通讯作者董持衡通讯单位中国科学院电工研究所DOIhttps://doi.org/10.1021/acsaem.6c00828核心导读本文首次系统研究了超快焦耳热UJH对铁基超导体 Ba₁₋ₓKₓFe₂As₂BaK122前驱体的烧结行为在10³–10⁴ °C/s极端升温速率下仅需20秒即可在500–600°C低温获得高纯度BaK122能耗仅为传统工艺的约1/1800临界电流密度在6 T下保持0.8 MA/cm²。研究揭示了四区温度依赖相演变规律为非氧化物超导体的非平衡快速合成开辟了新路径。一、背景与问题铁基超导IBS线材与带材因具有高上临界场、低各向异性和粉末套管PIT工艺低成本优势已成为高场应用的竞争性候选材料其临界电流密度Jc已达4.5×10⁵ A/cm²4.2 K, 10 T。然而高性能BaK122前驱体的合成面临钾K易挥发、多步固相反应复杂及杂质相FeAs、Fe₂As难以抑制等本征挑战传统工艺需900°C烧结35小时能耗高达3.3–6.55 kWh/g严重制约了该材料的高效制备与规模化应用。二、论文概要本文将超快焦耳热UJH技术升温速率10³–10⁴ °C/s系统应用于BaK122超导前驱体块体的快速合成精确调控输入能量与峰值温度揭示了相形成、微结构演变、元素再分布与超导性能的温度依赖规律。研究发现在约500–600°C保温仅20秒即可获得高纯BaK122相晶格参数a≈3.914(4) Å、c≈13.34(2) Å与最优掺杂BaK122吻合Tc38 K晶内Jc在低场达数MA/cm²、6 T下仍保持0.8 MA/cm²UJH能耗仅0.0018 kWh/g较传统工艺降低约3个数量级处理时间缩短约10⁵倍超过900°C后K蒸发导致BaK122分解、FeAs在晶界析出超导性能显著退化论文据此建立了涵盖四个温度区间的相演变与微结构响应机制图。三、图文解读图1UJH实验装置与烧结温度-时间曲线【图1】 UJH装置示意图及不同烧结方案的温度-时间曲线a装置示意图b各峰值温度下的升温-保温-冷却曲线图1展示了UJH实验平台压制好的BaK122前驱体块体夹于两片碳毡电极之间通过电容组产生的脉冲电流直接对样品进行电阻加热红外传感器实时监控温度可编程功率控制器精确调节电流波形。所有实验在Ar气氛保护下进行以抑制K蒸发。温度-时间曲线显示各烧结方案均在数秒内急剧升温至目标温度通常保温20秒后立即断电冷却400°C样品采用延长保温至40秒的方案极小的热质量与碳毡快速散热确保了系统的超高升/降温速率10³–10⁴ °C/s。图2不同峰值温度下的XRD图谱与Rietveld精修结果【图2】400–1000°C烧结样品XRD图谱、Rietveld精修及相分数随温度的演变a-c不同温度区间XRDd各相相分数汇总XRD精修结果wR≈9–12%χ²≈1–1.5显示400–500°C时Fe₂As和FeAs杂质相贡献显著BaK122相分数仅约20%600°C时杂质衍射峰完全消失获得单相高纯BaK122晶格参数a≈3.914(4) Å、c≈13.34(2) Å与最优掺杂吻合600°C以上FeAs峰再度出现相分数随温度非单调变化表明高温导致BaK122分解。精修结果量化揭示了能量输入驱动的相演变路径为后续微结构与超导性能分析提供了相组成基础。图3400°C烧结样品的SEM微结构【图3】400°C烧结样品SEM形貌与EDS成分分析球形颗粒、完整富钾球vs.开裂球BaK122晶核400°C烧结样品的微结构以数微米球形颗粒团聚体为主反映出反应尚处初期、长程扩散未被激活的阶段。SEM观察到两类截然不同的球形颗粒区域1中表面完整的球体为富K组成显示K在初始阶段的优先聚集区域2中顶部开裂的球体则对应K含量已向最优掺杂水平收敛——开裂归因于BaK122晶核在球内成核膨胀所产生的拉伸应力。颗粒间还散布着片状Ba-As相碎片充当局域Ba储库以支持短程扩散整体呈现出非均匀的局域化反应路径。图4600°C烧结样品的SEM微结构与EDS分析【图4】600°C烧结样品SEM形貌与EDS成分统计板状晶粒~5 µm、K含量向最优掺杂收敛600°C下球形颗粒表面的晶粒已大量合并形成侧向尺寸可达~5 µm的板状晶粒标志着局域结晶与晶粒生长已在低温下被激活。两个代表性区域的EDS分析均显示Fe或As与(BaK)的原子比接近2确认了122结构框架的建立K含量在两个区域均向最优掺杂水平收敛说明非平衡扩散在此温度窗口内已有效驱动钾的再分布与XRD所见600°C高纯BaK122相结果高度吻合。图5800°C和900°C烧结样品的微结构演变【图5】800°C双峰晶粒分布与900°C均匀粗化烧结样品SEM对比800°C烧结样品呈现显著双峰晶粒形貌一部分晶粒横向尺寸已达~30 µm另一部分仍保持约5 µm的细晶表明超快烧结条件下局域能量耗散和扩散路径的差异导致空间不均匀的生长动力学。至900°C细晶种群消失全样品演变为均匀粗化的大片状晶粒微结构趋于均一化显示高能量输入下晶粒合并与微结构均匀化已基本完成但此阶段相纯度并未进一步提升FeAs二次相已开始重现。图61000°C烧结样品的SEM微结构与晶界FeAs析出【图6】 1000°C烧结样品SEMEDS晶界FeAs析出及K/(BaK)欠掺杂偏移1000°C样品微结构以致密堆积的大片状BaK122晶粒为主但在晶界处密集分布着亚微米颗粒EDS确认其为富FeAs相为二次相在晶界的优先偏析提供了直接证据。同时晶粒内部的K/(BaK)原子比统计显示体系整体向欠掺杂方向偏移直接揭示了高温K蒸发对晶格组成的破坏机制K脱离BaK122晶格后晶界附近区域按 Ba₀.₆K₀.₄Fe₂As₂ → 0.6BaFe₂As₂ 0.4K↑ 0.8FeAs 分解导致超导连通性显著退化。图7K含量随烧结温度的统计演变【图7】各烧结温度下不同微区K/(BaK)含量统计散点图图7以EDS统计定量展示了K含量随温度的演变规律400°C时两区域均呈强富K特征空间分散度大反映初期反应的极度不均匀性600°C时K含量明显下移并收敛至最优掺杂水平方差大幅缩小表明非平衡扩散在此温度区间快速完成了K的再分布与局域化学平衡800–900°C时K含量维持在最优掺杂附近至1000°C则进入欠掺杂区间定量确认了高温K蒸发的临界效应与相分数和微结构观察形成完整一致的证据链。图8晶粒尺寸分布随温度的演变【图8】400/600/800/900°C烧结样品晶粒尺寸分布直方图a400°C亚微米b600°C宽分布c800°C双峰d900°C单峰~17 µm四个温度节点的晶粒尺寸直方图系统量化了UJH驱动的晶粒生长历程400°C时两区域晶粒均局限于亚微米尺度600°C时分布显著展宽出现大晶粒拖尾反映能量充足后局域生长动力学的非均一性800°C时出现清晰双峰——区域1以细晶为主区域2晶粒已延伸至~20 µm以上900°C时双峰合并为单一宽峰中心约17 µm大晶粒可达数十微米细晶种群消失与SEM观察的微结构均匀化完全对应。图9超导转变温度与晶内临界电流密度【图9】ZFC磁化率Tc38 K与4.2 K下晶内Jc–μ₀H曲线不同烧结温度对比磁性测量结果表明≥500°C烧结样品均出现清晰抗磁转变Tc均为38 K400°C样品因相形成不完整仅呈微弱超导信号。转变宽度和屏蔽量随温度非单调变化600°C样品相纯度最高但转变较宽晶粒尺寸接近伦敦穿透深度700°C样品转变更尖锐、屏蔽体积更大900–1000°C样品屏蔽显著减弱反映K损失导致的超导退化。晶内Jc4.2 K在500–600°C样品中表现最优低场下达数MA/cm²6 T磁场下仍维持0.8 MA/cm²过烧结样品900–1000°CJc大幅下降与K蒸发和磁通钉扎退化直接相关。图10UJH四区相演变与微结构响应机制示意图【图10】BaK122在UJH下相演变四区示意图Zone 1: 不完全反应Zone 2: 快速相形成最优窗口Zone 3: 晶粒粗化Zone 4: K蒸发分解图10以示意图形式总结了BaK122在UJH下的四区温度依赖演变机制Zone 1500°C——原子迁移率不足Fe-As中间相主导超导响应微弱Zone 2约500–600°C——UJH激活快速BaK122成核与短程扩散相纯度最大化、化学稳定性保持是相形成与稳定性最佳平衡窗口Zone 3约700–900°C——晶粒粗化主导相纯度不再提升FeAs少量再现双峰晶粒分布出现Zone 4900°C——K蒸发不可避免BaK122晶界附近分解析出FeAs晶粒内部保留Ba122框架而晶界区域向欠掺杂偏移超导连通性严重劣化。该四区图谱为非氧化物挥发性掺杂超导体的超快烧结工艺设计提供了直接理论指导。四、总结与展望本研究以严密的多尺度实验证明超快焦耳热技术能够在20秒内以500–600°C的极低峰值温度完成BaK122铁基超导前驱体的高纯合成能耗较传统工艺降低约3个数量级晶内Jc在6 T下达0.8 MA/cm²证实了UJH作为铁基超导前驱体快速合成的可行性未来研究需重点解决样品尺度放大下的温场均匀性控制、大气氛管理与K封装策略以进一步抑制K挥发以及与粉末套管工艺的接口优化推动这一非平衡合成策略从实验室原型走向超导线带材的规模化绿色制造。原文信息Hao Zhou, Zhenguo Zhang, Chiheng Dong. Phase formation and crystallization of Ba1-xKxFe2As2 under ultrafast joule heating.Superconductor Science and Technology, 2026. DOI: 10.1088/1361-6668/ae7033.