CN116479290B - 一种高弹热效应块体Co-V-Ga-Mn基记忆合金及其制备方法 - Google Patents
一种高弹热效应块体Co-V-Ga-Mn基记忆合金及其制备方法 Download PDFInfo
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Abstract
一种高弹热效应块体Co‑V‑Ga‑Mn基记忆合金及其制备方法，本发明属于固态弹热制冷材料技术领域，具体涉及一种高弹热效应块体Co‑V‑Ga‑Mn基记忆合金及其制备方法。本发明要解决现有技术中存在的合金弹热制冷应用种类单一、制备成本高昂、合金综合力学性能差等问题。化学通式为Co51.7V31.3Ga17‑xMnx，0<x<3。采用块状多晶合金电弧熔炼技术制备Co‑V‑Ga‑Mn块状多晶记忆合金，具有出色的超弹性和良好的力学性能，经历多次循环加卸载后曲线形状基本保持不变，拥有稳定的超弹性，合金的最大断裂强度达到了1857.2MPa，最大绝热温变达到了‑11.2K；在弹热制冷领域具有潜在的应用前景。
Description
技术领域
本发明属于固态弹热制冷材料技术领域，具体涉及一种高弹热效应块体Co-V-Ga-Mn基记忆合金及其制备方法。
背景技术
随着环境问题和能源危机的日趋严重，传统蒸汽压缩制冷的方式已经越来越不合时宜，因为其自身工作效率低、环境污染问题以及噪音大等缺点已经无法满足未来绿色发展的主题。所以目前我们急需一种新型的、低能耗和无污染的清洁制冷方式的出现。美国能源部在2014年提出了一份关于新型制冷方式的评估报告，在其列出的17种制冷方式中，弹热制冷是未来最具潜力的能够取代传统蒸汽压缩的制冷方式。而这种制冷工质为固态的相变制冷材料，尤其以基于应力诱发或温度诱发的马氏体相变的形状记忆合金(SMAs)的弹热制冷为研究热点。同时衡量弹热制冷材料的弹热效应好坏的指标主要是等温熵变和绝热温变。弹热制冷的具体工作原理主要体现为加载放热和卸载吸热，在施加单轴应力的同时能够保证合金可以释放出热并能够完成循环吸放热的情况下，毫无疑问卸载吸热是更为重要的。因此我们重点关注合金卸载后的绝热温变，它直接体现了合金材料弹热制冷的能力。
目前为止，形状记忆合金弹热材料的大范围发展已经取得了不错的效果。2017年Xu等人首次报道了Co-V-Ga合金的马氏体相变行为，通过热分析和热磁测量表征了马氏体相变，同时利用TEM和原位X射线衍射仪确定了马氏体相变是由立方L21奥氏体母相转变为四方DO22马氏体相的。但是Co-V-Ga基记忆合金的弹热材料还存在一些问题，目前Co-V-Ga合金存在的问题主要是：合金种类单一；制备方法大多采用定向凝固法导致合金制备成本高昂，不适宜规模化生产；在保证绝热温变的同时合金的力学性能得不到保证(合金的断裂强度较低)等。2022年Su等人报道了Co50.7Fe0.3V34Ga15块状多晶合金在600MPa单轴应力下得到了-9.5K的卸载绝热温变，但其合金的断裂强度仅为1500MPa。2022年Liu等人报道了Co51.6V31.4Ga17定向凝固合金在400MPa单轴应力下获得了-10.3K的卸载绝热温变，其合金的力学性能没有描述(合金的断裂强度未知)。
因此，关于Co-V-Ga合金的弹热制冷材料，在采用块状多晶合金制备条件下，保证高弹热效应的基础上提高其综合力学性能尤为重要，合金拥有强力学性能才能保证其稳定的超弹性。
发明内容
本发明是要解决现有技术中存在的合金弹热制冷应用种类单一、制备成本高昂、合金综合力学性能差等问题，而提供一种高弹热效应块体Co-V-Ga-Mn基记忆合金及其制备方法。
本发明提出了一种高弹热效应块体Co-V-Ga-Mn基记忆合金，其化学通式为Co51.7V31.3Ga17-xMnx，0<x<3。
上述一种高弹热效应块体Co-V-Ga-Mn基记忆合金的制备方法是按以下步骤完成的：
一、备料：按照化学通式为Co51.7V31.3Ga17-xMnx进行配料，其中0<x<3，分别称取Co金属单质、V金属单质、Ga金属单质和Mn金属单质作为原料；
二、将原料放入非自耗高真空电弧熔炼炉的铜坩埚中，洗气后进行熔炼，得到熔炼好的合金铸锭；
三、熔炼好的合金铸锭完全冷却后，打磨并清洗干净，得到高弹热效应块体Co-V-Ga-Mn基记忆合金。
本发明有益效果：
1、本发明制备的合金经过机械训练后，随着加载-卸载循环次数的增加，曲线的应力平台降低，超弹性循环曲线趋于稳定，曲线形状不变，具有良好的重复性；且在不经过退火热处理后就具备了高弹热效应。
2、制备的Co-V-Ga-Mn块状多晶弹热制冷记忆合金有很好的综合力学性能，Mn2.25合金断裂强度高达1857.2MPa，断裂应变为26.5％，显著优于其他方法制备的同类合金。有利于合金弹热制冷的循环稳定性，这在实际应用中是尤为重要的。只有出色的力学性能才能保证在多次循环往复的使用过程中合金材料才不会疲劳失效。
3、利用本发明制得的Co-V-Ga-Mn块状多晶弹热制冷记忆合金获得的最大卸载绝热温变更是达到了-11.2K，明显优于其他方法制备的同类合金。
4、本发明通过对掺杂元素、成分和加工工艺的控制，实现了块状多晶Co-V-Ga-Mn记忆合金力学性能和弹热性能的显著提升，丰富了现有用于弹热制冷领域的Co-V-Ga基形状记忆合金的种类，对弹热效应块体材料的进一步优化设计具有参考意义。
附图说明
图1为对比实施例1制备的Co51.7V31.3Ga17合金的20μm扫描电子显微镜断裂形貌图；
图2为实施例1制备的Co51.7V31.3Ga15Mn2合金的20μm扫描电子显微镜断裂形貌图；
图3为实施例2制备的Co51.7V31.3Ga14.75Mn2.25合金的20μm扫描电子显微镜断裂形貌图；
图4为实施例2制备的Co51.7V31.3Ga14.75Mn2.25合金的100μm扫描电子显微镜断裂形貌图；
图5为实施例2制备的Co51.7V31.3Ga14.75Mn2.25合金的电子背散射衍射(EBSD)图的对应取向反极图(IPF)；
图6为实施例2制备的Co51.7V31.3Ga14.75Mn2.25合金的电子背散射衍射(EBSD)；
图7为实施例2制备的Co51.7V31.3Ga14.75Mn2.25合金的电子背散射衍射(EBSD)图的对应晶粒尺寸图；
图8为对比实施例1制备的Co51.7V31.3Ga17合金在室温下的断裂强度曲线图；
图9为实施例1制备的Co51.7V31.3Ga15Mn2合金在室温下的断裂强度曲线图；
图10为实施例2制备的Co51.7V31.3Ga14.75Mn2.25合金在室温下的断裂强度曲线图；
图11为实施例2制备的Co51.7V31.3Ga14.75Mn2.25合金在室温下的“5次机械训练”应力-应变曲线图；
图12为实施例2制备的Co51.7V31.3Ga14.75Mn2.25合金在室温下的1次超弹性应力-应变曲线图；
图13为实施例2制备的Co51.7V31.3Ga14.75Mn2.25合金在室温下的绝热温变-时间曲线图；
图14为实施例2制备的Co51.7V31.3Ga14.75Mn2.25合金在室温下，加载0.3mm/s和卸载3mm/s时的5次循环加/卸载过程中的绝热温变-时间图。
具体实施方式
本发明技术方案不限于以下所列举的具体实施方式，还包括各具体实施方式之间的任意组合。
具体实施方式一：本实施方式一种高弹热效应块体Co-V-Ga-Mn基记忆合金的化学通式为Co51.7V31.3Ga17-xMnx，0<x<3。
本实施方式所述高弹热效应块体多晶Co-V-Ga-Mn弹热制冷合金材料中最高断裂强度为1857.2MPa，得到的最大弹热效应为-11.2K。
具体实施方式二：本实施方式一种高弹热效应块体Co-V-Ga-Mn基记忆合金的制备方法是按以下步骤完成的：
一、备料：按照化学通式为Co51.7V31.3Ga17-xMnx进行配料，其中0<x<3，分别称取Co金属单质、V金属单质、Ga金属单质和Mn金属单质作为原料；
二、将原料放入非自耗高真空电弧熔炼炉的铜坩埚中，洗气后进行熔炼，得到熔炼好的合金铸锭；
三、熔炼好的合金铸锭完全冷却后，打磨并清洗干净，得到高弹热效应块体Co-V-Ga-Mn基记忆合金。
本实施方式中的金属单质的纯度均为高纯度99.9％及以上，在配料时采用“element”熔炼配料软件进行计算。
本实施方式采用电弧熔炼的方法得到合金铸锭后，不经过退火热处理，就能得到形状记忆弹热制冷材料中稳定的超弹性曲线。
具体实施方式三：本实施方式与具体实施方式二不同的是：步骤一中按照化学通式为Co51.7V31.3Ga17-xMnx进行配料时，首先计算得到Mn金属单质的理论添加量，然后将Mn金属单质的实际添加量调整为理论添加量的103％。其他与具体实施方式二相同。
具体实施方式四：本实施方式与具体实施方式二不同的是：步骤二中将步骤一称取的原料放入非自耗高真空电弧熔炼炉的铜坩埚时，将Ga金属单质放置在最上层。其他与具体实施方式二相同。
本实施方式将Ga金属单质放置在最上层，熔化时可以包裹其他单质，避免与坩埚壁粘连，造成材料成分不准确。
具体实施方式五：本实施方式与具体实施方式二不同的是：步骤二中所述洗气是将炉腔内抽真空至5Pa以下，充入高纯Ar气后再用机械泵抽干，重复3次以上。其他与具体实施方式二相同。
具体实施方式六：本实施方式与具体实施方式五不同的是：洗气操作中，每次反充氩气至压力表为-0.08Pa。其他与具体实施方式五相同。
具体实施方式七：本实施方式与具体实施方式二不同的是：步骤二中洗气结束后，利用机械泵抽真空到5Pa以下，依次开预抽阀、放复合真空计、开截止阀、关预抽阀，打开分子泵满转到24000转，打开主抽阀进行抽高真空至5×10-3Pa，反充高纯Ar气至-0.03Pa，此时高纯Ar气氛准备完毕，可以开始熔炼。其他与具体实施方式二相同。
具体实施方式八：本实施方式与具体实施方式二不同的是：步骤三中所述熔炼是在50～500A工作电流下进行40s初次熔炼，然后采用机械手进行3～5次翻面熔炼。其他与具体实施方式二相同。
具体实施方式九：本实施方式与具体实施方式八不同的是：每次翻面熔炼前，在氩气氛围下熔炼高纯Ti锭除去电弧熔炼炉内的氧气。其他与具体实施方式八相同。
本实施方式中熔炼过程中注意，电流不能超过750A，否则容易造成飞溅导致合金成分不准确。为了保证合金成分均匀，在第1次熔炼完成后，后续的4次重熔过程中均需要翻面和开磁搅拌。为保证合金熔炼过程中始终处于高纯氩气氛下避免发生氧化，本发明特意在每次使用机械手翻面之后都要熔炼高纯Ti锭来消耗炉内剩余氧气。
具体实施方式十：本实施方式与具体实施方式八不同的是：每次翻面熔炼时打开磁搅拌，调整磁搅拌大小至液态合金铸锭快速旋转保持40s。其他与具体实施方式八相同。
本实施方式在第一次熔炼后开启电磁搅拌以保证其均匀性，为了减少挥发和氧化，单次熔炼时间不易过长。
具体实施方式十一：本实施方式与具体实施方式二不同的是：步骤三中熔炼好的合金铸锭完全冷却后将熔炼好的合金铸锭放置在精确度为0.0001g带有自动校准功能的电子天平上进行称量，测量误差在±0.0005g内，损失大于1％时进行重新配料熔炼。其他与具体实施方式二相同。
具体实施方式十二：本实施方式与具体实施方式二不同的是：步骤三中打磨并清洗干净是将熔炼好的合金铸锭用300目粗砂纸进行打磨并用丙酮溶液进行清洗。其他与具体实施方式二相同。
采用下述实施例验证本发明的有益效果：
实施例1：一种高弹热效应块体Co-V-Ga-Mn基记忆合金的制备方法是按以下步骤完成的：
一、备料：按照化学式为Co51.7V31.3Ga15Mn2进行配料，分别称取Co金属单质、V金属单质、Ga金属单质和Mn金属单质作为原料；
二、将原子百分比为51.7:31.3:15:2的99.9％及以上高纯金属单质Co、V、Ga、Mn放入电弧熔炼炉炉腔的水冷铜坩埚内，将Ga金属单质放置在最上层；关闭电弧熔炼炉后开启机械泵、预抽阀、复合真空计和截止阀抽真空至5Pa以下，然后反向关闭上述各阀，打开充气阀充入高纯氩气至-0.08Pa，随后关闭充气阀，重复以上3次洗气操作；洗气结束后，利用机械泵抽真空到5Pa以下，依次开预抽阀、放复合真空计、开截止阀、关预抽阀，打开分子泵满转到24000转，打开主抽阀进行抽高真空至5×10-3Pa，反充高纯Ar气至-0.03Pa，此时高纯Ar气氛准备完毕，关闭充气阀开始进行熔炼操作；在450A工作电流下进行40s初次熔炼，然后采用机械手进行5次翻面熔炼，每次翻面熔炼时打开磁搅拌，调整磁搅拌大小至液态合金铸锭快速旋转保持40s，得到熔炼好的合金铸锭；
三、熔炼好的合金铸锭完全冷却后，将熔炼好的合金铸锭放置在精确度为0.0001g带有自动校准功能的电子天平上进行称量，测量误差在±0.0005g内，损失大于1％时进行重新配料，合格后将熔炼好的合金铸锭用300目粗砂纸进行打磨并用丙酮溶液进行清洗，得到高弹热效应的Co51.7V31.3Ga15Mn2合金。
本实施例所用的单质Mn为超声波清洗机用丙酮溶液清洗后的Mn片，将其重熔后的明亮金属光泽Mn锭粗砂纸打磨去掉表面氧化皮后并砸碎来进行配平的。Mn片重熔过程严格按照前述的3次洗炉、抽高真空、关真空和正式熔炼的步骤进行，这样可以有效排除杂质等因素对实验结果的不利影响。
实施例2：本实施例与实施例1的不同之处在于：步骤一中按照化学式为Co51.7V31.3Ga14.75Mn2.25进行配料，分别称取Co金属单质、V金属单质、Ga金属单质和Mn金属单质作为原料；步骤三得到高弹热效应的Co51.7V31.3Ga14.75Mn2.25合金。其他与实施例1相同。
对比实施例1：
本实施例中，弹热制冷合金材料为Co51.7V31.3Ga17，本发明中的Co-V-Ga基铸态合金均未进行相应退火处理，具体制备过程如下：
一、首先将原子百分比为51.7:31.3:17的99.9％及以上高纯金属单质Co、V、Ga，按序放进入电弧熔炼炉炉腔的水冷铜坩埚内。由于Ga金属单质的熔点较低，室温下就易熔化。因此需要将其放置最上方，用来熔化时包裹其他金属单质避免挂坩埚壁后造成的成分不准确。关闭电弧熔炼炉后开启机械泵、预抽阀、复合真空计和截止阀抽真空至5Pa以下，然后反向关闭上述各阀，打开充气阀充入高纯氩气至-0.08Pa，随后关闭充气阀。以上为3次洗气操作。
二、洗气操作结束之后，要进行抽高真空操作。打开截止阀、关掉预抽阀，打开分子泵、主抽阀抽真空至5×10-3Pa，之后完成关真空操作。准备开始进行熔炼，首先充入高纯氩气Ar至-0.03Pa，关闭充气阀开始进行熔炼操作；在450A工作电流下进行40s初次熔炼，然后采用机械手进行5次翻面熔炼，每次翻面熔炼时打开磁搅拌，调整磁搅拌大小至液态合金铸锭快速旋转保持40s，得到熔炼好的合金铸锭；
三、熔炼好的合金铸锭完全冷却后，将熔炼好的合金铸锭放置在精确度为0.0001g带有自动校准功能的电子天平上进行称量，测量误差在±0.0005g内，损失大于1％时进行重新配料，合格后将熔炼好的合金铸锭用300目粗砂纸进行打磨并用丙酮溶液进行清洗，得到Co51.7V31.3Ga17合金。
上述经过氩气氛下电弧熔炼制备的弹热制冷合金铸锭的扫描电子显微镜下的断裂形貌照片如图1～图4所示，图1为Co51.7V31.3Ga17即Mn0合金在加载卸载速率为0.002mm/s时缓慢加卸载后的断裂形貌图，由该合金断裂形貌图可以看出，Co51.7V31.3Ga17合金的断裂失效形式主要为脆性断裂(断面呈现河流花样)，断裂方式主要为沿晶断裂。而随着Mn含量的增加，由Mn0增加至Mn2和Mn2.25时，由图2的Co51.7V31.3Ga15Mn2和图3的Co51.7V31.3Ga14.75Mn2.25合金断裂形貌可知，它们的断口主要呈现部分韧性断裂，断裂方式主要为穿晶断裂。图4为Co51.7V31.3Ga14.75Mn2.25合金的宏观断口形貌图，不难看出其断口宏观形貌主要为韧性断裂中的斜断裂方式。
图5为实施例制备的高弹热效应的Co51.7V31.3Ga14.75Mn2.25合金的电子背散射衍射图(EBSD)对应的取向反极图(IPF)，由图可知，此Mn2.25合金具有<001>择优取向，即柱状晶长轴平行于<001>取向。由图6中Mn2.25合金的电子背散射衍射(EBSD)图和图7相对应的晶粒尺寸图可知，Mn2.25合金中晶粒尺寸分布较为均匀，晶粒尺寸基本分布在0～150μm范围内，晶粒越细小，晶界总长度越长，对位错滑移的阻碍也就越大，同时材料的屈服强度也就越高。由此我们可以知道，晶粒细化会导致晶界的增加，导致位错滑移受阻，进而就提高了我们材料的力学强度。
图8至图10为实施例制备的高弹热效应的Co-V-Ga基合金用万能试验机在室温下的断裂强度曲线图，所用加卸载速率都为0.002mm/s。需要注意的是要先将熔炼好的纽扣型铸锭用电火花钼丝切割机切成3×3×6mm3的小立方柱用于后续的力学性能和弹热效应的测量。图8为Co51.7V31.3Ga17合金的断裂强度曲线，可以看出合金的断裂应力为1357MPa，断裂应变为18.3％。不难看出Co51.7V31.3Ga17本征合金，即Mn0合金的力学性能已经强于大部分Ni-Mn基等合金，这也是首选Co-V-Ga基合金作为性能改善的原因。图9是Co51.7V31.3Ga15Mn2即Mn2合金的断裂应力-应变曲线图，合金断裂强度为1820.9MPa，断裂应变26％。图10为Co51.7V31.3Ga14.75Mn2.25合金的断裂应力-应变曲线图，合金的断裂强度为1857.2MPa，断裂应变为26.5％。不难看出，随着Mn含量的增加，由Mn0增加至Mn2.25，Co-V-Ga基弹热制冷合金材料的力学性能显著增加，合金的断裂应变增加了8.2％，断裂强度增加了500.2MPa。合金的力学性能显著提升，这应该归因于Mn元素添加后形成的部分化学键d-d共价杂化所致，相比原先的p-d共价杂化化学键，d-d杂化共价键的键合能力明显较弱，这样在施加单轴应力后，样品就呈现出了很强的延展性，能在经历很大的加载应力后而不会失效断裂。这对于合金材料的弹热制冷而言是至关重要的。
图11为Co51.7V31.3Ga14.75Mn2.25合金在室温下的5次“机械训练”应力-应变曲线。该实施例中Mn2.25合金的施加应力为550MPa，加载、卸载速率分别为0.3mm/s和3mm/s；保压时间为30s，为的是合金能够与外部环境进行充分的热交换，从而提高实验的准确性。可以明显看出随着循环加卸载次数的增加(由1次到5次)，合金的应力-应变曲线逐渐趋于稳定，临界应力平台逐渐下降，因此对实施例中所涉及的合金进行“机械训练”是非常有必要的。图12所示为制备实施例中的Mn2.25合金在室温下的超弹性曲线，施加的单轴应力为550MPa，加载速率为0.3mm/s，卸载速率为3mm/s，保压时间30s；由图12中可以看出Mn2.25合金所施加的临界应力σcr仅为268.6MPa，其应变达到了8％，而临时残余应变仅为<0.5％，其合金的最大可恢复应变达到了7.5％。这直接表明了该实施例的Mn2.25合金拥有非常出色的超弹性。
图13所示为Co51.7V31.3Ga14.75Mn2.25合金即Mn2.25合金对应于超弹性应力-应变曲线的绝热温变-时间曲线图，同样施加的加载应力为550MPa，加载速率为0.3mm/s，卸载速率为3mm/s，保压时间为30s，由于Mn2.25合金出色的超弹性，导致其可以实现马氏体和奥氏体相间的近乎完全可逆转化，能够充分进行吸放热。因此加载放热的绝热温变为10.3K，卸载吸热的绝热温变更是达到了-11.2K，显著大于其他方法制备的同类合金。导致加载绝热温变小于卸载绝热温变的原因主要是加载速率明显小于卸载速率，导致合金与外部环境进行了部分热交换。但是加载速率小些时可以实现对合金的缓慢加载，有利于合金中马氏体相变体积分数的完全转化，同时也不会有大的残余应变出现，有利于合金的循环稳定性。由图14可知，加卸载速率同样为0.3mm/s和3mm/s时，Mn2.25合金在5次循环加卸载后绝热温变并没有减弱。第5次加载绝热温变为10.5K，卸载绝热温变为-11.1K，其循环稳定性值得继续深入研究。
基于以上结果，由此可以推断<001>择优取向的Mn2.25合金即Co51.7V31.3Ga14.75Mn2.25块状多晶合金，因为有出色的力学性能和高弹热效应，且制备方法简单，制备成本低廉，是一种颇具前景的固态弹热制冷材料。
Claims (10)
1.一种高弹热效应块体Co-V-Ga-Mn基记忆合金，其特征在于高弹热效应块体Co-V-Ga-Mn基记忆合金的化学通式为Co51.7V31.3Ga17-xMnx，0<x<3。
2.如权利要求1所述的一种高弹热效应块体Co-V-Ga-Mn基记忆合金的制备方法，其特征在于高弹热效应块体Co-V-Ga-Mn基记忆合金的制备方法是按以下步骤完成的：
一、备料：按照化学通式为Co51.7V31.3Ga17-xMnx进行配料，其中0<x<3，分别称取Co金属单质、V金属单质、Ga金属单质和Mn金属单质作为原料；
二、将原料放入非自耗高真空电弧熔炼炉的铜坩埚中，洗气后进行熔炼，得到熔炼好的合金铸锭；
三、熔炼好的合金铸锭完全冷却后，打磨并清洗干净，得到高弹热效应块体Co-V-Ga-Mn基记忆合金。
3.根据权利要求2所述的一种高弹热效应块体Co-V-Ga-Mn基记忆合金的制备方法，其特征在于步骤一中按照化学通式为Co51.7V31.3Ga17-xMnx进行配料时，首先计算得到Mn金属单质的理论添加量，然后将Mn金属单质的实际添加量调整为理论添加量的103％。
4.根据权利要求2所述的一种高弹热效应块体Co-V-Ga-Mn基记忆合金的制备方法，其特征在于步骤二中将步骤一称取的原料放入非自耗高真空电弧熔炼炉的铜坩埚时，将Ga金属单质放置在最上层。
5.根据权利要求2所述的一种高弹热效应块体Co-V-Ga-Mn基记忆合金的制备方法，其特征在于步骤二中所述洗气是将炉腔内抽真空至5Pa以下，充入高纯Ar气后再用机械泵抽干，重复3次以上。
6.根据权利要求5所述的一种高弹热效应块体Co-V-Ga-Mn基记忆合金的制备方法，其特征在于步骤二中洗气结束后，利用机械泵抽真空到5Pa以下，依次开预抽阀、放复合真空计、开截止阀、关预抽阀，打开分子泵满转到24000转，打开主抽阀进行抽高真空至5×10- 3Pa，反充高纯Ar气至-0.03Pa，此时高纯Ar气氛准备完毕，可以开始熔炼。
7.根据权利要求2所述的一种高弹热效应块体Co-V-Ga-Mn基记忆合金的制备方法，其特征在于步骤三中所述熔炼是在50～500A工作电流下进行40s初次熔炼，然后采用机械手进行3～5次翻面熔炼。
8.根据权利要求7所述的一种高弹热效应块体Co-V-Ga-Mn基记忆合金的制备方法，其特征在于每次翻面熔炼时打开磁搅拌，调整磁搅拌大小至液态合金铸锭快速旋转保持40s。
9.根据权利要求2所述的一种高弹热效应块体Co-V-Ga-Mn基记忆合金的制备方法，其特征在于步骤三中熔炼好的合金铸锭完全冷却后将熔炼好的合金铸锭放置在精确度为0.0001g带有自动校准功能的电子天平上进行称量，测量误差在±0.0005g内，损失大于1％时进行重新配料熔炼。
10.根据权利要求2所述的一种高弹热效应块体Co-V-Ga-Mn基记忆合金的制备方法，其特征在于步骤三中打磨并清洗干净是将熔炼好的合金铸锭用300目粗砂纸进行打磨并用丙酮溶液进行清洗。
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