一种获得低驱动场大磁致应变磁致伸缩材料的方法及材料与流程

本发明涉及磁致伸缩材料领域，特别是涉及一种获得低驱动场大磁致应变磁致伸缩材料的方法及材料。

背景技术：

磁致伸缩材料是一种重要的能量与信息转换功能材料，因其能在磁场中实现长度或体积的变化而被广泛用于制作包括驱动器、传感器以及换能器等在内的各种功能器件，因此在航空航天、海洋探测与开发、智能机翼、机器人、微位移驱动、燃油喷射等高技术领域有着不可替代的作用。

随着人类智能时代的来临，器件被要求满足微纳米化，可便携性等诸多新的需求，而这些新需求要求磁致伸缩材料具有低驱动场下产生大磁致应变的功能。然而，现有的磁致伸缩材料由于原理性限制导致在低驱动场和大磁致应变两个性能上往往不可兼得。

目前被广泛应用的磁致伸缩材料是以tb-dy-fe(terfenol-d)合金为代表的铁-稀土laves相合金，该合金中由磁畴旋转导致的磁致应变可达1000-2000ppm大小，但其对应的饱和磁场也大于1koe。而另一种广受关注的磁致伸缩材料是以ni-mn-ga合金为代表的铁磁性形状记忆合金，该合金由于磁场引发的介观马氏体畴再取向而获得的巨大的场致应变效应(～10％)，但其饱和磁场更大，高达10koe。以上两者都是“强但硬”(也即，大应变需要高磁场)的磁致伸缩材料。另一方面，fe-ga合金能在几百个奥斯特的场强就足以产生相对较大的磁致伸缩效应。然而，这种材料大多“软但弱”，在一般多晶材料中磁致伸缩量不超过150ppm，即使是对于单晶样品来说其磁致伸缩量也低于400ppm。

因此，目前获得大磁致应变的方法都无法获得具有低驱动场大磁致应变性能(“强且软”)的磁致伸缩材料，亟待发展新的方法来满足这一要求。

技术实现要素：

针对上述问题，本发明提供了一种获得低驱动场大磁致应变磁致伸缩材料的方法及相应材料。

具体地，本发明公开了一种获得低驱动场大磁致应变磁致伸缩材料的方法，其中，该方法包括：对材料进行改性，使得其具备纳米马氏体畴，并且以满足低驱动场大磁致应变效应为准。

进一步地，所述纳米马氏体畴是通过如下任一方式获得：对正常铁磁马氏体材料进行掺杂、或掺杂点缺陷、或高温热处理、或其他任何能够使得材料具备马氏体畴且将马氏体畴控制在纳米级的合适方式。

进一步地，所述磁致伸缩材料的化学式为fe100-xpdx，其中x为摩尔百分比含量，x的取值范围为：32≤x≤33。

研究发现，当x的取值范围为30.5≤x<32，其相变点以下的微观结构为微米级的马氏体大畴，当x的取值范围为32≤x≤33，其相变点以下的微观结构为纳米马氏体畴，可见磁致伸缩材料fe100-xpdx中fe和pd的相对成分含量取值对于磁致伸缩材料的微观结构有巨大影响，控制或者调节fe和pd成分的相对含量可以显著影响磁致伸缩材料的磁致伸缩性能。

在前述方法的基础上，本发明还公开了一种低驱动场大磁致应变磁致伸缩材料的多晶样品的制备方法，所述低驱动场大磁致应变磁致伸缩材料的化学式为fe100-xpdx，其中x为摩尔百分比含量，x的取值范围为：32≤x≤33，所述制备方法通过以下步骤将材料中已存在的微米级的马氏体畴减小到纳米级：

1)按照所述低驱动场大磁致应变磁致伸缩材料的成分要求配备fe和pd原料；

2)将配备的fe和pd原料熔炼成母合金铸锭；

3)将所述母合金铸锭密封于石英管中，进行热处理；

4)将所述热处理后母合金在室温下冷轧，获得厚度为1～4mm的母合金薄板；

5)将所述母合金薄板经过切割处理成指定尺寸样品，再次密封于石英管中，进行热处理，获得低驱动场大磁致应变磁致伸缩材料的多晶样品。

进一步地，步骤3)中所述热处理温度为900～1100℃，热处理时间为12-50小时。

进一步地，步骤5)中所述热处理温度为900～1100℃，热处理时间为1-5小时。

进一步地，所述低驱动场大磁致应变磁致伸缩材料的多晶样品的相变点附近，磁致伸缩系数不小于90ppm，所需饱和磁场不大于1koe。

此外，在前述方法的基础上，本发明还公开了一种低驱动场大磁致应变磁致伸缩材料的定向凝固样品的制备方法，其中所述低驱动场大磁致应变磁致伸缩材料的化学式为fe100-xpdx，其中x为摩尔百分比含量，x的取值范围为：32≤x≤33，所述制备方法通过以下步骤将材料中已存在的微米级的马氏体畴减小到纳米级：

1)按照低驱动场大磁致应变的磁致伸缩材料的成分要求配备fe和pd原料；

2)将配备的fe和pd原料熔炼成母合金铸锭；

3)将所述母合金铸锭置于定向凝固设备中，加热使母合金棒完全熔融，将熔融的材料抽拉到冷却液中进行定向凝固，制得低驱动场大磁致应变磁致伸缩材料的定向凝固样品。

进一步地，所述低驱动场大磁致应变磁致伸缩材料的定向凝固样品的相变点附近，磁致伸缩系数不小于280ppm，所需饱和磁场不大于1koe。

一种采用前述方法制备的低驱动场大磁致应变磁致伸缩材料，其特征在于，其化学式为fe100-xpdx，其中，x为摩尔百分比含量为32≤x≤33。

本发明的有益效果为：

1)可以获得具有独特的低驱动场大磁致应变性能的新型磁致伸缩材料，方法明确易行，简单实用。

2)获得上述磁致伸缩材料的上述制备方法具有工艺简单、可重复性好，生产良品率高等优点。

3)获得的fe100-xpdx合金在性能上具有饱和磁场小(饱和磁场<1koe)，磁致伸缩性能优异(饱和磁致伸缩系数>300ppm)等特点，填补了目前市场缺乏低驱动场诱发大磁致应变材料的空白。

附图说明

图1a-图1d为本发明所涉及的实施例对应的相图及其支撑数据；

图2a和图2b为本发明所涉及的实施例的相图中两个典型成分的微观结构；

图3a-图3d为本发明所涉及的实施例的两个成分的多晶材料的磁致应变和饱和磁场随温度变化的趋势；

图4a-图4e为本发明所涉及的实施例的两个成分的定向凝固材料的磁致应变和饱和磁场随温度变化的趋势；

图5a为本发明所涉及的实施例与目前主流磁致伸缩材料在平行磁场方向的饱和磁致伸缩量(λ||,s)和相应的饱和磁场(hs)这两个指标上的对比；

图5b为本发明所涉及的实施例与稀土铁基合金以及铁镓合金在品质因子(fom)和饱和磁致伸缩量(λ||,s)两个指标上的对比。

具体实施方式

为使本发明的目的、技术方案和优点更加清楚，以下结合各附图和实施例，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。

参考图1a-图1d，其中，图1a为铁钯合金的相图(30.5≤x≤33)，该相图包括了当x≥32时出现的冻结的应变玻璃区域。图1b为相变潜热在不同x取值时的变化曲线。随着x增加，相变潜热逐渐变小，相变点下移，说明钯原子对该合金中的马氏体相变具有显著的抑制作用。图1c为x＝32样品具有频率弥散现象的储能模量和损耗的降温曲线。理想冻结温度t0通过vogel-fulcherrelation拟合可得约为165k。图1d为x＝32的样品的zfc/fc曲线，表明x＝32为各态遍历性破缺的应变玻璃态。插图图例表示了从相同的非冻结的应变态分别通过不同的历史演变为不同的冻结的应变态。

参考图2a和图2b，其中，图2a为x＝30.5的多晶样品在90k(低于马氏体温度tm)时的微观结构，表现为长程有序的微米级马氏体畴；图2b为x＝32的多晶样品在90k时(低于玻璃转变温度tg)的微观结构，表现为短程有序的纳米马氏体畴。该纳米马氏体畴是该材料独特低驱动场大磁致应变的起源。纳米马氏体畴，顾名思义，纳米级的马氏体小畴。

参考图3a-图3d，图3a为x＝30.5和x＝32样品的磁致伸缩系数的温度关系曲线。可见x＝30.5的样品曲线表现平缓，而x＝32的样品表现出更明显的温度依赖关系。图3b为x＝30.5和x＝32样品的饱和磁场随温度变化曲线。可见x＝30.5的样品的饱和磁场随温度降低升高很快，而x＝32的样品的饱和磁场随温度降低的升高则没有那么明显。图3c为x＝30.5的样品在几个温度下的磁致伸缩曲线，(c1)295k，(c2)200k，(c3)150k和(c4)97k。图3d为x＝32的样品在几个温度下的磁致伸缩曲线，(d1)295k，(d2)200k，(d3)150k和(d4)100k。可见，所有的多晶样品的磁致伸缩曲线在循环过程中都是完全可逆的。

参考图4a-图4e，图4a为x＝31.3和x＝32.3两个样品的磁化强度随温度演变曲线。其中x＝31.3所对应的曲线上的突然下降对应于马氏体相变，而x＝32.3所对应的曲线上的下降明显小于x＝31.3，对应于应变玻璃转变。图4b为x＝31.3和x＝32.3样品的第一圈饱和磁致伸缩量以及后续循环的可回复磁致伸缩量的温度关系曲线。图4c为x＝31.3和x＝32.3样品的饱和磁场的温度关系曲线。其中，x＝31.3样品的第一圈饱和磁致伸缩量在相变点附近约340ppm，而所需饱和磁场约0.9koe；而相应的可回复磁致伸缩量约280ppm。x＝32.3样品的第一圈饱和磁致伸缩量在相变点附近高达790ppm，而所需饱和磁场约0.8koe；而相应的可回复磁致伸缩量高达640ppm。图4d为x＝31.3的样品在几个温度下的磁致伸缩曲线，(d1)295k，(d2)200k，和(d3)160k。结合图4b可见，当温度高于相变点时，例如图4d的(d1)，磁致伸缩曲线完全可回复，因此，第一圈饱和磁致伸缩量与后续循环的可回复磁致伸缩量相等。当温度低于相变点时，例如图4d的(d2)和(d3)，第一圈磁致伸缩曲线与后续循环不重合，因此，第一圈饱和磁致伸缩量大于后续循环的可回复磁致伸缩量。图4e为x＝32.3的样品在几个温度下的磁致伸缩曲线，(e1)295k，(e2)120k和(e3)75k。结合图4b同样可见，当温度高于玻璃转变温度时(如图4e的(e1))，第一圈饱和磁致伸缩量与后续循环的可回复磁致伸缩量相等。而温度低于玻璃转变温度时(如图4e的(e2)和(e3))，第一圈饱和磁致伸缩量大于后续循环的可回复磁致伸缩量。

图5a为本发明所涉及的实施例与目前主流磁致伸缩材料在平行磁场方向的饱和磁致伸缩量(λ||,s)和相应的饱和磁场(hs)这两个指标上的对比。包括铁磁形状记忆合金单晶，稀土铁基巨磁致伸缩合金以及铁镓合金。“ds”代表通过定向凝固获得的合金，“ps”代表多晶合金。可以看到，本发明涉及材料的性能落在了该图中尚未被探索的领域，显示出了独特的低驱动场大磁致应变的特点。图5b为本发明所涉及的实施例与稀土铁基合金以及铁镓合金在品质因子(fom)和饱和磁致伸缩量两个指标上的对比。显然，本发明涉及材料具有优异的综合性能，能在高的磁致伸缩量下具有高的fom值。图5b中的插图比较fe67.7pd32.3定向凝固合金和知名磁致伸缩材料terfenol-d以及fe81ga19合金的磁致伸缩曲线。该比较显示了fe67.7pd32.3定向凝固合金具有与fe81ga19合金相似的饱和磁场值，但其磁致伸缩量远高于后者；而fe67.7pd32.3合金具有与terfenol-d类似的磁致伸缩量，但饱和磁场值小于后者。

实施例1

本实施例公开了一种获得低驱动场大磁致应变磁致伸缩材料的方法，其包括：将材料中已存在的微米级的马氏体畴减小到纳米级，得到纳米马氏体畴。进一步地，上述纳米马氏体畴是通过对正常铁磁马氏体材料进行掺杂来获得的。

对于该实施例而言，其体现了本公开的原理。发明人在研究中发现，传统的铁磁性形状记忆合金中发生的马氏体相变往往是热力学一级相变，相变发生后会形成长程有序的马氏体畴，微观结构表现为微米级的马氏体畴形成的孪晶。虽然这种微米级的马氏体“大”畴在磁场驱动下的再取向效应会产生巨大的磁致伸缩量，但是诱发“大”畴再取向的驱动场需要达到极高的水平，因此无法满足低驱动场的要求。而发明人发现：通过往上述铁磁性形状记忆合金中引入点缺陷，点缺陷会严重抑制长程有序的马氏体“大”畴的形成。如图1a的相图所示，当缺陷浓度超过一定量之后，马氏体相变被抑制，体系中进而发生一种称作应变玻璃转变的变化，其特征表现为相变过程中的焓变消失(图1b)，储能模量曲线表现出频率弥散现象(图1c)，以及具有各态遍历性破缺现象(图1d)；与该应变玻璃转变对应的是一种被称作“应变玻璃”的新状态，如图2b所示，其微观结构表现为弥散于母相基体中的纳米尺度的马氏体“小”畴。作为比较，图2a显示了马氏体相的微观结构，为微米级的马氏体“大”畴。显然，该实施例所描述的方法指导设计了一类具有纳米马氏体畴这一独特微观结构的，并同时具有相应独特低驱动场大磁致应变的磁致伸缩材料。

具体地，为了展示材料在低场下获得大磁致伸缩效应的能力，我们引入λ||,s/hs作为衡量指标，称作品质因子(fom)，其中λ||,s为平行磁场方向的磁致伸缩量，而hs为对应的饱和磁场值。图5a基于两个磁致伸缩指标(λ||,svs.hs)将铁钯合金和主流磁致伸缩体系进行比较，包括铁磁形状记忆合金单晶，稀土铁基巨磁致伸缩合金以及铁镓合金。“ds”代表通过定向凝固获得的合金，“ps”代表多晶合金。显然，fe67.7pd32.3定向凝固合金具有大的磁致伸缩量和小的饱和磁场，其性能落在了该图中尚未被探索的区域，与当前主流磁致伸缩材料相比，具有独特的优势。

图5b比较铁钯合金，稀土铁基合金以及铁镓合金的fom值，图5b中插图比较fe67.7pd32.3定向凝固合金和terfenol-d以及fe81ga19合金的磁致伸缩曲线。在图5b中，铁镓合金表现出一个大的fom值，但是其磁致伸缩量太小。而稀土铁基合金虽然可以形成较大的磁致伸缩量，但是其fom值太小。显而易见，定向凝固获得的fe67.7pd32.3合金同时获得了大的磁致伸缩量和大的fom值，表现出了比铁镓合金以及稀土铁基合金更加优异的综合性能。此外无论是磁致伸缩量还是fom值，fe67.7pd32.3都远胜于fe68.7pd31.3。相同的趋势在多晶样品中也能观察到。x＝32多晶样品拥有比x＝30.5更大的磁致伸缩量和更高的fom值。

图5b的插图比较了x＝32.3的样品在120k下和terfenol-d以及fe81ga19合金在室温下的磁致伸缩曲线，fe81ga19合金表现的易于饱和，在0.5koe的场强下获得了190ppm的伸缩量，而terfenol-d则表现的难以饱和，在3koe这么一个很高的场强下获得了1000ppm的磁致伸缩量。这些结果跟之前研究中的数据保持一致。显而易见的是，x＝32.3的样品在所需求的饱和磁场强度上与fe81ga19合金相当，但其磁致伸缩量远大于后者，terfenol-d与x＝32.3的样品在磁致伸缩量上相当，但后者所需饱和磁场要远小于terfenol-d。通过比较这些磁致伸缩曲线表明定向凝固的fe67.7pd32.3合金是一种“强且软”的磁致伸缩材料。

实施例2

本实施例公开了一种低驱动场大磁致应变磁致伸缩材料的多晶样品的性能与制备方法：

1.多晶样品的性能

本实施例具体公开了一种低驱动场大磁致应变磁致伸缩材料的多晶样品，其化学通式为fe100-xpdx。其中x的取值依次为：x＝30.5，x＝30.8，x＝31.3，x＝31.8，x＝32，x＝32.2，x＝33。在该磁致伸缩材料的相变点附近，其磁致伸缩系数不小于90ppm，所需饱和磁场不大于1koe。特别地，如图3a-3d所示，当x＝30.5时，在其相变点附近(～268k)，其磁致伸缩系数可达90ppm，所需饱和磁场不大于1koe；当x＝32时，在玻璃转变温度点附近(～166k)，其磁致伸缩系数可达170ppm，所需饱和磁场不大于0.7koe。

2.多晶样品的制备方法

本实施例具体公开了一种低驱动场大磁致应变磁致伸缩材料的多晶样品的制备方法，所述低驱动场大磁致应变磁致伸缩材料的化学式为fe100-xpdx，其中x为摩尔百分比含量，x的取值范围为：32≤x≤33，所述制备方法通过以下步骤将材料中已存在的微米级的马氏体畴减小到纳米级：

1)按照低驱动场大磁致应变磁致伸缩材料的成分要求配备fe和pd原料。选用的原料fe和pd的纯度均大于99.95wt％，按照指定的化学成分准确配比。

2)将配备的fe和pd原料熔炼成母合金铸锭。将上述称量好的原料放入真空非自耗电弧熔炼炉的坩埚内。对真空非自耗电弧熔炼炉进行抽真空至5.0×10^-4pa后，向炉体内充入高纯氩气，氩气的体积百分含量(纯度)为99.99％以上，待炉内的真空度上升至4.0×10^-1pa以后停止充气，反复此步操作数次后，开始对原料进行熔炼，将熔炼电流设置为170a，控制每次熔炼的时间为2分钟左右，反复熔炼八次，制得母合金铸锭。

3)将所述母合金铸锭密封于石英管中，在900～1100℃下热处理12-50小时。将所得母合金放入石英管内，利用扩散泵将石英管内真空抽至2.0×10^-3pa后，向石英管内充入高纯氩气，氩气的体积百分含量(纯度)为99.99％以上，待炉内的真空度上升至4.0×10^-1pa以后停止充气，反复此步操作数次后，利用氢氧焰烧断石英管，以保持石英管内部的高真空。之后封入样品的石英管被放入温度为900～1100℃的热处理炉中热处理12-50小时，之后迅速放入水中淬火。

4)将所述热处理后母合金在室温下冷轧，获得厚度为1～4mm的薄板。将母合金置于轧辊之间，每次轧制量约0.5mm，反复轧制，直到获得厚度为1～4mm的薄板。

5)将所述母合金薄板经过切割处理成指定尺寸样品，再次密封于石英管中，在900～1100℃下热处理1-5小时，获得所述低驱动场大磁致应变磁致伸缩材料的多晶样品。

实施例3

本实施例公开了一种低驱动场大磁致应变磁致伸缩材料的定向凝固样品的性能与制备方法：

1.定向凝固样品的性能

本实施例具体公开了一种低驱动场大磁致应变磁致伸缩材料的定向凝固样品，其化学通式为fe100-xpdx。其中x的取值依次为：x＝30，x＝31.3，x＝31.8，x＝32，x＝32.3。在该磁致伸缩材料的相变点附近，其磁致伸缩系数不小于280ppm，所需饱和磁场不大于1koe。特别地，如图4a-4e所示，当x＝31.3时，在略低于其相变点处(～212k)，其最大磁致伸缩量可达340ppm，后续循环的可逆磁致伸缩量可达280ppm，所需饱和磁场不大于0.9koe；当x＝32.3时，在玻璃转变温度点附近(～133k)，其最大磁致伸缩系数可高达790ppm，后续循环的可逆磁致伸缩量可达640ppm，所需饱和磁场不大于0.8koe。如图5所示，x＝32.3的定向凝固样品具有“强且软”的性能，填补了缺少具有低驱动场大磁致应变性能的磁致伸缩材料的空白。

2.定向凝固样品的制备方法

本实施例还具体公开了一种低驱动场大磁致应变磁致伸缩材料的定向凝固样品的制备方法，所述低驱动场大磁致应变磁致伸缩材料的化学式为fe100-xpdx，其中x为摩尔百分比含量，x的取值范围为：32≤x≤33，所述制备方法通过以下步骤将材料中已存在的微米级的马氏体畴减小到纳米级：

1)按照低驱动场大磁致应变磁致伸缩材料的成分要求配备fe和pd原料。选用的原料fe和pd的纯度均大于99.95wt％，按照指定的化学成分准确配比。

2)将配备的fe和pd原料熔炼成母合金铸锭。将上述称量好的原料放入真空非自耗电弧熔炼炉的坩埚内。对真空非自耗电弧熔炼炉进行抽真空至5.0×10^-4pa后，向炉体内充入高纯氩气，氩气的体积百分含量(纯度)为99.99％以上，待炉内的真空度上升至4.0×10^-1pa以后停止充气，反复此步操作数次后，开始对原料进行熔炼，将熔炼电流设置为170a，控制每次熔炼的时间为2分钟左右，反复熔炼八次，制得母合金铸锭。

3)将母合金铸锭置于定向凝固设备中，加热使母合金棒完全熔融，将熔融的材料抽拉到冷却液中进行定向凝固，制得所述低驱动场大磁致应变磁致伸缩材料的定向凝固样品。

虽然x＝31.3和x＝32.3在浓度上相似，但是其在所处的状态截然不同。x＝31.3的样品中是由长程有序马氏体畴组成的介观应变畴，而x＝32.3样品中是由短程有序的应变玻璃态形成的纳米尺寸的应变畴。显然纳米畴弥散的两相纳米结构对低驱动场大磁致应变效应的产生十分关键。

需要特别强调的是，前文所述的有关实施例尽管是具体采用了fe和pd这两种原料，然而通过上述实施例，能够理解，推而广之的，只要能够把其中的马氏体相变抑制住的元素，理论上都能得到纳米马氏体，并使得其具有低驱动场大磁致应变效应，例如以fe70pd30合金为起始点，用ni、pt、co取代pd也能实现相应效果。

以掺杂co为例，假设掺杂材料的分子式为fe70pd30-xcox，随着co含量的增加，马氏体相变温度降低，表明马氏体相变逐渐被抑制；而掺杂到fe70pd24co6左右即可获得纳米马氏体畴。也就是说，除了二元材料之外，还可以实现为三元材料，只要将材料中已存在的微米级的马氏体畴减小到纳米级，得到纳米马氏体畴。由于无法穷尽这些实施方式，所以对此不再赘述。

同时，需要特别强调的是，上述有关实施例尽管是通过往正常铁磁马氏体材料掺杂来抑制马氏体相变，并最终控制马氏体畴大小在纳米尺度来实现低驱动场大磁致应变效应的，但是，容易理解，获得纳米马氏体畴的方法并不局限于此。例如从相图1a可知，可以将一不相变材料作为掺杂基体，往其中添加具有马氏体相变的成分，随着具有马氏体相变的成分含量逐渐增加，容易理解材料会逐渐从不相变变为出现纳米马氏体畴。因此，获得纳米马氏体应变畴的方法并不局限于仅仅以马氏体合金为掺杂起始点。任何受到本发明启发，获得纳米马氏体畴，进而得到低驱动场大磁致伸缩效应的实例都应受到本发明的保护。

更进一步的，即使材料中含有微米马氏体畴，只要使得材料中具备适量的纳米马氏体畴，并且以满足低驱动场大磁致应变效应为准。

应变玻璃与铁电弛豫体在很多方面都有相似的地方，例如在响应上的频率依赖性和非各态遍历性。值得注意的是，相似的场致应变行为在铁电弛豫体中也有发现。在铁电体中，一个低驱动场诱发的大电致应变通常出现在一个极性纳米畴随机分散在基体中的弛豫铁电体成分中。因此在基体中引入玻璃状态来构建纳米尺寸铁性畴可能是在铁性材料中产生低驱动场大磁致伸缩效应的一剂良方。

总之，奇特的磁致伸缩行为归功于嵌入在奥氏体基体中的由应变玻璃态形成的应变纳米畴而形成纳米两相的微观结构。本公开揭示了：往基体中引入纳米应变畴或许提供了一个有效的途径来开发一系列的拥有奇特性能(例如低驱动场大磁致伸缩效应)的铁磁形状记忆合金。

以上所述实施例仅表达了本发明的实施方式，其描述较为具体和详细，但并不能因此而理解为对本发明专利范围的限制。应当指出的是，对于本领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明构思的前提下，还可以做出若干变形和改进，这些都属于本发明的保护范围。因此，本发明专利的保护范围应以所附权利要求为准。