、C、Si、e、i、、Sn、Zn、稀土ina合金马氏体相变行为的影响。Tnin中掺入u元素明显增大了合金的马氏体相变温度[31]。Ni-Mn-Ga合金的磁感生应众所周知，磁性材料的铁磁态与顺磁态可以在居里温度两侧相互转变，温inGaMs<Tci-nGai-nGa合金磁感生应变以及其产生机理进行的。Fig.1-3Schematicdiagramofreorientationofmagneticfieldinducedtwinvariants关于Ni-Mn-Ga合金的磁感生应变机制，目前被普遍接受的是Ullakko[32]等现：第一，以Ni-Mn-Ga合金为代表，虽然磁场驱动马氏体变体重排能够产生较Ni-TcMs，母相为铁磁性，也就与马氏体相存在较大的饱和磁化强度差[33-35]。按照克劳修斯-克拉柏龙（Clausius-Clapyron）方程𝑑𝐻=

(1- T为相变改变温度，ΔM为两相之间的饱和磁化强度差，H是施加的Ni-Mn-Sn合金的晶体Ni2MnSnNi2MnGaHeusler1-2所示，化Ni2MnSn合金高温奥氏体（母相）L21体心立方结置为（3/4，3/4，3/4）[38]。Ni2MnSn合金的马氏体相结构主要为4O、5M和7M1-4Ni2MnSnFig.1-4AustenitestructureoftheNi2MnSnNi-Mn-Sn合金的马氏体相Ni-Mn-SnNi-Mn-Ga相似，降温过程中，可以发生热L21T型非调制结构、5M7M调制结构等多种类别的低温马氏体相[39-43]。i50n50-xSnx合金中i14t.%时能15）i50n40-xSn0+x（0,1,2,3t.%）C曲Sn可以看出合金的马氏体与奥氏体相变之间的滞后比较小，因此发生的是热弹性i-na合金中的元素化学计量比的改变对合金的相inGa合金相似，inSn合金的化学计量比对相变温度的产生影响的原因也是改变合金成分后电子浓度（/a）随之改变。15b）i50n40-xSn1+x（0,,2,3）Ms/a的关系曲线，Ms/a的增加线性升高。通过改变合金中元素的配比关系，获得在相应温Ni-Mn-SnNi-Mn-Sn合金研究中1-5a）Ni50Mn40-xSn10+xDSCb)Ni50Mn40-xSn10+xMse/a的关系曲线[44]Fig.1-5.a)DSCresponseb)Mstemperatureasafunctionofe/aratioinofNi50Mn40-xSn10+xi-nSnoluSiiZni-nSn合金马氏体相变行为的影响[45]。ShrmaJinSnoi降低了合金的相变温度[46]。LH等人在inSn合金掺入o元素替代n元素发现相变温度先升高后降低[47]。Ni-Mn-Sn合金的磁性金的马氏体相与奥氏体相间存在饱和磁化强度差[48-50]。根据Clausius-Clapyron图a）Ni50Mn47Sn13合金在室温下的DSCb）Ni50Mn47Sn13合金在2KOe1-7a）Ni50Mn47Sn13DSCb)Ni50Mn47Sn13合金热磁曲线Fig.1-7.a)DSCresponseb)M-TcurvesofNi50Mn40-xSn10+xalloysofNi-Mn-Sn合金是近年来发展的一种新型磁性形状合金，兼具热弹性马常广阔的应用前景[51-55]。但Ni-Mn-Sn硬度低，脆性大，驱动相变需要的磁场门本文提出通过掺杂不同含量的Fe元素，Fe含量变化对马氏体相变行Ni-Mn-Sn-Fe合金材料的与微观组织结采用真空电弧熔炼Ni-Mn-Sn-Fe合金材料。在此基础上，采用扫描电镜、X射线衍射仪等方法研究Ni-Mn-Sn-Fe显微组织结构，掺杂Fe对Ni-Mn-Sn合金微观组织结构的影响。Ni-Mn-Sn-FeFeNi-Mn-Sn合金的马氏体相变的影Ni-Mn-Sn-FeFeNi-Mn-Sn合金力学性质的影响规律，并通过Ni-Mn-Sn-Fe合金的断裂机制和掺杂FeNi-Mn-Sn-FeNi-Mn-Sn-Fe合金的热磁曲线和等温磁化曲线，探究Fe掺杂对Ni-Mn-Sn-Fe合金磁性质的影响规律。通过第一性原理计算Ni-Mn-Sn-FeNi-Mn-Sn-Fe合金磁性质影响机理。第2章材料及试验方为了研究Fe元素的含量对Ni-Mn-Sn磁性形状合金结构与性能的影响，本课题为出相变温度在室温下的Ni-Mn-Sn-Fe合金，选取相变温度较高的Ni50Mn38Sn12、Ni50Mn39Sn11FeNi元素。原99.93wt.%-Ni99.95wt.%-Mn99.93wt.%-Sn99.95wt.%-Fe，Ar5×10-3Pa出化学计量数为Ni50-xFexMn38Sn12(x=0,3at.%)Ni50-xFexMn39Sn11(x=0,3,46at.%)MnMn1053K482-1Table2-1Rawmaterialandrawmaterialpurityoftestalloys电解镍电解锰锡铁使用S-4700型场扫描电镜中的背散射电子成像（BSE）合金组织，观察之前，对试样进行机械粗打磨，然后进行抛光处理，观察直至无划痕后才能Ni-Mn-Sn-Fe合金的室温物相组成是采用Rigaku-D/max-rB进定将电50kV100mA10˚/min20mg，为了测试过程中试样温度变化均匀应尽量保证试样两侧的平整度经1小时后使用30分钟去除表面杂质后进试测试前应在175K-524K15K/min，对固溶处理后的试样块体，采用线切割的方法在Ni-Mn-Sn-Fe合金上切取Φ3mm×5mm的试样柱。在电子万能力学试验机上进行压缩断裂的试验，设定机向下压缩的速度为0.1mm/min，工作温度为室温。断裂后尽快观察断口形貌，QUANTUM23DESIG2N公司的M23odel6000型物理的性质测试系统，简称PPMS。其拥有电与磁等多种物性测量条件，可以满足很多测试需求。能1.8K-400K0-9T的磁场范围内，对多种材料的磁性质进行精细化的测量，精度很高,磁性测量精度可达2.5×10-5emu。本采用PPMS系统中的样品磁强计对材料的热磁曲线（M-T曲线）以及等温磁化曲线（M-H曲线）。测试条件为：样品尺寸选取1.5mm×1.5mm×3mm，温度范围选取第3Ni-Mn-Sn-FeNi-Mn-SnL21结构4O5M和7M调制结构。本章采用扫描电子显微镜以及X射线衍射仪等对Ni50-xFexMn38Sn12(x=0,3at.%)Ni50-xFexMn39Sn11(x=0,3,4,6at.%)合金的组织结构进行系统研究，掺杂Fe元素对合金组织结构的影响规律。Ni-Mn-SnFe掺温度在室温的FeNi50-xFexMn38Sn12=0,3at.%)Ni50-xFexMn39Sn11(x=0,3,4,6at.%)合金的马氏体相变行为，阐明3-1Ni50-xFexMn38Sn12(x=0,3at.%)合金的背散射电子像，可以观察到，Fe3-1a）可以看出，合金的背散射电子像由相同的灰域构成（黑色的斑点是在铸锭凝固收缩毛孔时形成的Fe时，Ni50Mn38Sn12Fe3at.%，可以看到Ni47Fe3Mn38Sn12合金灰色的基体中部分区域出现黑色第二相，且第二3-2Ni50-xFexMn39Sn11(x=0,3,4,6at.%)合金的背散射电子像。由图可见，FeNi50-xFexMn39Sn11(x0,3,4,6at.%)合金的显微组织。Ni50Mn39Sn11合金的背散射电子像也是由相同的灰域构成因此合金为单相组织而在掺杂Fe元素的Ni47Fe3Mn39Sn11Ni46Fe4Mn39Sn11、Ni44Fe6Mn39Sn11合金中均可以观察到黑色第二相。第二相的数量与大小都随着掺杂Fe含量的增加而增加。当掺杂Fe含量为3at.%时，第二相尺寸较小呈棒状Fe4at.%，观察到第二相逐渐增长开始相互，同时体积占有率也随之增加，并趋向于沿晶界分布。当Fe3-1Ni50-xFexMn38Sn12(x0,3at.%)Fig.3-1ThebackscatteredelectronimagesoftheNi50-xFexMn38Sn12alloys.a)x=0;b)3-1Ni50-xFexMn39Sn11(x0,3,46at.%)EDS0 0 Ni50-xFexMn39Sn11(x=0,3,4,6at.%)合金的基体及第二相的能量散射谱分析结果列于表3-1。当掺杂Fe含量大于3at.%时，合金基体的成分基本稳定，随着掺杂Fe含量的增多基体中Fe的含量0.3at.%左右的增长掺杂Fe含量6at.%时基体中Fe3.1at.%，说明此时Fe元素在基体中的溶解度趋于Fe11at.%，远高于基体中的含量，Ni元素含量低合金基体的Fe在合金中形成了成分稳定的富FeFe类似的现象也发生在Ni-Mn-Ga合金中，XinNi56Mn25−xFexGa19(x=0,2,4,6,8,10at.%)的研究中发现室温下Fe0at.%、2at.%4at.%时合金均为马Fe6at.%时合金的基体仍为马氏体，但还观察到了沿晶界出现的白色第二相。随着合金中Fe的增加，第二相所占体积比也随之增加，掺Fe10at.%是合金中第二相更为明显，且同时分布在晶界和晶体内。掺Fe含量达到10at.%时合金中的第二相达到最大且相互分割基体。由此可见在Ni-Mn-Sn(Ga)Fe元素可以引入不同相结构的第二相。3-2Ni50-xFexMn39Sn11(x0,3,46at.%)Fig.3-2ThebackscatteredelectronimagesoftheNi50-xFexMn39Sn11alloys.a)x=0;b)x=3;c)d)Ni50-xFexMn39Sn11(x=0,3,4,6at.%)合金的室射线衍射谱如图3-3所示。（201（125（14710M调制的正交马氏体结构，其晶格参数分别为a=0.4314nm,b=0.5692nm,c=2.779nm3at.%FeNi后室温下合金结构明显开始向奥氏（20110M10M10M10MFe4at.%后合金结构明显开始向奥FeFe含量的增加升高。当掺Fe量达到6at.%时，合金基体室温下为奥10M10M10M10M 23-3Ni50-xFexMn39Sn11(x0,3,46at.%)XFig.3-3TheXRDpatternsofNi50-xFexMn39Sn11(x=0,3,4,6at.%)alloysatroomNi-Mn-Sn合金的磁感生应变机制是在磁场作用下直接发生马氏体逆相变。相之间有着很大的饱和磁化强度差，即Clausius-Clapyron方程：𝑑𝐻=

熵变，ΔM为两相的饱和磁化强度差，方程可近似为：∆𝑇≈(𝛥𝑀) 而根据公式(3-2)可以看出，相变温度的变化ΔT与外加磁场磁驱大小ΔH、两相饱和磁化强度差ΔM成正比，与合金相变过程中的熵变ΔS成反比。若合金ΔM。Ni-Mn-Sn合金的相变研究也非常有意义。以下分别观察不同含量的Fe掺杂Ni-Mn-Sn合金的马氏体相变，从中找出掺杂FeNiFeNi对合金相变的影响机理。175K-524K大温度范围内快速升温及降温找出具体测试区间，再对试样以15K/min速率进行加热和冷却并记录吸热放热曲线，注意每次测试3-4用DSCFig.3-4SchematicdiagramofbyDSCcurvediagramdeterminedalloyphasetransitiontemperaturedetermined3-4所示，在相变图中吸热峰、放热峰底部左右两（Ms（Mf（As（Af3-5Ni50-xFexMn38Sn12(x=0,3at.%)合金在升温和降温过程中的DSC曲线不掺杂的Ni50Mn38Sn12合金DSC峰掺Fe后的Ni47Fe3Mn38Sn12合金DSC峰不再。合金在整个升温、降温过程中均只出现一个吸热和放热峰，说明掺FeNi-Mn-Sn的合金的相变类型，Ni50-xFexMn38Sn12(x=0,3at.%)合金依然发生热弹性马氏体相变经过切可以确定Ni50Mn38Sn12合金的Ms为384.7KMf为366.6KAs为394.4KAf为401.3KAf>As>Ms>Mf，因此属于第一类马氏体相变，热滞的计算方法为As-Ms9.7K。Ni47Fe3Mn38Sn12Ms352.2KMf288.9KAs299.4KAf366.4K，>MfMsFeNi元素会使合金的相变温度下降。另外可以观察到Ni47Fe3Mn38Sn12合金的相变结束温度与相变开始温度温差较大，证明该合金属于宽温域合金，其应用有待进一步开发。3-5Ni50-xFexMn38Sn12(x0,3at.%)合金的DSCFig.3-5DSCcurvesoftheNi50-xFexMn38Sn12(x=0,3at.%)3-6Ni50-xFexMn39Sn11(x=0,3,4,6at.%)DSC曲线。Ni50-xFexMn39Sn11(x0,3,4,6at.%)合金在测试范围内都能发生马氏体相变，马氏体相变温度最高的是没有掺杂的原始成分Ni50Mn39Sn11，掺Fe后合金的DSC曲线升温、降温过程中均只存在一个吸热和FeNi-Mn-Sn的合金的相变类型，合金的依然发生热弹性马氏体相变。当Fe6at.%时，合金的马氏体相变不再明显。用切求出合金的Ms、Mf、As、Af，具体数值如表3-2所示。从表3-可以观察到MsMfAsAf都随FeFe达到3at.%at.%的马氏体相变开始温度和奥氏体相变开始温度都在室温（300K）附近，MsMfAsAf计算合金相变滞后温度，Ni50Mn39Sn11Af>As>Ms>Mf8K，Ni47Fe3Mn38Sn12Ni46Fe4Mn39Sn11合金Ni44Fe6Mn39Sn11Af>Ms>As>Mf6K、6.9K、10.3K，随FeNi50-xFexMn39Sn11(x=0,3,4,6at.%)3at.%、4at.%Fe含量为3at.%的升温DSC曲线在相变温度附近的曲率变化小，使用切确定是通过DSC曲线图可以看出Ni46Fe4Mn39Sn11的相变温度都明显低于Ni47Fe3Mn39Sn11Ni50-xFexMn39Sn11(x=0,3,4,6at.%)合金的马氏体相变温度随掺FeFe0at.%6at.%，马氏体相变温度从385.5K降低到222.1K，下降了163.4K，可以看出掺杂Fe替代NiNi-Mn-Sn合金马氏体相温度的影响很大。在Ni50-xFexMn39Sn11(x0,3,4,6at.%)合金的研体相相结合，0at.%合金为马氏体相，与上文XRD相同。表3-2Ni50-xFexMn38Sn12(x0,3at.%)、Ni50-xFexMn39Sn11(x0,34,6at.%)Tab.3-2ThetransformationtemperaturesofNi50-xFexMn38Sn12(x0,3at.%)、Ni50-xFexMn39Sn11(x=0,3,4,6at.%)MsMfAsAfMs、Mf、As、AfFe3-7a）所示，Ms、Mf、As、Af随FeMsMfAf下降趋势类似沿一定斜率线性下降，As0、3Ms相交，其原因是热弹性马氏体相变类型的改变。影响3-7b）Ms、Mf也随着合金电子浓度的上升呈类似线性的快速上升。3-6Ni50-xFexMn39Sn11(x0,3,46at.%)DSC DSCcurvesoftheNi50-xFexMn39Sn11(x=0,3,4,6at.%)Fig.3-7PhasechangetemperatureofNi50-xFexMn39Sn11(x=0,3,4,6at.%)alloysindependenceofa)Fecontent,b)electronconcentrationFeNiNi-Mn-Sn替代NiNi50Mn38Sn12Ni50Mn39Sn11Fe替代Ni改变第二相；随着Fe含量的增加，第二相的大小增大并相互，所占体积分数增加；第二相为富Fe相。随着Fe含量的改变，Ni50-xFexMn39Sn11(x=0,3,4,6at.%)合金室温下呈FeNi50Mn39Sn11Fe3at.%4at.%10M调制马氏体与奥氏体结构共存；Fe6at.%时，10M调制马氏体结构。Ni50-xFexMn38Sn12(x0,3at.%)、Ni50-xFexMn39Sn11(x0,3,4,6at.%)合金FeNi含量的升第4Ni-Mn-Sn-FeNi-Mn-Sn合金具有磁驱形状、大磁电阻效应、磁驱超弹性等奇特的物理性质，成为的研究热点之一。但是，Ni-Mn-Sn合金的脆性大，机械加工Ni-Mn-InNi-Mn-Ga合金中掺入少量的FeNi-Mn-Sn中掺入Fe替代Ni改善合金力学性能的研究还未见。本章主要研Ni-Mn-SnFeNi-Mn-SnFeNi-Mn-SnNi-Mn-Sn-Fe合FeNi-Mn-Sn合金磁性2015年inina中掺入Fe发现，掺入Fe0t.%4t.%的室650Pa12%15%稍有Fe6t2235Pa38%Fe量过多在合金中引入了第二相；Fe8t金的断裂强度及断裂应变与Fe6t.%的合金相比却有所下降。可见掺杂FeinaFe含量越多力学性能的改善就作用越明显。Fni50n34In16-Fy(0,,3,,5,8)合金力学性质的研究中发现当掺杂Fe2t.%4t.%杂FeFe5t.%Fe量8t.%1200Pa16%800Pa11%Fe形成的第二Ni-Mn-Sn-Fe合金的压缩变形行采用室温压缩试验研究i50-xFxn39n1(0, , 4, 6t%)及i50-xFxn38S12(0,3.%)合金的力学性能图41为i50-xFxn38Sn12(x=0,3t.%)合金在室温环境下的压缩断裂应力应曲线，从图中可以看出，合金的室温压缩断裂应力应变曲线与大部分磁驱形状合金相似基本分为三个区间：第一区间为压缩试验的开始阶段，曲线接近线性关系，应力增长较快，应变增长稍慢，是马氏体弹性变形阶段；第二区间是在应力应变达到一定值即马氏体弹性变形达到最大以后，曲线仍为线性关系但所呈线性关系斜率减小，曲线中出现类似平台阶段，为压缩诱发马氏体中的变体再取向的阶段；第三区间为应力与应变所呈线性斜率增加，压缩应变随着压缩应力的增加快速增加直到断裂实验结束此过程为马氏体塑性变形的过程从图中可以发现Fe掺杂前合金的断裂应为为5.1%，断裂应力为337P掺杂Fe后断裂应变达到11.3%，断裂应力为857P。因此掺杂Fe可以显著改善i-nSn合金的力学性质，断裂强度和断裂应变分别提高了520Pa和62%。为了系统的研究Fe含量对inSn合金的力学性质的影响，4-1Ni50-xFexMn38Sn12(x0,3at.%)Fig.4-1CompressivecurvesofNi50-xFexMn38Sn12(x=0,3at.%)alloysatroom4-2Ni50-xFexMn39Sn11(x=0,3,4,6at.%)合金的室温压缩应力-Ni50-xFexMn39Sn11(x=0,3,4,6at.%)合金随Fe含量的变化断裂强度及断裂应变的变化经历了二个阶段。第一阶段：掺杂Fe含量从0at.%增加到4at.%时，与Ni50-xFexMn38Sn12(x=03at.%)-应变曲线相同，Ni50-xFexMn39Sn11(x=0,3,4at.%)合金的应力-应变曲线也出现明显的三个阶段，Fe6at.%时，Ni44Fe6Mn39Sn11合金的塑性很差。NiNiMnNiFeMnNiFeMnNiFeMnStressStress0 Strain4-2Ni50-xFexMn39Sn11(x0,3,46at.%)Fig.4-2CompressivecurvesoftheNi50-xFexMn39Sn11(x=0,3,4,6at.%)alloysatroom图4-3Ni50-xFexMn39Sn11(x=0,3,4,6at.%)的压缩断裂强度和压缩断裂应Fe4-3a）Fe0at.%4at.%FeFe214MPaFe4at.%724MPa510MPaFe6at.%时，531MPaFe的合327MPa4-3b）Fe含量对压缩断裂应变的影响与Fe含量对压缩断裂强度的影响相似，没有掺入Fe的合金的压缩断裂应变只有4.94%FeFe4at.%时，9.24%Fe6at.%时，压缩4.6%Fe的Ni50Mn39Sn11。分析上述结果可知，FeNi50-xFexMn39Sn11(x=0,3,4,6at.%)合金的室温压缩断裂强度以及FeNi可以显著改善合金的力学性能。当掺杂Fe含量为4at.%的压缩断裂强度和应变比不掺杂时提高了510MPa和4.3%。但当掺入Fe6at.%Fe的合4-3Ni50-xFexMn39Sn11(x=0,3,4,6at.%)Fe含量的变化Fig.4-3afracturestressandb)fracturestrainchangesofNi50-xFexMn39Sn11(x0,3,4,6at.%)alloyswithFecontentFe3at.%、4at.%Fe含量的增多，压缩断裂强度逐，Ni-1：∆𝜎𝑝=𝐾∙𝐺∙ 及位错运动提高合金的塑性。当Fe含量达到6at.%时，富Fe第二相体积分数继断口分4-4i50-xFxn39Sn1(0,3,,6t.%)44）Fei50n39Sn1合金的断口形貌，可以观察到，断口类似断崖石块状有多面体感断裂处界面平整光滑棱角清晰可见，断裂方向基本相同，没有出现韧窝或河流花样断口的微观形貌，这种断裂方式为沿晶断裂，表示此时合金的塑韧性较差。图44b）是掺Fe量为3t.%的Ni47Fe3Mn39Sn11合金的断口形貌。断口形貌中没有出现明显石块状断裂区，说明合金的沿晶断裂特征已不明显，合金中出现少量韧性棱和鱼骨状花样，为掺Fe量继续增加至4at.%时的断口形貌，在断口处出现河流花样、鱼骨状花样以及舌状花样，并出现韧窝，与掺Fe量为3at.%的合金相比合金塑性再次增Fe量为6at.%的断口如图4-4d）所示，合金断裂处形貌为致密且成碎晶状态；可以增大合金的压缩断裂强度，但是第二相以后与基体之间形成的大相界生塑性变形。因此掺Fe量为6at.%合金的断口沿相界面断裂，脆性断裂图4- Ni50-xFexMn39Sn11(x=0,3,4,6at.%)合金室温压缩断口形Fig.4- SEMfractographsofNi50-xFexMn39Sn11(x=0,3,4,a)x=0,b)x=3,c)x=4,d)图4-5 Ni50-xFexMn38Sn12(x=0,3at.%)合金室温压缩断口形貌Fig.4-5 SEMfractographsofNi50-xFexMn38Sn12(x=0,3at.%)a)x=0,b)x=3c)magnifiedimageofareaAinNi50-xFexMn39Sn11(x0,3,4,6at.%)4-5分别示出了不同FeNi50-xFexMn38Sn12(x=0,3at.%)合金的压缩断口形貌。图4-5a）为未掺杂的Ni50Mn38Sn12合金的断口形貌，由图可见，断口类似断崖石块金的塑性较差4-5b是掺Fe量为3at.%Ni47Fe3Mn38Sn12合金的断口形貌，Fe元素替代NiNi-Mn-Sn合金的力学性能影响明FeFe第二相数量Fe的合金断裂方式为沿晶断裂，随着掺杂Fe4at.%，Fe6at.%时，断口沿相界面断裂，脆性断裂特征。掺入Fe元素使合金可以大幅度提高Ni-Mn-SnNi-Mn-Sn-Fe合金的磁化强Ni-Mn-Sn合金研究工作中的重点。Ni-Mn-Sn4-6所示为：在磁场作用下奥氏体相滞后，即Ms低于Af，就是说当合金完全转变为奥氏体时（Af为环境温度）合金4-6Fig.4-6Schematicdiagramofmagnetic-field-inducedreversemartensiticNiNiMn 3876MM43210- H4-7Ni50Mn38Sn12M-HFig.4-7M-HoftheNi50Mn38Sn12alloyindifferentNi-Mn-Sn合金在相变时结构及磁性能都会发生转变，因此合金的马氏体相Ni-Mn-Sn合金的马氏体逆相变开始温度高于母相居里温度，则合金在升温过程中马氏体逆相变合金为顺4-7Ni50Mn38Sn12合金在不同温度下的H-M323K温测试温度下合金都为顺磁磁化的线性增加特征。NiNiFeMn47 380 MM86420-H4-8Ni47Fe3Mn38Sn12M-HFig.4-8M-HoftheNi47Fe3Mn38Sn12alloyindifferent4-8Ni47Fe3Mn38Sn12M-H273K的磁化曲线顺磁磁化特征没有出现滞后环状曲线测试温度283K大于合金的居里温度。对比图4-7与图4-8可以发现，虽然Ni50Mn38Sn12和Ni47Fe3Mn38Sn12的磁化强度都没有在测试范围能达到饱和，但是也可以通过测小，外加磁场为6T时只有3.2emu/g。掺杂Fe后的Ni47Fe3Mn38Sn12合金可以明6T7.6emu/g杂后的Ni47Fe3Mn38Sn12合金可以由磁场驱动其马氏体相变。为了系统的研究FeNi-Mn-SnNi50-xFexMn39Sn11(x=0,3,4,6at.%)NiNiMn 390 MM6420-H4-9Ni50Mn39Sn11M-HFig.4-9M-HoftheNi50Mn39Sn11alloyindifferentNiNiFeMn47 39MM840 H4-10Ni47Fe3Mn39Sn11M-HFig.4-10M-HoftheNi47Fe3Mn39Sn11alloyindifferent4-9Ni50Mn39Sn11H-M333K、368K、378K、388K398K可以看出333K时H-M曲线出现较小的滞后环微小的磁驱相变特征。368K、378、388K398KHM曲线表现为居里温度小于相变温度，所以合金磁化强度与磁场线性关系的顺磁磁化特征。图410为i47F3n39Sn1M曲线，233、273K时合金的磁化曲线出现较小的滞后303K233273K303K温度均能通过磁场驱动马氏体逆相变,333363K时合金呈现明显的顺磁态,表明此温度大于合金的居里温度。图411为i46F4n39Sn1合金的HM253、273、283K293K温度下的磁化曲线都出现明显的滞后环且都在施加磁场时瞬间升高，而后随着外加磁323KNiNiFeMn46 390 MM50-H4-11Ni46Fe4Mn39Sn11M-HFig.4-11M-HoftheNi46Fe4Mn39Sn11alloyindifferent4-12Ni44Fe6Mn39Sn11H-M曲线，测试温度下合金的磁化曲线233K时合金H-M213K233K温度区间内施193K、253K的H-M曲线虽然没NiNiFeMn44 390 MM0-H4-12Ni44Fe6Mn39Sn11M-HFig.4-12M-HoftheNi44Fe6Mn39Sn11alloyindifferent对比Ni50Mn39Sn11、Ni47Fe3Mn39Sn11、Ni46Fe4Mn39Sn11和Ni44Fe6Mn39Sn11磁化曲线可以发现，Ni50Mn39Sn11合金的磁化强度没有在测试范围内达到饱和，FeNi47Fe3Mn39Sn11合金的磁化强度外加磁场为6T时磁化强度差达到12.1emu/g。掺杂Fe含量6at后的Ni44Fe6Mn39Sn11合金在测试温度都在居里温度以下且都磁化强度都能达到饱和，两相之间的饱和磁化强度进一步增大达到28.1emu/g，并且Ni50Mn39Sn11、Ni47Fe3Mn39Sn11、Ni46Fe4Mn39Sn11和Ni44Fe6Mn39Sn11合金可以由磁场驱动其马FeNi后的合金磁场驱动马氏体相变更加明显，驱动门槛值也随着Fe掺入量的增加而降低。Ni-Mn-Sn-Fe合金的磁性影响机本节采用基于密度泛函理论的第一性原理计算方法，研究Fe掺杂对Ni-Mn-Sn合金的晶体结构、总能量和磁性质的影响规律，在此基础上从电子层次上揭示FeNi-Mn-Sn合金磁性质、磁驱马氏体相变的影响机理。a4-13Ni2-xFexMn15Sn05（x=0,0.25）L21结构模型aNi2Mn15Sn05结构模型；b)Ni175Fe025Mn15Sn05结构模型5Ni2Mn15Sn05；b)StructuremodeloftheNi175Fe025Mn15Sn0Fm-3mNi2Mn1.75Sn0.25L21结构，建成后16NiFeNi原子建立的Ni2-xFexMn1.75Sn0.25(x=0,0.25)体心立方L21结构模型，如图4-13所示。分别对建FeNi对合金母相磁性能以及热驱马氏体相变的影响机Ni2Mn1.5Sn0.5合金和6.25at.%铁掺杂的Ni1.75Fe0.25Mn1.5Sn0.5两种模型的总能量随着晶格常数的变化以及总能量随c/aSnMnMnSn，Ni2MnSn合金中M（MnSnM（MnMn）磁矩相互作用为平行磁矩（FM）与Sn位Mn（MnSn）与原位Mn（MnMn）磁矩

-E(eV/E(eV/-

EE(eV/-

---

Latticeconstant

- Fig.4-14.a)RelationshipbetweenlatticeconstantandtotalenergyofNi2Mn15Sn05FMandAFM.b)ThetotalenergiesEofNi2Mn15Sn05withavariationofthetetragonalratioc/a4-14a）FeNi2Mn1.5Sn0.5FMAFM晶格常数大小与FMNi2Mn1.5Sn0.5奥氏体相的基态属于AFM。结果显示，Ni2Mn15Sn0.5奥氏体相的MnMn和MnSn是反铁磁组合的。对于Ni2MnSn，Mn原子之间的磁相互作用是铁磁性的，利用Mn元Sn4-14b）示为体现相变行为的Ni2Mn1.5Sn0.5的总能量随c/a变化的曲线，在Ni2Mn1.5Sn0.5的总能量随c/aL21立方结构的体积不变，在整c/a变化范围中，AFMFM态的总能量,Fe的情况下合金的马氏体及奥氏体态都为反铁磁态。在AFM态的结构中，发现c/a=1.33的能量最低点符合Ni2Mn1.5Sn0.5.L10结构所以Ni2Mn1.5Sn0.5AFMAFM四方体马氏体是不稳定的。---E(eV/E(eV/------

Latticeconstant

E(eV/ aNi1bNi1总能量随c/aFig.15.a)ERelationshipbetweenlatticeconstantandtotalenergyofNi175Fe025Mn15Sn05FMandAFM.b)ThetotalenergiesEofNi175Fe025Mn15Sn05withavariationofthetetragonalratio图4-15a）为掺入Fe元素的Ni1.75Fe0.25Mn1.5Sn0.5的FM与AFM晶格常数大小与总能量大小曲线关系从图中可以观察到FM与AFM的能量同时下降，FM的总能量下降更为明显且能量最低点明显已经略低于AFM态的能量最低点。这说明在合金中掺入Fe元素使得FM态比AFM态更稳定，FM态的稳定性增强。图4-16所示为Fe替换Ni后，由反铁磁态转变为铁磁态，并且奥氏体磁化增加。同时，图4-15b）的Ni1.75Fe0.25Mn1.5Sn0.5的总能量随c/a变化的曲线能够看出，Fe的掺杂改变了FM态和AFM态的结构相对稳定性。通过总能量随c/a变化曲线可以就看出合金在c/a等于1附近FM态能量低于AFM态的能量，所以合金的奥氏体态为铁磁性。当c/a大于1时AFM态等能量都低于FM态的能量，FM态的能量增加明显。同样在c/a=1.33时发现AFM态的能量最低点，对应为马氏体L10结构。另外，对比4-14b）与4-15b）马氏体能量最低点与奥氏体能量最低点的能量差可以发现，掺杂Fe后能量差下降明显，证明此时合金的马氏体相变所需能量降低，相变温度也相对降低。通过以上分析，能够看出Fe掺杂后磁驱马氏体逆相变能力增加每系的马氏体L10结构保持AFM态，Fe替换Ni后合金的奥氏体由反铁磁性转变为铁磁性。因此，奥氏体的磁化明显增加，并且ΔM也明显增加，Fe掺杂的Ni-Mn-Sn体系马氏体相变能力增 NiNi2Mn14-16Fe替代NiFig.4-16.SubstitutionofFeforNiconvertingantiferromagneticaustenitetoferromagnetic通过总能量随着晶格常数的变化发现掺杂Fe元素可以将合金的奥氏体相从反铁磁态转换为铁磁态其主要原因为Ni-Mn-Sn的大部分磁性由Mn原子提供，NiSn原子对磁性作用很小到可以忽略不计。通过计算了解到没有掺杂FeAFMMn与SnMn磁矩反平行排列，所以随着Mn替代Sn，原位Mn与SnMn的磁矩方向相反而相互抵消，导致合Ni-Mn-SnFeFM态，使得不掺FeMn与Sn位Mn由反平行转换为掺入Fe后的相互平行，磁同时，通过E-c/a曲线可以看出，对于Ni2Mn1.5Sn05和Ni1.75Fe0.25Mn1.5Sn0.5c/a>1时，马氏体相达到结构能量最低点。众所周知四方体马氏体和立方体奥氏体之间的能量差ΔE，可以被用于确定定性相变温度，通常随着ΔENi2Mn1.5Sn0.5Ni1.75Fe0.25Mn1.5Sn0.5ΔE22meV/atom9meV/atom。能够看出FeΔE小于未掺杂后的体系，显示出Fe替换Ni后导致马氏体相变温度降低，这与的验值相符。上述计算可以帮助了解Ni-Mn-Sn的掺杂特性，并为材料设计提供了本章系统了Fe掺杂对Ni-Mn-Sn合金力学性质的影响规律和机理以及Ni47Fe3Mn38Sn12Ni50Mn38Sn12分别提高520MPa6.2%。Ni50-xFexMn39Sn11(x=0,3,4,6at.%)合金中掺杂Fe含量0-4at.%Fe214MPa、4.94%Fe4at.%724MPa、9.24%。当Fe6at.%531MPa、4.6%i50n38Sn2i50n9Sn1FeFe6t断口形貌显示为沿第二相相界面剥离，脆性增大。Fe可以提高合金两相之间的饱和磁化强度差。Ni47Fe3Mn38Sn12Ni50-xFexMn39Sn11(x0,3,46at.%)Ni2Mn1.5Sn0.5中原位Mn与Sn位MnFeNi1.75Fe0.25Mn15Sn0.5MnSn位MnFe替代NiΔE小于未掺杂的体系，从而降低了马氏体相变温度。掺入Fe替代Ni对合金的显微组织结构影响显著，Ni50Mn38Sn12及Ni50Mn39Sn11Fe3at.%在合金中引入富Fe第二相，第二相体积分数随着Fe含量的增多逐渐增加。Ni50-xFexMn38Sn12(x0,3at.%)、Ni50-xFexMn39Sn11(x0,3,4,6at.%)合金在升温、降温过程中发生热弹性马氏体逆相变和相变。Fe的掺杂对合金马氏体相变的影响明显，随着Fe含量的升高，相变温度快速降低，其原因为掺杂改变了合金基体的成分和电子浓度。i47F3n38S12i50n38Sn2分别提高520Pa6.2%，i50-xFxn39Sn1(x=,,4,6t合金中由未掺杂Fe的214P4.94%Fe4t.%724P9.24%Fe引入的第二相能够阻碍位错运动以及阻碍裂纹扩展，从而增大了合金的韧性。掺入Fe6t.%i50n38S1250n39Sn1Fe3t.%、t.%晶解离断裂，断口上出现的河流花样及韧窝，提高了合金塑性，同时断口处出Fe6tFe可以提高合金两相之间的饱和磁化强度差。Ni47Fe3Mn38Sn12Ni50-xFexMn39Sn11(x0,3,46at.%)Ni2Mn1.5Sn0.5MnMn与Sn位Mn磁矩为反平行排列，磁矩相互抵FeNi1.75Fe0.25Mn1.5Sn0.5原位Mn与Sn位Mn磁驱为FeNi后的体系ΔE小于未掺杂的体系，从而降低了马氏体相变温度。赵连城，蔡伟，郑.合金的形状效应与超弹性[M].国防工业社，2002:1-7BUEHLERWJ,GILFRICHJV,WILEYRC.EffectofLow–TemperaturePhaseChangesontheMechanicalPropertiesofAlloysnearCompositionTiNi[J].JournalofAppliedPhysics,1963,34(5):1475-1477.GRENINGERAB,MOORADIANVG.StrainTransformationinMetastableBetaCopper–zincandBetacopper–TiAlloys[J].AIMETRANS,128(1938),WINZEKB,SITZS,RUMPFH,etal.Recentdevelopmentsinshapememorythinfilmtechnology[J].MaterialsScienceandEngineeringA,2004,378(1–2):40-46.KHOVAYLOV.Inconvenientmagnetocaloriceffectinferromagneticshapememoryalloys[J].JournalofAlloysandCompounds,2013,577(9):119-119.YUGH,XUYL,LIUZH,etal.RecentprogressinHeusler-typemagneticshapememoryalloys[J].RareMetals,2015,34(8):527-539.ULLAKKOK,HUANGJK,KANTNERC,etal.Largemagnetic‐field﹊nducedstrainsinNi2MnGasinglecrystals[J].AppliedPhysicsLetters,1996,69(13):1966-1968.MAÑOSAL,PLANESA,ACETM,etal.MagneticShapeMemoryinNi–Mn–GaandNi–Mn–Al[J].JournalofMagnetismandMagneticMaterials,2004,272:2090-2092CHERNENKOVA,KOKORINVV,VITENKOIN.PropertiesofribbonmadefromshapememoryalloyNi2MnGabyquenchingfromtheliquidstate[J].SmartMaterialsandStructures,1994,3(1):80-82.SÖDERBERG,O,GE,Y,SOZINOVA,etal.RecentbreakthroughdevelopmentofthemagneticshapememoryeffectinNiMnGaalloys[J].SmartMaterialsandStructures,2005,14(5).LIUGD,LIUZH,DAIXF,etal.Investigationonferromagneticshapememoryalloys[J].ScienceandTechnologyofAdvancedMaterials,2005,6(7):KAINUMAR,ISEM,JIACC,etal.PhaseequilibriaandmicrostructuralcontrolintheNi-Co-Alsystem[J].Intermetallics,1996,4(8):S151–S158.FUJITAA,FUKAMICHIK,GEJIMAF,etal.MagneticPropertiesandLargeMagnetic-Field-InducedStrainsinOff-StoichiometricNi-Mn-AlHeuslerAlloys[J].AppliedPhysicsLetters,2000,77(19):3054-3056.OIKAWAK,OTAT,OHMORIT,etal.MagneticandmartensiticphasetransitionsinferromagneticNi–Ga–Feshapememoryalloys[J].AppliedPhysicsLetters,2002,81(27):5201-5203.SUTOUY,IMANOY,KOEDAN,etal.MagneticandmartensitictransformationsofNiMnX(X=In,Sn,Sb)ferromagneticshapememoryalloys[J].AppliedPhysicsLetters,2004,85(19):4358-4360.SATOM,OKAZAKIT,FURUYAY,etal.MagnetostrictiveandShapeMemoryPropertiesofHeuslerTypeCo2NiGaAlloys[J].MaterialsTransactions,2003,44(3):372-376.SANTAMARTAR,MUNTASELLJ,FONTJ,etal.ThermalstabilityandmicrostructureofNi–Mn–Ga–Cuhightemperatureshapememoryalloys[J].Jour