Laser powder bed fusion process and magnetic properties of Ni-Mn-Ga alloy
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摘要:
文中通过激光粉末床熔融(laser powder bed fusion，L-PBF)技术，结合热处理工艺优化策略，探索新型制造方案以实现功能性Ni-Mn-Ga合金及其复杂构件的可控制备. 结果表明，激光加工制造过程中产生了气孔、裂纹和未熔合等缺陷，裂纹主要源于快速凝固引起的大热应力. 在优化的工艺区间内，成功制备致密度97.5%以上的成形件，材料在环境温度为295 ~ 301 K时表现为L21有序奥氏体结构. 经均匀化、有序化和去应力退火热处理后，材料成分均匀性有所提高，相变温度区间变窄，相变特征温度的提高约为20 K，磁化强度显著提高. 热处理态材料在环境温度下表现为L21有序奥氏体和五层调制(5 M)马氏体结构的混合物相. 磁感应强度为5 T磁场下，热处理态材料在温度为300 K的饱和磁化强度可达到65.8(A·m2)/kg. L-PBF能够制备功能性 Ni-Mn-Ga磁性形状记忆合金.
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关键词:
- 激光粉末床熔融 /
- 热处理 /
- 磁性形状记忆合金 /
- Ni-Mn-Ga合金
Abstract:Laser powder bed fusion (L-PBF) technology combined with optimized heat treatment strategies was used to explore a new manufacturing scheme to achieve the controllable fabrication of functional Ni-Mn-Ga alloys and complex components. The results show that defects including porosity, cracks, and lack-of-fusion are generated during laser processing, with cracks primarily originating from significant thermal stresses induced by rapid solidification. Within the optimized process interval, parts with a density of more than 97.5% are successfully prepared, and the materials showed L21-ordered austenite structure at the ambient temperature of 295~301 K. After homogenization, ordering, and stress-relief annealing treatments, the material demonstrates improved compositional homogeneity, narrowed phase transformation temperature interval, elevated phase transition characteristic temperatures by approximately 20 K, and significantly enhanced magnetization. At ambient temperature, the material exhibits a mixed phase comprising L21-ordered austenite and five-layered modulated (5M) martensite structures. Under a magnetic field with a magnetic induction intensity of 5 T, the heat-treated material achieves a saturation magnetization of 65.8 (A·m2)/kg at 300 K. L-PBF can fabricate functional Ni-Mn-Ga magnetic shape memory alloys.
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0. 序言
Ni-Mn基磁性形状记忆合金具有形状记忆效应、超弹性、磁热效应、磁感生应变(magnetic-field-induced strain，MFIS)等多功能特性[1]，可作为微尺度驱动器、传感器、微流控泵和能量转换器件，受到广泛关注. Ni-Mn-Ga合金是代表性材料，因输出应变大、响应频率高的特点而备受青睐. 研究表明，多晶Ni-Mn-Ga合金产生的MFIS为8.7%，较高的MFIS表现出作为驱动器的极大潜力[2]. 然而，Ni-Mn-Ga合金具有本征脆性，传统铸造与塑性加工的方法难以成形，限制了其在工程上的应用[3].
增材制造作为一种极具柔性的加工方法，为复杂结构材料的制备提供了新的途径[4]. 当前，常见的Ni-Mn-Ga合金增材制造方法有L-PBF[5]、粘结剂喷射(Binder Jetting，BJ)[6]和墨水直写(direct ink writing，DIW)[7]等. 其中L-PBF被认为最具潜力，激光加工过程中，不引入杂质元素，同时元素烧损可控，因而，对于高度依赖成分实现功能特性的Ni-Mn-Ga合金而言至关重要. 然而，激光加工过程中形成的快速加热和快速冷却，以及反复重熔的非平衡凝固条件导致的残余应力较大，容易对功能性Ni-Mn-Ga合金的成分、显微组织、物相和马氏体相变等产生影响[8]. 为了消除不利影响，当前许多关于激光增材制造Ni-Mn-Ga合金的研究都辅助热处理工艺.
文中聚焦工艺参数对L-PBF制备的Ni-Mn-Ga合金成形质量的影响. 同时，在辅助热处理工艺的材料中获得了良好的性能，证实了L-PBF对于制备多晶Ni-Mn-Ga的适应性.
1. 试验方法
1.1 Ni-Mn-Ga预合金粉末
使用气体雾化法制备了标称成分为Ni48.9Mn28.8Ga22.3 (原子分数)的预合金粉末. 为补偿制备过程中的Mn元素损失，在原材料中额外添加了质量分数为2% 的Mn. 随后，将粉末进行机械筛分，扫描电子显微镜(scanning electron microscope，SEM)形貌，如图1所示. 获得了粒径为 15 ~ 53 μm的粉末以满足L-PBF设备的要求. 粉末主要由致密的球形或近球形颗粒组成，同时存在一些不规则形状的凸起和飞溅，粉末表面可见明显的胞状结构.
1.2 L-PBF系统
使用型号为LiM-X150A的L-PBF系统制备了Ni-Mn-Ga合金. L-PBF系统配备YLR-500-WC 500 W光纤激光器. 激光器产生的光束具有接近高斯功率分布，焦点直径约为70 μm. 在样品制备之前，通过对系统的重涂器刀片与每个基板进行精密的机械校准，确保了试验期间各个光斑的粉末层沉积的可重复性. 该系统具有高精度成形平台，可实现− 0.005 ~ + 0.005 mm的定位精度. 使用直径为150 mm，厚度为15 mm的304不锈钢基板，打印样品前将基板预热至393 K. 在高纯氩气环境中进行L-PBF过程，要求舱室内氧含量小于0.01%. 使用条带扫描策略，条带宽度为5 mm，层与层之间的扫描矢量旋转为67°，以减少内应力，同时获得在整体水平尺度上具有各向同性微观结构的Ni-Mn-Ga合金样品.
1.3 热处理工艺条件
将制备态的Ni-Mn-Ga合金样品放置在石英安瓿中，同时放入Ti丝防止样品高温氧化，以及Mn片以抑制Mn元素的挥发损失. 随后进行封管操作，将石英安瓿抽真空至1 × 10−3 Pa，重复3次后，回充10 kPa的氩气，再使用高温火焰枪进行密封. 将密封后的样品放在OTF-1200X管式热处理炉中进行热处理.
依据材料熔点为
1377 K，设置热处理条件如图2所示. 由室温升温至1323 K，保温2 h，以均匀化材料成分；随后为避免高温长时间保温引发元素损失降温至1173 K下，保温24 h，进一步提高材料成分均匀性；接着降温至998 K，保温2 h；再降温至973 K，保温10 h以提高材料有序度；最后，降温至773 K，保温20 h进行去应力处理，随炉冷却. 升降温速率均为10 K/min.1.4 样品表征
将Ni-Mn-Ga合金块体样品进行研磨和机械抛光，利用奥林巴斯SZX16体视显微镜观察样品的表观成形质量. 使用X’PERT型X射线衍射仪(X-ray diffraction，XRD)在环境温度为295 ~ 301 K，在2θ衍射角范围为20° ~ 100°内进行物相鉴定. 使用蔡司SIGMA 300 SEM，在二次电子和背散射电子模式下观察微观结构，并使用能量色散X射线光谱仪测定化学成分.
将质量约为20 mg的样品放入铝坩埚中，使用热重分析/差示扫描量热法1(thermal gravimetric analysis/differential scanning calorimetry 1，TGA/DSC1)TGA/DSC1同步热分析仪在223 ~ 423 K测量相变特征温度和居里点，加热和冷却速率为10 K/min. 使用综合物性测量系统中的振动样品磁力计(vibrating sample magnetometer，VSM)模块进行磁化强度测量. 在强度为0.02 T的磁场下记录磁化强度与温度(magnetization-temperature，M-T) 曲线，温度范围为150 ~ 400 K，加热和冷却速率为10 K/min. 此外，在 250 ~ 400 K的不同测试温度和磁感应强度为 5.0 T 的外部磁场下，测量等温磁化 (magnetization-magnetic field，M-H) 曲线.
2. 试验结果与分析
2.1 Ni-Mn-Ga预合金粉末的表征
Ni-Mn-Ga预合金粉末的表征，如图3所示. 使用Malvern Mastersizer 2000激光粒度仪，将颗粒分散在乙醇中，测试前超声分散5 min以保证粉末的均匀分散，如图3(a)所示，粉末的体积加权粒度分布符合正态分布趋势. 结果表明，D10 = 23.003 μm，D50 = 33.783 μm，D90 = 49.841 μm. D10表示颗粒尺寸分布，即10%的颗粒直径小于或等于D10.
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图 3 预合金粉末的表征Figure 3. Characterization of prealloy powder. (a)grain size distribution curves; (b)XRD pattern; (c)DSC curveNi-Mn-Ga预合金粉末XRD，如图3(b)所示. 粉末在295 ~ 301 K环境温度下表现为L21有序奥氏体结构，空间群为Fm-3m (No.225)，点阵常数为
0.58449 nm. 利用耐驰STA449F3 TG/DSC同步热分析仪确定的粉末熔点Tm为1377 K，如图3(c)所示.2.2 L-PBF成形工艺参数优化及热处理条件
结合文献[3]和文献[5]最终确定激光加工的体积能量密度为12.5 ~ 41.67 J/mm3. L-PBF成形Ni-Mn-Ga合金的工艺参数，如表1所示. 计算相应的体积能量密度为
表 1 L-PBF成形Ni-Mn-Ga合金工艺参数与致密度Table 1. Process parameters and relative density of Ni-Mn-Ga alloy formed by L-PBF编号 激光功率
P/W扫描速度
ν/(mm‧s−1)层厚
t/μm扫描间距
h/μm体积能量密度
ρe/(J‧mm−3)密度
ρ/(g‧cm−3)致密度
Ρr (%)1 100 1500 50 80 16.67 6.8683 86.90 2 100 2000 50 80 12.50 6.1433 77.72 3 150 1000 50 80 37.50 7.7094 97.54 4 150 1200 50 80 31.25 7.7225 97.70 5 150 1500 50 80 25.00 7.5686 95.76 6 150 2000 50 80 18.75 7.2311 91.49 7 200 1200 50 80 41.67 7.6519 96.81 8 200 2000 50 80 25.00 7.5082 94.99 9 150 1200 50 100 25.00 7.6346 96.59 10 150 1200 50 60 41.67 7.6841 97.22 $$ \rho_{\mathrm{e}}=P /(v h t)$$ (1) 式中：P为激光功率，W；ν为扫描速度，mm/s；h为扫描间距，μm；t为铺粉层厚，μm.
定义了块体样品编号为1 ~ 10(点阵样品编号为1 ~ 10 A). 成形样品宏观形貌，如图4所示. 样品尺寸均为10 mm × 10 mm × 10 mm，点阵结构样品的支柱直径为0.4 mm，制备态样品均结构完整. 通过表征块体样品的致密度和缺陷情况来确定最佳工艺条件. 利用阿基米德排水法测试了L-PBF成形Ni-Mn-Ga合金块体样品的密度. 通过气体置换法测得Ni-Mn-Ga预合金粉末的真密度为
7.9041 g/cm3，将该值视为成形样品的理论密度，进而得到成形样品的致密度.L-PBF成形Ni-Mn-Ga合金工艺参数中体积能量密度对合金致密度的影响，如图5所示. 成形块体样品中样品4的致密度最高，达到97.7%，其次为样品3，再次为样品10. 可以认为在上述工艺区间内，随着体积能量密度的升高，成形样品的致密度也呈现升高趋势. L-PBF成形Ni-Mn-Ga合金的横截面形貌，如图6所示. 当体积能量密度低于20 J/mm3时，除了裂纹和气孔外，样品1、样品2和样品6中还存在许多未熔合缺陷. 由于体积能量密度过低致使许多Ni-Mn-Ga预合金粉末未熔化，从而在材料内部产生孔洞而导致低的致密度.
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图 5 L-PBF成形Ni-Mn-Ga合金的致密度曲线Figure 5. Relative density curves of Ni-Mn-Ga alloy formed by L-PBF![]()
图 6 L-PBF成形Ni-Mn-Ga合金的横截面形貌Figure 6. Cross-section morphology of Ni-Mn-Ga alloys formed by L-PBF. (a) sample 1; (b) sample 2; (c) sample 3; (d) sample 4; (e) sample 5; (f) sample 6; (g) sample 7; (h) sample 8; (i) sample 9; (g) sample 10当体积能量密度高于30 J/mm3时，粉末充分熔化形成高致密度合金，样品3、样品4、样品7和样品10中依然存在裂纹和气孔等缺陷. L-PBF成形过程在凝固过程中有相当大的温度梯度(约为106 K/m)和循环热载荷，引发大的热应力. 对于本征脆性的Ni-Mn-Ga合金，热应力足以沿晶界诱发裂纹[3]. 而气孔形成可能是粉末内存储气体，熔融时释放、熔池不稳定和层间结合不良等多种原因[5]. 综合上述分析确定样品3和样品4的工艺参数为最佳的成形条件. 激光功率为150 W，扫描速度为
1000 ~1200 mm/s，层厚为50 μm，扫描间距为80 μm. Ni-Mn-Ga样品的XRD，如图7所示. Ni-Mn-Ga成形块体样品1 ~ 样品10的XRD，如图7(a)所示. 在环境温度下均表现为L21有序奥氏体结构，对比标准PDF卡片(PDF#65-0618)，确定了各个衍射峰对应的晶面指数，结果与Ni-Mn-Ga预合金粉末的物相一致. 选取致密度较高同时成形质量较好的块体样品3进行了热处理，标记为HT3. 热处理后的样品HT3在环境温度下表现出L21有序奥氏体和5 M单斜马氏体两相共存的混合组织，如图7(b)所示.![]()
图 7 Ni-Mn-Ga样品的XRDFigure 7. XRD of Ni-Mn-Ga samples. (a) fabricated; (b) heat-treated2.3 Ni-Mn-Ga合金的相变特性及磁性能
利用能量色散X射线光谱仪测试了样品3在热处理前后的成分变化，如表2所示. 热处理后样品成分没有表现出明显差异，但热处理后各元素成分的标准差有所降低，说明热处理有助于提高成分均匀性，这有利于实现良好的相变特性. 对比Ni-Mn-Ga预合金粉末和制备态样品的成分，表明L-PBF成形过程中存在Mn元素损失，与ZHONG等人[1]的研究结果相对应.
表 2 热处理前后成分变化(原子分数, %)Table 2. Compositions change before and after heat treatment样品 数值类别 Ni元素 Mn元素 Ga元素 预合金粉末 平均值 48.38 29.88 21.74 预合金粉末 标准差 0.31 0.40 0.24 3 平均值 49.03 29.18 21.79 3 标准差 0.47 0.26 0.42 HT3 平均值 49.01 29.49 21.50 HT3 标准差 0.22 0.26 0.37 Ni-Mn-Ga合金的马氏体相包括5 M结构、七层调制结构(7 M)和非调制结构(NM)等. HECZKO等人[9]研究结构表明，平均价电子浓度Z对Ni-Mn-Ga合金的马氏体结构具有显著地影响. CHERNENKO[10]采用能带理论，依据各元素的原子分数，对Ni-Mn-Ga合金的平均价电子浓度进行了理论计算，即
$$ \mathit{Z} \mathrm{ = [10} \mathit{a} _{ \mathrm{Ni}} \mathrm{ + 7} \mathit{a} _{ \mathrm{Mn}} \mathrm{ + 3} \mathit{a} _{ \mathrm{Ga}} \mathrm{]/100} $$ (2) 式中：aNi为Ni元素的原子分数；aMn为Mn元素的原子分数；aGa为Ga元素的原子分数.
当Z小于7.68时，得到的马氏体结构为5 M；在7.68 ~ 7.72时为7 M；高于7.72时为NM. 根据成分计算，样品HT3的Z = 7.61，小于7.68，说明该成分的Ni-Mn-Ga合金的马氏体结构为5 M，与图7(b)中XRD的结果相吻合. 即在环境温度下，样品HT3表现出L21有序奥氏体和5 M单斜马氏体两相共存，这有利于实现Ni-Mn-Ga合金在室温附近的应用.
样品3在热处理前后的加热和冷却DSC曲线，如图8所示. 马氏体转变开始温度(Ms)、马氏体转变结束温度(Mf)、奥氏体转变开始温度(As)、奥氏体转变结束温度(Af)和居里温度(Tc)采用双切线法确定. 相变热滞后为
$$ \mathrm{\Delta } \mathit{T} _{ \mathrm{hys} \mathit{ = } } \mathrm{[(} \mathit{A} _{ \mathrm{s}} \mathrm{ + } \mathit{A} _{ \mathrm{f}} \mathrm{)-(} \mathit{M} _{ \mathrm{s}} \mathrm{ + } \mathit{M} _{ \mathrm{f}} \mathrm{)]/2} $$ (3) 马氏体转变温宽为
$$ \mathrm{\Delta } \mathit{M} _{ \mathrm{M} \mathit{ = } } \mathit{M} _{ \mathrm{s}} \mathrm- \mathit{M} _{ \mathrm{f}} $$ (4) 奥氏体转变温宽为
$$ \mathrm{\Delta } \mathit{M} _{ \mathrm{A} \mathit{ = } } \mathit{A} _{ \mathrm{f}} \mathrm- \mathit{A} _{ \mathrm{s}} $$ (5) 热处理前后样品3的相变特征温度，如表3所示. 热处理前后样品3的相变温宽及热滞后，如表4所示. 其中，制备态样品的DSC峰相对平坦，相变温度范围宽，表明材料存在一定程度的不均匀性. 主要原因为L-PBF成形过程中，快速冷却加热和反复重熔形成的非平衡凝固条件使材料产生了一定的成分变化、缺陷和残余内应力[1].
表 3 热处理前后的相变温度Table 3. Transition temperatures before and after heat treatment样品 测试方法 马氏体转变开始温度
Ms / K马氏体转变结束温度
Mf / K奥氏体转变开始温度
As / K奥氏体转变结束温度
Af / K居里温度
Tc / K3 DSC 258 241 261 276 369 3 VSM 264 256 265 272 368 HT3 DSC 275 265 285 297 381 HT3 VSM 282 278 284 289 377 表 4 热处理前后的相变温宽及热滞后Table 4. Phase transformation temperature width and thermal hysteresis before and after heat treatment样品 测试
方法马氏体转变温宽
ΔMM / K奥氏体转变温宽
ΔMA / K相变热滞后
ΔThys / K3 DSC 17 15 19.0 3 VSM 8 7 8.5 HT3 DSC 10 12 21.0 HT3 VSM 4 5 6.5 对材料进行了热处理，材料在
1323 K保温2 h，使原子充分扩散以减少成分偏析. 为避免高温长时间保温引发元素损失，在1173 K下保温24 h，通过持续扩散进一步均匀化微观成分；接着在998 K保温2 h以及973 K保温10 h以促进长程有序结构的形成与稳定，提高材料有序度；最后在773 K保温20 h后随炉冷却以降低残余应力. 均匀化、有序化和去应力3种机制协同作用，减少相变局部差异性及相变能垒，提高热稳定性，使得材料相变温度区间集中且相变特征温度提高约20 K.热处理前后在150 ~ 400 K温度范围内和磁感应强度为0.02 T的磁场下样品3的等场M-T曲线，如图9所示. 材料在150 K时为铁磁相马氏体结构，升温过程首先转变为铁磁相奥氏体，随后发生铁磁向顺磁相的转变，即居里转变. 继续升温，材料的磁化强度逐渐降低为0.
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图 9 热处理前后的M-T曲线Figure 9. Before and after heat treatment M-T curves. (a) M-T curves; (b) partial enlarged view of Fig.9 (a)热处理后样品磁化强度提高. 原因为热处理通过长时间保温促使合金原子形成更有序的晶体结构，减少了晶格缺陷和畸变. 有序排列增加Mn-Mn铁磁点位，原子磁矩更容易沿外磁场方向一致排列，从而提高磁化强度. 此外，热处理降低了残余内应力，使磁畴的移动和磁矩的取向更容易进行，降低了磁化过程中的能量壁垒，使磁化响应更显著[11].
从图9中还可以发现，制备态样品奥氏体相铁磁到顺磁转变时在温度为370K左右的尖锐的峰在热处理后消失. 原因为制备态样品在快速凝固过程中形成的高内应力会与材料的磁弹性效应(磁性状态与晶格形变的耦合)发生强烈相互作用，在铁—顺磁转变时引发剧烈的能量变化，表现为M-T曲线上的尖锐峰. 热处理后合金有序度提高，内应力得到充分释放，磁弹性耦合作用大幅减弱. 相变过程中的能量变化趋于平缓，导致尖锐峰消失. 图9获得的相关温度的信息，如表3所示. 从VSM方法(磁感应强度为0.02 T磁场下的M-T曲线)确定的相变温度与DSC方法获得的数值有所差异. 这种差异与不同的测试信号和所用设备的灵敏度等因素有关.
不同温度下Ni-Mn-Ga样品HT3的磁滞回线(M-H曲线)，如图10所示. 磁滞回线窄而陡，且矫顽力很低，约20 ~ 100 Oe，易于磁化和退磁，表现出良好的软铁磁性. 随着温度的升高，样品HT3的饱和磁化强度Msat逐渐降低. 样品HT3在铁磁马氏体状态下(温度为250 K，磁感应强度为5 T磁场)Msat高达77.7 Am2/kg；在铁磁马氏体和奥氏体混合状态下(温度为286 K，磁感应强度为5 T磁场)Msat为70.6 Am2/kg；在铁磁奥氏体状态下(温度为300 K，磁感应强度为1 T磁场)Msat可达63 Am2/kg；在温度为300 K，磁感应强度为5 T磁场下Msat为65.8(A·m2)/kg. 随着温度的进一步升高，由于原子愈发剧烈的热运动严重破坏了磁畴的有序度，磁化强度显著降低.
MILLERET等人[12]采用L-PBF制备的Ni-Mn-Ga样品在磁感应强度为1 T的磁场，环境温度下的Msat为48.5 Am2/kg. ITUARTE等人[13]采用L-PBF制备的Ni-Mn-Ga样品在磁感应强度为1.2 T磁场，环境温度在约295 K下的Msat为56 Am2/kg. ACIERNO等人[14]采用BJ制备的Ni-Mn-Ga样品在磁感应强度为1.5T磁场，环境温度下的Msat为58 Am2/kg. TAYLOR等人[15]采用DIW制备的Ni-Mn-Ga样品在磁感应强度为1.5 T的磁场，温度为300 K下的Msat为56.4 Am2/kg. DUAN等人[16]采用传统电弧熔炼法制备的Ni-Mn-Ga样品在磁感应强度为1.5T磁场，温度为298 K下的Msat为50 Am2/kg . HU等人 [17]采用传统电弧熔炼法制备的Ni-Mn-Ga样品在磁感应强度为1.5 T磁场，温度为300 K下的Msat为61 Am2/kg. 文中Msat与前述的已有研究相比，有一定提升，证实了L-PBF工艺在制造功能性Ni-Mn-Ga 磁性形状记忆合金的适用性.
3. 结论
(1) L-PBF成形工艺参数对Ni-Mn-Ga合金样品的致密度有较大的影响. 获得了致密度97.5%以上的样品.
(2) 热处理可以提高材料的成分均匀性，使得相变温度升高，相变宽度降低. 热处理态材料在环境温度下表现为L21有序奥氏体和5 M马氏体的混合组织.
(3) 热处理态材料磁化强度提高，样品在温度为300 K、磁感应强度为5 T磁场下饱和磁化强度为65.8(A·m2)/kg. L-PBF在制造功能性Ni-Mn-Ga磁性形状记忆合金上具有发展前景.
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图 3 预合金粉末的表征
Figure 3. Characterization of prealloy powder. (a)grain size distribution curves; (b)XRD pattern; (c)DSC curve
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图 5 L-PBF成形Ni-Mn-Ga合金的致密度曲线
Figure 5. Relative density curves of Ni-Mn-Ga alloy formed by L-PBF
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图 6 L-PBF成形Ni-Mn-Ga合金的横截面形貌
Figure 6. Cross-section morphology of Ni-Mn-Ga alloys formed by L-PBF. (a) sample 1; (b) sample 2; (c) sample 3; (d) sample 4; (e) sample 5; (f) sample 6; (g) sample 7; (h) sample 8; (i) sample 9; (g) sample 10
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图 7 Ni-Mn-Ga样品的XRD
Figure 7. XRD of Ni-Mn-Ga samples. (a) fabricated; (b) heat-treated
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图 9 热处理前后的M-T曲线
Figure 9. Before and after heat treatment M-T curves. (a) M-T curves; (b) partial enlarged view of Fig.9 (a)
表 1 L-PBF成形Ni-Mn-Ga合金工艺参数与致密度
Table 1 Process parameters and relative density of Ni-Mn-Ga alloy formed by L-PBF
编号 激光功率
P/W扫描速度
ν/(mm‧s−1)层厚
t/μm扫描间距
h/μm体积能量密度
ρe/(J‧mm−3)密度
ρ/(g‧cm−3)致密度
Ρr (%)1 100 1500 50 80 16.67 6.8683 86.90 2 100 2000 50 80 12.50 6.1433 77.72 3 150 1000 50 80 37.50 7.7094 97.54 4 150 1200 50 80 31.25 7.7225 97.70 5 150 1500 50 80 25.00 7.5686 95.76 6 150 2000 50 80 18.75 7.2311 91.49 7 200 1200 50 80 41.67 7.6519 96.81 8 200 2000 50 80 25.00 7.5082 94.99 9 150 1200 50 100 25.00 7.6346 96.59 10 150 1200 50 60 41.67 7.6841 97.22 
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表 2 热处理前后成分变化(原子分数, %)
Table 2 Compositions change before and after heat treatment
样品 数值类别 Ni元素 Mn元素 Ga元素 预合金粉末 平均值 48.38 29.88 21.74 预合金粉末 标准差 0.31 0.40 0.24 3 平均值 49.03 29.18 21.79 3 标准差 0.47 0.26 0.42 HT3 平均值 49.01 29.49 21.50 HT3 标准差 0.22 0.26 0.37
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表 3 热处理前后的相变温度
Table 3 Transition temperatures before and after heat treatment
样品 测试方法 马氏体转变开始温度
Ms / K马氏体转变结束温度
Mf / K奥氏体转变开始温度
As / K奥氏体转变结束温度
Af / K居里温度
Tc / K3 DSC 258 241 261 276 369 3 VSM 264 256 265 272 368 HT3 DSC 275 265 285 297 381 HT3 VSM 282 278 284 289 377
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表 4 热处理前后的相变温宽及热滞后
Table 4 Phase transformation temperature width and thermal hysteresis before and after heat treatment
样品 测试
方法马氏体转变温宽
ΔMM / K奥氏体转变温宽
ΔMA / K相变热滞后
ΔThys / K3 DSC 17 15 19.0 3 VSM 8 7 8.5 HT3 DSC 10 12 21.0 HT3 VSM 4 5 6.5
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