陳國慶 尹乾興 曹慧

摘要：坡莫合金作為磁性能優(yōu)良的軟磁材料，具有十分廣闊的應(yīng)用前景。從坡莫合金的磁化機理出發(fā)，分別討論了晶粒尺寸、元素含量以及內(nèi)應(yīng)力等因素對于磁性能的影響。分析了坡莫合金增材制造技術(shù)的研究現(xiàn)狀，討論了采用增材制造技術(shù)制備坡莫合金時的優(yōu)勢以及不足，并對增材制造制備坡莫合金的磁性能以及工藝改進措施進行了研究。針對目前坡莫合金增材制造急需解決的問題，總結(jié)出今后坡莫合金增材制造研究的重點，并分析與展望了坡莫合金增材制造的前景。

關(guān)鍵詞：坡莫合金;增材制造;磁性能;磁導(dǎo)率;飽和磁感應(yīng)強度

0? ? 前言

坡莫合金屬于鎳鐵基合金，其鎳含量范圍為30%～90%，是一種磁性能優(yōu)良的軟磁材料，其典型牌號的成分如表1所示。坡莫合金在弱磁場中便可快速磁化，呈現(xiàn)較高的磁導(dǎo)率和磁感應(yīng)強度，以及較低的矯頑力[1-4]。同時，坡莫合金的力學(xué)性能優(yōu)良，其強度較高，且韌性優(yōu)良。對弱磁信號靈敏的反應(yīng)能力及優(yōu)良的力學(xué)性能使坡莫合金在航空航天、電信工業(yè)及儀器儀表等領(lǐng)域具有極大的應(yīng)用潛力[5-9]。由于傳統(tǒng)的鑄造工藝對于復(fù)雜結(jié)構(gòu)件的加工存在一定的局限性，因此采用增材制造的方法對坡莫合金結(jié)構(gòu)件進行加工，可大大提高加工效率以及對各種復(fù)雜結(jié)構(gòu)的適應(yīng)性，具有廣闊的應(yīng)用前景。

1 坡莫合金磁性能參數(shù)

坡莫合金的磁性參數(shù)主要包括磁導(dǎo)率μ（包括起始磁導(dǎo)率μi、最大磁導(dǎo)率μm、矯頑力Hc、飽和磁感應(yīng)強度Bs）。

1.1 磁導(dǎo)率μ

磁導(dǎo)率是用來表征磁介質(zhì)磁性的物理量，即線圈在磁心空間中通過電流后，產(chǎn)生磁通的阻力或是其在磁場當(dāng)中導(dǎo)通磁力線的能力[10]。其數(shù)值等于磁感應(yīng)強度B與磁場強度H之比，即： 初始磁導(dǎo)率μi是指當(dāng)磁場強度H趨于無窮小時磁導(dǎo)率的極限值;最大磁導(dǎo)率μm是當(dāng)磁感應(yīng)強度達到最大值時對應(yīng)的磁導(dǎo)率[11]。

1.2 矯頑力Hc

坡莫合金被磁化后，當(dāng)外磁場消失時，其磁感應(yīng)強度并不會消失，此時需要外加一個反向磁場，當(dāng)反向磁場強度達到一定值時，其磁感應(yīng)強度才會消失。這一反向磁場的強度即為該材料的矯頑力[12-13]。

1.3 飽和磁感應(yīng)強度Bs

當(dāng)坡莫合金的磁化強度不再隨著外界磁場的增大而發(fā)生顯著增加時，其達到磁飽和狀態(tài)，此時的磁感應(yīng)強度即為飽和磁感應(yīng)強度Bs[14]。其計算公式為：

2 坡莫合金磁化過程

坡莫合金的磁化過程可用磁滯回線進行表征，主要分為以下三個步驟：（1）可逆磁疇壁移動;（2）非可逆磁疇壁移動;（3）可逆磁疇旋轉(zhuǎn)[16-17]，磁化過程示意如圖1所示。

在第一個階段，即可逆的磁疇壁移動階段中，磁疇壁會在外加磁場的作用下發(fā)生移動，此時若外加磁場消失，磁疇壁將會回到原位置，此階段可通過磁化強度M和磁場強度H的比值來確定該材料的起始磁導(dǎo)率;在第二個階段中，磁疇壁可以類比于位錯線的滑移，其運動過程受到雜質(zhì)阻礙，形成一定的釘扎作用，當(dāng)磁疇壁完全脫離了釘扎作用后，磁化強度會明顯增加，該階段中磁化強度M和磁場強度的比值H存在一個最大值，即最大磁導(dǎo)率;進入到第三個階段中，磁疇會發(fā)生旋轉(zhuǎn)，直至與外部磁場的磁場方向相同，當(dāng)二者的磁化方向完全一致時，坡莫合金達到飽和磁感應(yīng)強度Bs以及飽和磁化強度Ms，因此，該階段又稱為旋轉(zhuǎn)磁化階段。

從微觀的角度對磁疇壁的移動階段（可逆移動與非可逆移動）進行分析，在消磁狀態(tài)下，坡莫合金的磁疇壁被雜質(zhì)、晶界等釘扎，不發(fā)生運動[18];當(dāng)略微施加磁場后，磁疇壁會產(chǎn)生脫離釘扎作用的運動趨勢，如圖2b所示。然而，由于此時外加磁場強度較小，磁疇壁無法完全脫離釘扎作用，若此時撤去外加磁場，磁疇壁便會回到原位置，在宏觀上表現(xiàn)為消磁狀態(tài)，對應(yīng)可逆疇壁移動階段[17，19]。

若繼續(xù)增大外加磁場，磁疇壁的移動能力不斷增強，此時釘扎點無法有效阻礙磁疇壁運動，導(dǎo)致磁疇壁完全脫離釘扎束縛作用，從而更加自由地移動。此時若撤去外加磁場，磁疇壁不能回到原位置，即無法達到消磁狀態(tài)，從而產(chǎn)生磁滯現(xiàn)象，因此該階段稱為非可逆磁疇壁移動[20]。

3 坡莫合金磁性能影響因素

坡莫合金磁性能的影響因素眾多，主要包括晶粒取向及尺寸、內(nèi)應(yīng)力、材料本身元素配比以及雜質(zhì)元素含量等。一般來說，當(dāng)晶粒較大時，晶粒尺寸越大，坡莫合金的導(dǎo)磁性越好;當(dāng)晶粒尺寸為納米級時，晶粒尺寸減小有利于磁性能的提高[21-22];內(nèi)應(yīng)力以及雜質(zhì)元素會對坡莫合金磁性能產(chǎn)生不利影響[23]。

3.1 元素含量

不同元素含量大小對坡莫合金磁性能的影響趨勢及程度均存在不同：

Ni元素含量在80%附近時，隨著Ni含量的升高，坡莫合金的磁導(dǎo)率呈現(xiàn)先上升后下降的趨勢[24]。 Mo元素可以改善坡莫合金的磁性能，降低對應(yīng)力的敏感性，提升初始磁導(dǎo)率。然而過高的Mo含量會導(dǎo)致飽和磁感應(yīng)強度下降，因此，Mo含量在4.5%左右時較為適宜[25]。

少量Cu元素可提高坡莫合金的初始磁導(dǎo)率和最大磁導(dǎo)率，降低坡莫合金對應(yīng)力及溫度的敏感性，并改善坡莫合金的冷加工性能。

Mn元素對坡莫合金的磁性能具有不利影響，其影響機理與坡莫合金的純凈度有關(guān)。當(dāng)坡莫合金的純凈度較低時， Mn元素的增多會對織構(gòu)造成破壞，導(dǎo)致磁性能下降;當(dāng)坡莫合金的純凈度較高時，Mn元素具有細化晶粒的作用，不利于坡莫合金在磁化過程中的磁疇偏轉(zhuǎn)以及磁疇壁移動，表現(xiàn)為磁性能的下降[26]。

Si是一種非磁性元素，Si含量升高會導(dǎo)致飽和磁感應(yīng)強度降低[27]。

3.2 晶粒取向

晶粒取向?qū)Υ判圆牧系拇判阅艽嬖陲@著影響。對于軟磁性材料而言，當(dāng)Ni含量較低時（低于50%），材料的磁晶各向異性常數(shù)K1>0，其易磁化方向為 [100];當(dāng)Ni含量較高時（高于70%），材料的磁晶各向異性常數(shù)K1<0，其易磁化方向為 [111][28-29]。當(dāng)坡莫合金發(fā)生有序化轉(zhuǎn)變時，其磁性能會發(fā)生變化，以磁致伸縮系數(shù)λs和磁晶各向異性常數(shù)K1的變化最為顯著。因此可通過改變坡莫合金有序度來調(diào)整磁致伸縮系數(shù)λs和磁晶各向異性常數(shù)K1，使其趨近于0，呈現(xiàn)優(yōu)良的磁性能[30]。

3.3 內(nèi)應(yīng)力

應(yīng)力會使坡莫合金的磁性能發(fā)生明顯下降，這是由于應(yīng)力的存在導(dǎo)致坡莫合金內(nèi)部出現(xiàn)晶格畸變位錯等缺陷，使原有的磁疇排列遭到破壞，甚至出現(xiàn)斷裂，并導(dǎo)致磁疇壁的移動受到阻礙，從而使軟磁性能下降，表現(xiàn)為磁導(dǎo)率降低以及矯頑力的提高[31-33]。因此，機械加工等易導(dǎo)致坡莫合金產(chǎn)生內(nèi)應(yīng)力的加工手段均不利于其磁性能。對經(jīng)過磁性處理后的1J79坡莫合金進行車削加工，由于車削加工導(dǎo)致坡莫合金內(nèi)部產(chǎn)生應(yīng)力，試樣飽和磁感應(yīng)強度降低，矯頑力升高，其變化幅度為75%～91%[31]。通過對10 mm寬的條狀1J79坡莫合金進行纏繞處理使其內(nèi)部受力，磁性能測試結(jié)果表明，相比于受力前，樣品在受力后其初始磁導(dǎo)率和最大磁導(dǎo)率均下降了8～10倍[32]。王威等人建立的鐵磁材料相對磁導(dǎo)率變化與應(yīng)力的關(guān)系模型同樣表明，隨著應(yīng)力的增大，材料的相對磁導(dǎo)率不斷降低[33]。

4 坡莫合金增材制造研究現(xiàn)狀

作為一種高導(dǎo)磁的材料，坡莫合金在電子設(shè)備磁屏蔽方面的應(yīng)用最為廣泛。在航空航天領(lǐng)域，由于各種機電設(shè)備的電磁干擾嚴重影響航天器的正常運行，因此需要在設(shè)備外圍采用磁導(dǎo)率較高的坡莫合金防護裝置對磁信號進行屏蔽;在醫(yī)療衛(wèi)生領(lǐng)域，同樣需要對各種電子設(shè)備進行磁信號隔離，要求屏蔽體能夠?qū)O微弱的磁信號產(chǎn)生響應(yīng)，坡莫合金憑借其對外加磁場的高靈敏度、較好的強韌性等綜合性能，成為磁屏蔽體制造領(lǐng)域的首選[34]。此外，對于汽車、鐵路機車、飛機、船舶、礦山機械等設(shè)備所用的扭矩傳感器、電流互感器鐵心以及接地故障斷路器等復(fù)雜形狀元器件的生產(chǎn)，坡莫合金同樣占有較大的份額[35-36]。鑒于軟磁材料坡莫合金在工業(yè)生產(chǎn)中的廣泛應(yīng)用，采用增材制造技術(shù)進行坡莫合金元器件的制作以提高生產(chǎn)效率及質(zhì)量成為必然趨勢[37]。

坡莫合金增材制造絕大多數(shù)是通過激光選區(qū)熔化來實現(xiàn)的，即通過鋪粉（坡莫合金粉末或鎳粉、鐵粉等純金屬粉末物理混合）的方式，采用激光熱源對粉末進行加熱熔化并逐層堆積，形成三維坡莫合金試樣[38-39]。

4.1 內(nèi)部缺陷

缺陷是影響坡莫合金磁性能及力學(xué)性能的最關(guān)鍵因素，在坡莫合金增材制造過程中，保護措施不充分以及工藝參數(shù)選擇不合理等均會導(dǎo)致試樣中缺陷的產(chǎn)生[40]。Shishkovshy[41]等人采用平均直徑為74 μm，質(zhì)量分數(shù)為2.9%Mo、1%Mn、80.6%Ni、余量為Fe的PR-81N3M坡莫合金粉末，進行了激光選區(qū)熔化。由于制造過程在空氣中進行，試樣層間存在較多的孔洞缺陷。由X射線衍射結(jié)果可知，試樣中各物相的衍射峰與標準峰相比存在一定程度的偏移，說明在快速結(jié)晶過程中產(chǎn)生了晶格畸變，試樣內(nèi)部存在較大的殘余應(yīng)力。較多的孔洞缺陷和殘余應(yīng)力導(dǎo)致樣品的矯頑力較大，不利于其磁性能的提升。Li等人[42]采用平均粒徑為42.3 μm的Ni-15Fe-5Mo坡莫合金粉末進行激光選區(qū)熔化，結(jié)果與上述研究類似，即試樣奧氏體X射線衍射峰相比于粉末存在向高衍射角度的偏移，說明試樣內(nèi)部存在較大的殘余應(yīng)力。因此，樣品的飽和磁化強度為70 emu/g，矯頑力為2 Oe，其表現(xiàn)出的磁性能低于同成分的鑄造試樣[43]。

此外，Schoenrath H[44]將直徑為30 μm的Ni粉和Fe粉按照78.5%Ni、21.5%Fe（原子分數(shù)）進行充分混合，再進行激光選區(qū)熔化，獲得了7.5 mm×7.5 mm×7.5 mm的坡莫合金立方體試樣（見圖3a）。由于溫度梯度較大，試樣內(nèi)部存在較大的熱應(yīng)力，導(dǎo)致試樣內(nèi)部存在裂紋缺陷;由于金屬蒸汽未充分逸出，且粉末氧化物分解，試樣中存在氣孔缺陷。另外由于焊接熱輸入較小，Ni粉與Fe粉在熔池中并未混合均勻，導(dǎo)致試樣表面存在明顯的Fe、Ni偏析區(qū)，如圖3b所示。雖然粉末表面氧化物的高溫分解有利于去除試樣中的雜質(zhì)，使試樣的飽和磁化強度高于粉末，即由粉末的85 emu/g提高到97 emu/g，但嚴重的元素偏析尤其是Ni元素的偏析，對試樣的磁性能產(chǎn)生不良影響，制約了樣品飽和磁化強度的進一步提升。

綜上可知，坡莫合金增材制造試樣中的氣孔、裂紋等缺陷以及殘余應(yīng)力均會對試樣的磁性能產(chǎn)生不良影響。此外，由于工藝參數(shù)選擇不合理使得試樣內(nèi)部存在大區(qū)域性元素偏析，必然導(dǎo)致試樣磁性能的惡化。因此，優(yōu)化工藝參數(shù)并采用有效的保護氣氛對于提高坡莫合金增材制造試樣的性能具有重要意義。

4.2 顯微組織及磁性能

坡莫合金的顯微組織對其磁性能的影響同樣較為顯著。研究表明，除納米級晶粒外，晶粒尺寸越大，坡莫合金的磁性能越好。同時，等軸晶粒有利于坡莫合金各方向?qū)Т啪鶆蛐?，柱狀晶在其主軸方向的磁性能最好，因此可用于具有特殊導(dǎo)磁方向要求的零部件。

Li等人[45]采用平均直徑為45.6 μm，質(zhì)量分數(shù)為80%Ni、15%Fe、5%Mo的坡莫合金粉末進行了選區(qū)熔化。樣品中只存在奧氏體相，且奧氏體晶粒沿制造方向呈現(xiàn)明顯的柱狀生長趨勢，其中某些較為粗大的柱狀晶跨越層間形成多層生長。在奧氏體晶粒中存在較多的胞狀亞晶，有等軸和柱狀兩種形態(tài)，在層間存在胞狀亞晶團簇和柱狀亞晶團簇的分層，如圖4所示。雖然晶粒細化有利于提升試樣力學(xué)性能，但胞狀亞晶的存在導(dǎo)致試樣中晶界密度大幅增加，增大試樣在磁化時磁疇壁移動的阻礙，表現(xiàn)為試樣的矯頑力較大（2 Oe），其磁性能存在較大的提升空間。

對Ni-15Fe-5Mo坡莫合金粉末進行激光選區(qū)熔化，獲得與上述研究相似的組織，試樣內(nèi)部沿構(gòu)建方向呈現(xiàn)柱狀晶，在晶粒內(nèi)部存在小尺寸胞狀亞晶，在亞晶界存在Mo元素的偏析。試樣在<0 0 1>晶向上存在擇優(yōu)取向，且主要為小角度晶界，如圖5所示。亞晶的存在以及該處的元素偏析導(dǎo)致試樣的磁性能較低，其飽和磁感應(yīng)強度僅為65 emu/g，矯頑力接近2 Oe[42]。

Mazeeva等人[46]采用原子分數(shù)為49.5% Fe、49.4%Ni、0.4%Cu、0.3%Mn、0.4%Si的坡莫合金粉末進行了激光選區(qū)熔化。試樣中的晶粒尺寸并不一致，且晶粒取向不一。不均勻的晶粒尺寸不利于試樣磁性能的提高，導(dǎo)致試樣的矯頑力較大（2.5 Oe）。此外，試樣中氧的質(zhì)量分數(shù)高達0.25%，遠高于粉末中的0.05%，限制了磁導(dǎo)率的進一步提高。可見惰性氣體保護不利于坡莫合金試樣雜質(zhì)元素的降低以及軟磁性能的提高，可采用真空環(huán)境進行坡莫合金的增材制造，以進一步提升樣品的軟磁性能[47-48]。

此外，有學(xué)者研究了熱輸入（線能量）對坡莫合金選區(qū)熔化試樣顯微組織的影響。Zhang等人[49]采用70%純Fe粉（直徑35 μm）與30%純Ni粉（直徑30 μm）組成的混合粉末進行激光選區(qū)熔化。隨著熱輸入的增加、激光掃描速度的降低，樣品中晶粒尺寸逐漸減小，當(dāng)熱輸入為110 W、激光掃描速度為0.1 m/s時晶粒尺寸達到最小值100 nm，納米級晶粒尺寸的減小有利于樣品磁性能的提升。當(dāng)熱輸入增大時，樣品的飽和磁化強度逐漸增大;當(dāng)激光掃描速度逐漸增大時，飽和磁化強度呈現(xiàn)先增大后減小的趨勢，并在掃描速度為0.4 m/s時達到最大值。樣品的矯頑力隨著激光掃描速度的增大存在先降低后增大的趨勢，并且同樣在掃描速度為0.4 m/s時達到最小值。因此當(dāng)熱輸入為110 W、激光掃描速度為0.4 m/s時樣品的磁性能達到最佳，其飽和磁化強度以及矯頑力分別達到565 emu/g和1.1 Oe。

有學(xué)者在采用比例為1∶4的Fe粉和Ni粉進行激光選區(qū)熔化時發(fā)現(xiàn)，試樣的物相構(gòu)成與掃描速度有關(guān)[50]。當(dāng)掃描速度為0.1～0.3 m/s時，試樣由面心立方FeNi3組成，而當(dāng)掃描速度達到0.4 m/s時，試樣由Fe7Ni3相和鎳基固溶體組成。這是由于當(dāng)掃描速度較小時，試樣獲得的能量密度較大，有利于Fe粉和Ni粉的充分混合，形成該元素比例下的穩(wěn)定相FeNi3，而當(dāng)掃描速度過大時，試樣獲得的能量密度較小，F(xiàn)e粉和Ni粉的混合不均勻，在試樣局部形成偏離原有元素比例的偏聚區(qū)域，因此形成了Fe7Ni3相以及鎳基固溶體。當(dāng)掃描速度由0.1 m/s增大到0.4 m/s時，試樣的飽和磁感應(yīng)強度存在較小的降低趨勢，由99 emu/g降低到95 emu/g，這是由于FeNi3相具有較高的飽和磁感應(yīng)強度，隨著掃描速度的提高，試樣中的FeNi3相含量逐漸降低，同時其組織均勻性較差，不利于試樣磁性能的提升。

有學(xué)者將30%的鎳粉與70%的鐵粉充分混合后進行激光選區(qū)熔化，得到尺寸為5 mm×5 mm×5 mm的立方體試樣[51]。研究表明，試樣由Fe7Ni3基體以及少量Fe3Ni2相組成，隨著掃描速度的提高，試樣中的Fe3Ni2相逐漸增多，且晶粒尺寸逐漸增大。試樣的磁性能隨著掃描速度的提高呈現(xiàn)先增加后減小的趨勢，即飽和磁感應(yīng)強度先增后減，矯頑力先減后增，并在掃描速度為0.4 m/s時達到峰值（飽和磁感應(yīng)強度為550 emu/g，矯頑力為0.95 Oe）。這是由于當(dāng)掃描速度較小時，隨著掃描速度的提升，試樣中的Fe3Ni2相（111）晶面逐漸增多，該晶面具有較小的磁晶各向異性常數(shù)，因此試樣的磁性能提高;當(dāng)掃描速度較大時，隨著掃描速度的提升，試樣中的孔洞缺陷逐漸增加，殘余應(yīng)力逐漸升高，且元素分布逐漸不均勻，導(dǎo)致試樣的磁性能逐漸降低。

可見，通過優(yōu)化熱輸入和掃描速度等工藝參數(shù)，可在一定程度上提升坡莫合金的磁性能。然而，坡莫合金增材制造試樣中存在較多的胞狀亞晶，導(dǎo)致坡莫合金中的晶界密度較高，此外，激光選區(qū)熔化過程冷卻速度較快，試樣內(nèi)部元素來不及擴散，導(dǎo)致元素分布不均勻，在亞晶界處形成合金元素的偏析。大量的亞晶界以及元素偏析導(dǎo)致試樣在磁化過程中磁疇壁難以移動，使試樣的飽和磁感應(yīng)強度低于同成分的鑄造試樣，同時其矯頑力較大。因此，目前多采用熱處理的方式來消除亞晶粒，促進元素擴散，提高增材制造試樣的磁性能[52-53]。

4.3 熱處理與磁性能優(yōu)化

Li等人[45]在1 050 ℃下對質(zhì)量分數(shù)為80%Ni、15%Fe、5%Mo的坡莫合金選區(qū)熔化試樣進行3 h的熱處理。熱處理后，試樣內(nèi)部殘余應(yīng)力被釋放，晶粒發(fā)生粗化，且晶粒內(nèi)部胞狀亞晶消失，樣品各處化學(xué)成分更加均勻，因此，樣品的磁性能得到提升，飽和磁感應(yīng)強度由熱處理前的70 emu/g提高至 80 emu/g，矯頑力由2 Oe降低至1 Oe。

此外，有研究表明，對于原子分數(shù)為49.5%Fe、49.4%Ni、0.4%Cu、0.3%Mn、0.4%Si的坡莫合金選區(qū)熔化試樣進行熱處理后，試樣的最大相對磁導(dǎo)率由熱處理前的1 000增至5 000，且矯頑力由2.5 Oe降到1.25 Oe[46]。

有學(xué)者研究了退火熱處理對Ni-15Fe-5Mo坡莫合金選區(qū)熔化試樣的影響[42]。熱處理后部分晶粒發(fā)生了再結(jié)晶與長大，晶粒平均尺寸由25 μm增至53 μm。此外，退火熱處理后奧氏體衍射峰角度降低，說明樣品殘余應(yīng)力降低，試樣中元素發(fā)生均勻化，元素偏析消失。因此，試樣的飽和磁感應(yīng)強度由65 emu/g提升至 78 emu/g （見圖6），矯頑力由2 Oe降至1.5 Oe。然而，熱處理后試樣的力學(xué)性能下降，試樣的平均顯微硬度由熱處理前的230 HV降至193 HV，降幅為19%，試樣的最大抗拉強度由高于700 MPa降至520 MPa，降幅達31%。試樣力學(xué)性能的變化與晶粒長大以及胞狀亞晶消失有關(guān)。

由以上分析可知，采用熱處理工藝可顯著提高坡莫合金選區(qū)熔化試樣的磁性能，但熱處理后試樣力學(xué)性能會降低。如何實現(xiàn)磁性能與力學(xué)性能的共同提高是坡莫合金增材制造亟待解決的重要問題。

5 展望

采用增材制造手段進行坡莫合金的制造大大提高了生產(chǎn)效率，具有較大的發(fā)展?jié)摿?。目前限制坡莫合金增材制造試樣磁性能提升的主要因素包括氣孔、裂紋等缺陷，內(nèi)應(yīng)力大，晶界密度大，元素分布不均勻等。采用合理的工藝參數(shù)以及熱處理工藝可有效減少裂紋缺陷，緩釋內(nèi)應(yīng)力，優(yōu)化顯微組織，從而實現(xiàn)坡莫合金磁性能的提升。但坡莫合金增材制造過程中氧元素等雜質(zhì)元素的摻雜問題依然存在，阻礙了坡莫合金磁性能的進一步提升，需重點解決。為進一步提高增材制造坡莫合金的磁性能，在增材制造前對原材料進行深度清理，避免雜質(zhì)元素的混入影響磁性能。此外，優(yōu)化增材制造的保護環(huán)境，盡量避免在增材制造過程中混入雜質(zhì)元素。其中，采用真空環(huán)境對坡莫合金進行增材制造， 如電子束增材制造技術(shù)，可完全避免制造過程中雜質(zhì)元素的混入，有利于磁性能的提升。因此，采用電子束進行坡莫合金的增材制造具有較強的發(fā)展?jié)摿Α?/p>

鑒于增材制造過程中較大的冷卻速度導(dǎo)致坡莫合金內(nèi)部應(yīng)力較大等問題，可采用預(yù)熱、緩冷以及原位熱處理等技術(shù)減緩制造過程中的冷卻速度，從而更好地緩釋應(yīng)力，提高坡莫合金的磁性能。

參考文獻：

Waeckerlé T，Demier A，Godard F，et al. Evolution and recent developments of 80%Ni permalloys[J]. J. Magn. Magn. Mater.，2020（505）：166635.

Alim B，Han I，Demir L. Effect of external magnetic field on valence-electron structures of Fe and Ni in Invar，Permalloy and the other FeNi alloys by using Kβ-to-Kα X-ray intensity ratios[J]. Appl. Radiat. Isot.，2016（112）：5-12.

Li Y，Wang H. Local irreversible magnetization rotation of Permalloy thin films on binding pa-pers[J]. Compos. Part. B-Eng.，2019（161）：595-600.

Rittinger J，Taptimthong P，Jogschies L，et al. Magnetic microstructure analysis of sputter deposited permalloy thin films on a spin-on polyimide substrate[J]. Microsyst Technol，2016（22）：1627-1632.

Li X，Sun X，Wang J，et al. Magnetic properties of permalloy films with different thicknesses deposited onto obliquely sputtered Cu underlayers[J]. J. Magn. Magn. Mater.，2015（377）：142-146.

Koohkan R，Sharafi S，Shokrollahi H，et al. Preparation of nanocrystalline Fe-Ni powders by mechanical alloying used in soft magnetic composites[J]. J. Magn. Magn. Mater.，2008（320）：1089-1094.

Duque J G S，Rosa W O，Nunes W C，et al. Influence of substrate on the magnetic properties of Ni and permalloy sub-micrometric patterned stripes[J]. J. Phys. D. Appl. Phys.，2009（43）：25001-25004.

Shokrollahi H. The magnetic and structural properties of the most important alloys of iron produced by mechanical alloying[J]. Cheminform，2009（30）：3374-3387.

Wei J，F(xiàn)eng H，Zhu Z，et al. Understanding stripe domains in permalloy films via the angular dependence of permeability spectra[J]. J. Magn. Magn. Mater.，2017（432）：245-249.

Liu Y，Chen L，Tan C Y，et al. Broadband complex perme-ability characterization of magnetic thin films using shorted microstrip transmission-line perturbation[J]. Rev. Sci. Instrum.，2005（76）：063911.

Wei J，F(xiàn)eng H，Zhu Z，et al. A short-circuited coplanar waveguide to measure the permeability of magnetic thin films：Comparison with short-circuited microstrip line[J]. Rev. Sci. Instrum.，2015（86）：114705.

Soh W T，Phuoc N N，Tan C Y，et al. Magnetization dynamics in permalloy films with stripe domains[J]. J. Appl. Phys.，2013（114）：053908.

Lopusnik R，Nibarger J P，Silva T J，et al. Different dynamic and static magnetic anisotropy in thin Permalloy? films[J]. Appl. Phys. Lett.，2003（83）：96-98.

Bahrami A，Madaah Hosseini H R. Preparation of nanocr-ystalline Fe-Si-Ni soft magnetic powders by mechanical alloying[J]. Mater. Sci. Eng. B.，2005（123）：74-79.

Silva T J，Lee C S，Crawford T M，et al. Inductive measurement of ultrafast magnetization dynamics in thin-film permalloy[J]. J. Appl. Phys.，1999（85）：7849-7862.

Lopatina E，Soldatov I，Budinsky V，et al. Surface crystalliz-ation and magnetic properties of Fe84.3Cu0.7Si4B8P3 soft magnetic ribbons[J]. Acta. Mater.，2015（96）：10-17.

李理. 純鐵定向凝固織構(gòu)及相變織構(gòu)研究[D]. 湖南：湘潭大學(xué)，2006.

Lashgari H R，Chu D，Xie S，et al. Composition dependence of the microstructure and soft magnetic properties of Fe-based amorphous/nanocrystalline alloys：A review study[J]. J. Non-cryst. Solids.，2014（391）：61-82.

Kim J，Jung M H，Choe S B. Stability of magnetic domains with notches in permalloy nanowires[J]. IEEE. T. Magn.，2009（45）：2481-2484.

余晉岳，朱軍，周狄，等. 微細條形NiFe薄膜元件在磁化和反磁化過程中磁疇結(jié)構(gòu)的變遷過程[J]. 功能材料，2000（31）：481-483.

Du S W，Ramanujan R V. Mechanical alloying of Fe-Ni based nanostructured magnetic materials[J]. J. Magn. Magn. Mater.，2005（292）：286-298.

Baker I，Quiller R G，Robson M，et al. The effects of ternary elemental additions on the structure and magnetic properties of nanocrystalline FeCo powders[J]. Mater. Res. Soc. Symp. Proc.，2003（753）：BB5. 48.

李小明，白濤濤，崔雅茹，等. 影響高鎳軟磁合金磁性能的因素分析[J]. 熱加工工藝，2015（44）：32-35.

邱春林，吳香菊，齊克敏，等. 82B高碳鋼熱變形奧氏體再結(jié)晶行為研究[J]. 熱加工工藝，2006（35）：29-31.

Inoue T，Yamauchi K，F(xiàn)ujita F. Effects of alloying element balance and micro-alloying elements on magnetic properties and hot ductility of PC permalloy[J]. Mater. Trans.，2008（49）：650-654.

張峰，呂學(xué)鈞，馬長松，等. 生產(chǎn)工藝及成分體系對含磷無取向硅鋼磁性能的影響[J]. 鋼鐵釩鈦，2012（33）：70-76.

Jiles D C. Recent advances and future directions in magnetic materials[J]. Acta. Mater.，2003（51）：5907-5939.

Kim D H，Hwang T J，Ryu K S，et al. Influence of easy magnetization axis orientation on magnetization reversal in permalloy strips[J]. Phys. Status. Solidi. C.，2008（5）：405-408.

Bauer T，Spierings A B，Wegener K. Microstructure and electro-magnetic properties of a nickel-based anti-magnetic shielding alloy[C]. Proceedings of the 27th annual international solid freeform fabrication symposium-an additive manufacturing conference. Austin：ETH-Zürich，2016：1856-1867.

朱伏先，劉彥春，李艷梅，等. Q345鋼奧氏體再結(jié)晶行為對組織和性能的影響[J]. 東北大學(xué)學(xué)報（自然科學(xué)版），2005（26）：566-569.

孫軍艷，湯健明. 提高軟磁合金材料磁性和熱處理后尺寸精度的方法[J]. 有色金屬，2011（63）：43-46.

爾延徽，毛昌輝，楊志民，等. 應(yīng)力對1J79軟磁合金強場磁導(dǎo)率的影響[J]. 稀有金屬，2008（32）：43-45.

王社良，王威，蘇三慶，等. 鐵磁材料相對磁導(dǎo)率變化與應(yīng)力關(guān)系的磁力學(xué)模型[J]. 西安科技大學(xué)學(xué)報，2005（25）：288-291.

Mikler C，Chaudhary V，Borkar T，et al. Laser additive manufacturing of magnetic materials[J]. JOM，2017（69）：532-543.

賀小艷，蘭雄. 0.1級坡莫合金微型電流互感器的設(shè)計[J]. 儀表技術(shù)與傳感器，2018（430）：58-60.

Raposo V，Zazo M，F(xiàn)lores A G，et al. Ferromagnetic resonance in low interacting permalloy nanowire arrays[J]. J. Appl. Phys.，2016（119）：143903.

Borkar T，Conteri R，Chen X，et al. Laser additive processing of functionally-graded Fe-Si-B-Cu-Nb soft magnetic materials[J]. Mater. Manuf. Process.，2017（32）：1581-1587.

Zou J，Gaber Y，Voulazeris G，et al. Controlling the grain orientation during laser powder bed fusion to tailor the magnetic characteristics in a Ni-Fe based soft magnet[J]. Acta. Mater.，2018（158）：230-238.

Goll D，Schuller D，Martinek G，et al. Additive manufacturing of soft magnetic materials and components[J]. Addit. Manuf.，2019（27）：428-439.

Kang N，El Mansori M，Guittonneau F，et al. Controllable mesostructure， magnetic properties of soft magnetic Fe-Ni-Si by using selective laser melting from nickel coated high silicon steel powder[J]. Appl. Surf. Sci.，2018（455）：736-741.

Shishkovsky I，Saphronov V. Peculiarities of selective laser melting process for permalloy powder[J]. Mater. Lett.，2016（171）：208-211.

Li B，F(xiàn)u W，Xu H，et al. Additively manufactured Ni-15Fe-5Mo Permalloy via selective laser melting and subsequent annealing for magnetic-shielding structures：Process，micro-structural and soft-magnetic characteristics[J]. J. Magn. Magn. Mater.，2020（494）：165754.

Liu Y J，Chang I T H，Lees M R. Influences of oxide phases on the coercivity of mechanically alloyed multicomponent Fe-based amorphous alloys[J]. Scripta. Mater.，2001（44）：2729-2734.

Schoenrath H，Spasova M，Kilian S O，et al. Additive manufacturing of soft magnetic permalloy from Fe and Ni powders： Control of magnetic anisotropy[J]. J. Magn. Magn. Mater.，2019（478）：274-278.

Li B，Zhang L，F(xiàn)u W，et al. General investiga-tions on manufacturing quality of permalloy via selective laser melting for 3D printing of customized magnetic shields[J]. JOM，2020（72）：2834.

Mazeeva A K，Staritsyn M V，Bobyr V V，et al. Magnetic properties of Fe-Ni permalloy produced by selective laser melting[J]. J. Alloy. Compd.，814：152315.

Li X，Zhang Z，Yang Y，et al. The crystallization mechanism of Zr-based bulk metallic glass during electron beam remelting[J]. Materials，2020（13）：3488.

Chen G，Yin Q，Zhang G，et al. Fusion-diffusion electron beam welding of aluminum lithium alloy with Cu nano-coating[J]. Mater. Des.，2020（188）：108439.

Zhang B，F(xiàn)enineche N E，Zhu L，et al. Studies of magnetic properties of permalloy （Fe-30%Ni） prepared by SLM technology[J]. J. Magn. Magn. Mater.，2012（324）：495-500.

Zhang B，F(xiàn)enineche N E，Liao H，et al. Magnetic properties of in-situ synthesized FeNi3 by selective laser melting Fe-80%Ni powders[J]. J. Magn. Magn. Mater.，2013（336）：49-54.

Zhang B，F(xiàn)enineche N，Liao H，et al. Microstructure and magnetic properties of Fe-Ni alloy fabricated by selective laser melting Fe/Ni mixed powders[J]. J. Mater. Sci. Technol.，2013（29）：757-760.

Garibaldi M，Ashcroft I，Lemke J N，et al. E?ect of annealing on the microstructure and magnetic properties of soft magnetic Fe-Si produced via laser additive manufacturing[J]. Scripta. Mater.，2018（142）：121-125.

Kustas A B，Susan D F，Johnson K，et al. Characterization of the Fe-Co-1.5V soft ferromagnetic alloy processed by laser engineered net shaping （LENS）[J]. Addit. Manuf.，2018（21）： 41-52.