Исследование влияния термической обработки на структуру и механические свойства полуфабрикатов из сплава NbTa(Zr,Hf,Y), предназначенных для изготовления Nb3Sn сверхпроводников Текст научной статьи по специальности «Физика»

УДК 538.945 Статья

Исследование влияния термической обработки на структуру и механические свойства полуфабрикатов из сплава NbTa(Zr,Hf,Y), предназначенных для изготовления Nb3Sn сверхпроводников

Т. Ю. Соболева1, Н. В. Коновалова1*, И. М. Абдюханов1, А. С. Цаплева1, К. А. Мареев1, М. В. Кравцова1, М. В. Алексеев1

1 АО Высокотехнологический научно-исследовательский институт неорганических материалов (AO «ВНИИНМ»), 123098, Москва, Россия * e-mail: NViKonovalova@bochvar.ru

Поступила в редакцию 28.06.24, после переработки 03.07.24, принята к публикации 28.07.24.

В работе изучено влияние степени деформации и отжига на механические свойства образцов сплавов на основе Nb разных составов: Nb-Ta-Zr, Nb-Ta-Hf, Nb-Ta-Zr-Y, используемых при изготовлении Nb3Sn сверхпроводников. Проведены исследования деформируемости сплавов на основе Nb в составе одноволоконных композиционных Nb3Sn сверхпроводников, которые были изготовлены по технологии внутреннего источника олова и методом «порошок в трубе». Показано, что значения временного сопротивления разрыву образцов с оболочкой из сплавов Nb - 7.5 мас.% Та - 0.5 мас.% Zr и Nb - 7.5 мас.% Та - 1 мас.% Zr находятся на одном уровне ~ 650 МПа, а значения относительного удлинения составляют ~ 2%. Изучены структурные особенности поверхности излома образцов сплавов на основе Nb с разной степенью накопленной деформации и одноволоконных проводников. Результаты работы будут использованы при разработке технологических режимов изготовления сверхпроводников на основе Nb3Sn.

Ключевые слова: сверхпроводник; сплав; легирование; Nb3Sn; структура; механические свойства. DOI: 10.62539/2949-5644-2024-0-2-42-56

1. Введение

Сверхпроводники на основе являются одним из материалов для создания силь-

нопольных магнитов (рабочее магнитное поле > 10 Тл), благодаря их высокой токонесущей способности.

В исследовании [1] показано, что существует несколько факторов, определяющих плотность критического тока (Гс): плотность границ зерен, точечных дефектов структуры, наличие наноразмерных частиц включений и т. д. Все эти структурные составляющие являются центрами закрепления магнитных вихрей (центрами пиннинга), что приводит к повышению значения плотности критического тока.

Одним из основных исходных материалов, который необходим для создания сверхпроводящих композиционных проводов на основе соединения является ниобий или его сплавы. Использование чистого ниобия ограничено магнитными полями менее 12 Тл из-за деградации Jc с увеличением индукции магнитного поля. Чтобы улучшить токонесущую способность сверхпроводников в магнитных полях более 12 Тл используют ниобий, легированный танталом и цирконием (или гафнием). Это приводит к увеличению верхнего критического поля и смещению пика силы пиннинга в сторону более сильных магнитных полей [2]. Легирование ниобия Zr, Н, Y а также введение в состав сверхпроводника порошка SnO2 способствует переносу кислорода из диоксида олова в ниобиевый сплав во время реакционной термообработки (РТО). Образование наночастиц оксидов приводит к уменьшению размера зерна сверхпроводящего слоя, что способствует росту силы пиннинга [4] и увеличению J .

Изготовление композиционных сверхпроводников на основе ЫЪ^п методами внутреннего источника олова (ВИП) или «порошок в трубе» (ПИТ) является многостадийным процессом (рис. 1). Пруток из Sn (в случае ВИП) или смесь порошков (в случае ПИТ) помещают в трубу из сплава ЭДЪ. После деформации подготовленные композиционные стержни собирают в медный трубный чехол и далее деформируют волочением до необходимого размера. На заключительном этапе готовый проводник подвергают реакционной термообработке (РТО) для образования сверхпроводящей фазы ЫЪ^п.

Как следует из вышесказанного, при изготовлении сверхпроводников происходит деформация композиционного прутка, состоящего из материалов, сильно различающихся по механическим свойствам. В исходном состоянии олово имеет почти в 10 раз меньшее значение временного сопротивления ов по сравнению с медью, а сплав на основе ниобия прочнее меди более чем на 20% [5]. Известно, что Си и № упрочняются при деформации при комнатной температуре, тогда как прочностные свойства Sn практически не изменяются.

Рис. 1. Схематичное изображение двух типов конструкций проводников, полученных методом «порошок в трубе» и внутренним источником олова (трубчатого типа).

Для изготовления композиционных материалов сложной конструкции с использованием сплавов на основе № необходимо изучить влияние деформации на механические свойства отдельных элементов. Это позволит оптимизировать технологические режимы деформирования композиционных прутков при сохранении их целостности.

2. Использованные материалы и/или методы

Для работы выплавлены четыре слитка КЬ-Та^г, ЫЬ-Та-Ж, ЫЪ-Та^г^ методом вакуумного дугового переплава. Все выплавленные слитки имели мелкозеренную структуру, что обусловлено как использованным методом плавки, так и высоким содержанием легирующих элементов (рис. 2). Содержание легирующих элементов представлено в таблице 1, а доля газовых примесей не превышала уровня, характерного для основы сплава - ниобия марки НбМ.

Твердость слитков ниобиевых сплавов измеряли методом Бринелля на твердомере КБ на темплетах при нагрузке 1000 кгс, диаметр шарика - 10 мм по ГОСТ 9012 [6].

Путем выдавливания и волочения из слитков получили прутковые образцы с различной накопленной степенью деформации. Термообработку образцов проводили в вакууме с остаточным давлением не выше 5х10-5 мм. рт. ст.

Измерения твердости образцов ниобиевых сплавов проводили по методу Виккерса

(ГОСТ 2999-75 [7]) после шлифовки и полировки на полуавтоматическом микротвердомере Айп DM8 при нагрузке 200 г. На каждом образце проведено 10 измерений в различных областях поперечного сечения (от центра к периферии). Среднее значение твердости каждого образца рассчитано как среднеарифметическое, рассчитаны значения среднеквадратичного отклонения.

Таблица 1. Содержание легирующих элементов и твердость по Бринеллю ниобиевых сплавах разного состава

Условное обозначение Содержание легирующих элементов, мас.% НВ

Та Zr ш Y

NbTaZr-1 7.83 0.78 — — 71.7±2.0

NbTaZr-2 7.76 1.41 — — 94.0±1.4

№ТаЖ-1 8.02 — 0.70 — 61.4±1.1

NbTaZrY-1 7.48 0.10 — 0.002 55.9±1.3

Рис. 2. Макроструктура поперечного сечения слитка ниобиевого сплава №Та2г-1.

В АО «ВНИИНМ» изготовлены по технологии внутреннего источника олова и методом «порошок в трубе» одноволоконные ЫЬ^п проводники (таблица. 2). Примеры микроструктуры поперечного сечения проводников, полученных разными методами, представлены на рис. 3. Проводники состоят из внешнего медного чехла (медная стабилизирующая оболочка), внутренней трубы из ниобиевого сплава (далее по тексту - оболочка), в центральное отверстие вставляли пруток Sn (метод ВИП) или засыпали смесь порошков на основе Си, Sn и SnO2 (метод ПИТ). 2

Механические испытания на растяжение образцов из ниобиевых сплавов и одноволо-конных ЫЬ^п проводников разных диаметров выполняли в соответствии с ГОСТ 10446-80 [8] и ГОСТ 1497-84 [9] на универсальной испытательной машине. Скорость деформирования во время испытаний составляла 1.0 мм/мин. На каждую точку испытано по 3 образца. Значения пределов прочности ов и относительного удлинения 8 определяли, как среднее полученных

результатов.

Фрактографический анализ поверхности излома образцов проводили с помощью сканирующего электронного микроскопа Jeol JSM-7401 F.

Рис. 3. Микроструктуры поперечных сечений одноволоконных №38п проводников, полученных разными методами.

Таблица 2. Состав одноволоконных №38п проводников.

Наименование проводников Состав ниобиевой оболочки Состав сердцевины

ПИТ-1-22 ЫЬ - 7.5 мас.% Та - 1 мас.% Zr Sn, Си

ПИТ-3-22 ЫЬ - 7.5 мас.% Та - 1 мас.% Zr Си^п SnO2, Sn, Си 6 5 2' '

ПИТ-4-22 № - 7.5 мас.% Та - 0.5 мас.% Zr Sn, Си, SnO2

ПИТ-2-23 № - 7.5 мас.% Та - 0.5 мас.% Zr Сu6Sn5, SnO2, Sn, Си 6 5 21 1

ВИП-1-22 ЫЬ - 7.5 мас.% Та - 1 мас.% Zr пруток Sn

ВИП-3-22 ЫЬ - 7.5 мас.% Та - 2 мас.% Zr пруток Sn

3. Результаты

3.1 Механические свойства сплавов на основе ниобия, содержащих тантал, цирконий, гафний, иттрий

Для исследования деформационного упрочнения подготовили прутковые образцы из сплавов на основе ниобия с Та, Zr, Ж и Y с накопленной степенью деформации 1пц от 3.5 до 6.3 до и после термообработки при температурах 1000 °С и 1100 °С в течение 1 ч. Результаты измерений механических свойств и твердости образцов представлены на рис. 4 - 6. Как можно видеть на рис. 4 (а), характер зависимости прочностных характеристик сплавов различных составов от степени накопленной деформации не отличается. Все сплавы упрочняются до достижения степени деформации 1пц ~5, при дальнейшем увеличение степени деформации угол наклона кривых уменьшается, а значит и интенсивность упрочнения сплавов снижается, предел прочности сплава NbTaZr-2 практически не изменяется (рис. 4 (а)). Максимальное значение временного сопротивления - 1150 МПа наблюдается на образце сплава NbTaZr-2, что выше по сравнению с остальными образцами во всем диапазоне накопленной деформации 1пц от 3.5 до

6.3. Значения относительного удлинения при деформировании рис. 4 (Ь)снижаются для всех образцов от ~ 6% до 1.8 - 2.7% (при 1пц=6.3). Отмечено, что значения относительного удлинения сплавов разных составов при разных степенях деформации близки.

Рис. 4. Зависимость временного сопротивления (а) и относительного удлинения (Ь) образцов исследуемых сплавов от степени накопленной деформации.

В связи с тем, что в процессе изготовления сверхпроводников сплавы ниобия пре-

терпевают большие степени деформации без возможности проведения промежуточных термообработок из-за наличия оловосодержащего порошка, для сборки составной одноволоконной заготовки используют рекристаллизованный материал. Проведено исследование зависимости твердости и механических свойств, предварительно деформированных образцов ниобиевых сплавов после термообработки при 1000 °С и 1100 °С в течение 1 ч. Результаты представлены на рис. 5 - 7. Указанные режимы выбраны, исходя из ранее проведенных исследований структуры и механических свойств сплавов № - 7.5 мас. % Та и № - 1.0 мас.% Zr [10, 11].

После термообработки при температуре 1000 °С значение временного сопротивления ов исследованных образцов падает на 60-70 % с ~1100 МПа до ~350 МПа, дальнейшее увеличение температуры термообработки до 1100 °С приводит снижению ов до значений 250-300 МПа (рис. 6). При этом, как видно на рис. 5 - 7, наибольшими прочностными характеристиками обладает сплав, легированный 2 мас.% Zr. Относительное удлинение образцов всех сплавов после термообработки возрастает до значений 32 - 42 % (рис. 7). Максимальное удлинение наблюдается на образце сплава NbTaZr-1. После термообработки при температуре 1100 °С значения относительного удлинения выше на 1 - 4 единицы для всех сплавов (рис. 7). Также отмечено, что механические свойства образцов легированных сплавов после термообработок (рис. 5 и 6) выше характеристик сплава № -7.5 мас.% Та не более чем 50% .

В процессе пластической деформации металл упрочняется: прочность его растет, а пластичность снижается, и при большой степени деформации происходит разрушение в результате возникновения и роста микротрещин, их слияния и, в конечном итоге, развития магистральной трещины до полного разрушения тела и образования новых поверхностей раздела — изломов. Строение изломов отражает механизм и кинетику процесса разрушения и определяется кристаллической структурой металла, его состоянием, технологией получения и условиями деформирования материала. При больших пластических деформациях на первом этапе происходит образование и рост зародышей трещин. Вторая стадия начинается, когда в результате слияния дислокаций трещина достигает критического размера и теряет устойчивость. Дальнейшее разрушение идет лавинообразно [12].

Е 1« £

-л-иьтйгм —•>—мяггм

-»-м1)Тзгг-2 -»-М)Тан(-1

—- *-»

3,5 4Л « 5Л 6X1 Ы

1п ц

(а) - 1000 °С, 1 ч

(Ь) - 1100 °С, 1 ч

Рис. 5. Микротвердость прутков исследованных сплавов с различной накопленной степенью деформации после термообработки по режимам:1000 °С, 1 ч и 1100 °С, 1 ч.

(а) - 1000 °С, 1 ч

(Ь) - 1100 °С, 1 ч

Рис. 6. Временное сопротивления образцов исследованных сплавов в зависимости от накопленной степени деформации после термообработки по режимам 1000 °С, 1 ч и 1100 °С, 1ч.

(а) - 1000 °С, 1 ч

(Ь) - 1100 °С, 1 ч

Рис. 7. Зависимость относительного удлинения образцов исследованных сплавов от накопленной степени деформации после термообработки по режимам 1000 °С, 1 ч и 1100 °С, 1ч.

В работе проведено исследование поверхностей изломов образцов двух составов (NbTaZr-1 и NbTaZr-2) с разной накопленной деформацией (1пц 3.5 и 6.3) после испытаний на механические свойства (рис. 8-10). Из анализа строения изломов образцов (рис. 8, 9, 10) отмечено, что образуется чашечный излом, который характеризуется наличием поверхности волокнистого строения, расположенной в средней части сечения образца перпендикулярно направлению максимальных растягивающих напряжений, и боковых скосов, ориентированных примерно под углом 45° к основной поверхности разрушения. Волокнистая (ямочная структура) является признаком вязкого излома, образующегося путем слияния микропор во время пластической деформации. Микропоры зарождающиеся на границах зерен, частицах неметаллических включений и упрочняющих фаз, растут, а затем сливаются друг с другом, что приводит к полному разрушению с образованием на изломе углублений в виде ямок. Формирование «чашки» связано с образованием шейки в деформируемом образце, обусловливающей возникновение значительных боковых и осевых напряжений в центре образца.

Рис. 8. РЭМ - изображения общего вида (а), фрагментов микроструктуры изломов образцов №Та2г-1 (Ь) и №>Та2г-2 (с, d) (1иц=3.5).

Так же было отмечено, что с увеличением степени деформации до 1пц = 6.3 наблюдается изменение рельефа поверхности излома образцов. На некоторых образцах наблюдается формирование глубокой поры в центральной части образца (рис. 9). В этом месте начинается разрушение, которое вначале распространяется в плоскости, ориентированной нормально к оси образца. В результате изменения напряженно-деформированного состояния при приближении трещины к поверхности образца она меняет свое направление в сторону максималь-

ных касательных напряжений с образованием боковых скосов. Так же на отдельных образцах наблюдается неоднородность рельефа поверхности излома и появление зон хрупкого излома (рис. 10).

Рис. 9. РЭМ - изображения общего вида (а) и фрагмента (Ь) микроструктуры излома образца МЬТа7г-1 (1пц=6.3).

Рис. 10. РЭМ - изображения общего вида (а) и фрагмента (Ь) микроструктуры излома образца №Та7г-2 (1пц=6.3).

3.2. Анализ деформируемости одноволоконных проводников

Методом металлографического анализа изучены особенности микроструктуры поперечного сечения образцов одноволоконных проводников, полученных разными методами на диаметрах 2.77 мм, 1.37 и 0.69 мм (см. таблицу 2, рис. 11 и 12).

Для одноволоконных проводников, изготовленных методом ВИП, характерно высокое разветвление оболочки из ниобиевого сплава в медных наружной и внутренней оболочках (рис. 12), что является следствием использования в составной заготовке биметаллического трубного чехла Си/(ниобиевый сплав), полученного прессованием, с не рекристаллизованным ниобиевым сплавом. Проведение рекристаллизации ниобиевого сплава в составе композита с медью является невозможным из-за превышения температурой рекристаллизации допустимой температуры нагрева матричной меди. С увеличением степени деформации, разветвление границы Си/(ниобиевый сплав) возрастает (рис. 12 Ь) [13].

Отличительной особенностью микроструктуры всех образцов, изготовленных методом ПИТ, является отсутствие разветвления границы между медной оболочной и барьером из ни-обиевого сплава (рис. 11). Это связано, во-первых, с использованием в составной заготовки рекристаллизованного ниобиевого сплава, а во-вторых, с тем, что при изготовлении составной заготовки не использовалась операция экструзии заготовки Си/(ниобиевый сплав). Известно, что с увеличением степени деформации, разветвление границы Си/(ниобиевый сплав) возрастает [14]. Расположение порошковой сердцевины в поперечном сечении всех исследуемых образцов - центральное, граница между порошком и ниобиевой оболочкой ровная.

Результаты исследования твердости по Виккерсу оболочки из сплавов № - 7.5 мас.% Та -1 мас.% Zr и № - 7.5 мас.% Та - 0.5 мас.% Zr на образцах проводников с разной степенью накопленной деформации показали, что ее величина одинакова в пределах погрешности для всех исследованных образцов и достигает 238.0±4.8 НУ при 1пц=4.27 и увеличивается до 269.0 ±7.8 НУ при 1пц до 7.

(а) - 02.77 мм (Ь) - 01.37 мм (с) - 00.69 мм

Рис. 11. Микроструктура поперечного сечения одноволоконных проводников ПИТ1 различных диаметров.

(а) - 02.1 мм

(Ь) - 00.69 мм

Рис. 12. Микроструктура поперечного сечения одноволоконных проводников ВИП1 на разных диаметрах.

Для исследования деформируемости сплавов на основе N5 в составе композита измерили механические свойства одноволоконных проводников, полученных методами ВИП и ПИТ 0 2.1 мм с накопленной степенью деформации 1пц~5-6 (рис. 13). При изготовлении проводников ПИТ в составе сердцевины использовали два типа порошков: на основе интерметаллидных частиц Си^п5 и Sn, Си. Результаты исследования механических свойств проводников (рис. 13) показали, что значения временного сопротивления ов для образцов с оболочкой из сплавов № - 7.5 мас. % Та - 0.5 мас. % Zr и № - 7.5 мас. % Та - 1 мас. % Zr находятся на одном уровне ~ 650 МПа, а значения относительного удлинения составляют ~ 2%. Увеличение содержание Zr до 2 мас. % приводит к увеличению временного сопротивления ов на ~ 70 - 130 МПа при этом запас пластичности остается на высоком уровне ~ 2.8%.

Таким образом, можно сделать вывод, что механические свойства композиционных

субэлементов определяются, в основном, механическими свойствами ниобиевого сплава, из которого выполнена оболочка.

Рис. 13. Результаты механических свойств образцов одноволоконных проводников на 02.1 мм (1пд~ 5-6).

Одноволоконные проводники, полученные разными методами с использованием сплавов на основе № легированных Zr и Та, обладают более высокими значениями временного сопротивления разрыву по сравнению с образцами проводников, изготовленных методом ВИП с распределенным барьером [15] на 50-100 МПа и меньшим запасом пластичности на 3 - 4%.

В работе проведено фрактографическое исследование структуры поверхности излома образцов одноволоконных проводников после испытаний на растяжение с целью изучения поведении компонентов композита при деформировании. На рис. 14 и 15 представлены поверхности изломов образцов проводников, полученных методом ПИТ с использованием разных порошков в составе сердцевины. Механизм деформации и разрушения порошковых материалов отличается от механизма разрушения компактных материалов в первую очередь тем, что в компактных материалах пористость развивается в процессе деформирования, а в пористых имеется до начала деформации. Кроме того, в отличие от литых сплавов, в порошковых материалах формируется два типа границ: меж- и внутричастичные, различающиеся по чистоте. Поры, межчастичные границы, различного рода включения являются структурными дефектами, которые уменьшают сечение металла, а также концентраторами напряжений и выступают в роли очагов разрушения. Появление микротрещин в порошковых изделиях, изготовленных из смесей порошков, может происходить за счет их структурной неоднородности, которая возрастает с усложнением состава. В случае использования в сердцевине проводников порошков Sn и Си (ПИТ-1-22) поверхность излома порошковой сердцевины имеет волнообразный рельеф с наличием вытянутых ямок. Разрушение в этом случае происходит не по межчастичным контактным поверхностям, а внутри частиц (рис. 14). В случае использования интерметаллидного порошка Cu6Sn5 в составе сердцевины проводников (ПИТ-2-23) имеет место межчастичное разрушение сердцевины (рис. 15). В образцах проводников, полученных методом ВИП, видно, что пластичная сердцевина Sn разрушается с образованием шейки (рис.16).

Рис. 14. РЭМ-изображения общего вида и фрагментов микроструктуры излома образца образца ПИТ-1-22 02.1 мм (!пд=5-6).

Рис. 15. РЭМ - изображения общего вида и фрагментов микроструктуры излома образца ПИТ-2-23 02.1 мм (1пд=5-6).

Оболочка из сплава № на всех образцах проводников, полученных разными методами, имеет вязкий излом. Величина и форма ямок при вязком разрушении зависят от способности металла к пластическому течению перед разрушением [16]. Глубина ямок служит мерой способности сплава к пластической деформации. Как видно на рис. 14 - 16 диаметр и глубина ямок в оболочке из № сплава образцов проводников, полученных разными методами, близка. Мелкоямочный рельеф свидетельствует о деформационном упрочнении материала.

Рис. 16. РЭМ - изображения общего вида и фрагментов микроструктуры излома образца образца ВИП-1-22 02.1 мм (1пд=5-6).

5. Выводы

Изучено влияние степени деформации и отжига на механические свойства образцов сплавов на основе Nb разных составов: Nb - Ta - Zr, Nb - Ta - Hf, Nb - Ta - Zr - Y, используемых при изготовлении Nb3Sn сверхпроводников.

Установлено, что максимальное значение временного сопротивления разрыву 1150 МПа наблюдается на образцах сплава с 2 мас. % Zr (NbTaZr-2), что выше по сравнению с остальными сплавами на 100-120 МПа при накопленной деформации 1пц= 6.3.

Отмечено, что значения относительного удлинения при разных степенях деформации для сплавов разных составов на основе Nb близки между собой.

Проведены исследования деформируемости сплавов на основе Nb в составе композита. Показано, что значения временного сопротивления разрыву образцов с оболочкой из сплавов Nb - 7.5 мас.% Та - 0.5 мас. % Zr и Nb - 7.5 мас. % Та - 1 мас. % Zr находятся на одном уровне ~ 650 МПа, а значения относительного удлинения составляют ~ 2%.

Проведен анализ особенностей поверхности излома образцов сплавов на основе Nb и одноволоконных проводников, полученных разными методами: ВИП и ПИТ. Отмечено, что на образцах сплавов на основе Nb разных составов образуется чашечный излом, который характеризуется наличием поверхности волокнистого строения. Установлено, что оболочка из сплава Nb на всех образцах проводников, полученного разными методами, имеет вязкий излом. Эти результаты будут использованы при разработке технологических режимов производства Nb3Sn сверхпроводников.

Благодарности

Авторы благодарят Мансура Нурахметовича Насибулина и Евдокимова Евгения Константиновича за непосредственное участие в подготовке образцов для исследований и обсуждении полученных результатов.

Литература

[1] N. Banno, Superconductivity 6, (2023). DOI: 10.1016/j.supcon.2023.100047

[2] M. Suenaga, D.O. Welch, R.L. Sabatini, O.F. Kammerer, Journal of Applied Physics 59, 840 (l986). DOI: 10.1063/1.336607

[3] Ch. Tarantini, F. Kametani, Sh. Balachandran et al., Scientifc Reports 11, 17845 (2021). DOI: 10.1038/s41598-021-97353-w.

[4] X. Xu, X. Peng, F. Wan, J. Rochester et al., Superconductor Science and Technology 36, 035012 (2023). DOI:10.48550/arXiv.2301.02571

[5] А.П. Смирягин, Н.А. Смирягина, А.В. Белова, Промышленные цветные металлы и сплавы. М.: Металлургия, 1974.

[6] ГОСТ 9012-59. Металлы. Метод измерения твердости по Бринеллю. Введ.1960-01-01. -М.:Стандартинформ, 2007. - стр. 42.

[7] ГОСТ 2999-75. Металлы и сплавы. Метод измерения твердости по Виккерсу.-М.:Издатель-ство стандартов, 2007. - стр. 30.

[8] ГОСТ 10446-80 Проволока. Метод испытания на растяжение. - М: ИПК Издательство стандартов, 1987. - стр. 8.

[9] ГОСТ 1497-84 Металлы. Метод испытания на растяжение. - М: ИПК Издательство стандартов, 2008. - стр. 22.

[10] М.В. Кравцова, В.А. Дробышев, М.М. Потапенко и др., Вопросы атомной науки и техники. Серия: Материаловедение и новые материалы 102, 39 (2020).

[11] И.И. Савельев, А.С. Цаплева, Е.А. Зубок и др., Влияние термической обработки на структуру и свойства полуфабрикатов из сплава Nb-1 мас.% Zr для Nb3Sn сверхпроводников // Прочность неоднородных структур: Сборник трудов IX-ой Евразийской научно-практической конференции, 2018. - стр. 38.

[12] В.А. Скрябин, Особенности разрушения пористых материалов // Все материалы. Энциклопедический справочник 7, 2023. - стр. 44.

[13] J. P. Yan, R.Zhao, B.Meng, M.Wan and Z. X.Wang, IOP Conference Series Materials Science and Engineering 1270, 012023 (2022). DOI:10.1088/1757-899X/1270/1/012023

[14] J. A. Parrell, Y. Zhang, M. B. Field et al., IEEE Trans. Appl. Supercond. 19, 2573 (2009). DOI:10.1109/TASC.2009.2018074

[15] I.M. Abdyukhanov, A.S. Tsapleva, M.V. Alekseev et al., Inorganic Materials: Applied Research 11, 208 (2020). DOI:10.1134/S2075113320010037

[16] В.И. Аникина, А.А. Ковалева, Фрактография в материаловедении: учеб. пособие. Красноярск: Сиб. федер. ун-т, 2014. ISBN 978-5-7638-3114-6

Effect of heat treatment on the structure and mechanical properties of the semi-finished products from NbTa(Zr,Hf,Y) alloy for the manufacture of Nb3Sn superconductors

T.Y. Soboleva1, N.V. Konovalova1, I. M. Abdyukhanov1, A.S. Tsapleva1, K.A. Mareev1, M.V. Kravtsova1, M.V. Alekseev1

1 JSC «Advanced Research Institute of Inorganic Materials named after Academician A. A. Bochvar», (JSC VNIINM),123098, Moscow, Russia * e-mail: NViKonovalova@bochvar.ru

The influence of the degree of deformation and annealing on the mechanical properties of Nb-based alloy samples of different compositions: Nb-Ta-Zr, Nb-Ta-Hf, Nb-Ta-Zr-Y used in the manufacture of Nb3Sn superconductors is studied. The deformability of Nb-based alloys in the composition of single-fiber composite Nb3Sn superconductors, which were manufactured using the technology of an internal tin source and the «powder - in - tube» method, has been studied. It is shown that the values of the time resistance of samples with a sheath made of Nb alloys 7.5 wt.% Ta-0.5 wt.% Zr and Nb-7.5 wt.% Ta-1 wt. % Zr are at the same level of ~ 650 MPa, and the elongation values are ~ 2%. The structural features of the fracture surface of Nb-based alloy samples with varying degrees of accumulated deformation and singlefiber conductors have been studied. The results of the work will be used in the development of technological modes for manufacturing Nb3Sn-based superconductors.

Keywords: superconductor; alloy; alloying; Nb3Sn; structure; mechanical properties.

Ильдар Мансурович Абдюханов — к.т.н, заместитель генерального директора - директор отделения сверхпроводящих и функциональных материалов АО ВНИИНМ.

Ildar Mansurovich Abdyukhanov — Ph.D., Deputy Director General -Director of the Department of Superconducting and Functional Materials of JSC VNIINM.

Анастасия Сергеевна Цаплева — к.т.н,, начальник лаборатории технологии сверхпроводников на основе интерметаллических соединений АО ВНИИНМ.

Anastasia Sergeevna Tsapleva - Ph.D., Head of the Laboratory of Superconductor Technology based on Intermetallic Compounds of JSC VNIINM.

Максим Викторович Алексеев - к.т.н., заместитель директора отделения сверхпроводящих и функциональных материалов- начальник управления АО ВНИИНМ.

Maxim Viktorovich Alekseev - Ph.D., Deputy Director of the Department of Superconducting and Functional Materials - Head of Department of JSC VNIINM.

Марина Владимировна Кравцова - старший научный сотрудник лаборатории технологии сверхпроводников на основе интерметаллических соединений АО ВНИИНМ.

Marina Vladimirovna Kravtsova - Senior Researcher at the Laboratory of Superconductor Technology based on Intermetallic Compounds of JSC VNIINM.

Константин Алексеевич Мареев - старший научный сотрудник лаборатории технологии сверхпроводников на основе интерметаллических соединений АО ВНИИНМ.

Konstantin Alekseevich Mareev - Senior Researcher at the Laboratory of Superconductor Technology based on Intermetallic Compounds of JSC VNIINM.

Надежда Викторовна Коновалова — научный сотрудник лаборатории технологии сверхпроводников на основе интерметаллических соединений АО ВНИИНМ.

Nadezhda Viktorovna Konovalova — Researcher at the Laboratory of Superconductor Technology based on Intermetallic Compounds of JSC VNIINM.

Татьяна Юрьевна Соболева — инженер лаборатории технологии сверхпроводников на основе интерметаллических соединений АО ВНИИНМ.

Tatyana Yuryevna Soboleva — engineer at the Laboratory of Superconductor Technology based on Intermetallic Compounds of JSC VNIINM.