Fe-Ga合金是兼具优良磁致伸缩性能、力学性能以及温度特性的新型巨磁致伸缩材料，具有低饱和磁场强度(16 kA/m)、高磁导率(约100 H/m)、高Curie温度、高延展性以及经济适用等诸多优点，能够有效填补稀土超磁致伸缩材料与传统磁致伸缩材料的空白^[1~4]。Fe-Ga合金的磁致伸缩系数呈现显著的各向异性，<100>晶向的磁致伸缩系数(400 × 10^-6)远大于<110> (120 × 10^-6)和<111>晶向(40 × 10^-6)。同时Fe-Ga合金在高频转换磁场下会产生严重的涡流损耗，通常需要加工成薄片状以提高其能量转换效率。因此，利用传统轧制方法制备薄带，并通过退火强化η织构(<001>//轧向)提高磁致伸缩系数成为Fe-Ga合金的研究热点^[5~11]。

大量研究^[12~21]表明，通过添加或析出第二相颗粒抑制基体晶粒生长，并引入额外的驱动力诱导η取向晶粒发生二次再结晶，以获得接近单晶水平的η取向晶粒，可显著提高Fe-Ga合金薄带的磁致伸缩系数。Na和Flatau^[12,13]提出通过添加微米尺寸NbC颗粒，并在H₂S + Ar气氛下高温退火，利用S元素的表面能作用诱导Goss晶粒发生二次再结晶，发现NbC颗粒的含量对二次再结晶产生重要影响。Yuan等^[14,15]提出微米尺寸的NbC析出相可作为Fe-Ga合金薄带的抑制剂，并在高温退火过程中引入S元素，获得二次再结晶Goss织构。Li等^[16]发现利用微米尺寸NbC析出相作为抑制剂时，二次再结晶的发生依赖于抑制剂特征以及初次再结晶Goss织构的尺寸和数量优势。He等^[17]提出纳米尺寸硫化物复合析出相可有效抑制Fe-Ga合金薄带初次晶粒生长，并在H₂ + N₂气氛条件下退火获得二次再结晶Goss织构；还发现初次再结晶退火后Goss晶粒并无尺寸和数量优势，二次再结晶的发生主要与Goss晶粒的特殊晶界特征相关^[8]；进一步基于析出相动力学调控析出相特征，在不同厚度Fe-Ga合金薄带中实现了二次再结晶^[18]。Lei等^[19]研究表明，利用调控的轧制工艺在初次再结晶基体中获得尺寸约为90 nm的NbC析出相，退火过程中析出相的粗化可为Goss晶粒的异常长大提供空间，在纯N₂条件下退火实现了Goss晶粒的二次再结晶。Liu等^[20]也发现通过纳米尺寸NbC析出相可在Fe-Ga-Al合金薄带中获得二次再结晶Goss织构。

在同样追求单一Goss织构的取向硅钢中，抑制剂的数量、尺寸及分布对Goss晶粒二次再结晶起决定性作用。同时初次再结晶中织构以及析出相特征的调控是决定二次再结晶完善程度的核心问题。Mao等^[21]发现，在取向硅钢发生二次再结晶之前，某些并不具有尺寸优势的Goss晶粒，其内部的析出相密度比基体晶粒更高，导致晶界向这些Goss晶粒内部的移动被抑制，即抑制了Goss晶粒的缩小，从而为其提供择优长大的驱动力；还猜测晶粒内部的析出相密度差决定晶界的迁移方向，是Goss织构发生二次再结晶的原因之一^[22]。因此，研究退火过程中Goss晶粒和基体晶粒中的抑制剂分布与演变规律、初次再结晶织构与抑制剂的关系，对于揭示Fe-Ga合金薄带的二次再结晶形成机理及其调控至关重要。然而，目前关于Fe-Ga合金中初次再结晶以及退火过程中抑制剂特征与演变规律以及Goss和基体晶粒中抑制剂的特征差异对二次再结晶的影响机制仍待澄清。

本工作基于微合金设计与轧制退火工艺调控，在初次再结晶退火后获得由MnS和NbC析出相组成的纳米量级抑制剂，诱导Goss晶粒发生二次再结晶，显著提高Fe-Ga合金薄带的磁致伸缩性能；利用扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)与电子背散射衍射(EBSD)等技术，表征Fe-Ga合金薄带高温退火过程中析出相和织构的演变规律，追踪初次再结晶状态以及二次再结晶过程中Goss和基体晶粒内部析出相的形貌、尺寸和密度的演变规律，揭示抑制剂和晶界特征对二次再结晶Goss织构的影响机制。

选用99.9%的纯Fe、纯Ga，以及S-Fe、Mn-Fe、Nb-Fe等中间合金为原料，通过真空感应熔炼获得4 kg目标成分为Fe₈₁Ga₁₉ (原子分数，%)的铸锭。铸锭在1200℃保温1 h后进行锻造和热轧，获得厚度为2.5 mm的热轧板。热轧板在400℃轧至厚度为0.9 mm，随后在900℃保温30 min后在200℃轧至厚度为0.27 mm。冷轧板在800℃保温10 min后以20℃/h速率升温至1000℃，整个退火过程均在75%H₂ + 25%N₂ (体积分数)气氛下进行。为了表征退火过程中析出相、织构和磁致伸缩性能，每隔50℃进行中断式取样进行分析检测。

利用X-Pert型X射线衍射仪(XRD)采用X射线衍射Schulz背反射法测量冷轧和退火样品的亚表层和中心层的{110}、{200}和{211} 3张不完整极图，据此计算取向分布函数(orientation distribution function，ODF)，进行宏观织构分析。层厚参数(S)用S = 2a / d来表示，其中a为从表层到中心层的距离，d为板厚。利用萃取复型法获得析出相，利用JEM 2100F TEM进行形貌与能谱(EDS)分析。为了获得不同退火过程中析出相的统计结果，采用非水溶液(10%AA电解液，体积分数)选择性恒电流电解侵蚀退火样品，采用Gemini SEM 300型SEM进行析出相特征分析，同时利用HKL NordlysNano型EBSD系统进行微观织构分析。利用Image J图像识别软件统计每个退火温度下超过10张SEM像，得到析出相的尺寸、密度(单位面积内析出相的个数，μm^-2)和体积分数。利用YJZ-8型数字静态电阻应变仪在室温(25℃)测量不同退火温度的Fe-Ga合金薄带的饱和磁致伸缩系数。饱和磁致伸缩系数(3/2)λ_s可利用下式计算^[23]：

式中，λ_∥和λ_⊥分别为薄板轧向沿平行磁场方向和垂直磁场方向的饱和磁致伸缩系数(每个退火温度下的样品不少于3个，结果取3组数据的平均值)。

图1为二次冷轧和初次再结晶Fe-Ga合金薄带显微组织的SEM像与亚表层(S = 0)和中心层(S = 0.5) ODF恒φ₂ = 45°截面图(φ₁、Φ、φ₂为Euler角)。可见，不同层厚下冷轧织构组分相同，主要由强γ织构与较强α织构组成。其中，α织构峰值位于{111}<110>，γ取向峰值位于{111}<112>和{111}<110>，并且{111}<112>强于{111}<110>。冷轧板经800℃保温10 min后发生完全再结晶，晶粒沿厚度方向均匀分布，平均晶粒尺寸为15 μm。不同层厚下再结晶织构均由强γ与弱Goss织构组成，γ取向线的取向密度均匀分布。

图2为Fe-Ga合金薄带经初次再结晶退火后析出相形貌的TEM像与EDS。从图2a可见，经过热轧、一次冷轧、中间退火、二次冷轧和800℃退火10 min后，Fe-Ga合金中析出相尺寸为20~70 nm。根据EDS结果可知，析出相主要为棒状的NbC (图2b)和矩形的MnS (图2c)。NbC和MnS析出相主要在热轧过程中析出，并在随后的中间退火与初次再结晶过程中粗化。这些在初次再结晶基体中弥散分布的纳米尺寸析出相，可有效抑制初次再结晶晶粒长大。

图3和4分别为不同退火温度Fe-Ga合金薄带样品中析出相的形貌和尺寸分布特征。可见，初次再结晶退火样品中，析出相细小且分布均匀，析出相尺寸主要分布在20~70 nm (图4a)，平均尺寸为39 nm，该结果与TEM结果一致。统计结果表明，析出相密度为10.3 μm^-2。当退火温度升高至850℃，析出相尺寸分布范围为30~80 nm，平均尺寸为44 nm，析出相密度为7.5 μm^-2。表明随着温度的升高，析出相的数量出现一定程度的减少。值得注意的是，在850℃下的析出相尺寸分布出现2个峰值，分别在20和40 nm附近(图4b)。其中，20 nm处峰值的出现主要归因于800~850℃退火过程中，依然存在第二相析出现象，且多数形貌呈棒状，根据析出相形貌特征可推测该部分析出相主要为NbC。40 nm处峰值源于在800℃时形成的析出相粗化导致。当退火温度升高到900℃时，析出相尺寸主要分布在40~150 nm，平均尺寸为56 nm，析出相密度为3.7 μm^-2。该温度下没有小尺寸的新析出相形成，析出相明显粗化。退火温度达到950℃时，析出相尺寸分布在50~200 nm，平均尺寸达到100 nm，析出相密度降低至1.3 μm^-2。从析出相尺寸和密度演变规律可知，温度超过850℃后，析出相粗化，析出相密度降低。特别是当退火温度超过900℃时，析出相快速粗化，析出相密度明显降低，表明在该温度区间析出相对晶界移动的抑制力迅速减弱。

图5和6分别为不同退火温度时Fe-Ga合金薄带亚表层的EBSD取向成像图和织构图。当退火温度为800℃时，基体晶粒细小且分布均匀，平均晶粒尺寸为16 μm，表明在该温度下Fe-Ga合金薄带发生初次再结晶。再结晶基体的晶粒取向主要由γ织构和较弱的Goss织构组成，这与图1b和c得到的结果相似。由晶粒取向与织构特征可知，在800℃退火时Goss晶粒相对于基体晶粒并未表现出数量与尺寸上的优势。当退火温度升高至900℃时，平均晶粒尺寸增长到18 μm，基体的织构特征仍保持不变。同时在该温度下，Goss晶粒也未呈现数量与尺寸优势，仅出现个别Goss晶粒的长大。表明退火温度从800℃升高至900℃时，仅发生晶粒的正常长大，析出相有效抑制了晶粒长大。

如图5d和6d所示，当退火温度升高至950℃时，出现尺寸约为1.5 mm的异常长大的Goss取向晶粒，占样品表面的21%，Goss织构的强度增强至36，成为主导织构组分。此时基体平均晶粒尺寸为25 μm，基体晶粒取向主要为γ织构。结合抑制剂特征可知，在900~950℃退火过程中析出相的粗化和密度的减少降低了析出相对晶粒长大的抑制力，并诱导Goss晶粒发生二次再结晶。当退火温度达到1000℃时，异常长大的Goss晶粒尺寸接近10 mm，占样品表面的92%，Goss织构强度可达85，表明在1000℃下二次再结晶已完善，如图5e和6e所示。同时在异常长大晶粒内部存在少量平均晶粒尺寸为50~200 μm的岛状晶粒。这些岛状晶粒取向为α织构。结合高温退火过程的组织和织构特征演变可知，在Fe-Ga合金薄带中Goss织构发生了二次再结晶，其中二次再结晶开始和完成温度分别约为950和1000℃，相对其他Fe-Ga合金薄带的二次再结晶开始和完成温度分别低25和50℃^[24]。

图7显示了Fe-Ga合金薄带在不同高温退火过程中的磁致伸缩性能。可见，当退火温度从850℃升高至900℃时，饱和磁致伸缩系数仅从41 × 10^-6升高至49 × 10^-6。结合退火取向和织构特征演变可知，在低于900℃退火过程中，基体由细小均匀的强γ织构再结晶晶粒组成，基体晶粒的长大被析出相有效钉扎。此时，有利于磁致伸缩性能提升的η织构的体积分数很低，因此饱和磁致伸缩系数较低且并未发生明显变化。当退火温度升高至950℃时，饱和磁致伸缩系数快速增加至184 × 10^-6，这主要归因于出现了异常长大的Goss晶粒。当退火温度升高至1000℃时，饱和磁致伸缩系数达到250 × 10^-6，表明二次再结晶Goss织构的面积分数超过92%时，饱和磁致伸缩系数接近单晶水平^[25]。因此，二次再结晶Goss织构面积分数的增大显著提升了Fe-Ga合金薄带的饱和磁致伸缩系数。同时，该饱和磁致伸缩系数水平与由微米尺寸NbC与表面能作用组合工艺^[12~15]、以及纳米抑制剂与H₂气氛组合工艺制备的Fe-Ga合金薄带饱和磁致伸缩系数相当^[17]。因此，本工作通过轧制退火工艺调控，在初次再结晶基体中获得由纳米尺寸MnS与NbC析出相组成的复合抑制剂，有效抑制了再结晶晶粒的正常长大。随着退火温度升高，退火过程中析出相的粗化与析出相密度的减小削弱了析出相对晶界迁移的抑制力，诱导Goss取向晶粒发生二次再结晶，从而实现Fe-Ga合金薄带的饱和磁致伸缩系数显著提升。

要在退火过程中实现二次再结晶，需要同时满足钉扎基体晶粒的正常长大和充足的二次再结晶驱动力。初次再结晶基体中弥散分布的大量细小纳米尺寸MnS和NbC析出相可有效抑制基体晶粒的正常长大。对取向硅钢的研究^[21,22]表明，高温退火过程中析出相的粗化导致析出相抑制力的减弱，可为Goss晶粒异常长大提供驱动力。由此可知，高温退火过程中析出相特征演变导致析出相抑制力的变化对二次再结晶的发生具有重要影响。

Zenner因子(Z)可以反映析出相对晶界的钉扎力，也可用于对比析出相特征变化引发抑制力的变化。根据Zenner简化公式，Z可表示为^[21]：

式中，r为析出相半径，f为单位体积内析出相体积分数。

图8为不同退火温度下析出相的尺寸、体积分数与Zenner因子。可见，随着退火温度的升高，析出相尺寸逐渐增大，而体积分数和Zenner因子逐渐降低。当退火温度为800℃时，f为0.21%，r为39 nm，Z为80.6 mm^-1。退火温度升高至850℃时，r (40 nm)和f (0.20%)变化很小，导致Z仅出现小幅度的减小(70.2 mm^-1)。这主要是由更多细小析出相在800~850℃下重新析出导致的。当退火温度升高至900℃时，析出相明显粗化，析出相体积分数明显降低(f = 0.17%)，Z降低为48.1 mm^-1。退火温度升高至950℃时，析出相的显著粗化(108 nm)伴随体积分数的大幅降低(f = 0.06%)，Z降低至8.4 mm^-1。

结合高温退火过程中织构演变特征可知，退火温度低于900℃时，较高的Z可为Fe-Ga合金薄带晶粒长大提供足够的钉扎力。当退火温度在950℃时，析出相的明显粗化和体积分数的减小，导致析出相抑制力显著降低。表明在900~950℃区间，析出相对晶界钉扎力的释放，有利于Goss取向晶粒借助钉扎力的弱化而发生异常长大。因此，大量弥散分布的析出相能够抑制基体晶粒长大，而随着退火温度的升高，析出相的粗化导致析出相抑制力减弱，可为Goss晶粒发生二次再结晶提供空间。

同时，Goss晶粒与其他取向晶粒之间析出相特征的差异，也可以促进Goss晶粒发生择优长大。Mao等^[22]发现，取向硅钢中Goss晶粒内部包含的析出相更多，认为这种析出相的分布有利于抑制不具有尺寸优势的Goss晶粒被其他取向晶粒所吞并，从而呈现出更高的择优长大驱动力。因此，退火过程中不同取向晶粒内析出相特征与分布的差异也是影响Goss晶粒异常长大的重要因素之一。本工作发现，从初次再结晶到二次再结晶开始之前，基体织构主要为γ织构，包括{111}<112>和{111}<110>。为此，重点分析了不同温度下Goss晶粒、相邻的{111}<112>和{111}<110>晶粒中析出相特征演变，以探究析出相特征对Goss晶粒二次再结晶的贡献。

图9为图5中Goss晶粒和相邻{111}<112>、{111}<110>晶粒中的析出相特征和尺寸分布。图10为不同退火温度下3种取向晶粒内部的析出相密度。由图9a、d和g可以看出，当退火温度为800℃时，Goss、{111}<112>和{111}<110> 3种取向晶粒中主要析出相尺寸的分布范围均为20~70 nm，其平均尺寸和误差范围分别为(39.8 ± 3.9)、(39.4 ± 5.5)和(39.3 ± 4.5) nm。3种取向晶粒内部析出相的尺寸分布特征相近，仅在低于50 nm时Goss晶粒内部析出相的体积分数相对较低。由图10可知，800℃退火时不同取向晶粒内部析出相密度差异较大，Goss、{111}<112>和{111}<110>晶粒内部的析出相密度分别为10.3、12.8和12.0 μm^-2。因此，在初次再结晶状态下，Goss晶粒内部的析出相密度明显低于其他2种取向晶粒。该现象与Mao等^[22]发现的初次再结晶中Goss晶粒内部具有更高密度析出相的结果不同。

退火后析出相的密度取决于变形基体中的位错密度，而位错密度由应变储能决定。因此，应变储能越高可在退火时为析出相提供更多形核位置，进而提高析出相密度。初次再结晶Goss晶粒主要在2种变形区域内形核：一种是γ变形晶粒中高应变储能的剪切带^[3,26~28]；另一种是保留初始Goss取向的低应变储能微带区域^[28,29]。后一种低应变储能区域形核的Goss晶粒内部可分布较低密度的析出相。前一种剪切带中如果应变储能过高，则形核数量多、尺寸小，从而产生团簇，抑制晶核长大^[27,30]。同时当冷轧压下率超过70%时，变形晶粒的晶界区域位错密度快速增大，而剪切带效应弱化^[3]。因此，要保证在经历了大冷轧变形量的剪切带内Goss晶核能够形核并长大，进而形成初次再结晶Goss晶粒，则剪切带内部应变储能不能过高；同时退火时的优先回复与再结晶会进一步导致其内部析出相密度降低。由于上述2种Goss晶核均与γ基体晶粒间满足高能晶界关系，再结晶Goss晶核在吞并高储能γ变形晶粒基体长大的过程中，高能晶界的高扩散率和高可动性还有可能加速高能晶界处析出相发生粗化，导致Goss晶粒内部的析出相密度进一步降低。

随着退火温度升高，3种取向晶粒内部析出相的尺寸分布变宽，晶粒内部析出相密度逐渐减小，但3种取向晶粒内部析出相分布特征并未出现明显差异。当退火温度为900℃时，Goss、{111}<112>和{111}<110>晶粒内部的析出相密度分别为3.7、4.8和4.6 μm^-2，表明在二次再结晶过程发生之前，晶粒内部析出相密度随着退火温度的升高而降低，但是Goss晶粒内部析出相密度始终低于γ织构晶粒内部的析出相密度。随着二次再结晶的发生，不同取向晶粒内部的析出相密度均显著降低。在950℃时，异常长大的Goss晶粒内部析出相密度为1.3 μm^-2，与之相邻的{111}<112>和{111}<110>晶粒内部的析出相密度分别为1.9和1.7 μm^-2。虽然异常长大Goss晶粒内部的析出相密度仍低于相邻γ取向晶粒，但是相对差异明显减少。同时还发现，Goss晶粒内部析出相尺寸低于100 nm的几率相对较低。据此可知，在二次再结晶过程中异常长大的Goss晶粒在吞并周围晶粒长大的同时，伴随着析出相的粗化或者分解。对比初次再结晶到二次再结晶过程中上述3种取向晶粒内部析出相特征可知，3种取向晶粒内部的析出相密度均随着退火温度的升高而减小，但相同退火条件下，Goss晶粒内部的析出相密度始终小于γ取向晶粒。随着退火温度升高，Goss晶粒与相邻基体晶粒内析出相密度差距的减小，也意味着在吞并基体晶粒的长大过程中，被吞并基体晶粒中更高密度的析出相可保留到Goss晶粒内。

根据初次再结晶织构特征分析可知，再结晶织构由强γ织构与弱Goss织构组成。与γ晶粒相比，Goss晶粒没有数量和尺寸上的优势。退火过程中析出相的粗化引发抑制力的衰退可为Goss晶粒异常长大提供驱动力，但Goss晶粒内部较低密度的析出相可能导致Goss晶粒被周围取向晶粒吞并，而不是优先保留或长大。由此可知，析出相的数量和尺寸分布特征并非Goss晶粒二次再结晶的唯一驱动力。Goss晶粒周围特殊晶界特征分布也对Goss晶粒异常长大产生重要影响^[28,29]。根据晶界特征的不同，特殊晶界分为高能晶界(HEGB)^[31]和重合点阵(CSL)晶界^[32]。在Fe-Ga合金薄带中，CSL晶界含量不足2%^[18]，因此其对二次再结晶的贡献很小。HEGB定义为取向偏差为20°~45°的晶界，具有高扩散性与高能量，表现出更高的可动性。不同退火温度下Goss晶粒周围HEGB与基体晶粒存在较大差异，被认为是二次再结晶的重要驱动力。本工作也发现不同温度下Goss晶粒与周围基体晶粒的晶界取向偏差主要分布在30°~45°，如图9a~c中箭头所示。

图11为不同温度下Goss晶粒周围及基体晶粒中晶界特征分布。表1为不同温度下Goss晶粒周围和基体晶粒中< 15°、HEGB (20°~45°)和> 45° 3种晶界的体积分数。可见，退火温度为800℃时，基体晶粒和Goss晶粒周围HEGB体积分数分别为42.6%和51.5%，Goss晶粒周围的HEGB体积分数明显高于基体晶粒。随着退火温度的升高，Goss晶粒周围HEGB体积分数持续增加。当退火温度升高至900℃时，Goss晶粒周围的HEGB体积分数增加至55.4%，明显高于基体中HEGB体积分数(44.1%)。初次再结晶到二次再结晶开始前，Goss晶粒周围分布相对更高体积分数的高能晶界，表明二次再结晶之前，不具有晶粒尺寸优势的Goss晶粒的晶界具有相对更高的移动性。当退火温度升高至950℃发生二次再结晶时，Goss晶粒周围的HEGB体积分数达到64.4%，而基体中HEGB体积分数为45.6%，Goss晶粒与基体晶粒高能晶界所占体积分数的差距进一步增大。故异常长大Goss晶粒周围更高体积分数的高能晶界可进一步促进Goss晶粒二次再结晶的进行。

退火温度的升高一方面提高了晶界的可动性，另一方面导致了析出相的粗化，降低析出相对晶界的钉扎力，导致晶粒长大驱动力的提升。但是，由于基体晶粒内部的析出相密度更高，因此基体晶粒中晶界的可动性仍然受限。由于初次再结晶状态下Goss晶粒被相对更高体积分数的高能晶界包围，Goss晶粒相对基体晶粒具有更高的长大驱动力。随着退火温度的升高，析出相粗化导致其钉扎力逐渐降低，同时Goss晶粒周围高能晶界的体积分数增加，进一步增强了Goss晶粒的长大驱动力。因此，二次再结晶晶核起源于退火过程中Goss晶粒与基体晶粒间析出相与高能晶界特征的差异。

本工作研究表明，由纳米尺寸MnS和NbC析出相组成的复合抑制剂可抑制退火过程中基体晶粒的生长。随着退火温度的升高，析出相的粗化及体积分数和密度的降低导致抑制作用减弱，进而可在未引入表面能作用的条件下为Goss织构的二次再结晶提供空间。从初次再结晶到二次再结晶发生前，Goss晶粒和基体晶粒内析出相密度和高能晶界所占体积分数的差异，为Goss晶粒的二次再结晶提供了充足的二次再结晶驱动力。同时，二次再结晶的完善程度也取决于抑制剂特征和高能晶界分布的匹配程度。基于上述实验结果，根据析出相分布特征、高能晶界特征统计演变规律，本工作提出了一种Fe-Ga合金薄带的二次再结晶Goss织构形成机制。

如图12a所示，初次再结晶状态下，纳米尺寸析出相在Goss晶粒和基体晶粒内部弥散分布。Goss晶粒内部析出相的数量较少，且周围包含更多高可动性的高能晶界。但是由于温度较低，且析出相密度较高，能够有效钉扎初次再结晶晶粒的正常长大。当温度升高至二次再结晶之前(图12b)，析出相发生粗化而释放部分钉扎力，但是基体晶粒内部依然包含高密度的析出相，且低能晶界数量更多，因此基体晶粒的正常长大依然被有效抑制。初次再结晶Goss晶粒周围的高能晶界由于具有高扩散特性，可吞并基体晶粒而使Goss晶粒长大，增加Goss晶粒周围高能晶界数量的同时，降低Goss晶粒内外析出相密度的差距。随着退火温度进一步升高(图12c)，析出相的粗化和密度的降低导致其对晶界迁移钉扎力继续降低，同时Goss晶粒周围更高体积分数的HEGB为Goss晶粒的择优长大提供了额外的驱动力，诱导Goss晶粒快速异常长大。而基体晶粒中虽然由于析出相粗化和密度减小导致析出相的钉扎力减弱，但基体晶粒周围的低能晶界限制了其晶界可动性，导致其晶粒长大相对缓慢。在更高温度下，已经发生异常长大的Goss晶粒进一步凭借高能晶界和晶粒尺寸优势吞并基体晶粒长大，最终完成二次再结晶。

(1) 通过轧制退火工艺调控，获得了由纳米尺寸的MnS和NbC组成的复合析出相，有效抑制了初次再结晶晶粒的正常长大。退火过程中析出相的粗化和体积分数的降低减弱了其对晶界迁移的抑制作用，从而在不引入表面能作用的条件下，获得二次再结晶Goss织构，Fe-Ga合金薄带的饱和磁致伸缩系数高达250 × 10^-6。

(2) 初次再结晶状态下，Goss晶粒内部析出相的密度低于γ晶粒内部析出相密度。不同晶粒内部析出相的密度随着退火温度的升高而降低，但二次再结晶完成之前，Goss晶粒内部析出相的密度始终低于γ织构晶粒，2种取向晶粒内部析出相密度的差距随着退火温度的升高逐渐减小。

(3) 初次再结晶Goss晶粒并无数量和尺寸的优势，但被更高体积分数高能晶界所包围。Goss晶粒周围的高能晶界体积分数随退火温度的升高而增加，促进了析出相的粗化并提高了Goss晶粒择优长大驱动力。Goss晶粒与基体晶粒内部析出相的密度差异，协同Goss晶粒周围与基体晶粒的晶界特征差异，保证了Goss晶粒实现二次再结晶。