宋瑞寧 李祥 朱偉 劉恩克 李貴江蔡金芳王文洪吳光恒

低溫時效處理對鐵磁形狀記憶合金Mn2NiGa的結構、相變和磁性能的影響*

宋瑞寧1)2)李祥2)朱偉1)劉恩克1)李貴江1)蔡金芳3)王文洪1)吳光恒1)

1)(中國科學院物理研究所磁學國家重點實驗室，北京100190)
2)(北京理工大學材料科學與工程學院，北京100081)
3)(北京理工大學理學院，北京100081)
(2010年5月31日收到;2010年10月9日收到修改稿)

對在較低溫度范圍的時效處理鐵磁形狀記憶合金Mn2NiGa的結構、相變和磁性進行了研究．研究發(fā)現(xiàn)，母相基體析出了細小的析出相，引起了晶格扭曲和畸變，導致了系統(tǒng)內(nèi)產(chǎn)生了很大的內(nèi)應力．在其濃度超過晶格的容忍度之后，提升了體系的馬氏體相變溫度，使母相在時效溫度下轉變成馬氏體相，并在其中測量到高達900 Oe的矯頑力．由于這種馬氏體相的逆相變溫度大幅提高，外推獲得其居里溫度在530 K附近．細小析出相的粗化使內(nèi)應力消失，樣品又回到母相狀態(tài)．觀察到細小析出相粗化的兩個閾值溫度，分別為423 K和485 K．

鐵磁形狀記憶合金，Mn2NiGa，時效處理，內(nèi)應力

PACS:75．20．En，81．30．Kf

1.引言

鐵磁形狀記憶合金(ferromagnetic shape memory alloys，F(xiàn)SMAs)是近十幾年開發(fā)出的一種新型磁驅動形狀記憶合金材料，其高響應頻率以及大的形變潛力引發(fā)科學家們的廣泛關注［1—4］．從O’Handley發(fā)現(xiàn)第一個鐵磁形狀記憶合金材料以后［1］，十幾年來，科學家們對它們進行了廣泛的研究，許多新型鐵磁形狀記憶合金材料被開發(fā)出來［5—10］．其中最近發(fā)現(xiàn)的Hg2Gu Ti結構的新型鐵磁形狀記憶合金Mn2NiGa［10］，具有高達550 K的居里溫度，極大的晶格畸變((c－a)/a約為21.3%)，以及良好的磁控雙向形狀記憶效應，顯示出巨大的形變潛力，具有很好的應用前景．對Mn2NiGa鐵磁形狀記憶合金的研究，前期的工作主要集中在結構、相變和磁性能等方面［10—14］．其中Cai等研究了Mn2NiGa磁性形狀記憶合金經(jīng)較高溫度的熱處理后的性質(zhì)［11］．但是，在373—573 K較低溫度段的熱處理之后材料的性質(zhì)尚未有研究報道．

本工作研究了Mn2NiGa在較低溫度段的時效熱處理對其結構、相變溫度和磁性能的影響．我們發(fā)現(xiàn)，Mn2NiGa樣品通過時效后，材料原本在室溫下的母相變成了具有較大的矯頑力的馬氏體相．我們對這一相變現(xiàn)象，以及馬氏體相的相變特性和磁性進行了研究．

2.實驗方法

實驗中所用樣品的名義組分為Mn2NiGa．將純度為99.99%以上的Mn，Ni和Ga金屬單質(zhì)按所需成分配料后，在高純氬氣保護下電弧熔煉獲得．多次熔煉保證了所得合金錠子成相均勻．樣品的均勻化熱處理溫度為1023 K，時間為72 h，快淬冷卻．熔煉的母相樣品經(jīng)研磨成粉末后，由于引入了應力，成為馬氏體相．為獲得母相粉末進行XRD結構分析，研磨粉末密封于真空石英管內(nèi)，經(jīng)1023 K(3天，急冷)熱處理．對樣品進行不同溫度下的時效處理，升溫速度15 K/min，降溫速度為隨爐冷．結構分析采用X射線衍射儀(XRD)，測量所用靶材為Cu靶，波長為1.5405．相變溫度以及磁性能采用振動樣品磁強計(VSM)和超導量子干涉儀(superconducting quantum interference device magnetometry)測量．

3.結果與討論

鐵磁形狀記憶合金Mn2NiGa母相的結構為體心立方的Hg2CuTi結構，馬氏體相結構為四方結構．母相和不同方式獲得的馬氏體相的結構參數(shù)見表1.在給定的溫度下，母相的飽和磁化強度高于馬氏體相，而飽和場遠遠小于馬氏體相［10］．因此，從材料的MH曲線，就可以定性地判斷材料處于何種結構．在本工作中我們采用熔煉方法制備的Mn2NiGa樣品的馬氏體相變溫度和逆相變溫度分別為235 K和240 K，母相的居里溫度為550 K．這種熔煉樣品的母相和馬氏體相的矯頑力都很小，在50 Oe(1 Oe= 79.5775 A/m)以下．

圖1 (a)為經(jīng)過不同溫度下48 h的時效處理后，室溫下樣品的磁滯回線．從圖中可以看出，未經(jīng)過時效處理的樣品，大約在2000 Oe的磁場下即達到飽和，飽和磁化強度大約為34 emu/g，樣品的矯頑力(HC)為35 Oe，表現(xiàn)了典型的母相結構磁化行為．而樣品經(jīng)393—523 K，48 h的時效處理后，磁滯回線的形狀發(fā)生明顯變化．在423 K之前，HC增大，而1.5 T場的磁化強度(MS)減小，并注意到樣品經(jīng)423 K，48 h的時效處理后磁化曲線的飽和場(HS)明顯增大，表現(xiàn)出馬氏體相的磁化行為．繼續(xù)提高時效溫度，HC減小，而MS變大(也見圖1(b)和圖1 (a))．423 K下48 h的時效處理后室溫下測量到的HC出現(xiàn)峰值，約為700 Oe，約為未處理樣品的20倍．在573 K，48 h時效處理的樣品，磁化曲線形狀，HC，HS和MS等參數(shù)與未時效樣品基本相同．通過對比圖1(a)，(b)以及下面的XRD結構分析我們可以得到，在393—423 K這樣一個特定的溫度范圍內(nèi)時效處理48 h，由于樣品中的某些變化，使原本在室溫下為母相的Mn2NiGa樣品，全部變成了馬氏體相．而且這種變化在423 K這個溫度最為明顯．

在測量的磁性參數(shù)中，MS可以定量地代表樣品的晶體結構．樣品經(jīng)393—493 K的時效處理，室溫的MS下降了5 emu/g左右，這與文獻［10］中母相與馬氏體相在室溫下的磁化強度的差別是基本一致的．因此，MS的觀察說明經(jīng)493 K，48 h的時效處理后，樣品由母相變成了馬氏體相．而573 K的時效處理則使樣品依然保持為母相．綜合飽和場、磁化強度和矯頑力三種參量隨時效溫度的接近一致的變化趨勢，說明時效可以將母相轉變成馬氏體相，而且這種轉變在423 K溫度下出現(xiàn)峰值．這種通過時效獲得的馬氏體相，矯頑力明顯大于通過降溫獲得的馬氏體相［10］．下面我們結合各溫度時效處理后的樣品的XRD衍射圖來分析上述變化．

圖2為經(jīng)過不同方式處理的樣品的XRD衍射圖．為了獲得純相的母相或者馬氏體相XRD衍射圖，以便于進行相關實驗，我們將熔煉塊體研磨成粉末，用粉末樣品來獲得XRD衍射圖譜．需要指出的是，我們將室溫為母相的熔煉樣品研磨成粉末后，在室溫下，粉末呈現(xiàn)馬氏體結構(為了敘述方便后面稱“研磨馬氏體”)．即由于研磨，使馬氏體的相變溫度由室溫以下提高到了室溫以上，得到了室溫下的馬氏體相粉末，如圖2(a)所示．這可以歸因于研磨將內(nèi)應力引入了樣品，從而使馬氏體相變溫度提高．并且內(nèi)應力的引入使研磨馬氏體的(220) XRD峰的半高寬較大，約為1.05°，如表1．將上述研磨粉末經(jīng)1023 K(3天，急冷)的熱處理去掉內(nèi)應力之后，便使馬氏體相變溫度又降低到室溫以下，得到室溫下為母相結構的粉末，如圖2(b)．將圖2 (b)所示的母相粉末樣品降到180 K，母相粉末發(fā)生馬氏體相變轉變?yōu)轳R氏體相(為了敘述方便，后面稱“低溫馬氏體”)，其(220)XRD衍射峰半高寬為0.614°，如圖2(c)所示．將圖2(b)和(c)的測量結果指標化，得到體心立方Hg2CuTi結構的母相和四方結構的低溫馬氏體相的晶格常數(shù)，如表1所示，結果與文獻［10］一致．

如圖2(d)所示，將圖2(b)顯示的Mn2NiGa母相粉末樣品經(jīng)過423 K，48 h的時效處理后，室溫的XRD衍射圖顯示結構為馬氏體相(為了敘述方便，后面稱“時效馬氏體”)．對比圖2(c)可以得出，室溫下的時效馬氏體的結構與低溫馬氏體的結構是相同的．進一步對比圖2(c)和(d)發(fā)現(xiàn)，時效馬氏體相的XRD峰半高寬相對于低溫馬氏體相有較大的增加，其中(220)峰半高寬變?yōu)?.49°．并且其衍射峰峰位有所改變，導致晶格常數(shù)和晶格畸變量有所變化(如表1)．一般來說，兩個原因會導致XRD衍射譜的半高寬變大:晶粒細化和樣品內(nèi)含內(nèi)應力［15］．而423 K的時效處理不可能導致晶粒細化，因此我們認為圖2(d)中的半峰寬變寬是由內(nèi)應力引起的．換言之，我們可以確定時效馬氏體中存在很大的內(nèi)應力．這同樣也是研磨馬氏體的半峰寬大于低溫馬氏體的原因．從表1中的半峰寬的增大量看，時效馬氏體中的內(nèi)應力應該遠大于正常的低溫馬氏體中存在的內(nèi)應力．而Mn2NiGa馬氏體相變溫度對應力因素是非常敏感的，施加應力會引起馬氏體相變溫度的明顯提高［16］．而我們在前面已經(jīng)提到，研磨引入的內(nèi)應力也會使樣品從母相轉變?yōu)轳R氏體相，這說明，Mn2NiGa材料的馬氏體對內(nèi)外兩種應力都很敏感．但研磨馬氏體與低溫馬氏體相比，除半高寬有所增大外，晶格常數(shù)基本相同．而時效馬氏體的晶格常數(shù)為a=b=5.5577，c=6.6637，而畸變量為19.9%．與低溫馬氏體相的相關結構參數(shù)相比，晶格常數(shù)a，b增大c減小，畸變量變小(如表1)．顯示出與正常的馬氏體的晶體結構的明顯差異．引起這種晶格常數(shù)變化的原因我們將在下面進行討論．

圖2(e)是樣品在更高的573 K溫度下48 h時效處理后的XRD結果．樣品中絕大部分為奧氏體，只有少量的馬氏體，另外還出現(xiàn)了少量的γ相［11］，因此它的HS和MS與時效前相比變化不大．這個結果說明:1)樣品在423 K時效時使其形成馬氏體相的作用因素，在573 K的高溫依然存在，但作用明顯變小;2)在較高的573 K的溫度時效，材料發(fā)生了明顯的析出，形成了γ相．

圖2(f)是時效馬氏體相經(jīng)過一次從室溫到600 K的熱循環(huán)，回到室溫后的XRD衍射圖，熱循環(huán)升降溫速率皆為6 K/min．此時樣品中主要是母相，另含有一部分馬氏體相，但沒有觀察到的γ相．對比圖2(c)得出其中含有的馬氏體相的峰位和峰寬與低溫馬氏體相相比基本相同．從現(xiàn)象上看，似乎時效馬氏體相經(jīng)過這一高溫循環(huán)，發(fā)生了馬氏體逆相變，變回到了母相．但深入的分析，我們發(fā)現(xiàn)，有幾個問題需要考慮:1)如果時效馬氏體在熱循環(huán)溫度區(qū)間發(fā)生逆相變使之在溫度回到室溫時結構返回母相，那么，為什么材料不在這個溫度區(qū)間再次發(fā)生馬氏體相變，而在室溫呈馬氏體相?這意味著時效中使材料成為馬氏體的那個因素，在這樣一次熱循環(huán)中消失了．2)時效過程中生成時效馬氏體相的原因是什么?3)這個原因為什么在一次熱循環(huán)中消失?

對于合金飽和固溶體來說，在某些溫度的時效處理往往會導致基體的析出和分解，從而會導致第二相的析出．而第二相的析出往往符合這樣一個規(guī)律:低溫時效的飽和固溶體會析出亞穩(wěn)態(tài)的粒度極小的金屬間化合物，這些析出物的濃度和粒度大小是溫度和時間的函數(shù)，顆粒邊界能是決定其成核或長大的主導因素．如果改變時效溫度，析出物的濃度和粒度將有明顯改變［17］．在低溫時效中，由于成核能量低于顆粒長大的能量，形成的亞穩(wěn)態(tài)的金屬間化合物的晶粒粒度極?。藭r盡管析出物晶體結構類型或者晶格常數(shù)與基體有所差別，但因其粒度和含量小，在XRD結構分析中可能會觀察不到明顯的衍射峰．但是由于析出物的晶體結構類型或者晶格常數(shù)與基體有一定差別，因此會導致基體晶格的扭曲和畸變，進而導致其XRD半峰寬變寬和一定的峰位移動［18，19］．

由上面的討論，我們的樣品在573 K較高溫度的時效處理后生成了γ相，這與前人的觀察是一致的［11］．這一析出物在423 K時效熱處理的XRD衍射圖樣中沒有顯現(xiàn)出特征峰，說明它的濃度是較低的．這一判斷與文獻［11］中關于細小析出相的判斷也是一致的．由于它的存在，造成了明顯的晶格畸變，在材料內(nèi)部產(chǎn)生了很大的內(nèi)應力，造成時效馬氏體的XRD衍射峰半峰寬遠遠大于低溫馬氏體相且有明顯的峰位移動(如圖2中的(242)峰)．這種內(nèi)應力將使馬氏體相變溫度升高．于是，原本相變溫度在室溫以下的Mn2NiGa熔煉樣品，經(jīng)時效后相變溫度提高到室溫以上，而在室溫下就呈現(xiàn)馬氏體結構了．

這種晶格的扭曲和畸變以及內(nèi)應力對磁疇的釘扎造成了上述HC的明顯增加．如圖1(b)，當時效溫度為423 K時，此時析出物的數(shù)量、粒度以及分布等對磁疇的釘扎作用最大，因此其矯頑力也達到最大水平．而溫度超過423 K的時效處理則導致了析出物的長大和粗化，直接生成了穩(wěn)定的γ相，因此晶格畸變、內(nèi)應力水平降低，進而導致了矯頑力的下降［11］．

值得注意的是，上面提到的時效析出物其成分一般不同于基體，這樣會導致基體成分的變化，這也會引起樣品相變溫度的變化［10］．而在我們的試驗中，如圖2(e)，573 K，48 h的時效處理后γ相有明顯析出，但是母相依然占絕大部分，這說明其相變溫度依然在室溫附近．并且在5 K下測量的時效馬氏體的飽和磁化強度相比低溫馬氏體也只有1.5 emu/g的減小，因此析出導致的基體成分偏分并不嚴重．結合這兩個實驗現(xiàn)象，我們認為第二相的析出所造成的基體成分變化，并不是出現(xiàn)時效馬氏體的主要的因素．

圖3 為423 K，48 h時效馬氏體的熱磁曲線與熔煉Mn2NiGa樣品的對比．從熱循環(huán)測量可知，熔煉后樣品馬氏體相變溫度和逆相變溫度如前所述，分別為235 K和240 K，居里溫度為550 K．為了觀察時效馬氏體的逆相變行為，對其施加的熱循環(huán)路徑是300—90—600—90—600 K．由圖3可見，由于時效馬氏體具有較大的HC(接近700 Oe)，因此在200 Oe的測量磁場下，從300—90—485 K段的測量磁化強度接近于零．直到加熱到485 K時，熱磁曲線發(fā)生一個明顯的“跳變”．跳變后M-T曲線大約在530 K與熔煉母相樣品的M-T曲線重合，表明時效馬氏體相已轉變?yōu)槟赶啵R氏體結構在升溫過程中轉變?yōu)槟赶嗟臏囟?，一般被定義為馬氏體逆相變溫度．但是，在我們的時效馬氏體樣品中，這種轉變的機理，還有另外一種可能:即在這個“跳變”溫度下，細小析出相發(fā)生粗化，晶格畸變和內(nèi)應力水平迅速減小，導致時效馬氏體相無法繼續(xù)保持從而變回母相，發(fā)生上述“跳變”．回顧圖1(b)，在473 K時效處理的樣品，HC出現(xiàn)了下降趨勢，說明樣品在473 K的時效溫度下，細小析出相的粗化已經(jīng)出現(xiàn)．因此，圖3中時效馬氏體相的升溫曲線中在485 K以跳變的形式出現(xiàn)的馬氏體相轉變?yōu)槟赶嗟臋C理，以析出相粗化的可能性為大．因此使時效馬氏體相結構變?yōu)槟赶嘟Y構的轉變溫度并非馬氏體逆相變溫度，逆相變溫度可能比485 K更高．

隨后的熱循環(huán)測量表明，跳變后形成的母相再次發(fā)生馬氏體相變和逆相變的溫度區(qū)間在室溫附近，相比熔煉樣品提高大約40 K．這說明在跳變溫度485 K到600 K的溫度環(huán)境下，樣品的大部分內(nèi)應力消失，但回到室溫的樣品仍有一部分殘留內(nèi)應力．這時樣品的相變溫度就在室溫附近，所以從“跳變”后樣品的XRD衍射譜(圖2(f))中我們發(fā)現(xiàn)有部分馬氏體殘留相存在，并且其殘留馬氏體相的衍射峰峰位又回到了正常低溫馬氏體相的峰位位置．值得指出的是，從圖2(f)的XRD衍射譜中并未發(fā)現(xiàn)析出相的痕跡，這再次說明，細小析出相的含量較小，但在樣品中產(chǎn)生的內(nèi)應力是很大的．

圖4為時效馬氏體相樣品在300—530 K溫度范圍內(nèi)，升溫測量磁化曲線的結果．由圖4(a)可知，隨著溫度的升高，樣品的飽和磁化強度降低，而在低于溫度450 K時，時效樣品的飽和場和HC基本保持不變，即樣品一直保持為大HC的馬氏體相．這說明我們在室溫下看到的時效馬氏體的結構，在423 K時效時即已形成，而并非是時效處理中升降溫的過程中形成的．即原本為母相的樣品在時效過程中，由晶格畸變所導致的內(nèi)應力在時效溫度下直接造成的．對時效馬氏體的磁測量高于450 K，則析出相開始粗化，HC急劇下降．并且伴隨著HS的迅速變小，顯示出時效馬氏體相到母相的轉變(注意到此次試驗中析出相的粗化溫度低于圖4所示的485 K，這可能是由于熱測量的過程不同導致的)．

圖4(b)給出了在升溫測量過程中，時效馬氏體樣品的HC和MS隨溫度的變化．圖中HC的急速降低，對應著前面提到的時效馬氏體到母相的轉變．值得注意的是，隨著測量溫度的升高，這兩個參數(shù)在300—450 K溫度區(qū)間稍有增大．這是因為在升溫測量過程中，樣品在各個溫度段相當于再次經(jīng)歷了一個時效過程，其中細小析出相更多地生成．這意味著，在此溫度段中沒有發(fā)生馬氏體逆相變的跡象，再次從另一個側面證明我們前面所指出的，時效馬氏體的逆相變溫度要高于析出相粗化的溫度的結論．

從以上結果中，我們觀察到時效馬氏體的HC不隨溫度上升而變化．事實上，我們也測量了時效馬氏體樣品在90—300 K和5 K時的HC，發(fā)現(xiàn)其數(shù)值幾乎相同．在5—450 K這樣大的溫度范圍里，HC不變的事實，說明了HC的主導機理是樣品中的內(nèi)應力，而非材料的內(nèi)稟磁性．在磁性形狀記憶合金中，馬氏體變體結構相當復雜，一般是微米量級的馬氏體板條中包含許多納米量級的微結構，而磁疇重疊于這些亞結構中，并與之相互關聯(lián)．但是，迄今為止，在磁性形狀記憶合金的馬氏體相中，從未觀察到像我們時效馬氏體這樣大的HC現(xiàn)象．其中Mn2NiGa低溫馬氏體相中的HC，大約為50 Oe．這些事實進一步說明，我們樣品中高達700 Oe的HC，并非馬氏體亞結構的內(nèi)稟性質(zhì)．

在Mn2NiGa材料中，具有亞鐵磁性質(zhì)的馬氏體相的居里溫度無法測量，這是因為馬氏體相在升溫過程中還未發(fā)生居里轉變就首先遇到了逆相變，轉變?yōu)槟赶啵覀兊臅r效馬氏體樣品，大大提高了馬氏體相的逆相變溫度，使測量馬氏體相的居里溫度成為可能．但是，由于前面討論過的析出相粗化溫度(485 K)再次打斷了樣品在更高的溫度繼續(xù)保持馬氏體相，馬氏體相居里溫度精確的測量目前也無法實現(xiàn)．不過，從圖4(b)的結果中，我們可以粗略的推算．把時效馬氏體相在300—450 K的MS向高溫外推到零(在接近居里溫度時，針對飽和磁化強度，這種外推的定性結構應該是合理的)，如圖4(b)中的虛線，馬氏體相的居里溫度大約在530 K，略低于母相居里溫度(550 K)．

將樣品在423 K時效，時間以5 h為一間隔，每5 h后進行一次磁性測量，共保溫50 h．圖5顯示出時效時間與樣品HC和MS的關系．由于馬氏體相的磁化強度低于母相，因此我們可以根據(jù)MS來判斷樣品從母相轉變?yōu)轳R氏體相的狀態(tài)．從圖5中可以看出，隨時效時間的增加，前10 h時效過程中，HC隨時間增大，但速率較慢．MS數(shù)值有相應的緩慢下降．在10—25 h的時效處理中，從MS的急劇下降可知母相基體中大量生成了時效馬氏體相，樣品處于母相和時效馬氏體相的兩相共存狀態(tài)，樣品的HC急劇提高．直到25 h的時效處理，MS減小了大約5 emu/g，此時母相完全轉變成了時效馬氏體相．樣品的XRD結構測量與磁測量的觀察是一致的．在此后25—50 h的時效處理過程中，HC仍然增加，但增大的速率變慢．

細小第二相的析出是一個成核主導的過程．析出速率在最初10 h期間，不應該低于其后的過程．但在這10 h期間，HC沒有迅速提高，MS也沒有明顯降低，材料并沒有出現(xiàn)快速的從母相轉變?yōu)闀r效馬氏體的現(xiàn)象．這說明母相晶格對細小析出相的析出所造成的內(nèi)應力有一個容忍度．低于這個容忍度，相變并不發(fā)生．這就解釋了為什么Mn2NiGa材料隨溫度降低形成的低溫馬氏體相，并不出現(xiàn)明顯的HC的現(xiàn)象．在25—50 h的時效過程中，HC還有一段急劇增加的現(xiàn)象．這應該是馬氏體中析出相濃度隨時間增加的結果．在35 h之后，HC的增加變得緩慢，但并沒有下降．這個結果說明細小析出相的粗化，存在著閾值溫度效應．從圖1(b)中看，對時間敏感的閾值溫度就是423 K，因為超過這個溫度，HC下降，粗化即發(fā)生;從圖3的結果看，對溫度敏感的閾值溫度即“跳變”溫度，為485 K．

值得指出的是，對比圖1(b)的結果，可以看到樣品經(jīng)423 K，48 h的不間斷的時效處理后的HC不超過700 Oe，而圖5實驗中同樣溫度45 h時效樣品的HC就已經(jīng)超過了900 Oe．多出來的部分，是實驗過程中低于423 K溫度多次升降溫過程中的時效的結果．Mn2NiGa在這樣低的溫度下發(fā)生第二相析出，意味著這是一個相當不穩(wěn)定的亞穩(wěn)相．

4.結論

本文研究了在較低溫度時效處理對鐵磁形狀記憶合金Mn2NiGa的結構、相變和磁性能的影響．研究發(fā)現(xiàn)，低溫時效時，由于母相基體析出了細小的析出相，引起了晶格扭曲和畸變，導致了系統(tǒng)內(nèi)產(chǎn)生了很大的內(nèi)應力．在其濃度超過晶格的容忍度之后，大大提升了體系的馬氏體相變溫度，使母相在時效溫度下直接生成了具有大矯頑力的時效馬氏體相．受內(nèi)應力的影響，時效馬氏體相的逆相變溫度大幅度提高，可通過外推得到其居里溫度在530 K附近．時效馬氏體內(nèi)細小的析出相在高溫下發(fā)生粗化，致使內(nèi)應力消失，樣品的相變溫度回到室溫以下．根據(jù)時效馬氏體磁性行為的溫度關系，研究指出，細小析出相的粗化溫度呈現(xiàn)與時間敏感和溫度敏感的兩個閾值，分別為423 K和485 K．

［1］Ullakko K，Huang J K，Kantner C，Ohandley R C，Kokorin V V 1996 Appl．Phys．Lett．69 1966

［2］O＇Handley R C，Murray S J，Marioni M，Nembach H，Allen S M 2000 J．Appl．Phys．87 4712

［3］Murray S J，Marioni M，Allen S M，O＇Handley R C，Lograsso T A 2000 Appl．Phys．Lett．77 886

［4］Xu G L，Chen J D，Chen D，Ma J Z，Yu B H，Shi D H 2009 Chin．Phys．B 18 744

［5］Meng F B，Guo H J，Liu G D，Liu H Y，Dai X F，Luo H Z，Li Y X，Chen J L，Wu G H 2009 Chin．Phys．B 18 3031

［6］Liu Z H，Zhang M，Cui Y T，Zhou Y Q，Wang W H，Wu G H，Zhang X X，Xiao G 2003 Appl．Phys．Lett．82 424

［7］Wuttig M，Li J，Craciunescu C 2001 Scr．Mater．44 2393

［8］Oikawa K，Wulff L，Iijima T，Gejima F，Ohmori T，F(xiàn)ujita A，F(xiàn)ukamichi K，Kainuma R，Ishida K 2001 Appl．Phys．Lett．79 3290

［9］Sutou Y，Imano Y，Koeda N，Omori T，Kainuma R，Ishida K，Oikawa K 2004 Appl．Phys．Lett．85 4358

［10］Liu G D，Chen J L，Liu Z H，Dai X F，Wu G H，Zhang B，Zhang X X 2005 Appl．Phys．Lett．87 262504

［11］Cai W，Zhang J，Gao Z Y，Sui J H 2008 Appl．Phys．Lett．92 252502

［12］Liu G D，Dai X F，Yu S Y，Zhu Z Y，Chen J L，Wu G H，Zhu H，Xiao J Q 2006 Phys．Rev．B 74 054435

［13］Barman S R，Banik S，Shukla A K，Kamal C，Chakrabarti A 2007 Epl 80 57002

［14］Qian Z N，Sui Y，Liu Y Q，Lu Z H，Lu G D，Zhang M，Cui Y T，Chen J L，Wu G H 2003 Acta Phys．Sin．52 2304(in Chinese)［劉國棟、王新強、代學芳、柳祝紅、于淑云、陳京蘭、吳光恒2003物理學報52 2304］

［15］Wang W H，Liu Z H，Zhang J，Chen J L，Wu G H，Zhan W S，Chin T S，Wen G H，Zhang X X 2002 Phys．Rev．B 66 052411

［16］Li M，Zhu Z Y，Yu S D，Cui Q L，Zhou Q，Chen J L，Wu G H 2009 Acta Phys．Sin．58 3479(in Chinese)［馬麗、朱志永、李敏、于世丹、崔啟良、周強、陳京蘭、吳光恒2009物理學報58 3497］

［17］Tao J，Yao Z J，Xue F 2006 Fundamentals of Materials Science (Beijing:Chemical Industry Press)p299(in Chinese)［陶杰、姚正軍、薛烽2006材料科學基礎(北京:化學工業(yè)出版社)第299頁］

［18］Popovic S，Grzeta B，Ilakovac V，Kroggel R，Wendrock G，Loffler H 1992 Phys．Stat．Sol．(a)130 273

［19］Popovic S，Grzeta B，Loffler H，Wendrock G 1993 Phys．Stat．Sol．(a)140 341

PACS:75．20．En，81．30．Kf

*Project supported by the National Natural Science Foundation of China(Grant No．50971130)and the National Basic Research Program of China (Grant No．2010 CB833102)．

Corresponding author．E-mall:ghwu@iphy．a(chǎn)c．cn

Low temperature aging effect on structure，martensitic transformation and magnetic properties in ferromagnetic shape memory alloy of Mn2NiGa*

Song Rui-Ning1)2)Li Xiang2)Zhu Wei1)Liu En-Ke1)Li Gui-Jiang1)Cai Jin-Fang3)Wang Wen-Hong1)Wu Guang-Heng1)
1)(State Key Laboratory for Magnetism，Institute of Physics，Chinese Academy of Sciences，Beijing 100190，China)
2)(School of Material Sciences＆Engineering，Beijing Institute of Technology，Beijing 100081，China)
3)(School of Science，Beijing Institute of Technology，Beijing 100081，China)
(Received 31 May 2010;revised manuscript received 9 October 2010)

The structure，the martensitic transformation and the magnetic properties of ferromagnetic shape memory alloy Mn2NiGa aged at low temperature are investigated．The lattice distortion and the internal stress are generated in the samples due to the fine precipitation generated during the aging treatment．When the precipitation concentration exceeds the tolerance limit of the parent phase lattice，it causes the martensitic transformation temperature to increase obviously，and thus the parent phase transforms to martensitic phase with a large coercivity up to 900 Oe．Because of the existence of internal stress，the reverse martensitic transformation is shifted toward high temperature up to 485 K．By extrapolating the experimental data，the Curie temperature of martensite is estimated at 530 K．The internal stress disappears and the martensite turns to be of the parent phase due to the coarsening of the precipitation at higher temperature．Two coarsening threshold temperatures are found to be 423 K and 485 K which are the temperature sensitive and the aging time sensitive，respectively．

ferromagnetic shape memory alloys，Mn2NiGa，aging effect，internal stress

*國家自然科學基金(批準號:50971130)和國家重點基礎研究發(fā)展計劃資助(批準號:2010 CB833102)資助的課題

．E-mall:ghwu@iphy．a(chǎn)c．cn