A₂BC型磁性功能合金(其中A与B元素为过渡族金属元素，C为III~VI主族元素(p-block元素))，因其丰富的物理与化学特性，包括半金属磁性、铁磁形状记忆效应、强磁弹耦合效应和超导效应等，引起了国内外材料研究者的广泛关注和持续研究^[1~3]。其中，在智能传感驱动和固态制冷领域具有广泛应用前景的Ni₂MnGa和Ni₂MnIn基铁磁性形状记忆合金为其典型代表^[4~8]。然而，由于过渡族金属A、B元素和主族C元素之间存在强p-d轨道电子共价杂化作用使得其化学键中存在较大比重的共价键组分^[9]，致使该合金韧性往往较差，从而极大地限制了其发展和应用。

Wei等^[10~12]报道了一种全部由过渡族金属元素(all-d-metal)组成的Ni₂MnTi基合金。第一性原理计算与实验研究^[13~16]均表明，相较于传统A₂BC型Ni₂MnC (C = Ga、In、Sn和Sb)合金，Ni₂MnTi基合金表现出更为优异的本征韧性。Ni₂MnTi基合金与传统Ni₂MnC基合金最为显著的差异在于用过渡族金属元素Ti取代主族元素Ga、In、Sn或Sb来作为C组元，从而将传统A₂BC型合金中第一近邻A-C元素之间的p-d杂化转变为Ni₂MnTi基合金中的d-d杂化^[13]，目前这被认为是Ni₂MnTi基合金具有更为优异本征韧性的根源。Cong等^[17]发现Ni₂MnTi基合金马氏体相变伴随着大的体积变化(1.89%)，致使其具有显著的弹热效应。例如，(Ni₅₀Mn_31.5Ti_18.5)_99.8B_0.2合金在应力诱发马氏体相变过程中可产生高达45 J/(kg·K)的弹热等温熵变和‒31.5 K的弹热绝热温变。Shen等^[18]发现Co掺杂的Ni_35.5Co_14.5Mn₃₅Ti₁₅合金在较低临界应力载荷下(38 MPa)也具有优异的弹热效应(‒11.5 K)。目前，大量研究^[19~23]表明，全部由过渡族金属元素构成的A₂BC型合金可能拥有传统A₂BC型合金所不具备的更为优异的力学或功能行为。目前，实验上已证实的新型A₂BC合金仅有Ni₂MnTi和Mn₂NiTi基合金，探究全部由过渡族金属元素组成的新型A₂BC型合金具有重要意义。

从化学成分上，Ni₂MnTi基合金可以被看作是从Ni₂MnGa基合金通过Ti取代Ga演变而来，这为寻找新型A₂BC型磁性功能合金提供了一个研究思路。另外，与Ni₂MnGa类似，Ni₂FeGa、Fe₂MnGa和Co₂MnGa等也具有优异的磁性功能特性^[24]。结合上述2方面信息，便产生了本工作的合金化思路，即采用Ti取代其他已知传统A₂BC型合金中的主族元素C (例如，Ga等)。基于此，本工作首先采用第一性原理计算方法研究了8种新型A₂BTi型磁性功能合金(包括3种钴基合金Co₂MnTi、Co₂FeTi和Co₂NiTi，3种铁基合金Fe₂MnTi、Fe₂CoTi和Fe₂NiTi，以及2种镍基合金Ni₂FeTi和Ni₂CoTi)在四方晶格畸变过程中的相稳定性演化，发现了价电子浓度对L2₁结构稳定性的重要作用。然后，针对所筛选出的L2₁结构为非最稳定相的Co₂NiTi、Fe₂NiTi和Ni₂CoTi，分别制备了合金样品并对其晶体结构、相变行为、磁性能、电阻和力学性能开展了实验研究，分析并探讨了不同合金体系结构、磁性能与力学性能等存在差异的物理机制。本工作采用的研究方法与思路以及取得的研究结论有望为将来设计与制备其他新型A₂BTi磁控功能合金提供一定参考。

在理论计算方面：这部分借助于基于密度泛函理论的Vienna Ab-initio Simulation Package (VASP 5.4.4)软件进行^[25]。电子间的交换关联势能采用了广义梯度近似(generalized gradient approximation，GGA)下的Perdew-Burke-Ernzerhof (PBE)方法^[26]。在赝势中不参与成键行为的核电子被冻结，只考虑价电子的影响。电子步迭代计算收敛标准为10^-5 eV，平面波截断能设置为500 eV。离子和电子的相互作用使用投影缀加波(projector augmented wave，PAW)方法来描述^[27]。在计算过程中，晶体结构的弛豫使用共轭梯度算法并考虑了电子自旋极化的影响。相稳定性研究采用体积保持不变的Bain晶格畸变路径^[28,29]。对于Co₂MnTi、Co₂FeTi、Co₂NiTi、Fe₂MnTi、Fe₂CoTi、Fe₂NiTi和Ni₂FeTi，采用具有16个原子的L2₁单胞作为初始结构进行计算。对于Ni₂CoTi，由于其“逆-L2₁”结构具有更低的能量故被用来作为初始结构。由于L2₁和“逆-L2₁”结构高度相似(仅存在有序化差异)，为了便于描述，在后文无特殊提及统称为L2₁结构。第一Brillion区划分采用Monkhorst-Pack方法^[30]产生13 × 13 × 13的k点网格。

在实验研究方面：在高纯度Ar气保护下，采用DHL400型高真空电弧熔炼设备制备了名义成分为Co₂NiTi、Fe₂NiTi和Ni₂CoTi的多晶合金锭。为保证合金成分的均匀性，每个铸锭均熔炼4次。将所有合金密封在石英管中，在合适的温度均质6 h (Fe₂NiTi合金选择1050℃，Co₂NiTi和Ni₂CoTi合金选择1100℃)，然后使用盐水淬火(10%CaCl₂ (质量分数)水溶液)，以获得良好的成分均匀性。采用TA DSC25差示扫描量热仪(DSC)测量样品在150~670 K温度区间的DSC曲线，加热速率为10 K/min。采用Fegasus DSC404F3高温差热分析仪测量样品在320~1600 K温度区间的高温DSC曲线，测定合金熔点，加热速率10 K/min。采用多功能振动样品磁强计VersaLab系统(VSM)和Quantum Design超导量子干涉磁强计(MPMS)测量样品磁性能。在0.01和5 T磁场强度下测量磁化强度(M)随温度(T)变化曲线，即M(T)曲线，测量温度区间为10~400 K，加热速率5 K/min。测试过程采用ZFC-FC-FH策略：先将样品在0 T磁场下冷却至10 K，施加0.01 T (或5 T)磁场，然后将样品逐渐加热至400 K并记录磁化强度信号(即为零场冷(ZFC)曲线)；之后，保持磁场强度不变，将样品冷却至10 K并记录磁化强度信号(即为场冷(FC)曲线)；最后，依旧保持磁场强度不变，将样品再次加热到400 K并记录磁化强度信号(即为场热(FH)曲线)以完成测试。同时，测量室温下磁化强度随磁场变化曲线，即M(H)曲线，磁场强度(H)从‒2 T均匀变化至2 T。在室温下用Smartlab 9 X射线衍射仪(XRD，CuK_α)测定合金晶体结构。利用JANA软件包对晶格参数进行精修细化^[31]。采用JSM 7001F扫描电子显微镜(SEM)观察合金微观结构。采用TH2515直流低电阻测试仪测量室温下材料的电阻。采用AG-XPlus 100 kN万能机械试验机测试材料的室温力学性能。

首先，利用基于密度泛函理论的第一性原理计算方法，研究了所选取8种A₂BTi合金L2₁相晶格总能量随四方畸变度c / a (a、c为晶格常数)的演变规律。图1给出了Co₂BTi (B = Mn、Fe和Ni)、Fe₂BTi (B = Mn、Co和Ni)和Ni₂BTi (B = Mn、Co和Fe)系列合金L2₁相总能量随c / a变化曲线，其中应变路径遵循Bain晶格畸变路径^[28]。值得注意的是，c / a = 1.0和c / a = 1.414分别代表L2₁ (有序bcc)结构和有序fcc结构^[32]。作为对比和参考，图中也分别给出了Ni₂MnTi合金总能量随c / a变化曲线(黑色空心点所示)。由图1a可知，随着c / a增加，Ni₂MnTi合金晶格总能量呈现出先略微升高(当前坐标轴范围内显示不太明显)而后急剧降低随后又逐渐再次升高的趋势。当c / a ≈ 1.4时(图1a中箭头所示)，晶格总能量具有最小值，该四方结构(c / a ≈ 1.4)对应于Ni₂MnTi合金马氏体相。上述关于Ni₂MnTi合金的计算结果与文献[33]报道相吻合，表明本工作所采用的计算方法和参数能够合理揭示A₂BTi型合金相稳定性特征。

由图1a可知，对于钴基的Co₂BTi (B = Mn、Fe和Ni)系列合金而言，Co₂MnTi和Co₂FeTi晶格总能量最小值位于c / a = 1处，表明这2种合金L2₁结构相对于四方结构具有更高的热力学稳定性。与之相反，Co₂NiTi晶格总能量最低点正好出现在c / a ≈ 1.414附近(图1a中方形框所示)，即有序fcc结构。Bhattacharya等^[34]研究发现，一阶结构相变具有可逆性的一个必要条件是高温相和低温相的对称群必须具有相同的母群。遗憾的是，Co₂NiTi合金能量最低的有序fcc结构(c / a ≈ 1.414)与未畸变晶格有序bcc结构(c / a = 1)不属于同一个母群。因此，即使Co₂MnTi存在从有序bcc至有序fcc结构相变，该相变也应该为不可逆相变。此外，由图1a可知，Co₂NiTi合金的L2₁相与有序fcc相之间的能量差(ΔE)高达‒70.5 meV/atom，其数值约为Ni₂MnTi合金的2倍(‒39.0 meV/atom)。该结果表明，Co₂NiTi合金L2₁相稳定性较低。通常情况下，从理论上讲，大的ΔE会带来2种后果：第一，在所有温度区间L2₁相均不存在，L2₁结构高的基态总能量可能会导致其在所有温区的Gibbs自由能都相对较高，从而使其在热力学上处于竞争的不利状态进而导致该结构不能形成；第二，若L2₁相存在且能够发生结构相变，大的ΔE会导致高的相变温度。如果存在结构相变，ΔE则为热力学相变驱动力，大的驱动力往往对应于高的相变温度。

对于铁基的Fe₂BTi (B = Mn、Co和Ni)系列合金而言，由图1b可知，Fe₂MnTi和Fe₂CoTi合金L2₁结构为能量最低结构，表明Fe₂MnTi和Fe₂CoTi合金不存在L2₁至四方或有序fcc结构相变。与此相反，随着c / a比值增加，Fe₂NiTi合金总能量先降低后升高。当c / a ≈ 1.58时，Fe₂NiTi晶格总能量具有最小值，如图1b箭头所示。值得注意的是，与Ni₂MnTi不同，Fe₂NiTi晶格总能量最低点出现在有序fcc的右侧(即c / a > 1.414处)而非左侧(即c / a < 1.414处)。此外，与Co₂NiTi类似(图1a)，Fe₂NiTi合金L2₁晶格总能量与最稳定结构能量之间ΔE (‒77.8 meV/atom)也显著大于Ni₂MnTi (‒39.0 meV/atom)。对于镍基的Ni₂BTi (B = Mn、Co和Fe)系列合金而言，与Ni₂MnTi相同，Ni₂CoTi和Ni₂FeTi合金的L2₁结构均不是最稳定结构，如图1c所示。Ni₂CoTi和Ni₂FeTi晶格总能量最低点分别位于c / a ≈ 1.414及c / a ≈ 1.44处，其L2₁晶格总能量与最稳定结构能量之间ΔE分别为‒74.0和‒145.4 meV/atom。

综合对比可以看出，对于本工作所研究的钴基、铁基和镍基合金而言，L2₁相为其非最稳定相的合金，包括Co₂NiTi、Fe₂NiTi、Ni₂CoTi和Ni₂FeTi，一个共同的特点是均包含Ni元素。深入分析发现，该现象的产生应该与Ni元素具有较多的价电子个数有关。表1给出了所研究合金中所有元素的价电子配置及价电子数。由表1可知，在所研究合金的所有元素中Ni具有最多的价电子数，即10。众所周知，在元素周期表中，价电子数较少的过渡族金属元素倾向于形成bcc结构(例如Ti、V和Cr等)，而价电子数较多的过渡族金属元素则逐渐转变为hcp结构(例如Co等)和fcc结构(例如Ni和Cu等)。除了纯元素外，该规律在合金和多种金属间化合物中也多次被“重新发现”^[35]。价电子浓度对晶体结构的影响与其对成键和反键轨道的填充情况有关，具体物理机制参见文献[36,37]。因此，对于A₂BC型合金，增加价电子浓度能够有效降低有序bcc相(L2₁结构)的稳定性，从而诱导其失稳发生结构相变。所以，当进行化学成分设计调控或寻找新的具有结构相变的合金体系时，价电子浓度将是一个具有决定性作用的结构参数。

图2给出了所研究合金L2₁相平均原子磁矩和平均价电子浓度(VEC，为价电子数和原子数的比值)，其中空心点和实心点分别代表L2₁结构为最稳定和非最稳定结构的合金。作为参考，L2₁结构为非最稳定结构的Ni₂MnGa、Ni₂FeGa和Ni₂MnTi合金平均原子磁矩和VEC值也绘在图中。由图2可知，L2₁相为非最稳定相的合金(包括Ni₂MnGa、Ni₂FeGa和Ni₂MnTi)与L2₁相为最稳定相合金的价电子浓度分别位于VEC = 7.5的左侧(VEC ≤ 7.5)和右侧(VEC ≥ 7.5)，该结果进一步证实了VEC对L2₁相稳定性的重要影响。此外，还发现L2₁结构为最稳定结构的合金都具有较大的平均原子磁矩(> ~1 μ_B/atom，μ_B为Bohr磁子)。与此相反，L2₁相为非最稳定相的合金都具有较小的原子磁矩。值得注意的是，Co₂FeTi、Ni₂MnGa和Fe₂NiTi的VEC都为7.5，然而磁性较强的Co₂FeTi的L2₁结构为最稳定结构而磁性较弱的Ni₂MnGa和Ni₂FeGa的L2₁结构则为非最稳定结构。上述结果表明，除了价电子浓度外，磁性也是影响L2₁相稳定性的一个关键参数，其中强的铁磁性有利于稳定L2₁相。需要指出，磁性对bcc (或类bcc，例如L2₁结构)合金的强稳定性作用广泛存在于由过渡族金属元素组成的合金和金属间化合物中^[38,39]，其中最知名的例子为Fe。随着温度的降低，Fe可以从δ铁素体(顺磁bcc)转变为γ奥氏体(fcc)然后再转变为α铁素体(铁磁性bcc)。其中，具有最密堆结构的fcc奥氏体能够再次转变为具有非密堆bcc结构的铁素体的根源就在于磁性对bcc相的强稳定作用^[38]。

基于上述第一性原理计算结果，本工作从钴基、铁基和镍基合金中各选取一种L2₁不是最稳定结构的合金，即Co₂NiTi、Fe₂NiTi和Ni₂CoTi，分别制备了合金样品并进行晶体结构、相变行为、磁性能、电阻性能及力学性能实验研究。

图3给出了Co₂NiTi、Fe₂NiTi和Ni₂CoTi合金室温下的XRD谱和背散射电子(BSE)像。通过全谱拟合发现，Co₂NiTi合金室温下由具有有序fcc的L1₂结构(γ′相)构成，该实验结果与图1a中第一性原理计算预测结果相一致。图3a1左插图给出了L1₂结构晶胞示意图，该结构空间群为Pm3¯m，a = 0.36178(1) nm。除γ′相外，Co₂NiTi合金还存在少量的Co₃Ti型六方第二相。图3a1右插图给出了Co₃Ti型六方结构晶胞示意图，该结构空间群为P6₃/mmc，a = 0.51064(3) nm，c = 0.84481(8) nm。在微观组织方面，Co₃Ti结构第二相呈长条状，主要分布在基体晶粒内部。基体和第二相的化学成分分别约为Co_48.1Ni_26.9Ti₂₅和Co_57.4Ni_16.2Ti_26.4。相对于名义成分Co₂NiTi，第二相为富Co贫Ni相。由表1可知，Ni元素的价电子数(10)大于Co元素价电子数(9)。因此，第二相中富Co贫Ni将导致其VEC小于基体。计算发现，基体和第二相的VEC分别为8.02和7.82。如前所述，合金VEC对晶体结构具有重要影响。随着价电子数降低，合金倾向于从fcc堆垛转变为hcp堆垛，其分界点往往位于VEC = 8.0^[35~37]。这与基体具有有序fcc堆垛结构(L1₂)而第二相具有六方堆垛结构相吻合。

由图3b1可知，Fe₂NiTi室温下由六方Fe₂Ti结构基体和四方FeNi结构第二相构成。图3b1插图中给出了Fe₂Ti基体相(空间群为P6₃/mmc)和FeNi第二相(空间群为P4/mmm)晶胞示意图。基体相晶格参数为a = 0.57402(0) nm和c = 0.77164(0) nm，第二相的晶格参数为a = 0.25627(6) nm和c = 0. 36870(0) nm，其c / a值为1.44。通过表征微观组织和化学成分发现，Fe₂NiTi合金第二相呈网状分布(图3b2)，基体相和第二相成分分别为Fe_49.4Ni_22.0Ti_28.6和Fe_51.2Ni_34.1Ti_14.7。与化学计量比Fe₂NiTi合金相比，该合金FeNi型第二相为富Ni贫Ti相。与第一性原理计算结果对比发现，Fe₂NiTi合金第二相(而非基体相)晶体结构与理论预测相一致，即为c / a > 1.414的有序四方结构。其中，理论预测的c / a值(c / a ≈ 1.58)与实验测量值(c / a ≈ 1.44)存在差异可能与元素在基体(贫Ni富Ti)和第二相(富Ni贫Ti)之间的重新分配有关。基体相六方结构未被预测出来可能是由于本工作只考虑了Bain路径(可逆相变遵循的畸变路径)，即从立方晶胞到四方晶胞，而未考虑从立方到六方晶格畸变路径。该结果表明，若要准确预测出晶体结构，除了经典的单轴Bain畸变路径外，其他常见晶格畸变路径，包括“外延四方Bain畸变路径(epitaxial tetragonal Bain path)”、“三角Bain路径(trigonal Bain path)”、“Burgers路径(Burgers path)”^[32]等，都应该被考虑。与Co₂NiTi和Fe₂NiTi不同，Ni₂CoTi合金在室温下由单一Ni₃Ti型的六方结构构成(图3c1)，其空间群为P6₃/mmc，a = 0.51094(1) nm，c = 0.83231(9) nm。能谱分析表明其化学成分为Ni_50.4Co_24.6Ti_25.0，与名义成分相一致。

本工作采用磁性和热分析技术研究了Co₂NiTi、Fe₂NiTi和Ni₂CoTi合金磁/结构相变行为。图4a1~c1分别给出了Co₂NiTi、Fe₂NiTi和Ni₂CoTi合金在0.01和5 T磁场下的M(T)曲线。

由图4a1可知，Co₂NiTi合金在10~400 K温度区间都表现为弱磁性。当施加5 T磁场时，Co₂NiTi在10 K温度下磁化强度仅为0.67 emu/g。与之不同，Fe₂NiTi (图4b1)和Ni₂CoTi (图4c1)合金具有较强磁性，且随着温度降低表现出典型的二阶Curie磁性转变特征。采用切线法，Fe₂NiTi和Ni₂CoTi的Curie温度分别被确定为223和18 K。对比看出，Fe₂NiTi的磁性显著强于Ni₂CoTi。例如，当施加5 T磁场时，在10 K下Fe₂NiTi和Ni₂CoTi合金的磁矩分别为45.6和4.59 emu/g，前者比后者大1个数量级。在低温区域，Co₂NiTi和Fe₂NiTi的ZFC和FC/FH曲线都发生“分离”，该现象可能与这2种合金中存在的第二相有关。通常情况下，基体与第二相的磁性往往会存在差异，不同磁性相互影响进而致使ZFC和FC/FH曲线发生不重合现象^[40]。

在低温至室温范围内(10~400 K)，在Co₂NiTi、Fe₂NiTi和Ni₂CoTi合金M(T)曲线中均未观察到典型的一阶结构相变特征，即热滞后环，表明这3种合金在该温度区间不存在结构相变。为了在更大的温度区间内表征相变特征，本工作利用DSC技术进行了进一步研究，结果如图4a2~c2所示。由图可知，在150~670 K升温与降温DSC曲线以及300 K至熔点升温DSC曲线(图4a2~c2插图)上，依旧未检测到一阶结构相变对应的吸/放热峰。综合M(T)和DSC结果可知，Co₂NiTi、Fe₂NiTi和Ni₂CoTi合金不存在一阶结构相变。分析认为，该结果应该与这3类合金L2₁结构低的相稳定性有关。第一性原理计算表明，Co₂NiTi、Fe₂NiTi和Ni₂CoTi合金L2₁结构与各自四方畸变路径能量最低结构之间的ΔE分别高达‒70.5、‒77.8和‒74.0 meV/atom，这些数值约为Ni₂MnTi合金ΔE (‒39.0 meV/atom)的2倍，而比传统A₂BC型Ni₂MnGa (‒4.6 meV/atom)和Ni₂FeGa (‒11.7 meV/atom)^[41]的ΔE高1个数量级。因此，Co₂NiTi、Fe₂NiTi和Ni₂CoTi合金L2₁结构的热力学稳定性应该远低于Ni₂MnGa、Ni₂FeGa和Ni₂MnTi合金。如前分析，L2₁结构高的基态总能量将可能导致其在所有温区的Gibbs自由能都相对较高，从而使其在热力学上处于竞争的不利状态，进而导致该结构不能在实验中形成，从而不能发生结构相变。

最后，对Co₂NiTi、Fe₂NiTi和Ni₂CoTi合金室温下磁性能、电阻率及力学性能进行对比研究，并探讨分析其背后物理机制。图5a给出了这3种合金室温M(H)曲线。由图5a可知，Co₂NiTi、Fe₂NiTi和Ni₂CoTi合金在室温下均表现出顺磁性，该结果与M(H)曲线(图4)结果相一致，即这3种合金的Curie温度均低于室温，致使其在室温下均处于顺磁状态。另外，Fe₂NiTi合金磁化强度随磁场变化率M(H) / H远大于Co₂NiTi和Ni₂CoTi合金，该现象可能与Fe大的原子磁矩有关。通过第一性原理计算发现，Fe₂NiTi、Co₂NiTi和Ni₂CoTi合金中Fe、Co和Ni的原子磁矩分别为1.961、0.813和0.062 μ_B/atom，Fe的原子磁矩远大于Co和Ni。图5b给出了Co₂NiTi、Fe₂NiTi和Ni₂CoTi合金在室温下的电阻。作为参考，图中虚线给出了典型的电阻材料康铜(Constantan)合金Cu₅₅Ni₄₅ (质量分数，%)、金属Hg以及电热丝材料Fe₇₃Cr₂₁Al₆ (质量分数，%)^[42]的电阻。整体上，Co₂NiTi、Fe₂NiTi和Ni₂CoTi合金电阻都较大。其中，Fe₂NiTi合金的电阻最高，约120 μΩ·cm，数值介于Hg和Fe₇₃Cr₂₁Al₆的电阻之间。Co₂NiTi合金电阻最低，约60 μΩ·cm，数值与康铜合金接近。Ni₂CoTi合金电阻接近Hg，约88 μΩ·cm。

图5c给出了Co₂NiTi、Fe₂NiTi和Ni₂CoTi合金的压缩断裂曲线。由图5c可知，Fe₂NiTi的压缩强度高达1280 MPa。尽管随后发生了脆性断裂，但是其压缩断裂应变达到约5%，高于普通的脆性材料压缩应变，表明Fe₂NiTi具有一定的压缩塑性。与之相反，Co₂NiTi和Ni₂CoTi合金表现出了极其优异的压缩塑性。随着载荷逐渐增加，这2个样品发生压缩屈服后均出现了“墩粗”现象，直至压缩实验结束这2个合金均未发生断裂。Co₂NiTi和Ni₂CoTi合金的最大压缩强度分别为300和600 MPa。分析认为，Fe₂NiTi合金相对较差的塑性变形能力可能与下述2种因素有关。第一，Fe₂NiTi合金平均价电子浓度较低，仅为7.5，远低于Co₂NiTi (8)和Ni₂CoTi (8.25)。研究^[43,44]表明，由于d轨道电子填充程度不同，在由过渡族元素构成的合金或金属间化合物中，价电子数与其化学键中金属与共价键组分比例密切相关。价电子数较少的合金系往往具有较强的共价键组分，而价电子数较多的体系则以金属键为主。因此，Fe₂NiTi合金低的价电子浓度将导致其化学键中共价键组分高于Co₂NiTi和Ni₂CoTi，从而致使其具有较高的机械强度和较低的塑性。另一方面，Fe₂NiTi合金高的共价键组分比例将导致电子的运动(导电)能力下降，这也解释了该合金电阻高的原因(图5b)。上述结果表明，除了晶体结构之外，价电子浓度对于合金的磁、电输运及力学性能也具有重要的影响。第二，Fe₂NiTi合金基体具有六方结构和网状分布的正交第二相微观组织特征，其中六方结构基体和四方结构第二相内滑移系均相对较少，这可能是塑性变形能力差的另一个原因。

(1) 价电子浓度和磁性为决定A₂BTi型合金L2₁相结构稳定性的关键参数。当进行化学成分设计调控或寻找新的具有结构相变的合金体系时，价电子浓度和磁性是应当首先考虑的结构参数。

(2) 在室温下，Co₂NiTi由有序面心立方L1₂结构(空间群：Pm3¯m)基体相和六方Co₃Ti型结构(空间群：P6₃/mmc)第二相构成，Fe₂NiTi由六方Fe₂Ti型(空间群：P6₃/mmc)基体相和四方FeNi型(空间群：P4/mmm)第二相构成，Ni₂CoTi为单一的Ni₃Ti型(P6₃/mmc)六方结构。

(3) Co₂NiTi、Fe₂NiTi和Ni₂CoTi均不存在一阶结构相变，这可能与其L2₁相弱的稳定性致使其难以存在有关。

(4) Fe₂NiTi和Ni₂CoTi具有较强的磁性且存在二阶Curie磁性转变。Fe₂NiTi具有高的压缩强度(1280 MPa)、中等压缩应变(5%)及较大电阻(120 μΩ·cm)，而Co₂NiTi和Ni₂CoTi具有非常优异的压缩塑性和较小的电阻。该现象可能与这3种合金价电子浓度差异带来的化学键中金属键和共价键组分比例不同有关。