导读：中南大学材料科学与工程学院设计并研究了一种具有高电阻率、宽温度范围内的低电阻率温度系数 ( TCR )、高强度和中等变形性的铁素体多元合金，旨在克服限制开发高性价比高质量电阻器发展的瓶颈。所开发的标称成分Fe55Cr28Al12Ti3Si2(at. %) 的块状合金在铸态条件下显示出嵌入有序共格多组分纳米沉淀物的体心立方 (BCC) 基体相，这使其具有183 μΩ cm的高电阻率，低TCR-35 ppm/K（从 298 K 到 673 K），1055 MPa 的高屈服强度，1980 MPa 的高极限抗压强度和 33% 的中等均匀压缩应变（在 673 K）。根据对有和没有纳米沉淀物的合金变体的比较研究，BCC-α 基体中完全共格有序的多组分的L21增纳米沉淀物强了位错传播所需的应力，从而提高了强度和加工硬化能力。此外，多组分L21纳米沉淀物能够有效调节类近藤散射并有助于降低材料的TCR。因此，这项工作展示了一种低成本精密电阻合金的设计策略，通过在多组分合金系统中引入经过良好调整的有序共格多组分析出物，在宽温度范围内实现高且稳定的电阻率，并结合高强度和适度的压缩变形能力。

具有高电阻率 (100 μΩ cm) 和低电阻率温度系数 ( TCR ) 值 (< 100 ppm/K)的电阻材料在高精度电子测量系统如全球定位系统 (GPS)、数据存储解决方案、热电设备，以及汽车应用的温度和流量控制传感器等关键领域必不可少。铁铬铝 (FeCrAl) 铁素体合金因其高电阻率、优异的高温抗氧化性和成本效益而被广泛用作电阻材料。例如，标称成分 Fe 74.5 Cr 20 Al 5.5 (at. %) 的商用 FeCrAl 合金表现出优异的电阻加热性能。Fe 50 Cr 30 Al 20 (at. %)合金的室温电阻率( ρRT)高达186 μΩ cm，在室温至773℃的温度范围内TCR约为-90 ppm/K 。

尽管在一些已建立的 FeCrAl 铁素体合金中实现了高电阻率和低TCR的出色组合，但过饱和 BCC 晶格中有限的位错迁移率导致了固有的脆性。然而，发展中的行业需要具有低TCR的坚固且可变形的高电阻率合金，以提高机械加工性和灵敏度，例如，用于小型化电子设备。在这方面，有一些方面限制了具有成本效益的 FeCrAl 合金作为电阻材料的进一步发展和实际应用。首先，提高 Fe-Cr-Al 合金强度和电阻率的常用方法是增加 Cr 和 Al 含量，但高 Cr 和 Al 含量通常会促进材料的脆性，导致变形性较差。其次，虽然可以通过调整 Fe、Cr 和 Al 的比例来调整TCR值，但同时获得相当高的电阻率和低TCR 仍然具有挑战性。第三，传统 FeCrAl 合金有限的成分范围限制了调整包括电阻率在内的多种性能的空间，TCR，强度和可变形性。第四，虽然可以预期 FeCrAl 合金的电气和力学性能与其微观结构密切相关，但很少有研究致力于通过微观结构控制来改善电气和力学性能的结合。

近年来，多组分高熵合金 (HEAs)、复杂浓缩合金 (CCA) 或多主元素合金 (MPEA)的概念显著拓展了成分探索的空间。具有优异的力学和功能性能的合金，例如，通过引入共格有序的 FeCoNiTaAl HEA，实现了机械和软磁性能的完美结合。纳米沉淀进入面心立方 (FCC) 矩阵。HEA 也是实现高电阻率的有希望的候选材料，因为多种主要元素可能会引起显著的晶格畸变，从而促进传导电子的散射。例如，具有有序伪二元 B2-BCC 结构的 Al 2.08 CoCrFeNi HEA 在4.2 K 和300 K 时的电阻率分别为 117.24 μΩ cm 和 119.90 μΩcm。最近，已证明高度分散的析出物对Al x CoCrFeNi (1.0 ≤ x ≤ 3.0) HEA 的TCR值有很大影响。然而，迄今为止报道的多组分 HEA 的电阻率值仍然不是很高（通常低于 120 μΩ cm），并且TCR值主要在较窄的温度范围内进行测试，例如从 4.2 K 到 300 K。在这方面，仍需要大量的研究工作来进一步开发具有改进性能的多组分电阻合金。

人们已经认识到，晶格缺陷（如溶质原子、晶界和相界面）对传导电子的散射可以大大提高电阻率。例如，由于原子尺寸差异引起的晶格畸变，α-Fe 基体中的 Ti、Si 和 Mo 等溶质元素已被证明可以有效地增加电阻率。也有报道称，Ti、Si、Mo 和 Nb 可以通过固溶强化和/或沉淀硬化提高铁素体 FeCrAl 合金的屈服强度。因此，通过将微量元素引入 FeCrAl 合金基体的进一步合金开发有望实现机械和电阻率性能的改进组合。

基于此，在这项工作中，中南大学材料科学与工程学院李志明团队通过引入有序的相干多组分，开发了一种很有前景的铁素体多组分电阻合金，将纳米沉淀进入合金基体。相关研究成果以题“A strong ferritic high-resistivity multicomponent alloy with tunable ordered coherent multicomponent nanoprecipitates”发表在增材制造顶刊Acta Materialia上。

图 1。(a) 铸态和均质化样品的 XRD 图谱。(b, f) 铸态 (b, c) 和均质化 (f, g) 样品的 EBSD 相图覆盖晶界和 (c, g) 反极图 (IPF) 图。(d, e) 放大的 EBSD 相图，显示铸态样品中 GB 区域的 HCP Laves 相。“Homo”、“GS”和“GBs”分别是指“均质状态”、“晶粒尺寸”和“晶界”。

图 2。(a-c) 铸态和 (d-f) 均质合金样品的 BSE 图像。(g) (e) 中样品区域的 SEM-EDS 图。沿晶界分布的 Laves 相用黄色箭头标记。“PFZ”是指“无沉淀区”。

图 3。(a) 铸态合金样品的高角环形暗场 (HAADF) 扫描 TEM (STEM) 图像。(b) 选区电子衍射 (SAED) 图案。(cd) 分散的纳米沉淀物的明场 (BF) TEM 图像和相应的暗场 (DF) TEM 图像。(ef) 高分辨率 TEM (HRTEM) 图像显示纳米沉淀物和基质之间的相界面。从 BCC-α 矩阵和 L2 1纳米沉淀物获得的快速傅里叶变换 (FFT) 模式。

图 4。(a) 铸态样品中典型晶粒内部区域的 HAADF-STEM 图像。(b-f) 元素（即 Fe、Cr、Al、Ti 和 Si）的相应 STEM-EDS 图。

图 5。(a) 三维 (3D) 重建图突出显示BCC-α 基质中的纳米沉淀。(b) 1D 组成剖面，显示选定区域的组成变化沿（a）中的黄色箭头沉淀。(c) 以 6 at.% Ti 等成分表面突出显示的纳米沉淀的一维近似图。b 和 c 中的阴影区域是指数据点的标准差。

图 6。(a) 铸态样品中沿晶界分布的 Laves 相析出物的 TEM-BF 图像。(b) HRTEM 图像和 (c) 核壳界面区域的相应 FFT 图案。（d，e）分别对应于壳和核心区域的 FFT 模式。(f) HRTEM 图像和 (g) Laves 相（核心区域）的相应 FFT 模式。(h) 含有 Laves 相析出物的典型晶界区域中合金元素（即 Fe、Cr、Al、Ti 和 Si）的 STEM-BF 图像和相应的 STEM-EDS 图。“s”和“L”分别指“壳”和“Laves相”。

图 7。(a) 合金样品在不同条件下的典型压缩工程应力-应变曲线，即在室温下测试的铸态 (As-cast, RT) 和均质化 (Homo, RT) 样品，以及在 673 K 下测试的铸态样品（铸态，673 K）。(bg) 不同样品的断裂形态：(b, c) 铸态，RT；(d, e) 人，RT；(f, g) 铸态，673 K。“Homo”是指“均质化条件”。

图 8。(a) 铸态和均质合金样品在纳米压痕下的典型载荷-位移 (Ph) 曲线，最大载荷为 5 mN，标称应变率为 0.01 / s。(b) (a) 中绿色方块突出显示的区域的放大视图，以显示铸态和均质合金样品的弹出事件。(c, d) 铸态和均质合金样品的典型探测纳米压痕的 ECC 图像。

图 9。(a)在 4 K/min 的加热速率下，铸态和均质合金样品的电阻率 ( ρ ) 与温度 ( T ) 的关系。(b)各种块状合金的TCR与室温电阻率 ( ρ RT )：铸态和均质化 FeCrAlTiSi 合金，本工作中的参考铸态 Fe 55 Cr 28 Al 17合金，参考 Ni 80 Cr 20 Ti 67 Al 33, Fe 50 Cr 30 Al 20 , Fe 83.2 Al 15.8 Mn 1.0、Fe 77.6 Cr 5.5 Al 15.9 Mn 1.0、Fe 79.3 Cr 5.4 Al 13.6 Mn 1.7、Al 0.74 CoCrFeNi和 AlCoCrFeNiCu合金。这些合金的 TCR 测量范围为 300 K 至 673 K。此外，参考商用 Fe 73.2 Cr 21 Al 5.8合金（ TCR测量范围为 300 K 至 873 K）和 Al还介绍了2.08 CoCrFeNi HEA（TCR测量范围为 4.2 K - 360 K）。

图 10。加热至 (ad) 673 K、(eh) 973 K 和 (il) 1273 K 后水淬后铸态样品中显微组织的 BSE 图像和 EBSD 相图。

图 11。加热至 1273 K 后水淬后的铸态合金样品的 TEM 分析。(a) 放大率相对较低的 STEM-BF 图像。(b) 包含 Laves 相沉淀的典型区域的放大图。（c，d）分别来自基质-壳区域（由 b 中的红色圆圈突出显示）和核 - 壳区域（由 b 中的金丝雀圆圈突出显示）的 SAED 图案。(e) 基体与壳之间界面的 HRTEM 图像。(f) 核壳界面的 HRTEM 图像。(g) 含有 Laves 相析出物的典型区域的 STEM-BF 图像和合金元素（即 Fe、Cr、Al、Ti 和 Si）的相应 STEM-EDS 图。

图 12。(a) 尺寸分布和 (b) 相干多组分的间距特征铸态合金样品中的纳米沉淀物。(c) 样品在各种条件下的室温电阻率，即铸态和加热到 673 K (673 K-WQ)、973 K (973 K-WQ) 和 1273 K (1273 K-WQ) 之后通过水淬（WQ）。(d) 面积分数和 Laves 相沉淀。

图 13。(a) 铸态合金样品的 STEM-BF 图像，以及加热到 (b) 673 K、(c) 973 K 和 (d) 1273 K 然后进行水淬的铸造样品。(eh) 示意图揭示了加热时的微观结构演变。

根据研究得出以下主要结论：

(1) 开发的块状合金 (Fe 55 Cr 28 Al 12 Ti 3 Si 2 , at. %) 显示出嵌入有序共格多组分的 BCC-α 基体铸态下的纳米沉淀。铸态合金具有 183 ± 2 μΩ cm 的高电阻率，-35 ± 10 ppm/K（从室温到 673 K）的小 TCR，1096 MPa 的高屈服强度，高极限抗压在室温下，强度为 1694 MPa，中等均匀压缩应变为 17%。

(2) 多组分纳米析出物不仅增强了位错传播所需的应力，而且有助于应变离域，从而提高铸态合金的应变硬化能力。在 673 K 时，降低的背应力和促进的位错迁移率缓解了应变局部化，并导致进一步提高的应变硬化能力。因此，与室温相比，在 673 K 下，铸态合金在保持 1055 MPa 的高屈服强度的情况下，可以实现 1980 MPa 的增强极限抗压强度和 33% 的均匀压缩应变。

(3) BCC-α基质中溶质原子的传导电子散射，多组分纳米沉淀物和相干界面有助于铸态合金的高电阻率。高度分散的多组分纳米沉淀物能够有效调节近藤样散射并有助于从 300 K 到 673 K的低TCR (-35 ± 10 ppm/K) 。