Heusler合金具有局限的d电子与非局限的s或p电子，它们之间可以形成混成 轨域效应。这些使得其能带结构很复杂，进而表现出多种独特的物理特性，如巨磁电阻，磁感生应变，磁超弹性，巨磁热效应等[14]。目前研究较多的体系有CoNiGa及Ni-Mn-X (X=Ga, In, Sn, Sb) 等。偏离化学计量比的Ni-Mn-In Heusler合金所具有的不同性能可能与其复杂的能带结构有关。温度降低时，这类合金能由奥氏体转变为马氏体 。在Ni-Mn-X中，当X浓度较低时母相会转变为L10四方结构的马氏体，在X浓度较高时与调制结构相关的四方结构也能观察到。通常情况下调制结构分为5M和7M调制结构等。Antoni Planes将M解释为密排面的周期性堆垛[15]。

图1.1 L21结构示意图

1.3  Ni-Mn-Ga合金马氏体相变

Ni-Mn-Ga合金的马氏体相变仍然具有马氏体相变的一般特征，如伴随有表面浮凸、是一种无扩散性相变等。Ni-Mn-Ga合金的马氏 体相变有多种，大体上可分为热诱发，应力诱发，另外，磁场可以诱发马氏体应变。多向的压缩 应力会阻碍应力诱发的马氏体相变。这是因为发生马氏体相变是一个体积膨胀的过程。施加拉应力或单向压应力往往有利于马氏体的形成。在不同的应力下Ni2MnGa可发生不同的相变，沿<100>p方向施加一个压应力发生一级相变；施加拉 应力或者压 应力的时候可以发生多级相变。Ni-Mn-Ga形状记忆合金的应变机制为磁场诱发孪晶变体重排，从而产生宏观应变。这种模型[16]被广泛的接受。这种磁驱动形状记忆合金可以分为两种。第一类为弱各向异性合金(HA>>1)。对于这类合金，外磁场使得其磁畴都与它平行，因而孪晶界面两侧的Zee man 能差为零，自由能 密度差为零。孪晶界面移动的驱动力是孪晶界面两侧自由 能密度之差，而自由能密度差是由于磁晶各向异性不同导致的[17]。因而，这种情况下的驱动力非常小，孪晶界面难以移动。当合金中同时存在母相奥氏体和 马氏体时，外磁场可以使母相与马氏体磁畴旋转，相界面两侧的能量差主要为磁晶各向异性能，但差值非常小，因而相 界面移动困难。第二种为强各向异性合金(HA<<1)。该情况下，由于强的磁晶各向异性，外磁场对马氏体孪晶变种的磁 畴取向基本没有影响。孪晶界面两侧自由能密度之差大，孪晶界面移动的驱动力大，可以移动。当合金中同时存在母相奥氏体和 马氏体时，由于母相更容易在外磁场的方向上磁化，因而相界面的驱动力更大，相界面将向不利取向 的马氏体孪晶变种移动，并将其消耗掉，合金产生宏观应变[18]。如下图所示。

(a)在没有磁场情况下的初始情况；(b)外部磁场H1作用该材料时；(c)在被外部磁场完全重新调整定向后的情况

孪晶结构材料磁控形变原理图

1.4 影响NiMnGa薄膜基本物理参数的因素

目前，对Heusler合金的研究主要有块体、薄膜和粉体。块体的多晶脆性大、单晶成本高制约了块体Heusler合金的广泛应用。因此，研究者着眼于薄膜和粉体的研究，其中薄膜可以通过磁控溅射技术来制得。根据文献可知，磁控溅射时使用不同的条件溅射Heusler合金，所得到的Heusler合金的性能也是不同的。文献表明，Ar工作压强可以改变Ni-Mn-Ga的化学成分和马氏体相变温度，Ni-Mn-Ga的价电子浓度（e/a）会随Ar工作压强的升高而升高。另外，射频溅射功率可以改变Ni-Mn-Ga薄膜的成分形貌和晶体结构[19]。

Ni-Mn-X(X=Al, Ga, In, Sn)的马氏体相变开始温度与电子浓度的关系

1.5 Ni-Mn-Ga合金的研究现状 NiMnGa薄膜的磁控溅射制备与表征(3):http://www.youerw.com/cailiao/lunwen_66119.html