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前言近年来，铁磁形状记忆合金(FMSMA)受到广泛关注，这类合金在外磁场作用下可出现高达10%的巨磁致形变效应。
其中，Co-Ni-Ga型Heusler合金是一类重要的FMSMA材料，该合金可利用高温B2有序奥氏体向低温L21有序马氏体的一级相变实现可逆的超弹性响应。
但是，与单晶材料相比，多晶Co-Ni-Ga合金容易出现晶间裂纹导致性能退化。最近研究表明，通过优化微观组织可以有效改善多晶Co-Ni-Ga合金的结构完整性。
例如，利用增材制造方法可获得具有明显优先取向的柱状晶粒组织，从而实现多循环稳定的磁致形变效应。然而，调控Co-Ni-Ga合金的微观结构也会对FOMST过程产生影响。
研究发现，化学成分是决定居里温度及饱和磁化强度的关键因素。此外，晶界特征、晶粒尺寸、二次相析出及缺陷等微观结构参数也会明显影响FOMST的起始温度、相变宽度和热滞。
Co-Ni–Ga与多晶铸造材料和单晶的微观结构比较为了评估通过不同增材制造技术处理的样品的磁性，成分和微观结构必须与单晶和多晶铸造材料相关联。
所有样品均处于奥氏体状态，EBSD采用B2立方晶体结构和晶格参数a=0.2287nm进行索引。样品的平均粒度和质地不同。处于浇铸状态的样品的特征是多晶结构，没有首选的晶体取向，平均晶粒尺寸为1mm。
微观结构与以前的研究相当。L-PBF处理样品的微观结构如图所示。微观结构以平行于BD生长的柱状晶粒为主，晶粒的长度为几毫米，宽度为100μm。
相对于BD计算的EBSDIPF图没有显示出明显的纹理。然而，图显示纹理肯定可以在单个列内观察到，这是由沿BD的外延颗粒生长引起的。
在L-PBF加工过程中，材料的前几层被部分重熔，导致外延凝固。在先前的研究中已经报道了强烈的柱状性和沿BD的外延生长。
与之前的作品相比，通过将构建板加热到773K，避免了此处所示的L-PBF样品中与工艺相关的缺陷。这里使用的DED工艺参数与上述研究相同，因此，还存在沿BD具有织构的高度各向异性微观结构。
沿着BD的纹理可以通过选择足够的工艺参数来实现有利的外延凝固，但这也取决于制造工艺本身。对于立方材料，如Co-Ni-Ga，方向是沿最大热梯度的首选生长方向。
通过EDS测定成分，表中的值表示根据14点光谱计算得出的平均值。除了不同的粒度分布外，从铸造合金中获得的同一批粉末材料用于两种增材制造技术。
因此，增材制造的Co-Ni-Ga与浇铸条件之间的化学成分偏差表明，考虑到两种情况下应用的工艺参数，在L-PBF加工过程中蒸发了1.9at%Ga，而DED工艺仅造成0.7at%Ga的损失。
对于单晶材料，观察到1.2at%的损失。e/a比值随着Ga含量的降低而增加，因此也会影响T t。
磁性表征单晶的特点是 C的387K。温度高于 T 时 C，存在顺磁性奥氏体态，而低于T C，磁矩按铁磁顺序排列（FM），晶体结构保持B2（奥氏体）。
在≈256K处，晶体在冷却过程中经历了从FM奥氏体到FM马氏体的FOMST。在276K处观察到从马氏体相加热到奥氏体相的反向转变。一δt 的FOMST被观察到。不同晶体取向的M曲线比较显示没有变化 。
奥氏体和马氏体开始和完成温度通过切线法确定，在FOMST上方和下方的FM奥氏体和马氏体状态下的不同磁化值可以用相对较低的0.05T施加场来解释。
在这个低磁场中，晶体的磁化强度不饱和，因此，根据磁化历史细节，在各个M测量之间变化。
学习M以及本工作重点的材料状态的退磁行为，在PM奥氏体，FM奥氏体和FM中进行了场相关磁化测量。
对于L-PBF样品，通过从较低温度加热来达到200K的目标温度，以确保并保持完全马氏体状态。
相反，通过从较高温度冷却以保持完全奥氏体状态而达到300K数据点。图显示 M作为2T温度的函数，所有样品均表现出相似的±5%的测量误差小于符号的大小。
然而，M由于不同样品的组成略有变化，可以预期在10%的范围内。DED样品表现出最高的M在FM奥氏体和马氏体状态。
这与该样本具有最高的事实非常吻合 C，如果是L-PBF样品，M同时受Ga蒸发和γ'相形成的影响。而Ga蒸发导致M增加富钴γ'相的形成降低了M周围基质。
与其他样品相比，L-PBF样品中存在γ'相导致450K时的磁化强度更高。在450K时，β相处于PM奥氏体状态，γ相的磁化强度变得更加占主导地位。
PBF样品在450K时表现出最高的磁化强度这一事实支持了微观结构分析的结果，即样品含有大量的富含Co的γ相沉淀物。从450T开始的6K退磁曲线也支持这一点。
所有样品均处于PM奥氏体状态。铸件和DED样品以及单晶显示出非常相似的退磁曲线，而L-PBF样品显示出更高程度的FM相互作用，在0.3T以下的小视场中，退磁曲线的下降更为明显。
显示了300K时的退磁曲线，其中所有样品都处于FM状态。在FM状态下，铸件、DED和单晶样品表现出类似的退磁行为，而L-PBF样品在2T时未完全饱和。这可以通过测量温度接近T来解释 C和γ相的存在。
在这里，As-cast，DED和L-PBF样品表现出相同的退磁行为，而单晶在较低的场开始退磁。后一种效应可以通过样品的单晶性质来合理化。
FM马氏体状态下的退磁行为以样品的单晶和多晶结构为主，而在FM和PM奥氏体状态下，L-PBF制造的样品中γ'相的影响变得更加突出。
TC与单晶和DED样品相比，浇铸材料和L-PBF样品的值较低（≈350K），其值约为390K，M单个样品的奥氏体值（在300K和2T下测定）以红色列出。
EDS测量表明，DED样品和单晶条件下的Co含量比铸件样品高≈1%，相比之下，L-PBF样品含有最高的Co含量。
因此，人们可对于TC的期望最高。然而，图显示L-PBF样品具有最低的T-C，并且只有中等 M值，介于铸件样品和单晶之间。
除L-PBF样品外，所有其他材料条件都遵循预期趋势，即更高的M与更高的 T 相关 C.L-PBF样品对T的偏差行为，TC可以通过γ相富含Co的沉淀物的存在来解释（Co含量约为60at%)。
已知γ'相的形成会影响周围奥氏体基质的化学组成，即周围基质含有较少的Co，最终促进较低的TC的矩阵相。
如 TC的L-PBF处理样品低于TC在浇铸样品中，可以假设基质的Co含量可能低于48.9at%的Co浓度（浇铸条件）。更高的 M L-PBF样品与处于浇注状态的样品相比，从沉淀的瞬间开始产生，有助于总磁化。
对于DED加工的样品，尽管在增材制造过程之后没有进行后续的热处理，但样品似乎具有高T的特征C与文献中为具有相同成分的单晶材料提供的值相似。
DED样品的化学不均匀性似乎对磁性没有影响或可以忽略不计。这也与T以上没有FM背景信号一致。
图显示了FOMST温度，MS和 A F对于所调查的所有材料条件，就像 TC的FOMST温度对奥氏体基质化学成分的变化一样，很敏感。
因此，浇注材料、增材制造样品和单晶材料的变化，要通过加工过程中Ga蒸发和γ'相的形成来合理化。
Ga蒸发导致Co含量增加，从而增加e/a比率，与浇铸材料相比，DED样品的FOMST有所增加。考虑到±0K的误差线，在05.2T的低施加磁场的情况下，单晶材料的FOMST温度不取决于方向。单晶的FOMST温度比铸造材料高约10K。
FOMST温度的升高可以通过较高的Co含量来解释，从而导致更高的e/a比率。对于L-PBF样品，必须注意的是，测定M S， MF和 A F使用切线方法会导致 A 出现相当大的误差。
将加热曲线和冷却曲线的交点定义为过渡的终点，过渡宽度可以超过70K。这些值提供了L-PBF状态下FOMST温度的升高。
PBF加工过程中的Ga蒸发可以为这种增加提供理由。加工过程中Ga的蒸发导致e/a比增加，进而增加T C和 T t。
同时，重要的是要注意，在L-PBF样品中观察到的富含Co的沉淀物的形成降低了基质的Co含量。Co含量的降低导致T的减少 C和 T t。尽管如此，Ga蒸发的影响似乎占主导地位，导致FOMST总体略有增加。
在Co-Ni–Ga单晶中观察到，形成纳米γ'相沉淀物后转变范围扩大，解释了马氏体的大转变宽度和反马氏体L-PBF样品的转化为何会超过30K。
而单晶却突然在两个测量点之间发生转变。多晶铸造材料和带纹理的DED样品也在约8K的温度区间内发生转变。与单晶相比，转变宽度的增加可以用晶界和缺陷的限制来解释。然而，这种影响不如L-PBF样品那么明显。
Co-Ni-Ga单晶材料和DED制造的样品表现出的T大约为22K（±2K），而铸造材料显示出较低的T为16K。
这些样品在晶粒尺寸和取向方面存在显著差异：DED样品中的微米级纹理晶粒，铸造样品中的毫米级随机取向晶粒，以及单晶的厘米尺寸的单个晶粒。
关于成分，必须强调的是，浇铸样品的Co含量低于其他两个样品。这表明晶粒尺寸和取向在这些样品中起着次要作用，而较高的Co含量似乎会增加T。T的显著增加在L-PBF样品中的变宽范围可以用γ相的存在来解释。
比较所有被研究样品的磁性表明，DED制造的样品显示出与单晶相当的特性，而L-PBF样品的特征是由于γ'-沉淀物的形成而导致转变温度的强烈展宽。
此外，可以很容易地检测到γ'沉淀物的存在 ，因此可用于筛选较大的样品量以优化转化特性。
结论研究发现，合金的化学成分是决定居里温度和饱和磁化强度的关键因素，而晶粒尺寸、二次相析出、缺陷等微观结构参数也会对FOMST的起始温度、相变宽度及热滞产生显著影响。
特别需要指出的是，不同的加工方法会导致Co-Ni-Ga合金中微观组织结构的差异，从而对FOMST过程产生重要影响。例如，激光粉床熔化成形制备的样品中富Co的二次相γ'会对FOMST性能产生负面影响。
而定向能量沉积方法制备的Co-Ni-Ga合金，其FOMST行为与单晶材料高度近似。这说明定向沉积技术制备的Co-Ni-Ga合金有望成为单晶材料的有前途替代品。
研究结果对深入理解Co-Ni-Ga合金磁致变形效应的微观机制，指导该类合金的组织设计和加工工艺优化具有重要启示意义。后续研究可在现有基础上继续深入，以期实现Co-Ni-Ga型铁磁形状记忆合金功能性能的更大提升。
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