CC BY
46
УДК 539.3
КРИТИЧЕСКАЯ ПЛОТНОСТЬ ТОКА ЛЕГИРОВАННЫХ УГЛЕРОДОМ СВЕРХПРОВОДЯЩИХ СОЕДИНЕНИЙ Nb3Al И Nb3(Al,Ge), ПОЛУЧЕННЫХ ДЕФОРМАЦИЕЙ И ТЕРМООБРАБОТКОЙ ТРЕХСЛОЙНЫХ Nb/Al- И №/(А1^)-КОМПОЗИТОВ
© В.П. Коржов
Ключевые слова: сверхпроводимость; критический ток; критическая плотность тока; химическое соединение А15.
Исследовано влияние легирования диффузионных слоев сверхпроводящих соединений М 3А1 и Мз3(А1^е) углеродом, а для МззА1 - и углеродом совместно с гафнием и танталом, на критическую плотность тока лент из этих соединений. Сверхпроводник образовывался в трехслойных лентах типа (М-С)/А1/(М>С) в результате взаимной диффузии при термообработке ленты.
Среди сверхпроводящих сплавов и соединений особое место занимают соединения с кристаллической структурой типа А15, обладающие критическими температурами Тс больше 18 К и высокими вторыми критическими магнитными полями Нс2. К ним относятся соединения ЫЪ3А1 и КЪ3А10,8Ое02 с Тс и Нс2, равными 18,5 и 20,5 К, 32 и 42 Тл соответственно.
Несмотря на существование высокотемпературной сверхпроводимости, прежние сверхпроводники из деформируемых сплавов ЫЪ-И и соединения КЪ38и, аналогичного по структуре соединению ЫЪ3А1, будут еще долгое время представлять интерес для исследователей, т. к. они продолжают использоваться в различных областях науки и техники, где требуются высокие магнитные поля. До сих пор нет ясного понимания того, найдут ли сверхпроводящие материалы из высокотемпературных керамик (ВТСП) такое же широкое применение. Во-первых, цена на ВТСП-материалы пока намного выше цены низкотемпературных сверхпроводящих материалов (НТСП), уже хорошо освоенных промышленностью. Во-вторых, если рассматривать масштабные сверхпроводящие проекты, то затраты на получение жидкого гелия в %-ном отношении от общих затрат оказываются небольшими. И, в-третьих, представляется, что ниша для использования НТСП-сверхпроводников всегда будет существовать.
Природная хрупкость всех соединений не позволяет изготовить из них проводник тонкого сечения, пользуясь обычными методами обработки металлов давлением. Поэтому, если иметь в виду применения их в качестве сверхпроводящего материала, то всегда предусматривалось образование соединения в виде тонкого слоя на гибкой подложке или внутри гибкого композита. Важным структурно-чувствительным параметром сверхпроводящего материала является его критическая плотность тока. В композитных лентах, содержащих диффузионные слои ЫЪ3А1 и КЪ3(АЮе) [1, 2], кроме границ зерен центрами зацепления или т. н. пиннинга являются еще и частицы второй фазы, выделяющиеся, например, при старении легированных медью слоев соединения №>3(АЮе). Критическая плотность тока ]с равнялась (1—1,7)^ 105 А/см2 в магнитном поле 14 Тл и не зависела от толщины 3 его слоя вплоть до 3 ~ 30 мкм.
Для исследуемых соединений характерно, что их получение с высокими Тс и Нс2 требует высоких, 1750— 1900 °С, температур. Поэтому даже за короткие времена нагрева зерна соединения успевают вырасти до больших размеров. Уменьшается количество границ зерен, которые являются эффективных центрами пин-нинга, и, как следствие, падает ]с.
Получение и структура лент. Вначале образцы представляли собой трехслойные ленты, например, (ЫЪ-0,1С)/Л1/(ЫЪ-0,1С) из сплавов ЫЪ-С и Л1-Х, где Х = ИГ, 7г и Та, полученные методом пакетной прокатки сначала на вакуумном прокатном стане с нагревом до ~450 °С и обжатием не менее 25 % за один проход и прокаткой при комнатной температуре. [Для лент из КЪ3Л108Ое0,2 использовался сплав Л1 - (40-45) % Ое]. Толшдна ленты - 50-55 мкм, ширина - 2 мм. Отношение толщины слоев из сплавов алюминия с ИГ, 7г или Та к толщине слоев сплава ЫЪ-С кЛ-.х/^ш.С равнялось 1/6-1/7. Содержание углерода в ниобии составляло 0,1 мас. %, гафния и циркония в алюминии - 1 и 5 мас. % и тантала в алюминии - 5 мас. %.
Формирование тонких сверхпроводящих слоев происходило при кратковременном нагреве ленты до 1750 °С и выше в результате взаимной диффузии между двумя сплавами. Характерная структура поперечного сечения показана на рис. 1.
NbC
ß-фаза
о-фаза
ß-фаза
NbC
Рис. 1. Структура ленты Мз/А^Мз после термообработки после нагрева при >1750 °С в течение 1—3 с: в- и а-фазы — соединения Мз3А1и Мз2А1, соответственно
Экспериментальные результаты и их обсуждение. В качестве примера на рис. 2 представлены результаты измерения критического тока 1с лент с легированным слоем Р-ЫЪ3(А1,Ое). В интервале времен
1735
нагрева от 0 до 2-3 с 1с с увеличением времени высокотемпературного нагрева (в. т. н.) быстро возрастал и, достигнув максимума, так же быстро падал. По сравнению с лентой ЫЪ/(Л1-400е) (рис. 2, справа) с максимальным критическим током в магнитном поле 5 Тл при 4,2 К, равным ~2 А, после отжига при 800 °С в течение 2 ч I, легированных лент достигал ~7 А. Более высокие критические токи получались в ЫЪ3Л1-лентах, легированных танталом и гафнием совместно с углеродом. Ленты без легирующих добавок имели I,, = 14 А. Введение последних приводило к повышению критического тока до более чем 50 А при 5 Тл.
Рис. 2. Критический ток 1с лент (М>0,13С)/(А1-400е) [слева: о и •; справа: □ и ■] и МУ(А1-40Се) [▲] в зависимости от времени в. т. н. при 1750 и 1850 °С
Рис. 3. Зависимость Ic лент Nb/АІот толщины №3А1-слоя, об. % А1: ■ - 4,7; □ - 5,6; о - 7,4 и • - 7,8
(рис. 2) или от толщины слоя ЫЪ3Л1 (рис. 3) соответствовал тому, что оставался только один слой Р-фазы. Дальнейший рост Р-слоя уже не происходил. При увеличении х Р-фаза обеднялась алюминием, слой «рассасывался», критическая температура падала, увеличивалась ширина сверхпроводящего перехода, и, как следствие, уменьшался 1С.
Основной результат, полученный в работе, показан на рис. 4. В лентах с нелегированными слоями ЫЪ3Л1 критическая плотность тока ]с при увеличении сверхпроводящего слоя быстро падала с —3-105 в слое толщиной 1 мкм до 6Т03 А/см2 уже при толщине слоя, равной 4-5 мкм. Для лент из ЫЪ3(Л1, Ое): —1 • 105 при
1 мкм и (2,5-3)-105 А/см2 при 5 мкм. В лентах ЫЪ3Л1, легированных только углеродом или углеродом с ИГ и Та, ]с оставалась неизменной, (1,5-2)105 А/см2, в диапазоне толщин слоя от 1 до 11 мкм.
В исследовании [3] показано, что выделения углерода ответственны за увеличение I, в лентах соединения КЪ3Бп, полученного методом химического осаждения из газовой фазы. А в работе [4] отмечена сильная температурная зависимость растворимости углерода в ЫЪ3(Л1,Ое). По данным измерения параметра кристаллической решетки, предел растворимости углерода для образцов, закаленных от высоких температур, равнялся 5-7 ат. %, а для образцов, отожженных при 900 °С, -
2 ат. %. Так как соединения КЪ3Л1 и ЫЪ3(Л1,Ое) аналогичны, то характер растворимости углерода в Р-ЫЪ^Л в зависимости от температуры не будет отличаться от описанного в работе [5]. Зафиксированное после в. т. н. содержание С в Р-фазе будет выше его предела растворимости при 800 °С, и при н. т. о. избыточный углерод выделится из нее по границам зерен или в виде карбидов, являющихся стопорами роста зерен и центрами зацепления сверхпроводящих вихрей. Следствие - повышение критического тока ленты.
Рис. 4. Зависимость критической плотности тока ]с от толщины нелегированных ЫЪ3А1- и Мз3(А1,Ое)-слоев (слева) и легированных слоев Мз3А1 [справа: о — лента (М>0,1С)/А1/ (ЫЪ-0,1С); □ — (Nb-0,1C)/(A1-5Hf)/(Nb-0,1C); А — (ЫЪ-0,1С)/ (А1-5Та)/(МЪ-0,1С)]
Низкотемпературный отжиг (н. т. о.) при 800 °С, повышал критический ток лент. Причем было замечено, что на отрезке в. т. н. в течение от 1 до 3 с такое повышение 1с было тем больше, чем больше время выдержки. Это хорошо наблюдалось для ленты (ЫЪ-0,1С)/А1/(МЪ-0,1С). Если ее критический ток после выдержки в течение 1 с при температуре 1950 °С и отжига при 800 °С возрастал 1,5 раза, то после 3-секундной выдержки 1с повышался в 200 раз.
Сопоставление микроструктуры с измерениями критического тока показало, что рост 1с на начальном этапе в. т. н. обусловлен ростом слоя Р-фазы до тех пор, пока структура диффузионной зоны состояла из двух слоев Р(ЫЪ3А1)- и одного слоя а(ЫЪ2А1)-фазы. Максимум 1с на его зависимости от времени в. т. н. х
1736
ЛИТЕРАТУРА
1. Коржов В.П., Тулина Н.А., Шмидт В.В. Сверхпроводимость соединений NbßAl и Nb3(AlGe), полученных диффузионным способом // Вопросы атомной науки и техники. Серия: фундаментальная и прикладная сверхпроводимость. 1976. Вып. 1 (4). С. 8-22.
2. Гапеев А.К., Копецкий Ч.В., Коржов В.П., Тулина Н.А., Шмидт В.В. Образование и сверхпроводящие свойства диффузионных слоев соединения Nb3Al // Сверхпроводимость. Труды конференции по техническому использованию сверхпроводимости. Т. 4. Сверхпроводящие материалы. М.: Атомиздат, 1977. С. 61-72.
3. Enstrom R.E., Appert J.R. Preparation, microstructure, and high-field superconducting properties of Nb3Sn doped with group-III, IV, V and VI elements // J. Appl. Phys. 1972. V. 43. № 4. P. 1915-1923.
4. Khan H.R., Raub Ch.J. Struktur und Supraleitung ternärer und quarternärer A15-Phosen auf Nb3Al-Basis // Metall. W.-Berlin, 1975. V. 29. № 7. S. 673-677.
Поступила в редакцию 10 апреля 2013 г.
Korzhov V.P. CRITICAL CURRENT DENSITY OF SUPERCONDUCTING COMPOUNDS Nb3Al AND Nb3(Al, Ge) DOPED WITH CARBON, OBTAINED BY DEFORMATION AND HEAT TREATMENT OF THREE-LAYER Nb/Al- AND Nb/(Al-Ge)-COMPOSITES
The effect of doping with carbon of diffusion layers of superconducting compounds Nb3Al and Nb3(Al, Ge) and for Nb3Al -with carbon in common hafnium and tantalum, on the critical current density of the tapes of these compounds was investigated. Superconductor formed in three-layer tapes of type (Nb-C)/Al/ (Nb-C) as a result of inter-diffusion during heat treatment of tape.
Key words: superconductivity; critical current; critical current density; chemical compound A15.
