CC BY
16
УДК 669.356,539.25,538.945
Влияние способа легирования и геометрии композита на структуру нанокристаллических слоев NbзSn в сверхпроводящих композитах Nb/Cu-Sn
Ирина Л. Дерягина* Елена Н. Попова, Евгения Г. Захаревская, Евгений П. Романов
Институт физики металлов, Уральское отделение РАН, Софьи Ковалевской, 18, Екатеринбург, 620990,
Россия
Александра Е. Воробьева, Елена А. Дергунова, Семен М. Балаев
ОАО ВНИИ Неорганических материалов им. акад. Бочвара,
Рогова, 5, Москва, 123060, Россия
Получена 12.09.2010, окончательный вариант 12.11.2010, принята к печати 10.12.2010 Методами просвечивающей и сканирующей электронной микроскопии с привлечением количественного микроанализа изучены многоволоконные сверхпроводящие композиты ИЪ/Ои-Би, изготовленные "бронзовым " методом и легированные титаном. Установлено влияние способа легирования ("искусственное" легирование ИЪ-волокон сплавом НТ50 или легирование титаном бронзовой матрицы) и внешнего диаметра композита на морфологию ИЪ-волокон и диффузионных слоев ИЪзБ'и и на средний размер зерен сверхпроводящей фазы. Выявлена корреляция между средним размером зерен фазы ИЪ3Би и критической плотностью тока сверхпроводника.
Ключевые слова: структура, нанокристаллическая структура, сверхпроводящие композиты, "бронзовая" технология, легирование.
Введение
Многоволоконные композиты на основе соединения Nb3Sn занимают особое место среди всех известных сверхпроводящих материалов [1]. ОАО ВНИИ Неорганических материалов им. акад. Бочвара (ВНИИ НМ) является крупнейшим российским производителем сверхпроводящих кабелей на основе композиционных сверхпроводников Nb/Cu-Sn, которые активно используются в низкотемпературных магнитах, в частности, при создании Интернационального термоядерного экспериментального реактора (ИТЭР) [2-5]. Поскольку требования к сверхпроводникам для ИТЭР постоянно возрастают, приходится решать комплекс научных и технических задач, выявляя взаимосвязи между различными внешними факторами (геометрия композита, маршрут изготовления многоволоконного проводника, легирование разных составляющих и др.) и внутренней структурой для ее оптимизации и, тем самым, повышения токонесущей способности проводников.
*deryagina@mail.ru © Siberian Federal University. All rights reserved
Существуют различные методы производства многоволоконных сверхпроводников на основе соединения А15, каждый из которых имеет определенные преимущества и недостатки [6-8]. В зависимости от способа производства, режима механической и термической обработки, конструкции и геометрии провода готовая продукция в виде сверхпроводящего кабеля характеризуется разными критическими характеристиками. Различные способы получения многоволоконных композитов отличаются, в первую очередь, способом "доставки" олова в ниобиевые волокна для формирования сверхпроводящих слоев. В настоящей работе исследовались сверхпроводники, изготовленные по так называемой бронзовой технологии, когда необходимое для формирования сверхпроводящей фазы №38п олово диффундирует в МЪ-волокно из окружающей его бронзовой матрицы в процессе диффузионного отжига. Данная технология является в настоящее время наиболее широко распространенной.
Сверхпроводящие свойства изготовленных "бронзовым" методом композитов тесно связаны с их структурой и зависят от целого ряда факторов [9]. В работе [10] отмечается, что критическая плотность тока сверхпроводников зависит не только от "микроскопических" особенностей структуры, таких как границы зерен и выделения вторых фаз, но и от "макроскопических" особенностей — изменения формы волокон, условий термообработки, степени однородности состава.
Из многочисленных электронно-микроскопических исследований известно, что диффузионные слои фазы №з8п состоят, главным образом, из практически бездефектных зерен размерами меньше 100 нм [см., например, 11-13]. Размеры зерен сверхпроводящей фазы играют определяющую роль в получении высоких сверхпроводящих характеристик многоволоконных проводников, поскольку границы зерен в сверхпроводящих слоях являются основными центрами пиннинга магнитного потока [14-16]. Известно, что в "бронзовых" композитах зерна в диффузионном слое не одинаковы по форме и размерам [17-19]. Они образуют три концентрических слоя разной морфологии вокруг каждого волокна: слой столбчатых зерен, прилегающих к непроработанному ниобию, слой мелких равноосных зерен и, наконец, наружный слой из крупных равноосных зерен на границе с бронзовой матрицей. Для достижения максимальной токонесущей способности необходимо увеличивать относительное количество среднего мелкозернистого слоя и сохранять в нем как можно меньший средний размер зерен. Для этого следует подбирать наиболее благоприятные режимы термообработки, изменять конструкцию проводника, применять легирование. В настоящее время одной из самых перспективных легирующих добавок, способных улучшить сверхпроводящие характеристики сверхпроводника и в низких, и в высоких магнитных полях, является титан [20-23]. При бронзовой технологии Т1 можно вводить как в бронзовую матрицу [24], так и в №-волокна, причем в последнем случае применяют либо обычное металлургическое, либо так называемое искусственное легирование, при котором в каждое №-волокно вводят механические вставки из чистого Т или из сплава НТ50 (№Т1) [25].
Улучшить структуру сверхпроводящего слоя и благодаря этому повысить токовые и магнитные характеристики провода можно также путем изменения геометрии самих волокон (например, применяя спаренные и кольцевые волокна) или самого композита в целом, например, изменяя его внешний диаметр или количество и расположение №-волокон в матрице [13, 26, 27].
Цель настоящей работы — изучить влияние способа легирования и геометрии композита на морфологию №-волокон и тонкую структуру нанокристаллических сверхпроводящих слоев №3Бп и, как следствие, на критический ток и критическую плотность тока многоволоконных проводников. Для реализации этой цели проведено электронно-микроскопическое исследование структуры композиционных сверхпроводников МЪ/Си-Бп, отличающихся способом легирования и внешним диаметром проволоки. Построены гистограммы распределения зерен №3Бп по размерам, проведен анализ связи между средним размером зерен сверхпроводящей фазы и критической плотностью тока сверхпроводников. На основании полученных данных определены пути оптимизации технологического процесса производ-
ства многоволоконных композитов с целью повышения их токонесущей способности.
1. Эксперимент
В работе исследованы композиты со спаренными Nb-волокнами, изготовленные по "бронзовой" технологии на предприятии ОАО ВНИИ Неорганических материалов им. акад. А.А. Бочвара; там же измерялась критическая плотность тока. При изготовлении композитов использовали два способа легирования титаном: применение Nb-Ti-вставок в Nb-волокнах (так называемое искусственное легирование) [25] и легирование титаном бронзовой матрицы с повышенной концентрацией олова, изготовленной Оспрей-методом [28]. Основные характеристики исследованных образцов с различными способами легирования титаном приведены в табл. 1. Для анализа влияния внешнего диаметра провода на структуру слоев NbsSn исследовали два композита разного диаметра, описанные в табл. 2. Поперечное сечение исследованных композитов показано на рис. 1. Спаренные Nb-волокна в бронзовой матрице, собранные в стренды, окружены двойным диффузионным барьером из тантала и ниобия и внешним слоем стабилизирующей меди.
Таблица 1. Характеристики образцов, отличающихся способом легирования
№ образца 1 2 3
Режим диффузионного отжига 575 иС, 150 ч + 650 иС, 200 ч
Критическая плотность тока, А/мм2 997 953 784
Вставки НТ50 в №-волокнах нет частично* есть
Т1, мас.%, в волокнах до отжига - 0,9 1,51
Бп, мас.%, в бронзовой матрице до отжига 14,60 14,70 14,10
Т1, мас.%, в бронзовой матрице до отжига 0,24 0,24 -
*Периферийные волокна не легированы Т1, в центральных стрендах легировано одно из двух спаренных волокон.
Таблица 2. Характеристики образцов с разным внешним диаметром
№ образца 4 5
Режим диффузионного отжига 575 0С, 150 ч + 650 0С, 200 ч
Внешний диаметр провода, мм 0,82 0,50
Количество УЪ-волокон в композите 13212 13212
Бп, мас.%, в бронзовой матрице до отжига 14,20 14,20
Т1, мас.%, в бронзовой матрице до отжига 0,24 0,24
Исследования методом сканирующей электронной микроскопии (СЭМ) с микроанализом проводились на поперечных шлифах, для получения которых проволоку предварительно заливали в сплав Вуда. Подготовленные шлифы для СЭМ подвергали травлению последовательно в плавиковой, а затем в концентрированной азотной кислотах. Структуру изучали в сканирующем электронном микроскопе Quanta 200 в режимах вторичных электронов и в характеристическом рентгеновском излучении основных элементов композита. Для оценки степени проработки Nb-волокон после диффузионного отжига, состава
Рис. 1. Поперечное сечение композита, общий вид, х300
сверхпроводящей фазы и количества остаточного ниобия проводили локальный элементный микроанализ. Тонкую структуру волокон изучали на просвет в электронном микроскопе ЛЕМ-200СХ на продольных фольгах, которые после механического утонения подвергали химической полировке в смеси концентрированных азотной, серной и плавиковой кислот.
2. Результаты эксперимента и обсуждение
Влияние способа легирования на структуру и свойства сверхпроводящих композитов исследовано на образцах, описанных в табл. 1. Они различаются как способом легирования, так и концентрацией легирующей добавки — титана. В образце № 1 бронзовая матрица легирована титаном в количестве 0,24 мас. %. В образце № 2 легирована и бронзовая матрица (в том же количестве, 0,24%Т1), и часть МЪ-волокон, а именно: в центральных стрендах композита в одно из двух МЪ-волокон в паре вставлен стержень из сплава НТ50. В образце № 3 все МЪ-волокна легированы вставками сплава НТ50, диаметр которых обеспечил расчетную концентрацию Т в волокне (в исходном состоянии) 1,51 %.
На рис. 2-4 приведены микрофотографии спаренных МЪ волокон исследованных композитов после двухступенчатого диффузионного отжига, 575 0С, 150 ч+ 650 0С, 200 ч. Видны заметные отличия в морфологии волокон исследованных образцов.
Наиболее однородную микроструктуру с мелкими равноосными зернами образовавшейся при диффузионном отжиге сверхпроводящей фазы МЪзБп имеет образец №1, в котором легирована бронзовая матрица (рис. 2). В большинстве ниобиевых волокон этого композита слой сверхпроводящей фазы сформировался по всему поперечному сечению волокна (рис. 2а). Таким образом, диффузия олова (в присутствии титана) в данном композите во время диффузионного отжига прошла успешно, а высокая концентрация олова в бронзовой матрице обеспечила достаточное количество этого элемента для формирования сверхпроводящей фазы на всю глубину волокна. Тем не менее, следует отметить, что в образце №1 присутствуют и отдельные волокна с участками остаточного непроработанного ниобия в виде либо цепочки локальных зон (рис. 2б), либо одной узкой вытянутой зоны в центральной части волокна (рис. 2в). Данные о наличии остаточного ниобия подтверждаются результатами микроанализа. Стехиометрия состава сверхпроводящей фазы в проработанных участках волокон композитов, легированных из бронзовой матрицы, практически идеальна. Согласно данным микроанализа в краевой области волокна концентрация МЪ составляет 75 ат.% при концентрации олова 25 ат.% (МЪ:Бп = 3), т.е. состав волокон соответствует интерметаллиду МЪзБп. Следует отметить, что в получаемых по "бронзовой" технологии
проводниках сверхпроводящая фаза редко достигает стехиометрии, в ней обычно не хватает олова [11,13,27]. Однако в исследуемых в настоящей работе проводниках удалось достичь стехиометрии благодаря сочетанию ряда благоприятных факторов: повышенное содержание Бп в бронзе, двухступенчатый диффузионный отжиг, спаренные УЪ-волокна, легирование титаном [29]. В тех случаях, когда в центре волокна осталось некоторое количество непроработанного ниобия, соотношение МЪ:Бп повышается до 5. Поперечные размеры зоны остаточного ниобия в этом образце не более 100-130 нм. Известно, что наличие, даже в малых количествах, остаточного ниобия снижает токовые характеристики сверхпроводника. Это позволяет надеяться, что достигнутые характеристики плотности критического тока (см. табл. 1) не являются предельными для данного композита и варьирование условий термообработки и легирования позволит обеспечить еще более полную проработку УЪ-волокон и повысить токовые характеристики проводника. Отметим, что, согласно данным микроанализа, концентрация Т в УЪ-волокнах с образовавшимся слоем УЪзБп после диффузионного отжига достигает на некоторых участках 0,7-0,9 мас.%, то есть при отжиге Т диффундирует из бронзовой матрицы в растущий диффузионный слой, что соответствует данным, полученным нами ранее [22].
Рис. 2. Микроструктура поперечного сечения №-волокон образца № 1 (с легированной Т бронзовой матрицей)
В образце № 2 применяли двойное легирование: легирование бронзовой матрицы титаном и части УЪ-волокон (в центральных стрендах) вставками НТ50. Вследствие повышения концентрации олова в легированной титаном бронзовой матрице и дополнительного легирования титаном части УЪ-волокон в этом сверхпроводнике можно было бы ожидать еще более высоких значений критической плотности тока. Тем не менее, в данном композите Лс оказалась несколько ниже, чем в образце № 1 (см. табл. 1), что свидетельствует о менее совершенной структуре и меньшей структурной однородности данного композита по сравнению с образцом № 1. Как показали наши исследования, действительно, введение вставок НТ50 в часть УЪ-волокон привело к возникновению структурной неоднородности в поперечном сечении этого композита (рис. 3а) и к сохранению более крупных протяженных областей непроработанного ниобия при том же режиме диффузионного отжига (рис. 3б, в). Поперечный размер этих областей в некоторых волокнах достигает 200 - 400 нм.
Как видно из рис. 3, в образце № 2 есть волокна с разной морфологией. В одних волокнах во время диффузионного отжига сформировались слои УЪзБп, состоящие из мелких равноосных зерен (рис. 3б), в других волокнах наблюдаются крупные столбчатые зерна фазы УЪзБп, причем они присутствуют и рядом с областью непроработанного ниобия (рис. 3в), и в тех случаях, когда волокно проработано практически полностью (рис. 3г, д). Поскольку в образце № 2 крупные столбчатые зерна фазы УЪзБп наблюдаются не только в центральных, но и в периферийных стрендах композита, т.е. в тех участках, где легирована титаном только бронзовая матрица, то можно предположить, что возникновение столбчатых зерен связано не столько с изменением способа легирования, сколько с другими факторами,
Рис. 3. Микроструктура поперечного сечения МЪ-волокон образца № 2 (легирование Т бронзовой матрицы и части МЪ-волокон)
например с повышением концентрации олова в матрице. Тем не менее, следует еще раз подчеркнуть, что использование вставок НТ50 (даже частичное) привело к увеличению размеров областей непроработанного ниобия и к образованию более неоднородной структуры в поперечном сечении проводника, в результате чего была получена более низкая критическая плотность тока.
В третьем композите из этой серии (образец № 3) все МЪ-волокна искусственно легированы титаном, а бронза не легирована. Критическая плотность тока этого образца оказалась наименьшей (см. табл. 1). Микроструктура поперечного сечения волокон этого композита приведена на рис. 4. Обращает на себя внимание заметное повышение количества крупных (до 150 нм) равноосных зерен фазы МЪ3Бп, тогда как столбчатые зерна в структуре волокон обнаружены не были. Кроме того, укрупнились и области непроработанного ниобия, размер которых в отдельных волокнах (рис. 4в) достигает 1 мкм. Подобные крупные области непроработанного ниобия не наблюдались в предыдущих образцах.
Исследование тонкой структуры этих образцов методом просвечивающей электронной микроскопии позволило более детально изучить особенности сверхпроводящих слоев МЪзБп в этих композитах и выявить отличия в их нанокристаллической структуре. Эти отличия касаются среднего размера зерен, разброса зерен по размерам, среднеквадратичного отклонения (СКО) распределения зерен по размерам. На рис. 5-7 приведены микрофотографии структуры сверхпроводящих слоев исследованных композитов и соответствующие гистограммы распределения зерен фазы МЪ3Бп по размерам.
Структура сверхпроводящего слоя МЪзБп композита №1, обладающего самыми высокими значениями плотности критического тока, характеризуется высокой степенью одно-
Рис. 4. Микроструктура поперечного сечения №Ъ-волокон образца № 3 (с №Ъ-волокнами, легированными вставками НТ50)
Рис. 5. Структура сверхпроводящего слоя в образце № 1 (а, б) и гистограмма распределения зерен фазы №38п по размерам (в)
родности и, в основном, мелкими зернами равноосной формы с небольшим разбросом по размерам (рис. 5а). Крайне редко в структуре слоя наблюдаются участки с отдельными более крупными зернами и заметным разбросом по размерам (рис. 5б).
Структура диффузионного слоя №38п в образце №2 представлена на рис. 6. Как и в предыдущем образце, на большинстве участков диффузионных слоев наблюдаются мелкие равноосные зерна с небольшим разбросом по размерам (рис. 6а). Однако в целом структура сверхпроводящих слоев менее однородна. На многих участках мелкие зерна соседствуют со значительно более крупными (рис. 6б). Кроме того, в некоторых зернах обнаружены мелкие частицы второй фазы, идентифицированные по электронограммам как Т1б8пб (рис. 6б). В предыдущем образце они тоже встречались, но крайне редко. Большее количество этих частиц в образце №2 обусловлено тем, что в нем легирована титаном не только бронзовая матрица, но и часть №Ъ-волокон.
Структура нанокристаллических слоев МЪз8п в образце № 3, обладающем минимальной критической плотностью тока, представлена на рис. 7. Она заметно более несовершенна, чем в двух предыдущих образцах. В этом композите участки с мелкими равноосными и относительно равномерными по размерам зернами сверхпроводящей фазы МЪз8п наблюдаются крайне редко. Более характерны для этого образца участки с большим разбросом зерен по размерам, когда соседствующие зерна могут различаться в диаметре в несколько раз (рис. 7а). Обнаружены в этом образце и столбчатые зерна (рис. 7б), а также аномально крупные зерна неправильной формы, не наблюдавшиеся в других образцах. На отдельных участках обнаружены также частицы интерметаллидов титана с оловом, причем в большем количестве, чем в предыдущих образцах.
На основании данных просвечивающей электронной микроскопии были построены гистограммы распределения зерен фазы МЪ3Эп по размерам с помощью программы обработ-
в
в
.......
Рис. 6. Структура сверхпроводящего слоя в образце № 2 (а, б) и гистограмма распределения зерен фазы №ЪзБп по размерам (в)
б
Рис. 7. Структура сверхпроводящего слоя в образце № 3 (а, б) и гистограмма распределения зерен фазы УЪзБп по размерам (в)
а
в
а
в
ки изображений 81ЛМ8-600. Полученные результаты расчетов приведены в табл. 3. Для удобства анализа параметры распределения зерен диффузионных слоев УЪзБп по размерам приведены вместе с критической плотностью тока образцов. Представленные в таблице данные свидетельствуют о наличии корреляции между величиной композита и размером зерен сверхпроводящей фазы УЪзБп: более высокие токовые характеристики получены в случае более мелких зерен (меньшего среднего размера) и меньшего разброса зерен по размерам. Кроме того, приведенные в таблице данные показывают, что минимальный средний размер зерен УЪзБп и самое узкое распределение по размерам получены в композите, в котором легирована титаном бронзовая матрица. Введение титана в виде вставок НТ50 в УЪ-волокна по мере увеличения его концентрации приводит как к росту среднего размера зерен фазы УЪзБп, так и к заметному увеличению разброса зерен по размерам. В работе [30] мы высказали предположение, что при повышенном содержании титана в ниобиевых волокнах он не только растворяется в решетке фазы УЪзБп, но и образует интерметалли-ды с оловом. При образовании и росте этих частиц они собирают атомы Т1 и Бп с границ диффузионного слоя, за счет чего границы становятся более подвижными и возможен рост зерен и увеличение разброса зерен по размерам. Поэтому количество Т1 при введении его в УЪ-волокна должно быть не слишком большим, 1,1-1,3 % (в исходном состоянии).
Влияние внешнего диаметра провода на структуру сверхпроводящих слоев УЪзБп, образующихся при двухступенчатом диффузионном отжиге, 575 0С/150 ч + 650 0С/200 ч, изучено методом просвечивающей микроскопии с последующей обработкой снимков с помощью программы 81ЛМ8-600 на образцах 4 и 5 диаметром 0,82 и 0,50 мм соответственно (см. табл. 2).
Рассмотрим сначала структуру слоев УЪзБп в проводнике большего диаметра — 0,82 мм (образец №4) (рис. 8). При двухступенчатом диффузионном отжиге происходит глубокая
Таблица 3. Критическая плотность тока и параметры распределения зерен МЪзБп по размерам
№ образца Лс, А/мм2 Бср, нм ^тги Ошаж, нм СКО, нм
1 997 65 20-220 22,5
2 953 70 20-250 23,0
3 784 80 20-290 26,0
проработка МЪ-волокон с образованием большого количества сверхпроводящих слоев МЪзБп с нанокристаллической структурой. В основном в диффузионных слоях рассматриваемого образца наблюдаются участки с мелкими равноосными зернами, с небольшим разбросом по размерам (рис. 8а). Зерен со столбчатыми и аномально крупными зернами не обнаружено. На некоторых участках виден в небольшом количестве остаточный ниобий (рис. 8б, правый нижний угол). При этом на электронограммах (рис. 8в) одновременно наблюдаются дебаевские кольца из мелких рефлексов фазы МЪзБп и более яркие и крупные рефлексы остаточного ниобия.
в
Рис. 8. Структура МЪзБп слоя в образце № 4 (0 0,82 мм): а, б - светлопольные изображения, в правом нижнем углу рис. 8б - остаточный МЪ; в - электронограмма, ось зоны [113]^ь
Структура слоев МЪзБп, образовавшихся при диффузионном отжиге в проводнике меньшего диаметра (образец № 5, 0 0,5 мм), представлена на рис. 9. Заметных отличий в структуре слоя по сравнению с предыдущим образцом нет. В основном встречаются мелкие равноосные зерна (рис. 9а), только на некоторых участках зерна имеют слегка вытянутую форму (рис. 9б). Остаточный ниобий в этом образце практически не присутствует, есть лишь следы его на некоторых участках (рис. 9в). С учетом того, что метод просвечивающей микроскопии очень локален, нельзя утверждать, что остаточный ниобий в этом образце вообще отсутствует, но можно предположить, что в образце меньшего диаметра происходит более глубокая проработка №-волокон.
Различия в тонкой структуре нанокристаллических слоев МЪзБп в проводниках разного диаметра удалось выявить при обработке полученных электронно-микроскопических снимков с помощью программы 81АМ8-600 и построении гистограмм распределения зерен по размерам. Как видно из рис. 10 и табл. 4, с уменьшением диаметра композита сформировалась более совершенная структура сверхпроводящего слоя: средний размер зерен уменьшился с 65 до 55 нм, а величина СКО уменьшилась с 17,5 до 15,5 нм. Как показано выше на примере образцов №1-3, измельчение зерен сверхпроводящей фазы и уменьшение разброса по размерам способствуют повышению токовых характеристик сверхпроводника. Сопоставляя этот вывод с анализом данных табл. 4, можно прогнозировать повышение токовых характеристик в проводах с меньшим внешним диаметром.
в
Рис. 9. Структура сверхпроводящего слоя №3Бп в образце № 5 (0 0,50 мм), светлопольные изображения: на рис. 9в видны следы остаточного ниобия
350]
размер зерен, НМ а размер зерен, нм б
Рис. 10. Гистограммы распределения зерен фазы №3Бп по размерам в образце № 4 (00,82 мм) (а) и № 5 (0 0,50 мм) (б) после отжига 575 0С, 150 ч + 650 0С, 200 ч
Таблица 4. Параметры распределения зерен №3Бп по размерам в образцах разного диаметра
№ обр. 0, мм Бср, нм Отт Отах, нм СКО, нм
4 0,82 65 20-160 17,5
5 0,50 55 20-130 15,5
Заключение
На основании проведенных электронно-микроскопических исследований можно сделать следующее заключение.
Способ легирования многоволоконного композита титаном (введение Т1 в бронзовую матрицу или искусственное легирование Nb-волокон вставками сплава НТ50 в разном количестве) оказывает влияние на морфологию Nb-волокон и зерен сверхпроводящей фазы, образующейся при двухступенчатом диффузионном отжиге. В образцах с легированной бронзовой матрицей ниобиевые волокна прорабатываются более полно, чем в случае использования вставки НТ50 в Nb-волокна, с образованием более однородной структуры диффузионных слоев из мелких равноосных зерен NbзSn с небольшим разбросом по размерам.
При более высокой исходной концентрации олова в бронзовой матрице происходит более полная проработка Nb-волокон, то есть уменьшается содержание остаточного ниобия, а на-нокристаллическая структура диффузионных слоев NbзБп становится более совершенной, с меньшим средним размером зерен NbзSn.
Установлена корреляция между токовыми характеристиками многоволоконного композита и размером зерен сверхпроводящей фазы NbзSn: более высокие критические токи по-
лучены в случае меньшего среднего размера зерен Nb3Sn и меньшего разброса по размерам.
Уменьшение внешнего диаметра проводника приводит к формированию более совершенной структуры сверхпроводящих слоев Nb3Sn: средний размер зерен уменьшается, а распределение становится более узким, что позволяет рассчитывать на повышение токовых характеристик.
Полученные в работе результаты показывают направления совершенствования технологии изготовления многоволоконных проводников на основе соединения Nb3Sn для улучшения их токонесущей способности.
Авторы выражают благодарность ведущему инженеру Нине В.Николаевой за помощь и высокий уровень проведения исследований на СЭМ Quanta 200.
Работа выполнена на оборудовании отдела электронной микроскопии Испытательного центра нанотехнологий и перспективных материалов ИФМ УрО РАН по плану РАН при частичной поддержке Президиума РАН (грант №09-П-2-1025) и РФФИ.
Список литературы
[1] Е.П.Романов, С.В.Сударева, Е.Н.Попова, Т.П.Криницина, Низкотемпературные и высокотемпературные сверхпроводники и композиты на их основе, Екатеринбург, УрО РАН, (2009), 516.
[2] A.Shikov, Superconductors for the ITER model coils, J. of Nuclear Materials, Iss OCT. P. A, 237(1996), 120-126.
[3] A.Shikov, A.Nikulin, A.Silaev et al., Development of the superconductors for ITER magnet system, J. of Nuclear Materials, Iss OCT. P. B, 263(1998), 1929-1934.
[4] A.Vorobieva, A.Shikov, V.Pantsyrnyi et al., The study of Cu fraction influence on Nb3Sn strand for ITER performance, IEEE Trans. Applied Superconductivity, Iss. 1, 10(2000), 1004-1007.
[5] A.Shikov, V.Pantsyrny, A.Vorobieva et al., Development of a Nb3Sn bronze TF Conductor Sample for testing in SULTAN Facility, IEEE Trans. Appl. Supercond, 19(2009), №3, 14661469.
[6] M.Thoner, H.Krauth, A.Szulzyk et al., Nb3Sn multifilamentary superconductors: an updated comparison of different manufacturing routes, IEEE Trans. Magn., 27(1991), №2, 2027-2032.
[7] R.G.Sharma, Review on fabrication techniques of A15 superconductors, Cryogenics, 27(1987), 361-378.
[8] Tanaka Y., The forefront of practical superconducting wires, Physica C, 335(2000), 69-72.
[9] Е.Н.Попова, Е.П.Романов, С.В.Сударева, Исследование сверхпроводящих композитов на основе соединений со структурой А15 и высокопрочных проводников Cu-Nb, ФММ, 96(2003), №2, 24-31.
[10] D.C.Larbalestier, Micro- and macro-structural factors which may control the superconducting properties of Nb3Sn multifilamentary composite superconductors, Cryogenics, 35(1995), VAMAS Suppl., S15-S18.
[11] N.J.Pugh, J.E.Evetts, E.R.Wallach, A transition electron microscopy study of bronze-processed Nb3Sn and (Nb,Ta)3Sn multifilamentary superconducting wire, J. Mater. Sci., 20(1985), 4521-4526.
[12] Е.Н.Попова, С.В.Сударева, Е.П.Романов, Л.А.Родионова, Тонкая структура легированных многожильных композитов на основе соединений А3В и ее влияние на сверхпроводящие характеристики, ФММ, 78(1994), №5, 73-84.
[13] Е.Н.Попова, Л.А.Родионова, В.В.Попов и др., Влияние геометрии композитов Nb/Cu-Sn и режимов диффузионного отжига на структуру нанокристаллического слоя Nb3Sn, Материаловедение, 96(2005), 14-18.
[14] G.D.Livingston, Grain size in А-15 reaction layers, Phys. stat. sol. (А), 44(1977), 295-301.
[15] T.Luhman, C.S.Pande, D.Dew-Hughes, Flux pinning in bronze-processed Nb3Sn, J. Appl. Phys, 47(1976), 1459-1463.
[16] A.W.West, R.D.Rawlings, A transmission electron microscope investigation of filamentary superconducting wires, J. Mater. Sci, 12(1977), 1862-1868.
[17] W.Schelb, Electron microscopic examination of multifilamentary bronze-processed Nb3Sn, J. Mater. Sci, 16(1981), 2575-2582.
[18] W.Wu, D.R.Dietderich, J.T.Holthuis et al., The microstructure and critical current characteristic of a bronze-processed multifilamentary Nb3Sn superconducting wire, J. Appl. Phys, 54(1983), №12, 7139-7152.
[19] S.Okuda, M.Suenaga, R.L.Sabatini, Influence of metallurgical factors on superconducting current densities in "bronze-processed" Nb3Sn multifilamentary wires, J. Appl. Phys, 54(1983), №1, 289-302.
[20] Sh.Ochiai, K.Osamura, M.Maekawa, Comparison of mechanical and superconducting properties of titanium added Nb3Sn composite wire with those of non-added ones, Supercond. Sci. and techno. 4(1991), №6, 262-269.
[21] Л.А.Родионова, Е.Н.Попова, С.В.Сударева и др., Электронно-микроскопическое исследование структуры композитов Nb/Cu-Sn с легированными титаном ниобиевыми жилами, ФММ, 12(1991), 100-110.
[22] Е.Н.Попова, Л.А.Родионова, С.В.Сударева и др., Распределение титана в структуре разных составляющих сверхпроводящих композитов на основе Nb3Sn, ФММ, 75(1993), №2, 112-118.
[23] H.Sakamoto, M.Higuchi, S.Endoh et al., Very high critical-current density of bronze-processed (Nb,Ti)3Sn superconducting wire, EEE Trans. Appl. Supercond., 10(2000), №1, 971-974.
[24] H.Sekine, Y.Iijima at al., Effect of titanium addition to the matrix of Nb3Sn composites, Proc. Intern. Cryog. Mater. Conf., Cobe, (1982), 86-89.
[25] A.Nikulin, A.Shikov, A.Vorobieva et al., The investigation of the effect of niobium artificial doping with titanium on Nb3Sn superconductors properties, Adv. Cryog. Eng. Materials., 42(1996), №6, 1337-1343.
[26] Е.Н.Попова, Л.А.Родионова, В.В.Попов и др., Структура ультрадисперсных слоев Nb3Sn в сверхпроводящих композитах, полученных разными методами, Проблемы на-нокристаллических материалов. Сб. научных трудов, Екатеринбург, УрО РАН, (2002), 135-145.
[27] E.N.Popova, V.V.Popov, E.P.Romanov at al., Effect of doping, composite geometry and diffusion annealing schedules on the structure of Nb3Sn layers in Nb/Cu-Sn wires, Defect & Diffusion Forum, 273-276(2008), 514-519.
[28] V.Abacherli, D.Uglietti, B.Seeber, R.Fliikiger, (Nb,Ta,Ti)3Sn multifilamentary wires using Osprey bronze with high tin content and NbTa/NbTi composite filaments, Physica C, 372-376(2002), 1325-1328.
[29] E.N.Popova, S.V.Sudareva, E.P.Romanov et al., Effect of multifilamentary Nb/Cu-Sn wire diameter on the diffusion Nb3Sn layers structure, Defect & Diffusion Forum, (2010), в печати.
[30] Е.Н.Попова, С.В.Сударева, Е.П.Романов, И.Л.Дерягина и др, Распределение титана в композитах на основе Nb3Sn со спаренными ниобиевыми волокнами, Материаловедение, (2009), №10, 52-57.
Effect of Doping Mode and Composite Geometry on the Structure of Nanocrystalline Nb3Sn Layers in Superconducting Nb/Cu-Sn Composites
Irina L.Deryagina Elena N.Popova Evgeniya G.Zaharevskaya Evgeny P.Romanov Alexandra E.Vorobyova Elena A.Dergunova Semeon M.Balaev
Multifilamentary superconducting bronze-processed Nb/Cu-Sn composites doped with Ti have been studied by transmission and scanning electron microscopy. The effect of doping mode (artificial doping of Nb filaments by inserts of NbTi alloy or Ti doping of the bronze matrix) and external wire diameter on the morphology of Nb filaments and Nb3 Sn layers and on grain sizes of the superconducting phase has been revealed,. Correlation between the average grain size of Nb 3Sn phase and critical current density of a composite is demonstrated.
Keywords: structure, nanocrystalline structure, superconducting composites, bronze-processed composites, doping.
