автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Исследование и разработка металлургических основ получения нового класса высокопрочных высокоэлектропроводных микрокомпозиционных материалов

На правах рукописи

Панцырный Виктор Иванович

«Исследование и разработка металлургических основ получения нового класса высокопрочных высокоэлектропроводных микрокомпозиционных материалов»

05.16.01 - металловедение и термообработка металлов

Автореферат

диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

Автор:

Москва, 2003

Работа выполнена во Всероссийском научно-исследовательском институте неорганических материалов имени академика А.А.Бочвара

Официальные оппоненты: Д.т.н. Золотаревский Вадим Семенович Д.т.н. Иолтуховский Александр Григорьевич Д.ф.-м.н. Калин Борис Александрович

Ведущая организация: Российский научный центр Курчатовский институт.

Защита состоится 1 < 200^ на заседании диссертационного

совета ДС 201.009.01 при ФГУП ВНИИНМ

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Всероссийского научно-исследовательского института неорганических материалов имени академика А.А.Бочвара

Автореферат разослан ОХ. • 20(^г.

Ученый секретарь

диссертационного совета: Абакумов Александр Сергеевич

Актуальность темы. Постоянный прогресс в науке и технике требует создания новых типов материалов, отвечающих все более высоким требованиям. Разработка таких материалов на современном этапе развития материаловедения включает в себя не только сугубо научный поиск путей достижения комплекса требуемых физических свойств, но и обеспечение требований экономичности, доступности и возможности организации эффективного промышленного производства нового разработанного материала. Иными словами разработка нового материала неразрывно связана с разработкой новых технологических процессов их получения. Так, например, анализ уровня прочности промышленных сплавов за последние 20 - 30 лет показывает отсутствие существенного роста прочностных свойств коммерчески доступных материалов на основе металлов. Традиционный метод повышения механических свойств путем подбора легирующих элементов и использования различных способов термомеханической обработки уже не может обеспечить растущие запросы машиностроения, авиастроения, энергетики и других ведущих отраслей промышленности. Наиболее перспективный путь решения данной проблемы, по-видимому, связан с разработкой композиционных материалов нового класса, обладающих уникальными свойствами, обусловленными переходом к наноразмерной дисперсности компонентов. Это так называемые нанокрисгаллические - со средним размером зерен порядка 10 нм и субмикрокристаллические - со средним размером зерен порядка 100 нм, материалы. Данные материалы обладают комплексом свойств, существенным образом отличающимся от свойств обычных технических крупнозернистых материалов. Это справедливо в отношении физических, химических и механических свойств, что в ряде случаев открывает совершенно новые перспективы в конструировании и создании различных устройств и продуктов в разных областях техники.

Круг материалов, получаемых методами, обеспечивающими формирование ультра мелкодисперсных структур, в настоящее время очень широк - металлы, интерметаллиды, фазы внедрения, оксиды, керамика, металлополимерные системы, фуллерены, нанотрубки и нанопроволоки и другие. Также достаточно разнообразен набор методов получения нанокристаллических материалов. Причем, если методы получения изолированных нанокристаллических частиц, нанокластеров и нанопорошков (например - газофазное испарение и конденсация, осаждение из коллоидных растворов, термическое разложение, плазмохимический синтез) достаточно хорошо освоены, то компактные нанокристаллические материалы начали получать сравнительно недавно. Однако, несмотря на большое количество проведенных исследований, существует ряд пробелов в понимании природы особенностей структуры нанометрического масштаба, а также главным образом вопросов, связанных с технологической реализацией наноструктур в практически требуемых материалах, например в массивных изделиях. Тем не менее, реализация в промышленности присущих нанокристаллическим материалам в частности аномально высоких механических свойств является, как отмечалось, чрезвычайно важной практической задачей.

Следует отметить, что зачастую для различных конкретных применений помимо требования высокой прочности к свойствам материалов предъявляют и другие не менее жесткие требования. Так, например, настоятельная необходимость разработки высокопрочных и одновременно высокоэлектропроводных материалов, имеющих прочность более 1000 МПа и проводимость на уровне 70% от проводимости высокочистой меди, проявилась уже в настоящее время. Это, в частности, обусловлено потребностью создания обмоточных проводов для крупных импульсных магнитных систем, рассчитанных на рекордно высокие напряженности магнитного поля от 50 Тл вплоть до 100 Тл. Такие проекты разрабатываются в США, Японии и ЕС. Необходимость создания таких систем диктуется не

только существенным расширением возможностей проведения фундаментальных исследований в области физики твердого тела, но и возможностью решения ряда практически важных задач, связанных с разработкой перспективной элементной базы полупроводниковой техники. Помимо этого, новые материалы, при их использовании в качестве проводникового материала, существенным образом расширяют возможности создания электронных и электротехнических устройств, работающих в предельно тяжелых условиях, например в аэрокосмической отрасли, робототехнике. Значительна перспектива применения данных материалов в энергетике, например для создания линий электропередач, работающих в условиях Крайнего Севера. Другим примером необходимости разработки уникального композиционного материала является создание упрочненных микрокомпозиционным высокоэлектропроводным сплавом технических сверхпроводников на основе интерметаллического соединения ЫЬ38п, способных выдерживать без деградации критического тока вдвое более высокие деформации. Это позволит экономически обоснованно реализовать проекты по созданию нового класса сверхпроводящих ЯМР магнитов с повышенной чувствительностью, рассчитанных на уровень магнитного поля порядка 20 Тл и частоты до 1 ГГц, а также повысить надежность работы особо крупных магнитных систем.

Цель работы. В настоящей работе ставилась цель создания высокопрочных, высокоэлектропроводных материалов в технически применимом виде путем разработки технологических процессов их получения на основе комплексного исследования механизмов достижения высоких прочностных и электропроводящих свойств в микрокомпозиционных материалах, получаемых методами интенсивной пластической деформации.

Для достижения поставленной цели решались следующие задачи:

1. Разработка конструкций, выбор исходных материалов и разработка основ технологии производства промышленного уровня макрокомпозиционных высокопрочных, высокоэлектропроводных проводов типа Си/нерж. сталь применительно к созданию наружных секций крупномасштабных импульсных магнитных систем.

2. Разработка гипотетической модели строения структуры микрокомпозиционного материала с максимально высокими значениями механической прочности и электрической проводимости.

3. Исследования эволюции микроструктуры композиционных проводов в процессе глубокой пластической деформации вплоть до достижения нанометрического размера составляющих и установление взаимосвязи структурных параметров Си-Мэ микрокомпозиционного материала с его механическими и электропроводящими свойствами.

4. Разработка конструкций и металлургических основ технологических схем процессов получения нового класса микрокомпозиционных материалов с металлической матрицей, обладающих уникальным сочетанием высокой прочности и электропроводности, которые обеспечиваются переходом к нанометрическому уровню дисперсности компонентов.

5. Исследования методами оптической и электронной микроскопии и рентгенографии особенностей кристаллической структуры компонентов микрокомпозиционных проводников системы Си-№>

6. Исследования механических свойств макро- и микрокомпозиционных проводников различных конструкций при комнатной и криогенных температурах и установление взаимосвязей со структурными параметрами.

7. Исследования при комнатной и криогенных температурах электрической проводимости разработанных микрокомпозиционных проводников системы Си-МЬ, полученных разными методами и имеющих различные конструкции.

8. Разработка технологии получения многоволоконных сверхпроводников на основе Nb3Sn с повышенными прочностными свойствами.

Научная новизна работы и положения, выносимые на защиту.

В диссертационной работе впервые предложены и разработаны металлургические основы технологических процессов получения технических высокопрочных, высокоэлектропроводных материалов с использованием эффектов аномального повышения прочностных свойств, связанных с реализацией наноразмерного масштаба микроструктуры в двухфазных композиционных материалах на основе системы Cu-Nb.

На основании анализа литературных данных и результатов собственных исследований предложена гипотетическая модель строения микроструктуры высокопрочного, высокоэлектропроводного микрокомпозиционного материала, позволившая рассчитать состав сплава для получения in situ композитов Cu-Nb, а также сформулировать критерии выбора конструкций композитов Cu-Nb с непрерывными волокнами.

Проведены систематические исследования механических и электропроводящих свойств микрокомпозиционных материалов на основе системы Cu-Nb, как при комнатной, так и при криогенных температурах. При этом отработаны оптимальные конструкции, режимы деформации и термообработки микрокомпозиционных проводников, позволившие получить материал с пригодными для эксплуатации в инженерных конструкциях различного вида свойствами.

Проведены исследования микроструктуры, сверхтонкой электрической структуры материалов, приготовленных различными методами интенсивной пластической деформации. Впервые обнаружено специфическое состояние граничной области межфазного контакта материалов, отличающихся по типу кристаллической решетки.

Разработаны конструкции и технологии получения многоволоконных стабилизированных сверхпроводников на основе интерметаллического соединения Nb3Sn с повышенными прочностными свойствами. Повышение прочности сверхпроводников более чем в 1,5 раза достигнуто путем замены части стабилизирующей меди на упрочняющий микрокомпозиционный слой Cu-Nb.

Проведенные исследования позволили сформулировать ряд новых положений, которые выносятся на защиту:

1. Металлургические основы технологических процессов получения микрокомпозиционных материалов на основе системы Cu-Nb, пригодных в частности для использования в качестве обмоточных проводников импульсных магнитных систем, рассчитанных на генерирование рекордно высоких магнитных полей напряженностью до 100 Тл и макрокомпозиционных проводов типа Cu/нерж. Сталь.

2. Гипотетическая модель строения микроструктуры высокопрочного, высокоэлектропроводного композиционного материала, позволившая рассчитать состав сплава для получения in situ композитов Cu-Nb, а также сформулировать критерии выбора конструкций композитов Cu-Nb с непрерывными волокнами.

3. Результаты электронномикроскопических и рентгеноструктурных исследований, измерений механических свойств при комнатной и криогенных температурах образцов микрокомпозиционных материалов: аномально высокие прочностные свойства при сохранении достаточно высокой электропроводности в длинномерных проводниках укрупненного сечения.

4. Экспериментальные результаты по стабильности механических и электропроводящих свойств микрокомпозиционных Cu-Nb проводов в процессе длительного вылеживания при комнатной температуре. Установлена зависимость степени протекания явлений релаксации

дислокационных структур в матричном материале микрокомпозиционных проводников с технологической предысторией их получения. 5. Повышение прочности технических многоволоконных сверхпроводников на основе КЬзЭп более чем в 1,5 раза, которое достигнуто путем замены части стабилизирующей меди на упрочняющий микрокомпозиционный слой Си-МЬ.

Научная и практическая ценность работы. Предложенные в работе металлургические основы технологии получения объемных микрокомпозиционных материалов с нанометрическим уровнем структуры и разработанные на их основе процессы промышленного производства позволили получить обмоточные длинномерные проводники крупного сечения с уникальным сочетанием прочностных и электропроводящих свойств. Конструкции разработанных проводников и технологии их получения защищены патентами РФ. Разработанный новый класс материалов - высокопрочные, высокоэлектропроводные микрокомпозиционные обмоточные провода, открыл принципиально новые возможности для практического применения, например в импульсных магнитных системах с рекордно высоким уровнем напряженности магнитного поля.

Работа проводилась в рамках выполнения договоров с РНЦ «Курчатовский институт», международных научно-исследовательских проектов и соглашений с Католическим Университетом Лейвена (Бельгия), Университетом Оксфорда (Великобритания), Университетом Амстердама (Нидерланды), с Лос-Аламосской Национальной Лабораторией США, с Национальной Лабораторией Высоких Магнитных Полей США и ряда коммерческих контрактов с организациями в Бельгии, США, Нидерландах и Польше.

Апробация результатов работы. Основные результаты работы доложены и

обсуждены на Международных, Российских конференциях, совещаниях и

семинарах, таких как:

• Международная конференция по магнитной технологии МТ-13, Виктория, Канада (1993)

• Рабочее совещание Европейской международной организации «Евромагтек» Ross Priory, Шотландия (1993).

• Международная конференция по магнитной технологии МТ-14 Тампере, Финляндия (1995)

• Рабочее совещание по высокопрочным, высокоэлектропроводным обмоточным материалам импульсных магнитных систем. 04.10-08.10 1995 г. JIAHJI (Лос-Аламос, США).

• Международное совещание «Высокие магнитные поля: промышленность, материалы и технология» 27.02-02.03 1996 г. (Таллахасси, США).

• Международная конференция по магнитной технологии МТ-15, Пекин, Китай (1997)

• Международная конференция по магнитной технологии МТ-16, Джексонвиль, США (1999)

• 5-я Международная конференция «Продукция и технологии: продвижение на рынок», Москва, Россия (2000)

• Международный симпозиум по исследованиям в высоких магнитных полях RHMF-2000, Порто, Португалия (2000)

• Научно-практическая конференция материаловедческих обществ России «Новые конструкционные материалы», Звенигород, Россия (2000).

• Международная конференция по магнитной технологии МТ-17, Женева, Швейцария (2001)

• Научная сессия МИФИ-2002, Секция «Ультрадисперсные (нано-) материалы», Москва, Россия (2002)

• 1-я Евразийская научно-практическая конференция «Прочность неоднородных структур», МИСиС, Москва, Россия (2002)

• 6-я Конференция по ультрадисперсным материалам, Томск, Россия, (2002).

По теме диссертации опубликовано более 30 работ.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, пяти разделов, заключения и списка цитируемой литературы. Содержит 249 страниц, 106 рисунков, 32 таблицы, 236 литературных ссылок.

Во Введении обоснована актуальность выполнения данной работы. Показано, что развитие отдельных перспективных направлений развития науки и техники сдерживается отсутствием материалов, обладающих уникальными сочетаниями свойств, например высокой механической прочности и электрической проводимости. Сформулированы цели исследований, новизна работы и ее практическая ценность.

В первом разделе (Анализ основных требований к высокопрочным, высокоэлектропроводным материалам и разработка подходов к их конструированию и технологическим схемам получения) сформулированы основные требования, предъявляемые к обмоточным материалам разработчиками импульсных магнитных систем с рекордно высоким уровнем индукции магнитного поля вплоть до 100 Тл. Для использования в реальных неразрушающихся импульсных магнитных системах, рассчитанных на предельно высокие уровни магнитного поля вплоть до 100 Тл необходим материал в виде длинномерных проводов с достаточно крупным прямоугольным сечением (порядка 10 мм2), имеющий предел текучести на уровне 1000 МПа и электрическую проводимость порядка 60-70 % LA.CS

(международный стандарт электропроводности отожженной меди - 100% IACS = 1,7241мкОм*см при 20°С). Данного комплекса прочностных и электропроводящих свойств не имеет ни один из существующих известных сплавов, что и обусловило необходимость разработки новых композиционных материалов, сочетающих высокую механическую прочность с высокой электропроводностью.

Важнейшей привлекательной особенностью макрокомпозиционных материалов является возможность целенаправленно формировать сразу несколько инженерно значимых параметров путем оптимальной реализации присущих каждому компоненту физических свойств. При этом основной задачей при разработке макрокомпозиционных материалов является сохранение специфических свойств компонентов в процессе различных технологий объединения разнородных материалов в единое целое. Тем не менее, макрокомпозиционные материалы, свойства которых рассчитываются по закону аддитивности, также практически не позволяют достичь требуемого сочетания свойств.

Таким образом, для решения поставленной задачи показана безальтернативность перехода к наноструктурному механизму упрочнения микрокомпозиционных материалов для достижения необходимого сочетания предельно высоких прочностных и электропроводящих свойств в массивных длинномерных обмоточных проводах. Базовыми системами для разработки такого материала могут быть приняты системы Cu-Ag, Cu-Nb, Cu-Fe, Cu-Ta, для которых была продемонстрирована возможность достижения аномально высоких прочностных свойств, существенно превышающих рассчитанные по закону аддитивности, на модельных проволоках малого сечения (порядка 0,01 мм2) при переходе к наноразмерному масштабу двухфазной микроструктуры.

Для использования в качестве упрочняющих материалов в составе композиционных технических сверхпроводников разрабатываемый материал

должен быть достаточно термостабильным и проявлять повышенную механическую прочность после длительной термообработки при температурах вплоть до 650° С. Кроме того, для ряда применений сверхпроводников является нежелательным введение ферромагнитных материалов. Следовательно, использование проводников систем Cu-Ag (как термически нестабильных) и Cu-Fe (как проявляющих ферромагнитные свойства) в качестве упрочняющих элементов технических многоволоконных сверхпроводников не представляется возможным.

Таким образом, одновременно, предъявляемым требованиям удовлетворяют две системы Cu-Nb и Cu-Та. Учитывая существенно более высокую стоимость тантала, для дальнейших разработок конструкций реальных проводов и промышленного уровня технологии их производства была выбрана система Cu-Nb.

Определены основные пути технологической реализации формирования необходимой ультрадисперсной микроструктуры в практических проводниковых материалах с укрупненным поперечным сечением.

Во втором разделе (Исследование механизма достижения аномально высоких прочностных свойств в микрокомпозиционных Cu-Nb проводах и разработка промышленной технологии их получения) рассмотрены особенности диаграммы фазовых состояний Cu-Nb системы, выбранной в качестве основы для разработки конструкций и технологий производства технических микрокомпозиционных материалов различного вида. Рассмотрены и решены вопросы выбора и подготовки исходных материалов (Cu, Nb) для выплавки исходных слитков сплава Cu-Nb. Обоснован выбор вакуумной дуговой плавки с расходуемым электродом. Данный метод плавки, предполагающий проведение плавки с использованием медной водоохлаждаемой изложницы, позволяет избежать загрязнения металла

слитка примесями, что может иметь место при индукционной плавке металла в тигле. Кроме того, вакуумная дуговая плавка с расходуемым электродом позволяет реализовать высокий темп кристаллизации металла и избежать возможного расслоения жидкого раствора, что обеспечивает высокую гомогенность микроструктуры сплавов Cu-Nb по всему объему слитка. Обоснованы критерии подхода к конструкции составных электродов и оптимизации параметров процесса плавки крупногабаритных слитков сплава Cu-(15-20)%Nb. Исследована кинетика процесса растворения ниобия в меди с целью получения технологически важной информации, необходимой для расчета конструкции составных электродов. Рассчитан условный коэффициент диффузии процесса растворения ниобия в меди равный Dp « 3,4*10"6 см2/с.

На основании анализа литературных данных и результатов собственных исследований предложена ■ гипотетическая модель строения микроструктуры высокопрочного, высокоэлектропроводного

композиционного материала, позволившая рассчитать оптимальный состав сплава для получения «in situ» композитов Cu-Nb, а также сформулировать критерии выбора конструкций композитов Cu-Nb с непрерывными волокнами.

Физическим обоснованием предложенной модели является механизм, согласно которому, при деформировании композиционного материала, один из компонентов которого представляет собой металл или сплав с ОЦК кристаллической решеткой, распределенный в матрице из материала с ГЦК решеткой - например, в меди, имеет место развитие ориентационных соотношений Курдюмова-Закса [lll]Cu | | [llOJNb. С развитием текстуры вытяжка текстурированных ниобиевых волокон заменяется их плоской деформацией. Но ориентировка ширины ленты в различных волокнах случайная, и совместность деформации требует местных сдвигов и изгиба. В

результате этого волокно-лента закручивается в спираль относительно оси растяжения.

Для построения модели деформирования ниобиевых включений в медной матрице были приняты следующие исходные положения:

• ниобиевые включения имеют одинаковый размер, они равноосны в поперечном сечении и равномерно распределены по сечению матрицы;

• объемное содержание ниобия в композиционном материале не превышает 25%, в результате чего включения ниобия не связны;

• связь между волокном и матрицей является совершенной и поверхность раздела эффективно передает нагрузку;

• деформация композита осуществляется осесимметрично;

• обе фазы при всех равных уровнях напряжений находятся в условиях равной деформации.

Для выбора соотношения объемных долей компонентов в микрокомпозиционном материале, компоненты которого имеют кристаллические решетки ОЦК (КЪ) и ГЦК (Си), и получаемом интенсивной пластической деформацией волочением, при которых будут достигаться наивысшие значения механической прочности и электрической проводимости, в первом приближении структуру можно моделировать следующим образом. Ленточные волокна компонента с ОЦК решеткой, имеющие высокое аспектное отношение сторон поперечного сечения (1^), окружают ромбического сечения области из матричного материала, имеющего ГЦК решетку и имеющего высокое значение электропроводности.. Схематично данная структура представлена на рис.1.

4 6 8 10 Толщина ЫЬ волокон, нм

Рис.1 Схема и номограмма для расчета оптимального содержания ниобия в сплаве Си-№>, предназначенном для получения высокопрочных композитов.

Исходя из предложенной модели микроструктуры, минимально необходимое количество компонента с ОЦК решеткой можно определить из предположения, что его должно быть достаточно для полного окружения областей матричного высокоэлектропроводного материала с ГЦК решеткой тонким слоем однородной Толщины. При этом для обеспечения высокой электропроводности композита, минимальные расстояния в сечении таких замкнутых областей матричного материала (А.) должны превышать длину свободного пробега электронов проводимости. Для меди эта величина составляет 39 нм при комнатной температуре. Однако, значительное падение электропроводности начинается уже при размерах проводящего материала порядка 60 нм. При этом было принято во внимание, что при криогенных температурах длина свободного пробега электронов проводимости существенно больше и равна для меди 220 нм, что соответствующим образом приводит к заметному снижению отношения электросопротивлений

(RRR293K/77K) микрокомпозиционных проводов, относительно значения 7,6-8,0 характерного для объемной меди. Поэтому, в первом приближении, минимальные линейные размеры областей электропроводящей матрицы были выбранными не менее 60 нм. Другим важным ограничением является толщина ленточного ОЦК материала (d), которая не должна быть меньше критической величины в 5-7 нм, при которой в условиях глубокой пластической деформации, сопровождающейся сильным деформационным упрочнением материала возможно перерезание ленточных ОЦК волокон.

Номограмма, представленная на рис.1 была построена на основании приведенных выше предположений по следующим формулам: Scu = >.2 / sin 60°; Sc„.Nb = (Я+d)2 / sin 60° ; Rf = (2k + d) / d • sin 60° где Scu и Scu-Nb - площади транслируемого микрообъема меди и псевдосплава Cu-Nb соответственно; значение X принято равным 60 нм. При этом из диаграммы видно, что при уменьшении значения d менее 7 нм происходит быстрый рост аспектного отношения сторон ленточных ниобиевых выделений (кривая с квадратными маркерами), что необходимо из условия формирования замкнутых областей (схема на рис.1). При этом содержание ниобия в сплаве Cu-Nb изменяется линейно. Наиболее реалистичным значениям аспектного отношения сторон ленточных выделений в пределах 18 — 24 соответствуют толщины ниобиевых выделений в достаточно узком пределе 6-8 нм. Для этих значений толщин ниобиевых волокон объемное содержание ниобия в сплаве Cu-Nb должно составлять 17 — 22 %. Таким образом, в соответствии с предложенной моделью, с учетом незначительного различия в плотностях меди и ниобия интервал оптимальных концентраций ниобия в сплаве Cu-Nb составляет 17,5-22,5 масс.%.

При разработке металлургических основ технологии получения нового класса технических микрокомпозиционных материалов были использованы разработанные модельные представления о механизме формирования

необходимой микроструктуры создаваемого материала. Так, для получения ярко выраженной текстуры волочения <110> у ниобия, при деформировании композита Си-ЫЬ волочением были исключены высокотемпературные термообработки, в ходе которых возможно полное протекание рекристаллизационных процессов ниобия и, как следствие, нарушение ориентационных соотношений Курдюмова-Закса в элементах двухфазного композиционного материала.

Проведены систематические исследования механических и электропроводящих свойств микрокомпозиционных материалов на основе системы Си-№>, как при комнатной, так и при криогенных температурах.

Типичные зависимости предела прочности и предела пропорциональности модельных образцов композита Си-18масс%МЬ от логарифмической степени деформации приведены на рис.2.

Было установлено, что проведение промежуточных термообработок при температурах вплоть до 800°С на начальной стадии деформации сплава Си-18масс%ЫЬ не приводит к снижению прочности конечного провода. Начальный темп увеличения прочности провода в ходе последующей холодной деформации после таких термообработок значимо выше, чем в проводах, не подвергнутых термообработке.

Показано, что проведение термообработок провода диаметром 3 мм при температурах более 600°С приводит к снижению уровня достигаемых прочностных свойств в проводе диаметром 0.3 мм. По-видимому, это связано с проявлением начальных стадий процесса коагуляции достаточно мелкодисперсных (для провода такого диаметра) выделений ниобия.

О 2 4 6 8 10 12

Степень деформации, 1п(А./Л)

0 2 4 6 3 10 12 Степень деформации, 1п(А„/А)

Рнс.2 Типичные зависимости предела прочности и предела пропорциональности модельных образцов композита Си-18масс%МЬ от логарифмической степени деформации

Анализ эволюции геометрических размеров поперечного сечения нпобиевых волокон в ходе процесса деформации показал, что зависимость между истинной деформацией ниобневых включений и истинной деформацией провода в целом может быть условно поделена на три зоны.

В первой зоне, соответствующей деформации путем выдавливания, наклон линии, характеризующей соотношение истинных степеней деформации прутка Си-КЬ и ЫЬ выделений, очень незначителен. На данной стадии деформации основным физическим процессом является процесс разрыва и разрушения дендритных ветвей ниобиевых выделений в слитке и их переориентация без сколько-нибудь заметного пластического деформирования. Во второй зоне, соответствующей начальной стадии длительного процесса холодного волочения с низкотемпературными промежуточными термообраьотками, процесс переориентации и

перераспределения ниобиевых выделений в объеме деформируемого прутка продолжает оставаться доминирующим, однако он сопровождается процессом пластической деформации части ниобиевых выделений, ориентированных параллельно продольной оси провода. И только в третьей зоне, когда практически все ниобиевые выделения должным образом ориентированы в объеме прутка Си-ЫЬ, скорости роста истинных деформаций ниобиевых выделений и всего провода совпадают. Типичная микроструктура поперечного сечення микрокомпозиционных проводов подвергнутых интенсивной пластической деформации, представленная на рис.За, состоит из ленточных выделений ниобия равномерно распределенных в медной матрице.

10 20 30

диаметр провода, ми

РисЛ а) Микроструктура поперечного сечення Си-ЫЬ модельного провода полученного деформацией волочением с 1пг]=П. б) Зависимость соотношений размеров сторон поперечного сечения ЫЬ волокна в поперечном сечении Си-ЫЬ провода от степени деформации.

Как видно из данных, приведенных на рис.Зб, сделанные предположения о величине аспектного отношения сторон ленточных ниобиевых волокон в микрокомпозиционном Си-ЫЬ проводе (равной 18-24) при формулировании модели его структуры достаточно хорошо подтвердились экспериментально.

Исследования микроструктуры СиЫЬ материалов, подвергнутых интенсивной пластической деформации, методами высокоразрешающей электронной микроскопии обнаружили специфическое состояние граничной области межфазного контакта материалов, отличающихся по типу кристаллической решетки, свидетельствующее о возникновении областей когерентной связи компонентов, что показано на рис.4.

Рис.4 Строение локального участка межфазной границы микрокомпозиционного Си-МЬ материала.

Приведены результаты исследований на модельных Си-18масс.%МЬ проводниках взаимосвязи структурных параметров с прочностными и электрофизическими свойствами "in situ" микрокомпозиционных проводников.

Было выявлено, что достижение высоких значений прочностных свойств в проводах Cu-Nb сопровождается уменьшением межплоскостных расстояний (110) в решетке ниобия в направлении перпендикулярном направлению волочения провода - <110> и увеличением межплоскостных расстояний (110) в решетке ниобия в направлении параллельном направлению волочения (см. рис.5). Решетка ниобия находится в сжатом состоянии в направлении перпендикулярном направлению волочения и в растянутом - в направлении, параллельном оси волочения. Что касается меди, то соответствующие искажения решетки существенно меньше и находятся в пределах 0-0,5% для Си (111) и Си (200) в перпендикулярном направлении и в пределах 0-(-0,1)% для Си (111) и Си (200) в продольном направлении.

13 12 it ю

9 8 7 6

10,5(5 %-нсс< хггвест Си и I вив пе эиодов ¡>сшетс «К

-----

— --- ---- ■--

| .—•—х —н

1 1 1

S.S

9,2 9,3

9,5

1п А/А

Рнс.5 Изменения величин межплоскостного расстояния в !ЧЬ и Си в микрокомпозитах Си-№ в зависимости от расположения по отношению к направлению деформации волочением.

Исследовано влияние легирования сплава Cu-Nb на прочностные свойства модельных "in situ" микрокомпозиционных проводников Cu-Nb-Zr, Cu-Nb-Hf.

Показана возможность уменьшения размера исходных выделений ниобия в исходных слитках Cu-(16-20Macc%)Nb, получаемых методом дуговой плавки с расходуемым электродом, путем легирования цирконием. Легирование сплава Cu-18%Nb гафнием и особенно цирконием привело к повышению механической прочности микрокомпозиционных проводников, вплоть до 2000 МПа при комнатной температуре (см. Рис.6).

Рис.6 Деформационная зависимость предела прочности легированных модельных Си-ГЯЬ-Х проводов (промежуточные термообработки при 700°С на 0 прутка 3 мм н при 550°С на 0 провода 1 мм).

Разработаны оптимальные режимы термомеханических обработок, обеспечившие высокие прочностные свойства и высокие электропроводящие свойства модельных проводов при комнатной температуре и при температуре жидкого азота. Рекомендовано проведение в процессе деформации волочением двух относительно высокотемпературных разупрочняющих

термообработок (при 700°С на 0 прутка 3 мм и при 550°С на 0 провода 1 мм). На основании проведенных комплексных исследований модельных "in situ" Cu-Nb микрокомпозиционных проводников предложен метод последовательной сборки для получения длинномерных проводников с крупным поперечным сечет гем до 25 мм2, пригодных для не пользования в качестве обмоточных проводов импульсных магнитных систем (см.Рис.7).

G..V

.^-Пр^а.'Ифоплние Си tp> *Ч1

^.Vno'ictmi»-

- H-J

А

BbLuuvimvmiie

ИЮ|Ч«Й ЬЛГПТОНКН

Псряый

"* ДуГОИОЙ iicpt'it;i:>H

«Локлриии

Cu-Nb чдтнчнки

JtOC.'IC перши т

д\ гоиош iiopvitKum

•Bwpofr ncpcinau

Пьшмиыише ijxu.cfi

UUuTOftKH

Профилирование

Псиыснжи : VTS. YS, %1ЛС S, KKK

Рис.7 Схема метода составных заготовок для получения Cu-Nb in situ микрокомпозицнонных проводов с крупным прямоугольным сечением.

На основании проведенных исследований модельных образцов и разработанной технологии получения технических микрокомпозиционных Си-КЬ проводов методом плавки и деформации, была выпущена коммерческая партия обмоточных проводов, предназначенная для применения в реальных импульсных магнитных системах. В состав партии входили провода с размерами поперечного сечения 3x5,8 мм2 и 4x6мм2 , имеющие единичные длины до 200 м. Поперечные сечсния полученных длинномерных Си~!\'Ь мпкрокомпозиционпых проводов приведены на рис.8.

Рис.8 Поперечные сечения технических Си-ЫЪ проводов с размерами поперечного сечения 3x5,8 мм3 (вверху) и 4x6 мм2 (внизу).

Измерения механических и электрофизических свойств разработанных Си-МЬ проводов с прямоугольным поперечным сечением 3 х 5,8 мм2 проводили при 295 и 77 К на образцах, отобранных от двух партий провода, которым были присвоены обозначения - партия 32 и партия 33. В таблице 1 приведены результаты измерений механических свойств. Измерения механических свойств в данном случае проводили на машине 100 кЫ МТБ при скорости растяжения 0,5 мм/мин. Деформацию при растяжении фиксировали экстенсомстром с измерительной базой 25,4 мм. Цикл испытания образца на растяжение включал нагружение образца до достижения деформации 0,012 г, после чего проводили операцию полного снятия нагрузки с последующим ее возвратом с целью получения данных для расчета значения модуля Юнга. После этого растяжение образца продолжали до его разрушения. Ввиду высокой прочности исследуемых образцов, особенно при температуре жидкого азота, некоторые образцы разрушались в области крепления в захватах машины, а не в зоне действия экстенсометра. Для преодоления этого эффекта была сделана попытка измерения образцов с уменьшенным поперечным сечением в центральной части. Центральную часть образцов фрезеровали по наружным поверхностям до получения прямоугольного сечения 1,8 х 4,6 мм. При этом, несомненно, должно было иметь место увеличение прочностных свойств, обусловленное удалением внешней малопрочной медной оболочки. Однако, машинная обработка композиционного образца, содержащего продольно расположенные области из микрокомпозиционного материала Си-ЫЬ, с высокой степенью вероятности приводила к появлению отдельных микротрещин, что не могло не сказаться на получении заниженных значений механических свойств. Действительно, как следует из приведенных в таблице 1 данных для проводников с уменьшенным сечением (Я), рост предела прочности при комнатной температуре достигал 16%, тогда как рост предела прочности при температуре 77 К составил только 4,5%. В таблице I приведены средние данные по двум измеренным образцам наточку.

Таблица I

Результаты измерений механических свойств мпкрокомпознцпонпмх

С 11-М) проводов партий 32 и 33, сечением 3,0 х 5,8 мм (Г-полное) п 1,8 х 4,6 мм (Н-уменыпсиное).______

Тип образца Т-ра испытания, К Модуль Юига, ГЛа Предел текучести, МПа Предел прочности, МПа Относит. Удлинение, % Относит. Сужение, %

32ЯТ-Р 295 119 970 1232 10,2 29,7

32ЬЫ-Р 77 125 1119 1516 3,2 26,3

ззят-я 295 120 1252 1426 3,8 9,7

ззич-я 77 112 1322 1585 4,7 20,2

Проводимость измеряли на образцах, имеющих полное поперечное сечение с расстоянием между потенциальными контактами равным 230 мм. В таблице 2 приведены усредненные рассчитанные значения электропроводности. С учетом температурной и инструментальной погрешностей точность измерения электропроводности составляла ±1% [АСБ.

Таблица 2

Результаты измерении электрических свойств мнк-рокомпозшшопных

Си-1УЬ проводов партии 32 н 33, сечеиисм 3 х 5,8 мм

Тип образца Т-ра испытания, К Электросопротивление, х 10ч Ом Электро прово дность, %1АСЗ Отношение Электросопротивлений

32ЯТ-Р 295 24,94 69,1 ...

згьт-и 77 6,03 286,1 4,1

ЗЗЯТ-Р 295 24,48 70,4 —

ззиг-и 77 5,65 305,0 4,3

Как следует из данных, приведенных в таблице 1, разработанные технические обмоточные провода имеют очень высокую величину относительного удлинения, которая даже при температуре жидкого азота превышает 3 % . Как уже отмечалось, провода с уменьшенным поперечным сечением, вследствие удаления части материала резанием, содержат

высокопрочные, ультрадисперсные Си-МЬ элементы на поверхности. Эти элементы с высокой степенью вероятности содержат зародыши поверхностных микротрещин, что фиксируется резким (в ~ 3 раза) снижением величины относительного удлинения.

Анализ данных по измерениям 16 образцов свидетельствовал о высокой однородности материала. Наибольшая разность в значениях свойств образцов, отобранных от обеих партий провода, не превышала 5%.

С целью прогнозирования возможного поведения проводов в обмотках импульсной магнитной системы (с рекордно высоким уровнем магнитной индукции 100 Тл) оба типа проводов были подвергнуты усталостным испытаниям при комнатной и криогенной температурах.

Аксиальные усталостные испытания на растяжение проводили на разрывной машине 100 кЫ МТЗ, задавая синусоидальную форму приложения нагрузки с частотой 10 Гц. Применяли знакопостоянное напряжение с коэффициентом асимметрии (Я = о™,,/ атм) равным 0,1. При этом максимальное приложенное напряжение выбирали близким к пределу текучести для обоих разработанных проводов. Обобщенные результаты испытаний на усталость приведены на рис. 9.

й 1500

1400

£5 1300 2 Е о -§ §[ 1200 х г а й

о I 1100 о, ?

С 1 1000

, | 1 . , | -■■ -----1-1-г О 295 К л 77 К

л л 77 К Предел текучести Полоса разброса

об-------- " .........- ............ о о л л

"293 К Предел текучести Полоса разброса . | . ..............с

2000 4000 6000 8000

Число циклов до разрушения

юооо

Рис.9. Зависимость числа циклов до разрушения от приложенного напряжения для микрокомпозиционных Си-К'Ь образцов технических проводов партий 32, 33;.

Проведенные усталостные испытания являются наиболее жесткими, поскольку в каждом цикле достигается фиксированная нагрузка. При этом не учитывается возрастающая деформация провода. Типичные значения кумулятивной деформации после фиксированных количеств циклов испытаний приведены на рис. 10.

0.04

СиЫЬ, 3.0 х 5.8 тт Партии 32 и 33 Тетр. = 295 К

1024 МРа 1024 МРа 1125 МРа 1125 МРа 1188 МРа 1188 МРа

И

10 100 Число циклов

1000

0.04 0.035 I 0.03 Ё-

Си-№, 3.0 X 5.8 тт

Тетр. я 77 к Партии 32 и 33

1141 МРа 1141 МРа

1306 МРа 1306 МРа 1378 МРа 1378МРа

10 100 Число циклов

1000

Рнс.10. Зависимость накопленной деформации от числа циклов усталостных испытаний при различных уровнях напряжений: а) температура испытаний 295 К; б) температура испытаний 77 К.

Следует отметить, что ири высоких уровнях приложенной нагрузки наибольшее накопление деформации имеет место главным образом при первом цикле усталостных испытаний, как это показано на рис.11. 1400 1200

С 1000

г

<ц 800

s

« 600

о:

g- 400

го

1 200 0

0 0.005 0.01 0.015 0.02 0.025

Деформация, (ммУмм)

Рис. 11. Зависимости напряжение - деформация при низкотемпературных испытаниях на малоцикловую усталость Cu-Nb обмоточных проводов с размерами поперечного сечения: а) 3,0 х 5,8 мм

Суммируя результаты усталостных испытаний, можно констатировать, что разработанные технические Cu-Nb обмоточные провода продемонстрировали рекордно высокие свойства - так провода с сечением 3,0 х 5,8 мм выдерживали без разрушения более 1000 циклов нагружения при напряжении близком к 1400 МГТа при температуре жидкого азота.

С целью подтверждения высоких эксплуатационных свойств разработанных Cu-Nb проводов был также проведен технологический тест на возможность намотки провода на минимально применяемый в реальных магнитных системах радиус - 10 мм. Результаты испытаний показаны на рис.76. Как видно из рис. 12 провода обоих сечений выдерживали данные испытания без разрушений. Проведенный металлографический анализ образцов после стравливания медной наружной оболочки контрольного образца провода, после технологического теста на скручивание в спираль подтвердил отсутствие разрушений внутренних высокопрочных Cu-Nb элементов.

Зммх5,8мм

Партия №32

—л

2

4ммх6мм

Партия №39

Рнс. 12. Внешний вид образцов Си-МЬ проводов после намотки в спираль с радиусом 10 мм (Партия 32) и 15 мм (Партия 39).

Результаты комплексных исследований опытных партии Си-Тч'Ь проводов, убедительно подтвердили, что разработанная технология позволила получить новый класс обмоточных проводов, обладающих рекордно высоким сочетанием электропроводности (~ 70 % 1ЛС8 при комнатной температуре и ~ 300 % 1АСБ при температуре жидкого азота) и механической прочности ( о„ > 1200 МПа при комнатной температуре и а0 > 1500 МПа при температуре жидкого азота). В настоящее время разработанные провода по комплексу свойств признаны лучшими. С использованием разработанных новых материалов проводится работа по созданию уникальных импульсных магнитных систем с рекордно высокими уровнями магнитного поля в ряде научных центров мира (Объединенная лаборатория высоких магнитных полей, г.Гдапьск, Польша; Католический Университет Лейвена, Бельгия; Национальная Лаборатория Высоких Магнитных Полей, г.Таллахасси, США). В Ленвенском Университете, например, с использованием разработанных проводов успешно испытан импульсный магнит с напряженностью магнитного поля 75 Тл.

В третьем разделе (Разработка технологи» получения микрокомпозиционных проводов методом сборки и деформации) обоснована возможность и целесообразность разработки процесса получения микрокомпозиционного провода Си-КЬ методом последовательной сборки элементов, исключающим операцию плавки двухкомпонентного сплава. На основании предложенной модели структуры Си-МЬ микрокомпозиционных проводов проведены расчеты конструкций микрокомпозиционных проводников, содержащих непрерывные ниобиевые волокна в чисто медной матрице. Разработана технологическая схема процесса производства Си-НЪ микрокомпозиционных проводников с непрерывными волокнами, ориентированная на промышленный выпуск такого рода проводов. Схематично, разработанный процесс представлен на рис. 13.

, пруток

..Сборка первой 1 чаюпткн Г

Сиарка й птллче

Ньцаняшшнс нерпой заготовки

Волочение

Профилирование

. Сборка второй заготовки

Сварка и нэкууме

Вылжмкшие второй

ЗЗЛУПЧИгИ

1Л!>, |

Рис.13 Принципиальная схема получения Си-ЫЬ микрокомпозиционного провода методом последовательной сборки и деформации

Как следует из рис.13 процесс формирования микрокомпозиционного провода начинается со сборки биметаллической Cu-Nb заготовки и после нескольких последовательных циклов операций деформирования композиционных Cu-Nb элементов, сборки из них составных заготовок, завершается получением композиционного Cu-Nb провода с необходимым числом волокон нанометрического уровня размера. Правильность сделанных расчетов, подтверждена выпуском экспериментального проводника с 65 млн ниобиевых волокон. При этом была проведена отработка конкретных технологических параметров проведения основных операций в соответствие с предложенной технологической схемой получения микрокомпознционных проводников методом последовательной сборки составных Cu-Nb элементов.

Приведены результаты выпуска опытных партий технических проводников с числом непрерывных ниобиевых волокон от 39 до 400 млн. и данные по их прочностным и электропроводящим свойствам.

В соответствие с расчетом разработанные провода, получаемые методом последовательных сборок, имели существенно более высокий по сравнению с микрокомпозиционными материалами типа «in situ» уровень электропроводности проводников, особенно при температуре жидкого азота. Так, проводник диаметром 1,3 мм с высоким уровнем прочности (<ть = 1122 МПа) и волокнами нанометрического масштаба имел проводимость около 70% и рзоок/р77к> 5,5.

Результаты сравнительного анализа свойств разработанных микрокомпозиционных проводников свидетельствуют о том, что микроструктура проводов, полученных различными способами, существенным образом неоднородна в силу ряда принципиального рода обстоятельств. Природа и степень неоднородности микроструктуры в значительной степени различна для микрокомпозиционных проводов, полученных методом "in situ" («плавка - деформация») и методом "сборка

и деформация". Тем не менее, общим для обоих методов является переход к нанометрическому уровню дисперсности компонентов и формирование ленточных волокон с высоким значением отношения размеров сторон поперечного сечения. Ленточная форма ниобиевых волокон приводит к сильному увеличению отношения поверхности межфазных границ к объёму композита. При этом механическая прочность материала волокон не представляется фактором первостепенной важности для достижения высокой прочности микрокомпозиционного материала. Основная роль второй фазы (волокон) в микрокомпозиционных материалах, главным образом, определяется необходимостью обеспечить сильно развитую межфазную поверхность, которая является эффективным барьером для движения дислокаций в матричном материале. Механическая прочность материала волокон необходима лишь в степени, достаточной для предотвращения возможности перерезания их дислокациями матрицы

Близость микроструктур Си-ЫЪ проводов, полученных разработанными методами "сборка - деформация" и «плавка - деформация», проиллюстрирована на рис.14.

Рис.14 Фрагменты типичных микроструктур Си-ЫЪ проводов, полученных » ^ ' "' " * в левой части стрм

[ части страницы).

методами "сборка - деформация" (микрофотографии в левой части страницы) и «плавка - деформация» (микрофотографии в правой'

Близость прочностных и электропроводных свойств проводников, полученных по двум разработанным схемам, обусловленная подобием микроструктуры, иллюстрируется на рис. 15, где собраны данные по взаимосвязи прочности и электропроводности как для моножильного проводника (№0 и №9), так и для проводников, полученных методами «плавка - деформация» (37 вставок, 19 вставок) и «сборка - деформация» (39 млн, ЮОмлн).

2300

я

С

* 2000

3 «

ё. 1700 ф

X £

§ 1400

| 1100

8 X

1 800

2

&

ш

500

20 30 40 50 60 70 80 80

Электропроводность (in situ), %IACS

Рис.15 Корреляционная зависимость прочностных и электропроводящих свойств Cu-Nb микрокомпозиционных материалов, полученных двумя разработанными методами — «плавка + деформация» и «сборка + деформация».

Суммируя результаты проведенных исследований можно констатировать, что проводники системы Cu-Nb, полученные по обоим разработанным методам получения данных микрокомпозиционных проводов - «плавка - деформация» и «сборка - деформация» демонстрируют очень высокие значения временного сопротивления разрыву вплоть до 2000-2400 МПа при достаточно высоких значениях электропроводности (Рис.15). Анализ хода корреляционной зависимости прочностных и электропроводящих свойств Cu-Nb микрокомпозиционных проводов

• А ♦ * А 9 \ А *

А •

• 39 млн. т.о. • ► 4

«39 млн. хд. + • _ »< в

ОчвпочкаМ . +

•цмючкаЮ

+100млнхд. • •

®37 «ставок О

К19 »ставок •

• о

•

позволяет сделать заключение, что при превышении величины временного сопротивления разрыву более ~1700 МПа имеет место значимо более интенсивное падение электропроводимости, обусловленное доминирующим влиянием размерного эффекта.

В четвертом разделе (Разработка технологии получения макрокомпозиционных проводников типа медь в оболочке из нержавеющей стали) представлены результаты исследований по разработке конструкций и промышленного типа технологии получения макрокомпозиционных проводников укрупненного сечения (до 35 мм2), представляющих собой медный сердечник в стальной оболочке. Такие проводники необходимы, например, для наружных секций крупномасштабных импульсных магнитных систем, находящихся в менее напряженном состоянии.

Учитывая, что в данном случае оба компонента композиционного материала имеют размеры существенно больше 1 цм, для расчета его прочностных характеристик можно воспользоваться законом аддитивности. Временное сопротивление разрыву высокочистой отожженной меди составляет всего 200 - 230 МПа. Следовательно, обеспечение заданных прочностных характеристик может рассматриваться практически только за счбт стальной (упрочняющей) компоненты провода.

Рассчитано временное сопротивление разрыву стали, которое для достижения заданных прочностных свойств композиционного провода (в интервале от 900 до 1100 МПа) при заданном уровне электропроводности (50-60%1АС8) должно достигать величин 1600 - 2450 МПа.

Анализ возможных кандидатных марок стали позволил выделить наиболее перспективные из них - широко распространенную в России аустенитную сталь с нестабильным аустенитом 12Х18Н10Т, аустенитные стали, легированные азотом 304ЬЫ и 31бЬК, и аустенитно-мартенситную

сталь 07Х16Н6, характеризующуюся высокой скоростью деформационного упрочнения.

При разработке промышленной технологии были решены следующие вопросы: выбрана технологическая схема изготовления композита; рассчитана исходная конструкция составной заготовки с учетом изменения соотношения компонентов в процессе совместной обработки, решены вопросы подготовки исходных элементов; выбрать оборудование, разработать схему деформаций и промежуточных термообработок; разработан способ и маршрут профилирования композита; по разработанной технологии изготовлены коммерческие партии композитных проводников необходимой длины.

Приведены результаты измерений прочностных и электрофизических свойств полученных в промышленных условиях опытных партий Си/нерж. сталь 12Х18Н10Т макрокомпозиционных проводов, имеющих прямоугольное поперечное сечение площадью более 35 ммг. Достигнутые значения уровня прочности Си/ЭЗ проводов с сечением 5,3 мм х 7,3 мм в интервале 900-950 МПа, при объемной доле меди до 60%, соответствуют расчетным.

Проведены измерения механических свойств проводов при температуре жидкого азота (77К), Показано, что временное сопротивление возрастает более чем на 30% по отношению к данным, полученным при комнатной температуре.

В пятом разделе (Разработка технологии получения многоволоконных сверхпроводников с повышенными прочностными свойствами) приведены результаты исследований возможности использования разработанных высокопрочных микрокомпозиционных материалов системы Си-Ь'Ь для создания нового типа многоволоконных технических сверхпроводников на основе интерметаллического соединения Ш^Бп, имеющих повышенную стойкость к деградации токонесущей способности под воздействием

механических напряжений. Показан положительный эффект замены части стабилизирующей меди на Си-ЫЬ высокопрочный микрокомпозиционный материал для сверхпроводников, полученных по двум основным технологиям - бронзовому процессу и методу внутреннего источника олова.

Опробовано две схемы введения упрочняющего элемента в конструкцию составной заготовки: 1) из слитка Си-ГЧЬ получали трубную заготовку и помещали ее в пространство между наружным медным чехлом и диффузионным барьером; 2) из слитка Си-КЪ вначале изготавливали прутки, которые затем размещали в два слоя в пространстве между наружным медным чехлом и диффузионным барьером.

Показано, что в проводниках диаметром 0.8 мм с упрочненной стабилизацией после отжига для снятия напряжений в бронзовой матрице значения предела прочности и предела пропорциональности соответственно в 1,6 и 2,1 раза выше, чем в неупрочненных проводниках. После реакционного отжига различия в прочностных свойствах сохраняются и составляют соответственно 1,6 и 1,7. Результаты изучения влияния растяжения проводников, отожженных по режиму 650°С 200 часов, на критический ток приведены на рис.16 и 17.

Рис.16 Влияние растягивающей деформации на критический ток проводников СиДКЬТОзЗп в магнитных полях 12 Тл (В,С) и 14 Тл ф.Е), определенный по критерию 0.1 мкВ/см (В,О) и 1 мкВ/см (С,Е).

Деформация, %

Рис.17 Влияние растягивающей деформации на критический ток проводников СиУСи-МЬ/(ЫЬТ1)35п в магнитных полях 12 Тл (В,С) и 14 Тл (Е),Е), определенный по критерию 0.1 мкВ/см (В,О) и1 мкВ/см(С,Е).

Провод, упрочненный микрокомпозиционным сплавом Си-ЫЪ, допускает заметно большие деформации без потери токонесущей способности и максимум токонесущей способности достигается при 0.5% удлинения, в то время как в не упрочненном образце при 0.3%.

Установлено, что параметр "п" (параметр, характеризующий форму вольт-амперной характеристики сверхпроводника) проявляет практически такое же поведение под воздействием растягивающих напряжений, что и критический ток. При этом является важным тот факт, что абсолютные значения параметра "п" для упрочненного провода существенно выше, что, по-видимому, связано с улучшением качества геометрии ниобиевых волокон, вследствие создания более благоприятных условий деформации провода при введении высокопрочного трубного слоя, примыкающего к диффузионному барьеру. Введение высокоэлектропроводных элементов с регулируемым уровнем механической прочности в состав сложного композита, каким является технический многоволоконный сверхпроводящий стренд, существенным образом расширяет возможности варьирования конструктивными параметрами сверхпроводников, а также

технологическими процессами его получения. В настоящей работе это положение было проиллюстрировано на примере получения триметаллической трубной заготовки для производства сверхпроводников с внутренним источником олова.

На рис. 18 представлен внешний вид двух заготовок, содержащих наружную стабилизирующую медь, диффузионный барьер из тантала, внутренний технологический слой их меди, полученных выдавливанием по одинаковым режимам. Только введение в одну из заготовок упрочняющего слоя из разработанного Си-МЬ материала позволило обеспечить устойчивое истечение материала в процессе выдавливания и получение качественных трубных полуфабрикатов для проводов с внутренним источником олова.

Рис. 18 Поперечные сечения полученных выдавливанием трубных заготовок а) не содержащей и б) содержащей упрочняющий слой композиционного Си-МЬ материала, в) - внешний вид трубных заготовок (вверху — труба с упрочняющим слоем Си-ЫЬ материала; внизу — без него).

Благодаря улучшению условий деформирования сложного многокомпонентного композиционного материала, каковым является провод с внутренним источником олова, удалось значительным образом улучшить геометрию расположения внутренних элементов и в готовом проводе. Особенно это благоприятно сказывается на форме танталового диффузионного барьера, который благодаря введению упрочняющего Си-МЬ микрокомпозиционного элемента имеет высокую однородность толщины. На рис.19 приведено поперечное сечение провода, содержащего 5635 волокон,

Рис. 19 Провод с внутренним источником олова и упрочненной стабилизирующей медью (после реакционной термообработки).

При введении упрочняющего слоя в проводник с внутренним источником олова также как и для ранее проанализированного провода, полученного по бронзовой технологии, достигается значительное увеличение его прочностных свойств. Так после реакционной термообработки временное сопротивление разрыву и условный предел текучести упрочненных проводов были выше в 1,5 — 1,7 раза по сравнению с аналогичными проводами без

упрочняющего элемента. Данное обстоятельство особенно актуально для особо крупномасштабных магнитных систем на основе ЫЪ^Бп, содержащих десятки тонн сверхпроводника в виде сложных кабелей, составленных из сотен и тысяч единичных стрендов.

ВЫВОДЫ

1. Для создания проводниковых материалов, имеющих предел прочности более 1000 МПа при электропроводности не менее 60% от электропроводности высокочистой меди в обеспечение изготовления сверхвысокопольных импульсных магнитных систем, на основании анализа механизмов достижения высоких прочностных и электропроводящих свойств в металлических материалах научно обоснована необходимость разработки нового класса двухфазных композиционных материалов с нанометрической размерностью компонентов.

2. Предложена гипотетическая модель строения микроструктуры высокопрочного и одновременно высокоэлектропроводного двухфазного композиционного материала, содержащего волокна из ОЦК металла, распределенные в матрице из ГЦК металла, получаемого методом интенсивной пластической деформации. На основе разработанной модели проведен расчет оптимального состава сплава системы Си-ИЬ, выбранной в качестве базовой для разработки обмоточных проводов высокопольных импульсных магнитных систем.

3. Предложены и разработаны металлургические основы технологических процессов получения высокопрочных, высокоэлектропроводных микрокомпозиционных Си-№> проводов с крупным (до 24мм2) размером поперечного сечения, включающие вакуумную дуговую плавку слитков, деформацию слитков выдавливанием и последующим волочением с

получением прутковых шестигранных элементов, сборку композиционной заготовки и ее деформацию выдавливанием и волочением с промежуточными термообработками и заключительное профилирование.

4. С использованием металлографических, электронномикроскопических, рентгеноструктурных, микрорентгеноспектральных, электрофизических и других методов анализа проведены систематические исследования состава, структуры, механических и электропроводящих свойств микрокомпозиционных материалов на основе системы Си-МЬ, как при комнатной, так и при криогенных температурах.

5. Разработаны оптимальные конструкции нового класса микрокомпозиционных Си-№> проводов с существенно различной геометрией поперечного сечения от круглого, диаметром 0,7 мм, до прямоугольного с размерами от 0,8x1,7мм2 до 4хбмм2, позволившие для каждой из конструкций получить материал с заданной комбинацией прочностных и электропроводящих свойств.

6. Разработаны технологические режимы получения микрокомпозиционных Си-№> проводов методами «плавка + деформация» и «сборка + деформация». Определены параметры режимов дуговой плавки и рассчитаны конструкции композиционных электродов, обеспечившие получение Си-ЫЬ слитков диаметром до 130 мм с равномерным распределением в медной матрице частиц ниобия размерами менее 10 цм. Определены температурные границы режимов промежуточных термообработок в ходе пластической деформации полуфабрикатов проводов, обеспечившие получение оптимальной микроструктуры проводов, соответствующей предложенным модельным представлениям.

7. С использованием результатов работы выпущены опытные партии технических высокопрочных Си-КЪ обмоточных проводов с размерами прямоугольного поперечного сечения (от 0,8x1,7мм до 4x6 мм) со следующими свойствами:

Предел прочности (при температуре 293К) = 1100-1250МПа; Электропроводность (при температуре 293К) = 70-67 %IACS; Предел прочности (при температуре 77К) = 1350-1450 МПа; Электропроводность (при температуре 77К) = 325-300 %IACS;

8. На лабораторных образцах Cu-Nb проводов диаметром поперечного сечения (2 - 2,5 mm) достигнуты величины предела прочности 1400 МПа при 293К и предела прочности 2000 МПа при 77К.Разработанные Cu-Nb обмоточные провода с сечением 3,0 х 5,8 мм выдерживали без разрушения более 1000 циклов нагружения при напряжении близком к 1400 МПа при температуре жидкого азота.

10. С использованием разработанных Cu-Nb проводов в Университете Лейвена (Бельгия) разработан, изготовлен и успешно испытан импульсный магнит с индукцией магнитного поля 75 Тл.

11. Разработаны упрочненные микрокомпозиционным Cu-Nb материалом сверхпроводящие провода на основе интерметаллического соединения Nb3Sn, предназначенные для использования в особо крупных сверхпроводящих магнитных системах. После реакционной термообработки предел прочности и условный предел текучести таких проводов были выше в 1,5 — 1,7 раза по сравнению с аналогичными проводами без упрочняющего элемента. Разработанные сверхпроводящие провода на основе Nb3Sn выдерживают без критической деградации токонесущей способности деформацию растяжением вплоть до 0,7% по сравнению с 0,3% для сверхпроводников аналогичной конструкции без упрочнения.

Материалы диссертации отражены в следующих основных публикациях:

[1] АЛС.Шиков, И.ИДавыдов, В.И.Панцырный, А.Д.Никулин, Н.А.Беляков, В.А.Дробышев, В.Г.Зиновьев, А.Е.Воробьева, И.ИЛотапенко, Р.Х.Алимов, В.Н.Шишов, В.М.Зяблов, А.В.Палагуга «Исследование процессов получения высокопрочного электропроводного материала на основе сплава медь-ниобий» Сборник ВИМИ, Высокотемпературная сверхпроводимость, Вып.4., 1989. стр.34-39

[2] G.Heremans, L.V.Bockstal, L.Li, F.Herlach, A.Nikulin, A.Shikov, V.Pantsyrnyi, A.Vorobieva, E.Dergunova "Fibre Composites combined with matched high strength Cu-Nb microfilament conductors for high performance pulsed magnets» / IEEE Trans, on Magn., 1994, v.30, no.4, pp 2415-2418.

[3] N.I.Kozlenkova, V.I.Pantsyrnyi, A.D.Nikulin, A.K.Shikov, I.I.Potapenko "Electrical conductivity of high strength Cu-Nb microcomposites" / IEEE Transactions on Magnetics, 1996, v.32, pp.2921-2924.

[4] V.I.Pantsyrnyi, A.D.Nikulin, A.K.Shikov, A.Vorobieva, A.Silaev, et al. "Development of Cu-Nb alloy microcomposite conductors for high field pulsed magnets" / IEEE Transactions on Magnetics, 1996, v.32, pp.2866-2869.

[5] Патент РФ № 2051432, Бюл_№36 от 27.12.1995г., «Способ получения высокопрочного электропроводящего композиционного проводника» III А.Д.Никулин, А.К.Шиков, В.И.Панцырный, И.И.Потапенко, Н.А.Беяяков,

A.Г.Силаев, А.ЕЛЗоробьева, В.А.Дробышев, В.Г.Зиновьев.

[6] Патент РФ № 2074424, Бюл.№6 от 27.02.1997г., «Высокопрочный провод с повышенной электропроводностью» /// А.Д.Никулин, А.К.Шиков,

B.И.Панцырный, И.И.Потапенко, Н.А.Беляков, А.Г.Силаев, А.Е.Воробьева, Е.А.Дергунова, Н.И.Козленкова, М.В.Поликарпова.

[7] Патент РФ № 2156822, Бюл.№27 от 27.09.2000г. «Способ получения высоко-качественной меди вакуумной дуговой плавкой» III В.А.Дробышев, В.Г.Зиновьев, А.Б.Золотарев, В.С.Зурабов, Ю.И.Чистов, В.И.Кораблев, А.АДубиков, А.К.Шиков, В.И.Панцырный, А.Е.Воробьева.

[8] V.Pantsyrnyi, A.Shikov, A.Nikulin, A.Vorobieva, A.Silaev, N.Beliakov, I.Potapenko and N.Kozlenkova «Recent Progress in High-Strength and High-Conductivity Cu-Nb Microcomposite Conductor Fabrication» // in «High Magnetic Fields: Applications, Generation, Materials» Ed. Hans J.Schneider-Muntau. World Scientific, 1997, pp.465-475.

[9] V. Pantsymyi, A Shikov, A Nikulin, A. Vorobieva, A.Silaev, N.Kozlenkova, I. Potapenko, N.Beliakov, V. Vdovin, M. Polikarpova, V. Zinoviev, V. Drobyshev "Investigation on the Mechanical Properties and Electroconductivity of in situ Cu-Nb Microcomposites Doped by Third Elements", / MT-15 Proceedings, 1997, Part Two, pp.1190-1193

[10] E.Snoeck, F.lecouturier, L.Thilly, M.J.Casanove, H.Rakoto, G.Coffe, S.Askenazy, J.P.Peyrade, C.Roucau, V.Pantsymy, A.Shikov, A.Nikulin

"Microstructural studies of in-situ produced filamentary Cu/Nb wires" / Scripta Materialia, 1998, v.38, pp.1643-1648.

[11] K.Han, J.D.Embury, J.R.Sims, L.J.Campbell, H.-J. Schneider-Muntau, V.I.Pantsyrnyi, A.Shikov, A.Nikulin, and A.Vorobieva. "The fabrication, properties and microstructure of Cu-Ag and Cu-Nb composites" / Materials Science and Engineering, 1999, V.A267, pp. 99-114.

[12] V.Pantsyrnyi, A.Shikov, A.Vorobieva, N.Khlebova, I.Potapenko, A.Silaev, N.Beliakov, G.Vedemikov, I.Gubkin, N.Salunin, N.Kozlenkova, M.Polikaipova «Cu-Nb and Cu/Stainless Steel Winding Materials for High Field Pulsed Magnets» / IEEE Transactions on Applied Superconductivity, v.10, No.l, March 2000, pp. 1263-1268

[13] А.К.Шиков, В.И.Панцырный, А.Е.Воробьева, Н.Е.Хлебова, А.Г.Силаев, С.В.Судьев, Н.А.Беляков «Разработка и исследование проводников системы Cu-Nb с наноструктурой для импульсных магнитов»// Новые Конструкционные Материалы, Материалы научно-практической конференции материаловедческих обществ России. М.: МИФИ, 2000,195 е.,

[14] A.Shikov, V.Pantsyrnyi, A.Vorobieva, N.Khlebova, A.Silaev «High strength, high conductivity Cu-Nb based conductors with nanoscaled microstructure» / Physica C, 2001, v.354, pp.410-414

[15] V.Pantsyrnyi, A.Shikov, A.Vorobieva, N.Khlebova, I.Potapenko, A.Silaev, N.Beliakov, G.Vedemikov, N.Kozlenkova, V.Drobishev "High strength, high conductivity macro- and microcomposite winding wires for pulsed magnets"/ Physica B, 2001, v.294-295, pp.669-673

[16] Шиков A.K., Губкин И.Н., Салунин Н.И., Ведерников Г.П., Панцырный В.И. «Разработка высокопрочных биметаллических материалов системы медь - нержавеющая сталь» / Металлы, 2001, №6, стр.106-110.

[17] K.Han, C.Swenson, V.Topolski, R.Walsh, B.Lesch, V.Pantsyrnyi "Property of high strength Cu-Nb conductor for Pulsed Magnet Applications" / IEEE Transactions on Applied Superconductivity, 2002, v.l 2, ppl 176-1180

[18] E.N.Popova, V.V.Popov, L.A.Rodinova, E.P.Romanov, S.V.Sudareva, N.E.Khlebova, V.I.Pantsyrnyi, A.K.Shikov, A.E.Vorobieva "Effect of annealing and doping with Zr on the structure and properties of in situ Cu-Nb composite wire"/ Scripta Materialia, 2002, v.46., pp. 193-198

[19] В.И.Панцырный, А.К.Шиков, А.Е.Воробьева, А.Г.Силаев, С.В.Судьев, Н.А.Беляков, Н.Е.Хлебова, и др. «Высокопрочные и высокоэлектропроводные проводники на основе микрокомпозицилонного Cu-Nb материала»/ Приборы, 2002, №4 (22), стр.36-40.

[20] A.Shikov, V.Pantsyrnyi, A.Nikulin, N.Kozlenkova, M.Polikarpova, and N.Khlebova "Investigation on the CuNb in-situ Mocrocomposites Cobnductivity During the Process of Tensile Testing"/ IEEE Transactions on Applied Superconductivity, 2002, v.l2, ppl 185-1188

[21] А.К-Шиков, В.И.Панцырный, А.Е.Воробьева, Н.Е.Хлебова, А.Г.Силаев «Высокопрочные, высокоэлектропроводные провода на основе Cu-Nb с

нанометрическим уровнем микроструктуры» // Избранные труды ВНИИНМ, Юбилейный сборник, посвященный 100-летию акад. А.А.Бочвара, М.: ВНИИНМ, 2002, том.2, стр.73-80.

[22] V.I.Pantsyrnyi "Status and Perspectives for Microcomposite Winding Materials for High Field Pulsed Magnets"/ IEEE Transactions on Applied Superconductivity, 2002, v. 12, pp1189-1194.

[23] A.Shikov, A.Nikulin, A.Silaev, A.Vorobieva, V.Pantsyrnyi, I.Davidov et al. «Development and investigation of multifilamentary NbjSn conductors to be used in the ITER magnetic system» / IEEE Transactions on Magnetics., 1994, v.32, no.4,pp 2316-2319.

[24] V.Pantsyrnyi, A.Shikov, A.Nikulin, A.Silaev, N.Beliakov, V.Vdovin, M.Semin "Design features of internal tin superconductors for ITER magnetic system" / IEEE Transactions on Magnetics, 1994, v.32, No.4, pp. 2862-2865.

[25] A.Shikov, V.Pantsyrnyi, A.Vorobieva, E.Klimenko, S.Novikov, M.Novikov et al. «Investigation of the Multifilamentary (Nb,Ti)3Sn Conductors with CuNb Reinforced Stabilizer» / IEEE Transactions on Applied Superconductivity, 1997, v.7, No.2, p.p. 1372-1375

[26] A.Shikov, A.Nikulin, A.Silaev, A.Vorobieva, V.Pantsyrnyi, G.Vedernikov, N.Salunin, S.Sudiev "Development of the superconductors for ITER magnet system"/ Journal of Nuclear Materials, 1998, v.258-263, pp 1929-1934

[27] Панцырный В.И., Шиков A.K., Воробьева A.E., Силаев А.Г., «Композиционные технические сверхпроводники на основе Nb3Sn» / Российский электротехнический конгресс. Секция 9. Сверхпроводящие и электрофизические установки. 1999, стр.25-26.

[28] N.Kozlenkova, A.Shikov, V.Pantsyrnyi, A.Vorobieva "The study on the critical temperature, composition, and microstresses in a Nb3Sn layer"/ Cryogenics, 2002, v.42, pp 279-285.

[29] V.Pantsymyi, A.Shikov, A.Vorobieva, A.Silaev, S.Soudiev, N.Beliakov, V.Sergeev, V.Vdovin, S.Kukin "Intemal-Tin Nb3Sn Strand Reinforced by Cu-Nb Microcomposite Material" / submitted to "Plasma devices and operation" in Nov. 2002.

Введение.

1. Анализ основных требований к высокопрочным, высокоэлектропроводным материалам и разработка подходов к их конструированию и технологическим схемам получения.

1.1 Требования к материалам, используемым в обмотках высокопольных импульсных магнитов и в качестве упрочняющих элементов композиционных сверхпроводников.

1.2 Прочность и электропроводность композиционных материалов.

1.2.1 Механические свойства компонентов композиционных материалов.

1.2.2 Механические свойства композиционных материалов.

1.2.3 Механические, физические и структурные свойства микрокомпозиционных материалов.

1.2.4 Электропроводность композиционных материалов.

1.3 Выводы.

2 Исследование механизма достижения аномально высоких прочностных свойств микрокомпозиционных Cu-Nb проводов и разработка промышленной технологии их получения.

2.1 Выбор состава сплава системы Cu-Nb для in situ микрокомпозитов.

2.1.1 Построение модели структуры микрокомпозиционных проводов.

2.2 Выбор и подготовка исходных материалов.

2.3 Выбор метода плавки и литья исходных слитков.

2.4"Исследование структуры литого состояния сплавов Cu-Nb.

2.5 Получение и исследование модельных проводников Cu/(Cu-Nb).

2.5.1 Исследование влияния деформации на прочностные свойства модельных in situ микрокомпозиционных проводников.

2.5.2. Влияние легирования на структуру и свойства модельных микрокомпозиционных проводников Cu/(Cu-Nb)

2.5.3 Влияние термообработки на свойства Cu-Nb микрокомпозитов.

2.6 Разработка конструкций и технологии получения длинномерных in situ

Си- Nb микрокомпозиционных проводов укрупненного сечения.

2.7 Исследование электрофизических и структурных свойств разработанных Cu-Nb микрокомпозиционных проводов.

2.7.1 Исследование особенностей микроструктуры, определяющих электропроводность разработанных Cu-Nb микрокомпозитов.

2.7.2 Электронно-микроскопические исследования структуры разработанных Cu-Nb микрокомпозиционных проводов.

2.8 Анализ исследований технических in situ Cu-Nb микрокомпозиционных проводов, выпущенных по разработанной технологии.

2.9 Выводы.

3 Исследование и разработка технологии получения Cu-Nb микрокомпозиционпых проводов с непрерывными Nb волокнами

3.1 Исследование и разработка основ технологии получения Cu-Nb микрокомпозиционных проводников с непрерывными волокнами.

3.2 Оптимизация конструкций и технологии получения Cu-Nb микрокомпозиционных проводников с числом непрерывных Nb волокон до 400 млн.

3.3 Сопоставительный анализ Cu-Nb микрокомпозиционных проводов, полученных методами сборки и деформации и плавки и деформации

3.4 Выводы.

4. Разработка технологии получения макрокомпозиционных проводников с повышенными прочностными и электропроводящими свойствами

4.1 Выбор сталей, перспективных для использования в макрокомпозиционных проводах медь/сталь.

4.2 Разработка основ технологического процесса изготовления макрокомпозиционного провода Си/сталь.

4.3 Исследование и разработка процесса изготовления технических макрокомпозиционных проводов Си/сталь 12Х18Н10Т.

4.4 Исследование особенностей применения сталей 07X16Н6 и ОЗХ17Н12МЗ в макрокомпозиционных проводах Си/сталь.

4.5 Выпуск опытных партий макрокомпозиционных проводов типа Си/сталь по разработанной технологии.

4.6 Выводы.

5. Разработка технологии получения упрочненных многоволоконных сверхпроводников на основе ]ЧЬз8п, содержащих Си-]ЧЬ микрокомпозиционный материал.

5.1 Конструкции низкотемпературных композиционных сверхпроводников

5.2 Разработка процесса изготовления ЫЬзЗп сверхпроводников с повышенной механической прочностью.

5.3 Свойства технических М^п сверхпроводников с повышенной механической прочностью.

5.4 Выводы.

Актуальность темы. Постоянный прогресс в науке и технике требует создания новых типов материалов, отвечающих все более высоким требованиям. Разработка таких материалов на современном этапе развития материаловедения включает в себя не только сугубо научный поиск путей достижения комплекса требуемых физических свойств, но и обеспечение требований экономичности, доступности и возможности организации эффективного промышленного производства нового разработанного материала. Иными словами разработка нового материала неразрывно связана с разработкой новых технологических процессов их получения. Так, например, анализ уровня прочности промышленных сплавов за последние 20 - 30 лет показывает отсутствие существенного роста прочностных свойств коммерчески доступных материалов на основе металлов. Традиционный метод повышения механических свойств путем подбора легирующих элементов и использования различных способов термомеханической обработки уже не может обеспечить растущие запросы машиностроения, авиастроения, энергетики и других ведущих отраслей промышленности. Наиболее перспективный путь решения данной проблемы, по-видимому, связан с разработкой композиционных материалов нового класса, обладающих уникальными свойствами, обусловленными переходом к наноразмерной дисперсности компонентов. Действительно, в последнее время повышенный интерес привлекает к себе новый класс материалов - ультра мелкодисперсные материалы. Это так называемые нанокристаллические - со средним размером зерен порядка 10 нм и субмикрокристаллические - со средним размером зерен порядка 100 нм, материалы [1]. Данные материалы обладают комплексом свойств, существенным образом отличающимся от свойств обычных технических крупнозернистых материалов. Это справедливо в отношении физических, химических и механических свойств, что в ряде случаев открывает совершенно новые перспективы в конструировании и создании различных устройств и продуктов в разных областях техники.

Наиболее явно тенденция изменения свойств ультра мелкодисперсных материалов непропорционально уменьшению размеров микроструктурных составляющих была выявлена в [2]. В последующие годы объем публикаций по данной тематике вырос настолько, что с 1992 г. начал издаваться специализированный журнал «Nanostructured Materials», а число соответствующих конференций достигает 20 в год [3]. Круг материалов, получаемых методами, обеспечивающими формирование ультра мелкодисперсных структур, в настоящее время очень широк - металлы, интерметаллиды, фазы внедрения, оксиды, керамика, металлополимерные системы, фуллерены, нанотрубки и нанопроволоки и другие. Также достаточно разнообразен набор методов получения нанокристаллических материалов. Причем, если методы получения изолированных нанокристаллических частиц, нанокластеров и нанопорошков (например -газофазное испарение и конденсация, осаждение из коллоидных растворов, термическое разложение, плазмохимический синтез) достаточно хорошо освоены, то компактные нанокристаллические материалы начали получать сравнительно недавно [4]. Однако, несмотря на большое количество проведенных исследований, существует ряд пробелов в понимании природы особенностей структуры нанометрического масштаба, а также главным образом вопросов, связанных с технологической реализацией наноструктур в практически требуемых материалах, например в массивных изделиях. К этому выводу приводит анализ ряда последних обзорных публикаций и трудов конференций по наноструктурным материалам [3, 5-11]. Тем не менее, реализация в промышленности присущих нанокристаллическим материалам в частности аномально высоких механических свойств является, как отмечалось, чрезвычайно важной практической задачей. Это обусловлено тем, что на данном направлении наиболее реально приближение к решению одной из актуальнейших задач материаловедения - разработке высокопрочных материалов, приближающихся по своей прочности к теоретическому пределу прочности [12].

Следует отметить, что зачастую для различных конкретных применений помимо требования высокой прочности к свойствам материалов предъявляют и другие не менее жесткие требования. Так, например, настоятельная необходимость разработки высокопрочных и одновременно высокоэлектропроводных материалов, имеющих прочность более 1000 МПа и проводимость на уровне 70% от проводимости высокочистой меди, проявилась уже в настоящее время. Это, в частности, обусловлено потребностью создания обмоточных проводов для крупных исследовательских магнитных систем, рассчитанных на рекордно высокие напряженности магнитного поля от 50 Тл вплоть до 100 Тл. Такие проекты разрабатываются в США, Японии и ЕС [13-15]. Необходимость создания таких систем диктуется не только существенным расширением возможностей проведения фундаментальных исследований в области физики твердого тела, но и возможностью решения ряда практически важных задач, связанных с разработкой перспективной элементной базы полупроводниковой техники [16]. Помимо этого, новые материалы, при их использовании в качестве проводникового материала, существенным образом расширяют возможности создания электронных и электротехнических устройств, работающих в предельно тяжелых условиях, например в аэрокосмической отрасли. Значительна перспектива применения данных материалов в энергетике, например для создания линий электропередач, работающих в условиях Крайнего Севера. Другим примером разработки уникального композиционного материала является создание упрочненного микрокомпозиционным высокоэлектропроводным сплавом многоволоконного сверхпроводника на основе интерметаллического соединения ЫЬ38п, способного выдерживать без деградации критического тока вдвое более высокие деформации. Это позволит экономически обоснованно реализовать проекты по созданию нового класса сверхпроводящих ЯМР магнитов с повышенной чувствительностью, рассчитанных на уровень магнитного поля порядка 20 Тл и частоты до 1 ГГц.

Цель работы. В настоящей работе ставилась цель создания высокопрочных, высокоэлектропроводных материалов в технически применимом виде путем разработки технологических процессов их получения на основе комплексного исследования механизмов достижения высоких прочностных и электропроводящих свойств в микрокомпозиционных материалах, получаемых методами пластической деформации.

Для достижения поставленной цели решались следующие задачи:

1. Разработка конструкций, выбор исходных материалов и разработка технологии производства промышленного уровня макрокомпозиционных высокопрочных, высокоэлектропроводных проводов типа Си/нерж. сталь применительно к созданию наружных секций крупномасштабных импульсных магнитных систем.

2. Разработка гипотетической модели строения структуры микрокомпозиционного материала с максимально высокими значениями механической прочности и электрической проводимости.

3. Разработка конструкций и основ технологических схем процессов получения нового класса микромпозиционных материалов с металлической матрицей, обладающих уникальным сочетанием высокой прочности и электропроводности, которые обеспечиваются переходом к нанометрическому уровню дисперсности компонентов.

4. Исследования эволюции микроструктуры композиционных проводов в процессе глубокой пластической деформации вплоть до достижения нанометрического размера составляющих.

5. Исследования методами оптической и электронной микроскопии и рентгенографии особенностей кристаллической структуры компонентов микрокомпозиционных проводников системы Си-№).

6. Исследования механических свойств макро- и микрокомпозиционных проводников различных конструкций при комнатной и криогенных температурах и установление их взаимосвязи со структурными параметрами.

7. Исследования электрической проводимости микрокомпозиционных проводников системы Си-ЫЬ различных разработанных конструкций при комнатной и криогенных температурах и изучение взаимосвязи электрофизических свойств с параметрами микроструктуры наноразмерного уровня.

8. Разработка технологии получения многоволоконных сверхпроводников на основе №)38п с повышенными прочностными свойствами.

Научная новизна работы и положения, выносимые на защиту. В диссертационной работе впервые предложены и разработаны металлургические основы технологических процессов получения технических высокопрочных, высокоэлектропроводных материалов с использованием эффектов аномального повышения прочностных свойств, связанных с реализацией наноразмерного масштаба микроструктуры в двухфазных композиционных материалах на основе системы Cu-Nb.

На основании анализа литературных данных и результатов собственных исследований предложена гипотетическая модель строения микроструктуры высокопрочного, высокоэлектропроводного композиционного материала, позволившая рассчитать состав сплава для получения in situ композитов Cu-Nb, а также сформулировать критерии выбора конструкций композитов Cu-Nb с непрерывными волокнами.

Проведены систематические исследования механических и электропроводящих свойств микрокомпозиционных материалов на основе системы Cu-Nb, как при комнатной, так и при криогенных температурах.

Отработаны оптимальные конструкции, режимы деформации и термообработки микрокомпозиционных проводников, позволившие получить материал с пригодными для эксплуатации в различного вида инженерных конструкциях свойствами.

Исследования микроструктуры, сверхтонкой электрической структуры материалов, приготовленных различными методами интенсивной пластической деформации, обнаружили специфическое состояние граничной области межфазного контакта материалов, отличающихся по типу кристаллической решетки.

Разработаны конструкции и технологии получения многоволоконных стабилизированных сверхпроводников на основе интерметаллического соединения Nb3Sn с повышенными прочностными свойствами. Повышение прочности сверхпроводников более чем в 1,5 раза достигнуто путем замены части стабилизирующей меди на упрочняющий микрокомпозиционный слой Cu-Nb.

Проведенные исследования позволили сформулировать ряд новых положений, которые выносятся на защиту:

1. Металлургические основы технологических процессов получения макрокомпозиционных проводов типа Cu/нерж. сталь и микрокомпозиционных материалов на основе системы Cu-Nb, пригодных в частности для использования в качестве обмоточных проводников импульсных магнитных систем, рассчитанных на генерирование рекордно высоких магнитных полей напряженностью до 100 Тл.

2. Гипотетическая модель строения микроструктуры высокопрочного, высокоэлектропроводного композиционного материала, позволившая рассчитать состав сплава для получения in situ композитов Cu-Nb, а также сформулировать критерии выбора конструкций композитов Cu-Nb с непрерывными волокнами.

3. Результаты электронномикроскопических и рентгеноструктурных исследований, измерений механических свойств при комнатной и криогенных температурах образцов микрокомпозиционных материалов: аномально высокие прочностные свойства при сохранении достаточно высокой электропроводности в длинномерных проводниках укрупненного сечения.

4. Экспериментально обнаруженные эффекты изменения механических и электропроводящих свойств микрокомпозиционных Cu-Nb проводов в процессе вылеживания при комнатной температуре. Зависимость степени протекания явлений релаксации дислокационных структур в матричном материале микрокомпозиционных проводников от технологической предыстории их получения.

5. Способ повышения прочности технических многоволоконных сверхпроводников на основе NbsSn более чем в 1,5 раза, которое достигнуто путем замены части стабилизирующей меди на упрочняющий микрокомпозиционный слой Cu-Nb.

Научная и практическая ценность работы. Предложенные в работе методы получения объемных микрокомпозиционных материалов с нанометрическим уровнем структуры и разработанные на их основе технологические процессы промышленного производства позволили получить обмоточные длинномерные проводники крупного сечения с уникальным сочетанием прочностных и электропроводящих свойств. Это открыло принципиально новые возможности для практического применения нового класса материалов, например в импульсных магнитных системах с рекордно высоким уровнем напряженности магнитного поля.

Работа проводилась в рамках выполнения договоров с РНЦ «Курчатовский институт», международных научно-исследовательских проектов и соглашений с Католическим Университетом Лейвена (Бельгия), Университетом Оксфорда (Великобритания), Университетом Амстердама (Нидерланды), с Лос-Аламосской Национальной Лабораторией США, с Национальной Лабораторией Высоких Магнитных Полей США и ряда коммерческих контрактов с организациями в Бельгии, США, Нидерландах и Польше.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, пяти разделов, заключения и списка цитируемой литературы. Содержит 249 страниц, 106 рисунков, 32 таблицы, 236 литературных ссылок.

ВЫВОДЫ

1. Для создания проводниковых материалов, имеющих предел прочности более 1000 МПа при электропроводности не менее 60% от электропроводности высокочистой меди в обеспечение изготовления сверхвысокопольных импульсных магнитных систем, на основании анализа механизмов достижения высоких прочностных и электропроводящих свойств в металлических материалах научно обоснована необходимость разработки нового класса двухфазных композиционных материалов с нанометрической размерностью компонентов.

2. Предложена гипотетическая модель строения микроструктуры высокопрочного и одновременно высокоэлектропроводного двухфазного композиционного материала, содержащего волокна из ОЦК металла, распределенные в матрице из ГЦК металла, получаемого методом интенсивной пластической деформации. На основе разработанной модели проведен расчет оптимального состава сплава системы Си-ЫЬ, выбранной в качестве базовой для разработки обмоточных проводов высокопольных импульсных магнитных систем.

3. Предложены и разработаны металлургические основы технологических процессов получения высокопрочных, высокоэлектропроводных микрокомпозиционных Си-ЫЬ проводов с крупным (до 24мм2) размером поперечного сечения, включающие вакуумную дуговую плавку слитков, деформацию слитков выдавливанием и последующим волочением с получением прутковых шестигранных элементов, сборку композиционной заготовки и ее деформацию выдавливанием и волочением с промежуточными термообработками и заключительное профилирование.

4. С использованием металлографических, электронномикроскопических, рентгеноструктурных, микрорентгеноспектральных, электрофизических и других методов анализа проведены систематические исследования состава, структуры, механических и электропроводящих свойств микрокомпозиционных материалов на основе системы Cu-Nb, как при комнатной, так и при криогенных температурах.

5. Разработаны оптимальные конструкции нового класса микрокомпозиционных Cu-Nb проводов с существенно различной геометрией поперечного сечения от круглого, диаметром 0,3 мм, до прямоугольного с л л размерами от 0,8x1,7мм до 4x6мм , позволившие для каждой из конструкций получить материал с заданной комбинацией прочностных и электропроводящих свойств.

6. Разработаны технологические режимы получения микрокомпозиционных Cu-Nb проводов методами «плавка + деформация» и «сборка + деформация». Определены параметры режимов дуговой плавки и рассчитаны конструкции композиционных электродов, обеспечившие получение Cu-Nb слитков диаметром до 130 мм с равномерным распределением в медной матрице частиц ниобия размерами менее 10 рм. Определены температурные границы режимов промежуточных термообработок в ходе пластической деформации полуфабрикатов проводов, обеспечившие получение оптимальной микроструктуры проводов, соответствующей предложенным модельным представлениям.

7. С использованием результатов работы выпущены опытные партии технических высокопрочных Cu-Nb обмоточных проводов с размерами прямоугольного поперечного сечения (от 0,8x1,7мм до 4x6 мм) со следующими свойствами: Предел прочности (при 293К) = 1100-1250МПа; Электропроводность (при 293К) = 70-67 %IACS; Предел прочности (при 77К) = 1350-1450 МПа; Электропроводность (при 77К) = 325-300 %IACS;

8. На лабораторных образцах Cu-Nb проводов диаметром поперечного сечения (2 - 2,5 mm) достигнуты величины предела прочности 1400 МПа при 293К и предела прочности 2000 МПа при 77К.

9. Разработанные Cu-Nb обмоточные провода с сечением 3,0 х 5,8 мм выдерживали без разрушения более 1000 циклов нагружения при напряжении близком к 1400 МПа при температуре жидкого азота.

10. С использованием разработанных Cu-Nb проводов в Университете Лейвена (Бельгия) разработан, изготовлен и успешно испытан импульсный магнит с индукцией магнитного поля 75 Тл.

11. Разработаны упрочненные микрокомпозиционным Cu-Nb материалом сверхпроводящие провода на основе интерметаллического соединения NbjSn, предназначенные для использования в особо крупных сверхпроводящих магнитных системах. После реакционной термообработки предел прочности и условный предел текучести таких проводов были выше в 1,5 - 1,7 раза по сравнению с аналогичными проводами без упрочняющего элемента. Разработанные сверхпроводящие провода на основе Nb3Sn выдерживают без критической деградации токонесущей способности деформацию растяжением вплоть до 0,7% по сравнению с 0,3% для сверхпроводников аналогичной конструкции без упрочнения.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

В диссертационной работе с учетом современных тенденций материаловедения, предполагающих разработку новых материалов, характеризующихся широким комплексом высоких физических свойств, проведен анализ возможных путей создания высокопрочных и одновременно высокоэлектропроводных материалов, предназначенных главным образом для использования в качестве обмоточных проводов в сверхвысокопольных импульсных магнитных системах. При этом последующая разработка таких материалов была основана не только на научном поиске путей достижения комплекса требуемых физических свойств, но и предполагала обеспечение требований экономичности, доступности и возможности организации эффективного промышленного производства нового разработанного материала.

Сформулированы основные требования, предъявляемые к обмоточным материалам импульсных магнитных систем с рекордно высоким уровнем индукции магнитного поля вплоть до 100 Тл. Под действием электромагнитных сил в обмотках магнитов, рассчитанных на индукцию выше 60 Тл, создаются механические напряжения, превышающие 1000 МПа. Одновременно с этим, поскольку необходимая мощность, подводимая к обмоткам 70-100 Тл магнитов, очень велика и составляет порядка сотен МДж, требуется, чтобы обмоточный высокопрочный проводник имел высокую электропроводность не ниже 60% от проводимости высокочистой меди при достаточно крупном поперечном сечении порядка 20 - 40 мм2.

Данного комплекса прочностных и электропроводящих свойств не имеет ни один из существующих известных сплавов, что и обусловило необходимость разработки нового класса электротехнического материала, сочетающего высокую механическую прочность с высокой электропроводностью.

Было показано, что, исходя из соображений экономической эффективности, и учитывая, что создание крупных импульсных магнитных систем с индукцией 70100 Тл предполагает секционирование магнитной обмотки, необходимо разработать два типа материалов (для наружных и внутренних секций), отличающихся по уровню достигаемых свойств.

Для наружных, менее нагруженных секций обмотки импульсных магнитов, была поставлена цель разработать макрокомпозиционные провода медь/сталь

Важнейшей привлекательной особенностью макрокомпозиционных материалов является возможность целенаправленно формировать сразу несколько инженерно значимых параметров путем оптимальной реализации присущих каждому компоненту физических свойств. При этом основной задачей при разработке макрокомпозиционных материалов является проблема сохранения специфических свойств компонентов в процессе различных технологий объединения разнородных материалов в единое целое.

Для достижения вышеуказанных параметров провода для внешних секций импульсных магнитов при разработке промышленной технологии были решены следующие вопросы:

- разработаны основы промышленной технологии изготовления композита;

- рассчитана исходная конструкция составной заготовки с учетом изменения соотношения компонентов в процессе совместной обработки, рассмотрены вопросы подготовки исходных элементов;

- успешно изготовлены коммерческие партии макрокомпозиционных проводов с крупным поперечным сечением 5,2 ммх 7,2 мм, имеющих прочность не менее 900 МПа, и проводимость - 60 % 1АС8.

Показано, что создание материала для внутренних секций сверхвысокопольных импульсных магнитов, в которых реализуются максимальные механические напряжения, предполагает безальтернативность перехода к наноструктурному механизму упрочнения микрокомпозиционных материалов для достижения необходимого сочетания предельно высоких прочностных и электропроводящих свойств в массивных длинномерных обмоточных проводах.

В диссертационной работе впервые предложены и разработаны металлургические основы технологических процессов получения технических высокопрочных, высокоэлектропроводных материалов с использованием эффектов аномального повышения прочностных свойств, связанных с реализацией наноразмерного масштаба микроструктуры в двухфазных композиционных материалах на основе системы Си-МЬ.

Предложена гипотетическая модель строения микроструктуры высокопрочного, высокоэлектропроводного микрокомпозиционного материала, позволившая рассчитать состав сплава для получения in situ композитов Cu-Nb, а также сформулировать критерии выбора конструкций композитов Cu-Nb с непрерывными волокнами.

Физическим обоснованием предложенной модели является механизм, согласно которому, при деформировании композиционного материала, один из компонентов которого представляет собой металл или сплав с ОЦК кристаллической решеткой, распределенный в матрице из материала с ГЦК решеткой - например, в меди, имеет место развитие ориентационных соотношений Курдюмова-Закса [lll]Cu | | [110]Nb. С развитием текстуры вытяжка текстурированных ниобиевых волокон заменяется их плоской деформацией. Но ориентировка ширины ленты в различных волокнах случайная, и совместность деформации требует местных сдвигов и изгиба. Волокно-лента закручивается в спираль относительно оси растяжения.

Для построения модели деформирования ниобиевых включений в медной матрице были приняты следующие исходные положения:

• ниобиевые включения имеют одинаковый размер, они равноосны в поперечном сечении и равномерно распределены по сечению матрицы;

• объемное содержание ниобия в композиционном материале не превышает 25%, в результате чего включения ниобия не связны;

• связь между волокном и матрицей является совершенной и поверхность раздела эффективно передает нагрузку;

• деформация композита осуществляется осесимметрично;

• обе фазы при всех равных уровнях напряжений находятся в условиях равной деформации.

При разработке металлургических основ технологии получения нового класса технических микрокомпозиционных материалов, для формирования ярко выраженной текстуры волочения <110> у ниобия, при деформировании композита были исключены высокотемпературные термообработки, в ходе которых возможно полное протекание рекристаллизационных процессов ниобия и, как следствие, нарушение ориентационных соотношений Курдюмова-Закса в композите.

Предложенная модель микроструктуры композита, полученного глубокой пластической деформацией с достижением нанометрического масштаба компонентов, позволила определить минимально необходимое количество компонента с ОЦК решеткой из предположения, что его должно быть достаточно для полного окружения областей матричного высокоэлектропроводного материала с ГЦК решеткой тонким слоем однородной толщины. При этом для обеспечения высокой электропроводности композита, минимальные расстояния в сечении таких замкнутых областей матричного материала как минимум должны превышать длину свободного пробега электронов проводимости. Другим важным ограничительным фактором предложенной модели является толщина ленточного ОЦК материала (б), которая не должна быть меньше критической величины в 5-7 нм, при которой в условиях глубокой пластической деформации, сопровождающейся сильным деформационным упрочнением возможно перерезание ленточных ОЦК волокон.

В соответствии с предложенной моделью, с учетом незначительного различия в плотностях меди и ниобия интервал оптимальных концентраций ниобия в сплаве Си-1ЧЬ был определен равным 17,5-22,5 масс.%.

Проведены систематические исследования механических и электропроводящих свойств микрокомпозиционных материалов на основе системы Си-М), как при комнатной, так и при криогенных температурах.

Исследования микроструктуры, сверхтонкой электрической структуры материалов, приготовленных различными методами интенсивной пластической деформации, обнаружили специфическое состояние граничной области межфазного контакта материалов, отличающихся по типу кристаллической решетки, свидетельствующее о возникновении областей когерентной связи компонентов.

Было установлено, что проведение термообработок при температурах вплоть до 800°С на начальной стадии деформации сплава Си-М) не приводит к снижению прочности конечного провода. Скорость увеличения прочности провода в ходе последующей холодной деформации после таких термообработок существенно выше, чем в проводах, не подвергнутых термообработке.

Анализ эволюции геометрических размеров поперечного сечения ниобиевых волокон в ходе процесса деформации показал, что зависимость между истинной деформацией ниобиевых включений и истинной деформацией провода в целом может быть условно поделена на три интервала.

В первом интервале, соответствующем деформации путем выдавливания, наклон линии, характеризующей соотношение истинных степеней деформации прутка Си-№) и № выделений, очень незначителен. На данной стадии деформации основным физическим процессом является процесс разрыва и разрушения дендритных ветвей ниобиевых выделений в слитке и их переориентация без сколько-нибудь заметного пластического деформирования.

Во втором интервале, соответствующей начальной стадии длительного процесса холодного волочения, процесс переориентации и перераспределения ниобиевых выделений в объеме деформируемого прутка продолжает оставаться доминирующим, однако он сопровождается процессом пластической деформации части ниобиевых выделений, благоприятно ориентированных параллельно продольной оси провода.

И только в третьем интервале, когда практически все ниобиевые выделения должным образом ориентированы в объеме прутка Си-ЫЬ, скорости роста истинных деформаций ниобиевых выделений и всего провода совпадают.

Проведенные на модельных образцах исследования позволили определить деформационные и температурные области воздействия на композиционный материал, которые были реализованы при разработке технологии производства реальных технических высокопрочных проводов укрупненного сечения.

Показана возможность уменьшения размера дендритных выделений ниобия в исходных слитках Си-( 16-20масс%)№), получаемых методом дуговой плавки с расходуемым электродом, путем легирования цирконием. Легирование сплава Си-18%№> привело к повышению механической прочности микрокомпозиционных проводников во всем исследованном интервале степеней деформации.

Разработанные режимы оптимальных термомеханических обработок благоприятно сказывались и на электропроводящих свойствах при комнатной температуре и при температуре жидкого азота. При этом, разработанные технологические режимы термомеханической обработки обеспечивали и достижение более высоких прочностных свойств.

Определен оптимальный режим (с проведением промежуточных термообработок сначала при 700°С, а затем по мере повышения дисперсности компонентов провода при 550°С), который обеспечивал достижение максимально высоких значений механической прочности при высокой технологичности.

Установлено, что достижение высоких значений прочностных свойств в проводах Cu-Nb сопровождается уменьшением межплоскостных расстояний (110) в решетке ниобия в направлении перпендикулярном направлению волочения провода - <110> и увеличением межплоскостных расстояний (110) в решетке ниобия в направлении параллельном направлению волочения, решетка ниобия находится в сжатом состоянии в направлении перпендикулярном направлению волочения и в растянутом - в направлении, параллельном оси волочения. Что касается меди, то соответствующие искажения решетки существенно меньше и находятся в пределах 0-0,5% для Си (111) и Си (200) в перпендикулярном направлении и в пределах 0-(-0,1)% для Си (111) и Си (200) в продольном направлении.

Результаты электронно-микроскопических исследований позволили подтвердить важный технологический вывод, что в проводниках in situ с размерами ниобиевых волокон вплоть до 100 нм возможно проведение термообработки (550-650°С), приводящей к существенному снятию деформационного упрочнения, и не вызывающей сильной коагуляции волокон,

С целью верификации температурных границ начала процесса коагуляции ленточных ниобиевых волокон в реальных микрокомпозиционных проводах крупного сечения были проведены исследования влияния термообработки на механические и электрофизические свойства проводника

Проведенные исследования полностью подтвердили основные принципы, заложенные в разработку микрокомпозиционных проводников на основе системы Cu-Nb для обеспечения приемлемого уровня эксплуатационных свойств практических высокопрочных проводов. Так - уменьшение характеристических размеров областей медной составляющей до нанометрического масштаба приводит к заметному снижению электропроводности микрокомпозитов, однако оно не является катастрофическим, благодаря принятому при разработке реальных конструкций проводников ограничению минимальных расстояний между ниобиевыми волокнами на уровне 60 нм. Кроме того, для компенсации негативного эффекта снижения электропроводности Cu-Nb сердечников в составных технических проводах, разработаны и опробованы методы введения дополнительной объемной меди в состав композитов.

Таким образом, в результате данной работы были научно обоснованы подходы к разработке конструкций и выбору термомеханических режимов обработки Cu-Nb микрокомпозиционных материалов, позволившие разработать процесс получения реальных высокопрочных проводов с крупным поперечным сечением.На основании разработанной технологии выпущена коммерческая партия Cu-Nb проводов с сечением 3x5,8 мм2 и 4x6 мм2 с единичными длинами до 200 м .

Результаты комплексных исследований выпущенных опытных партий Cu-Nb проводов подтвердили, что разработанная промышленная технология позволила получить новый класс обмоточных проводов, обладающих рекордно высоким сочетанием электропроводности (~70 % IACS при комнатной температуре и ~ 300 % IACS при температуре жидкого азота) и механической прочности (ав > 1200 МПа при комнатной температуре и сгв > 1500 МПа при температуре жидкого азота). В настоящее время разработанные провода по комплексу свойств признаны лучшими. С использованием разработанных новых материалов проводится работа по созданию уникальных импульсных магнитных систем с рекордно высокими уровнями магнитного поля в ряде научных центров мира (Объединенная лаборатория высоких магнитных полей, г.Гданьск, Польша; Католический Университет Лейвена, Бельгия; Национальная Лаборатория Высоких Магнитных Полей, г.Таллахасси, США).

Предложенная модель достижения высоких прочностных и электропроводящих свойств в микрокомпозиционных Cu-Nb материалах, и выполненные исследования по температурной устойчивости микроструктур наноразмерного уровня дисперсности позволили разработать технологию введения упрочняющих элементов в состав многоволоконных технических сверхпроводников на основе соединения Nb3Sn

Разработаны конструкции и технологии получения многоволоконных стабилизированных сверхпроводников на основе интерметаллического соединения NbsSn с повышенными прочностными свойствами. Достигнуто прочности сверхпроводников более чем в 1,5 раза путем замены части стабилизирующей меди на упрочняющий микрокомпозиционный слой Си-№>.

Показано, что сверхпроводящие провода, упрочненные микрокомпозиционным сплавом Си-№>, допускают почти в 2 раза более высокие деформации растяжения (вплоть до 0,7-0,8%) без существенной потери токонесущей способности. Разработанные подходы к созданию технических сверхпроводников с регламентированными механическими свойствами во многом могут способствовать повышению надежности сложных и особо крупных сверхпроводящих магнитных систем.

1. I.Malsh, "Nanotechnology in Europe: scientific trends and organizational dynamics" / Nanotechnology, 1999, v. 10, pp. 1-7.

2. H. Gleiter, in "Deformation of Polycrystals: Mechanisms and Microstructures",// Eds. Hansen N. et al., Roskilde: RisoNat. Laboratory 1981, p.15.

3. Р.А.Андриевский, А.М.Глезер «Размерные эффекты в нанокристаллических материалах. 1. Особенности структуры, термодинамика. Фазовые равновесия. Кинетические явления» /ФММ, 1999, том 88, №1, стр.50-73.

4. Г.М.Грязнов, В.Ф.Петрунин «Ультрадисперсные материалы нанокристаллы» / Конверсия в машиностроении, 1996, №4.

5. R.A. Andrievski, "Nanocristalline high melting point compound-based materials" / J. Mater. Sci. 1994, v.29, pp.614-631.

6. H. Gleiter, "Nanostructured materials: state of the art and perspectives" / Nanostruct. Mater. 1995, v.6, pp. 3-14.

7. K.Lu, "Nanocrystalline metals crystallized from amorphous solids: nanocrystallization, structure and properties" / Mater. Sci. Eng. Reports, 1996, V.R16, pp. 161-221.

8. Л.Н.Лариков, «Кинетика релаксационных процессов в нанокристаллических соединениях» / Металлофизика и новейшие технологии. 1997, т. 19, стр. 19-31.

9. А.И. Гусев, «Эффекты нанокристаллического состояния в компактных металлах и соединениях» / УФН, 1998, т.168, стр. 55-83.

10. А.И. Гусев, «Нанокристаллические материалы методы получения и свойства», Екатеринбург: УрО РАН, 1998,200 стр.

11. Р.А Андриевский, A.M. Глезер, «Размерные эффекты в нанокристаллических материалах. И. Механические и физические свойства» / ФММ, 2000, т.89, стр.91-112.

12. A.Kelly and N.H.Macmillan "Strong Solids" 3-rd edition, Oxford Science Publications, 1986, p.385.

13. J.Bacon, A.Baca, H.Coe, Y.Eyssa, K.Han, K.Kihara, M.Manzo, J.Schilling, J.Sims «First 100 T Non-Destructive Magnet Outer Coil Set» IEEE Trans, of Applied Superconductivity, 2000, v. 10, pp.514-517

14. M.R.Vaghar, L.Li, Y.Eyssa, H.J.Schneider-Muntau, R.Kratz "Roads to 100 T Pulsed Magnets" IEEE Transactions on Applied Superconductivity", 2000, v. 10, pp.5 07-509.

15. K. Kindo, "100 T magnet developed in Osaka" Physica B, 2001, v.294-295, pp. 585-590.

16. G.S.Boebinger, S.Brazovskii, L.J Campbell, "Condensed matter physics for non-destructive 100 T magnets" Physica B, 1988, v.246-247, pp.61-66.

17. D.B.Montgomery, "Solenoid magnet design" // Wiley-Interscience Publishers, NY, 1969.

18. F.Herlach, "The design of high field pulse magnets" / IEEE Transactions on Magnetics, 1988, v.24, pp. 1049-1055.

19. А.И.Павловский в кн. «Сверхсильные магнитные поля. Физика, Техника, Применение» // Под ред. В.Титова и Г.Швецова, Москва, Наука, 1984.

20. А.И.Павловский и Р.З.Людаев в кн. «Вопросы современной экспериментальной и теоретической физики» //Под ред. А.Пушкина, Москва, Наука, 1984, стр 206-270.

21. F.Herlach, М. van der Burgt, L.Deckers, G.Heremans, G.Pitsi, L. van Bockstal, S.Askenazi, R.G.Clark, H.Jones and J.Malett "Strong pulsed magnetic fields combined with low temperatures" / Physica B, 1992, v.277, p.63-70.

22. Х.Кухлинг, «Справочник по физике» // Москва, Мир, 1982,520 с.

23. M.von Ortenberg, N.Puhlmann, I.Stolpe, H.U.Mueller, A.Kirste, O.Portugal "The Humboldt high magnetic field center at Berlin" / Physica B, 2001, vol.294-295, pp.568-573.

24. P.Gilmor, P.Pernambuco-Wise and Y.Eyssa «Pulse Magnet Optimization» //NHMFL Internal Report 1995.

25. J.Vanacken, Li Liang, K.Rosseel, W.Boon, F.Herlach "Pulsed magnet design software" / Physica B, 2001, v.294-295, pp.674-678.

26. F.Herlach "Innovations and trends in magnet laboratories and techniques" / Physica B, 2001, v.294-295, pp.500-504.

27. H.Jones, W.Siertsma, P.E.Richens, M.Newson, et al. "An update on the Oxford high magnetic field facilities in the year 2000"/ Physica B, 2001, v.294-295, pp.598-604.

28. R.Kratz, Y.M.Eyssa, L.Li, H.J.Schneider-Muntau, M.R.Vaghar, S.W.Van Sciver, "Optimal use of magnetic energy in a magnet" // NHMFL internal report, 1998; Code "Solv Opt" http:/bedvgm.kfunigraz.ac.at:8001/alex/solvopt/slvmain.html.

29. И.А. Одинг. «Теория дислокаций в металлах и ее приложение» // М, Наука. 1959

30. Ф. Мак Клинтон, А.Аргон, «Деформация и разрушение материалов» // пер. с англ., Москва, Мир, 1970, с. 444.

31. В.Е.Панин, В.АЛихачев, Ю.В.Гриняев, «Структурные уровни деформации твердых тел» // Новосибирск, Наука, 1985, с.232.

32. B.C. Иванова, «Междисциплинарный подход к решению проблемы прочности материалов» / Металлы. 1996, №6, стр.4-12.

33. В.З.Партоп, Е.М. Морозов, «Механика упругопластического разрушения» /- Москва, Наука, 1985,504с.

34. Б.Билби, Л. Эшелби, «Дислокации и теория разрушения // Разрушение» Москва, Мир, 1973, т.1,с.112-203;

35. А.Я. Красовский, «Физические основы прочности» // Киев., Наук.думка, 1977,139с.

36. И.И.Новиков, В.А.Ермишкин., В.Г.Жарков и др. «Дислокационно-сдвиговой механизм разрушения / Физика прочности и пластичности» Ленинград, Наука, с. 56-64.

37. И.И.Новиков, «Термодинамические аспекты пластического деформирования и разрушения металлов / Физико-механические и теплофизические свойства металлов» -Москва., Наука, 1976, с. 170.

38. А.Х. Коттрелл, "Дислокации и пластическое течение в кристаллах" // Металлургиздат, 1958, с.267.

39. И.И. Новиков, «Дефекты кристаллической решетки металлов» // -Москва: Металлургия, 1968, с.188.

40. U.F.Kocks, / J.Engineering Materials Technology, 1976, v.96., p.76.

41. W.Roberts, "Deformation, Processing and Structure" // (Ed. by G.Krauss), ASM, Metals Park, OH, 1984, p. 109.

42. W.J.Liu, "A unified theoretical model for work-hardening of polycrystalline metals" / Acta Materialia, 1996, v.44, p.23 37-2343.

43. C.D.Liu, M.N.Bassim, D.X.You, "Dislocation structures in fatigued polycrystalline copper" / Acta Metall. Materialia, 1994, v.42., p.3695.

44. A.W.Thompson, "Substructure Strengthening Mechanisms" / Metallurgical Transactions, 1977, v.8A., pp.833-842.

45. D.L.Holt, "Dislocation cell formation in metals" / J.Appl. Phys., 1970, v.41., pp.3197-3201.

46. C.Langford and M.Cohen, / Metallurgical Transactions A, 1975, v.6A., pp.901-910.

47. M.R.Staker and D.L.Holt, "The dislocation cell size and dislocation density in copper deformed at temperatures between 25 and 700°C" / Acta Metallurgies 1972, v.20., pp.569-579.

48. D.Kalish, B.G.LeFevre, "Subgrain strengthening of aluminum conductor wires" / Metallurgical Transactions A, 1975, v.6A, pp.1319-1324.

49. H.J.McQueen, "The production and utility of recovered dislocation substructures" / Metallurgical Transactions A, 1977, v.8A., pp.807-824.

50. H.J.Rack and M.Kohen, "Strain hardening of Iron-Titanium alloys at very large strains" / Materials Science and Engineering, 1970, v.6., pp.320-326.

51. R.W.Armstrong, "The influence of polycristal grain size on several mechanical properties of materials" / Metallurgical Transactions, 1970, v.l, pp.1169-1176.

52. H.J.Rack and M.Kohen, "Frontiers in Materials Science"// Dekker, NY, 1976, pp. 365-389.

53. B.E. Панин, «Физическая мезомеханика материалов» / Изв.Акад.Наук, РАН, Механика твердого тела, 1999, №5, с.88-108.

54. В.Е. Панин, «Физические основы мезомеханики пластической деформации и разрушения твердых тел» в кн. Физическая мезомеханика и компьютерное конструирование материалов. // -Новосибирск, Наука, Сиб. изд-во РАН, 1995, с.7-49.

55. H.Gleiter in "Mechanical Properties and Deformation Behaviour of Materials Having Ultrafine Microstructures" // Ed. by M.Nastasi, Don M.Parkin, H.Gleiter, 1993, v.233, p.l, NATO ASI Series E, Applied Sciences, Kluwer, Dordrechts.

56. И.В.Морохов, Л.И.Трусов, В.И.Лаповок, «Физические явления в ультрадисперсных средах» // -Москва, Наука, 1984, с.320.

57. T.D.Shen and C.C.Koch, "Formation, solid solution hardening and softening of nanocrystalline solid solutions prepared by mechanical attrition" / Acta Materialia, 1996, v.44., p.753-761.

58. R.Z.Valiev, E.V.Kozlov, Yu.F.Ivanov, J.Lian, A.A.Nazarov, B.Baudelet, "Deformation behavior of ultrafine grained copper" / Acta metallurgica at materialia, 1994, v.42, p.2467-2475.

59. C.J.Smithells, "Smithells Metals Reference Book" // ed. by E.A.Brandes, 6-th edn, Butterworth, London, 1983, p.15-19.

60. R.W.Siegel and G.E.Fougere "Mechanical properties of nanophase materials" / Nanostructured Materials, 1995, v.6, pp.205-216.

61. H.Han and K.A.Padmanabhan "Mechanical response of nanostructured materials" / Nanostructured Materials, 1995, v.6, pp.191-200.62. "Волокнистые и дисперсноупрочненные композиционные материалы" -Москва, Наука, 1976г, с. 203.

62. R. Kossowsky, / Metallurgical Transactions, 1970, v.l, p. 1909.64. «Композиционные материалы» Том.1 "Поверхности раздела в металлических композитах" под ред. А.Меткалфа, -Москва, Мир, 1978.

63. К.И.Портной, С.Е.Салибеков, И.Л.Светлов, В.М.Чубаров «Структура и свойства композиционных материалов» // -Москва: Машиностроение, 1979, с.6.

64. David A. Smith, "Interface motion and the mechanism of phase transformation" / Scripta Metallurgica, vol.21, pp.225-254.

65. R.W.Balluffi, Ed. "Grain boundary structure and kinetics" // ASM, Metals Park, OH, 1980

66. Мак Лин Д. «Границы зерен в металлах» // пер. с англ. Под ред. Штремеля М.А., -Москва, ГНТИ литературы по черн. и цветн. металлургии, 1960, стр.322.

67. М.В. Грабский, «Структура границ зерен в металлах» //-М., Металлургия, 1972, с. 159.

68. А.Н. Орлов, В.Н. Перевезенцев, В.В. Рыбин, «Границы зерен в металлах» // -Москва, Металлургия, 1980, стр.156.

69. Ч.В.Копецкий, А.Н.Орлов, Л.К Фионова, «Границы зерен в чистых металлах» // -Москва, Металлургия, 1986, стр.280.

70. О.А.Кайбышев, Р.З.Валиев, «Границы зерен и свойства металлов» // -Москва, Металлургия, 1987, стр.214.

71. Weismuller J., Loffler J., Kleber M, "Atomic structure of nanostructured metals studied by diffraction technique and EXAFS" / Nanostructured materials, 1995, v.6, pp. 105-114.

72. Y.Ishida, H.Ichinose, T.Kizuka, K.Suenaga "High resolution electron microscopy of interfaces in nanostructured materials"/ Nanostructured materials, 1995, v.6, pp.115-124.

73. R.Z.Valiev "Approach to nanocrystalline solids through the studies of submicron grained polycrystals" / Nanostructured materials, 1995, v.6, pp.73-82.

74. Р.З.Валиев, Р.К.Исламгалиев «Структура и механическое поведение ультрамелкозернистых металлов и сплавов, подвергнутых интенсивной пластической деформации» / ФММ, 1998, т.85, стр.161-177.

75. W.A.Spitzig, A.R.Pelton, F.C.Laabs "Characterization of the strength and microstructure of heavily cold worked Cu-Nb composites" / Acta Metallurgies 1987, v.35, No.10, p.p.2427-2442.

76. S.Foner, E.J.McNiff Jr, B.B.Schwartz and R.Roberge , / Appl.Phys.Lett.,1977, v.31, p.5180.

77. J.D.Verhoeven, D.K.Finnemore, E.D.Gibson, J.E.Ostenson and L.F.Goodrick, / Appl.Phys.Lett., 1978, v.33, p.101.

78. М.М.Олексиенко, В.Т.Петренко, М.А.Тихоновский, А.П.Бердник «Сверхпроводимость высокодисперсных композитов медь-ниобий» / ВАНТ, Сер. Общая и ядерная физика, Харьков,1980, Вып.З (13), стр.26-30.

79. G.Frommeyer and G.Wasserman, "Microstructure and anomalous mechanical properties of in situ produced silver-copper composite wires" / Acta metallurgica, 1975, v.23, p. 1353-1360.

80. J.Bevk, J.P.Harbison, J.L.Bell, "Anamalous increase in strength of in situ formed Cu-Nb multifilamentary composites" / Journal of Applied Physics, 1978, v.49, pp.6031-6038.

81. P.D.Funkenbush and T.H.Courtney, "On the strength of heavily cold worked in situ composites" / Acta metallurgica, 1985, v.33., p.913-922.84. "Диаграммы состояния металлических систем" // Под ред. Н.П.Лякишева, Москва, Машиностроение, 1996г.

82. T.Aboud, B.Z.Weiss, R.Chaim, "Mechanical alloying of the immiscible system W-Cu" / Nanostructured materials, 1995, v.6, pp.405-408.

83. F.W.Gayle and F.S.Biancaniello, "Stacking faults and crystallite size in mechanically alloyed Cu-Co" / Nanostructured materials, 1995, v.6, pp.429-434.

84. P.D.Funkenbush and T.H.Courtney, "Microstructural strengthening in cold worked in situ Cu-14.8 vol.%Fe composites" / Scripta Metallurgica, 1981, v.15, pp.1349-1354.

85. V.A.Teplov, V.P.Pilugin, V.S.Gaviko, E.G.Chernyshov, "Nanocrystalline structure of non-equilibrium Cu-Fe alloys obtained by severe plastic deformation under pressure" / Nanostructured Materials, 1995, v.6, pp.43 7-440.

86. С.Д.Калошкин, И.А.Томилин, Е.В.Шелехов, В.В.Чердынцев, Г.А.Андрианов, Ю.В.Балдохин, «Образование пересыщенных твердых растворов в системе Fe-Cu при механосплавлении» / ФММ, 1997, т.84, вып.З, с.68-76.

87. A.Misra, M.Verdier, Y.C.Lu, H.Kung, T.E.Mitchell, M.Nastase, J.D.Embury, "Structure and mechanical properties of Cu-X (X=Nb,Cr,Ni) nanolayered composites" / Scripta Materialia, 1998, v.39, pp.555-560.

88. D.A.Hardwick, C.G.Rhodes, L.G.Fritzemeier, "The effect of annealing on the microstructure and mechanical properties of Cu-X microcomposites" / Metallurgical Transactions A, 1993, V.24A, pp.27-34.

89. В.И.Панцырный, А.К.Шиков, А.Е.Воробьева и др. «Высокопрочные высокоэлектропроводные проводники на основе микрокомпозиционного Cu-Nb материала» // Приборы, 2002, том.22, №4, стр. 36-39.

90. W.F.Hosford Jr, / Transactions of Metallurgical Society AIME, 1964, v.230, N1, p.12.

91. Г.А.Ванин, Н.Л.Махутов // В кн. «Актуальность проблемы механики деформируемого твердого тела. 4.1. Алма-Ата: Гилым, 1991, стр. 173-192.

92. Г.А.Ванин «Математическое моделирование состояний композиционных материалов» / Заводская Лаборатория. Диагностика материалов, 1998, том 64, стр.53-58.

93. E.O.Hall, / Proc.R.Soc., 1951, v.B64, р.747.

94. N.J.Petch, / J.Iron Steel Inst., 1953, v.174, p.25.

95. P.D.Funkenbush, T.H.Courtney and D.G.Kubish, / Scripta metallurgica, 1984, v. 18, p. 1099.

96. J.D.Embury and R.M.Fisher, /Acta Metallurgica, 1966, v.14., p.147.

97. G.Langford, "Deformation of pearlite" / Metallurgical Trans., 1977, v.8A, pp. 861-875.

98. P.D.Funkenbush, T.H.Courtney, "On the role of interphase barrier and substructural strengthening in deformation processed composite materials" / Scripta Metallurgies 1989, v.23, pp.1719-1724.

99. W.A.Spitzig and P.D.Krotz "Comparison of the strengths and microstructures of Cu-20%Ta and Cu-20%Nb in situ composites" / Acta Metallurgies 1988, v.36, pp.1709-1715.

100. C.L.Trybus and W.A.Spitzig, "Characterization of the strength and microstructural evolution of a heavily cold rolled Cu 20 % Nb composite" / Acta Metallurgica, 1989, v.37, pp. 1971-1981.

101. W.A.Spitzig, "Strengthening in a heavily deformation processed Cu-20%Nb" / Acta Metallurgica at Materialia, 1991, v.39, pp.1085-1090.

102. A.L.Wingrove, / J. Inst. Metals, 1972 , v.100, p.313.

103. H.J.McQueen, "The production and utility of recovered dislocation substructures" / Metallurgical Transactions, v.8A, 1977, pp. 807-824.

104. B.B. Рыбин «Большие пластические деформации и разрушение металлов» // -Москва, Металлургия, 1986, с.224.

105. D.Heil "The physical properties of composite materials" / J. Material Science, 1976, v.ll, pp.2105-2141.

106. R.Landauer "The electrical resistance of binary metallic mixtures" / Applied Physics, 1952, v.23, pp.779-788.

107. Sun Ig Hong "Yield strength of a heavily drawn Cu-20%Nb filamentary microcomposite" / Scripta Materialia, 1998, v.39, pp.1865-1691.

108. N.I.Kozlenkova, V.I.Pantsyrnyi, A.D.Nikulin, A.K.Shikov, I.I.Potapenko "Electrical conductivity of high strength Cu-Nb microcomposites" / IEEE Transactions on Magnetics, 1996, v.32, pp.2921-2924.

109. F.Heringhaus, D.Raabe, G.Gottstein "On the correlation of microstructure and electromagnetic properties of heavily cold worked Cu-20%Nb wires" / Acta Metallurgica et Materialia, 1995, v.43, pp.1467-1476.

110. K.Fuchs and H.H.Wills, "The conductivity of thin metallic films according to the electron theory of metals" / Proceedings of the Cambridge Philosophical Society, 1938, v.34, pp.100-108

111. R.B.Dingle, "The electrical conductivity of thin wires" / Philosophical Magazine, 1949, pp.545-560.

112. E.H.Sondheimer, "The mean free path of electrons in metals" / Advances in Physics A Quarterly Supplement of the Philosophical Magazine, 1952, v.l, pp.1-42.

113. Ch.Falco, I.Schuler, "Electronic and magnetic properties of metallic superlattics" // Academic Press, 1985.

114. M.Ziman, "Electrons and phonons" // Oxford, Clarendon, 1960.

115. J.G.Rider and C.T.B.Foxon "An experimental determination of the electrical resistivity of dislocation in copper" / Philosophical Magazine, 1967, pp.1133-1138.

116. J.D.Verhoeven, E.D.Gibson, F.A.Schmidt and D.K.Finnemore, "Preparation of Cu-Nb alloys for multifilamentary in situ superconducting wire" / Journal of Material Science, 1980, v.15, p.1449-1455.

117. T.Hirota, A.Amai, T.Kumano, M.Ichihara, "Development of Cu-Ag alloys conductor for high field magnet" / IEEE Transactions on Magnetics, 1994, v.32, pp. 378-381.

118. Г.И.Терехов, Л.Н.Александрова «Диаграмма состояния медь-ниобий». / Металлы, 1984, т.4, стр.210-213.

119. D.J.Chakrabate, D.E.Laughlin, "Phase diagram of Cu-Nb" / Bulletin of the Alloy Phase Diagrams, 1982, v.2, pp.936.

120. J.Bevk and K.K.Karasek in "New Developments and applications in Composites", D.Kuhlmann-Wilsdorf and W.C.Harrigan, eds. AIME, Warrendale, PA, 1979.

121. М.А.Штремель «Прочность Сплавов» часть II. Деформация. М., МИСИС, 1997, 527стр.

122. L.D.Cooley and L.R.Motowidlo "Advances in high-field superconducting composites by addition of artificial pinning centers to niobium-titanium" / Supercond. Sci. Technology, 1999, v.12, pp. R135-R151.

123. Н.И.Корнеев, С.Б.Певзнер, Е.И.Разуваев, И.Г.Скугарев «Обработка давлением тугоплавких металлов и сплавов» // -Москва, Металлургия, 1967.

124. Захарова Г.В. и др. «Ниобий и его сплавы» // Металлургиздат, 1961132. «Ниобий и тантал» // Сб. переводов под ред. О.П.Колчина., ИЛ. 1960

125. E.G.West "Copper and its alloys" //1982

126. I.Mertig "Electronic properties of dilute copper alloys" / Phys.Stat.Solidi, 1983; V.B117, pp.619-623.

127. S.V.Tsivinski "The theory of electric resistance of pure metals with a given concentration of umpurities" / Phys.Stat. Solidi, 1983, v.A80., pp.439-446.

128. Х.Судзуки "Влияние микродобавок элементов переходной группы на электрические свойства и теплостойкость холоднокатанной меди", / Нихон киндзоку гаккайси., 1984, том 48., с.209-213.

129. И.Хвойка, «Цветные металлы и их сплавы» // пер. с чеш. -Москва, Металлургия, 1973, стр.102.

130. В.И.Смирнов, А.А.Цейдлер, И.Ф.Худяков «Металлургия меди, никеля и кобальта» ч.1., // -Москва, Металлургия, 1964, стр.259.

131. А.П.Смирягин, Н.А.Смирягина, А.В.Белова «Промышленные цветные металлы и сплавы» // Москва, Металлургия, 1974.

132. W.A.Spitzig and P.D.Krotz "A comparison of the strength and microstructure of heavily cold worked Cu-20%Nb composites formed by different melting procedures" / Scripta Metallurgies 1987, v.21., p.p. 1143-1146.

133. Е.Д.Щукин, Б.Д.Сумм, "Роль процессов распространения адсорбционно-активной среды по поверхности твердых тел в проявлении адсорбционного понижения прочности" // в сб. "Поверхностная диффузия и растекание" -Москва, Наука, 1969, стр.161-187.

134. Е.Д.Щукин* Г.Д.Сумм, Ю.В.Горюнов / Доклады АН СССР, 1966, том.167, с.155-158.

135. G.A.Chadwick "Metallography of phase transformations" Butterworth, London// 1977.

136. R.Flukiger, RAkihama, S.Foner et al. / IEEE Trans.on Magn.,1979, vol.MAG-15, no.l

137. Sun Ig Hong, M.A.Hill, Y.Sakai, J.T.Wood, J.D.Embury "On the stability of cold drawn two-phase wires" / Acta Metallurgica Materialia, 1995, v.43, pp.3313-3323.

138. J.Horvath, R.Birringer, R.Strauss, H.Gleiter "Diffusion in nanocrystalline material" / Solid State Communications, 1987, v.62, pp.319-322.

139. С.М.Клоцман «Диффузия в нанокристаллических материалах» / Физика Металлов и Металловедение (ФММ), 1993, т.75, стр.5-18.

140. Борнкин Л.М., Шпичинецкий Е.С. //"Научные труды ГИПРОЦМО" 1974, т.41, с.102.

141. H.Cline, / Acta Metallurgica, 1971, v.19., p.481.

142. J.van Suchtelen, / J.Cryst.Growth, 1978, v.43., p.28.

143. R.Borman "Powder metallurgical preparation and properties of superconducting Nb3Sn and V3Ga microcomposites" / J.Appl.Phys. 1983, v.54, No.(3), pp.1479-1489.

144. MJ.R.Sandim, M.Filgueira, L.G.Ribeiro, H.R.Z.Sandim, C.Y.Shigue, "Annealing effects on the electrical and superconducting properties of a Cu-15vol%Nb composite conductor" / Presented at MT-17 Conference (report WEP03C3-01), September 24-26,2001.

145. Патент РФ № 2051432, Бюл.№36 от 27.12.1995г., «Способ получения высокопрочного электропроводящего композиционного проводника» III А.Д.Никулин,

146. A.К.Шиков, В.И.Панцырный, И.И.Потапенко, Н.А.Беляков, А.Г.Силаев, А.Е.Воробьева,

147. B.А.Дробышев, В.Г.Зиновьев.

148. Патент РФ № 2074424, Бюл.№6 от 27.02.1997г., «Высокопрочный провод с повышенной электропроводностью» III А.Д.Никулин, А.К.Шиков, В.И.Панцырный, И.И.Потапенко, Н.А.Беляков, А.Г.Силаев, А.Е.Воробьева, Е.А.Дергунова, Н.И.Козленкова, М.В.Поликарпова.

149. А.Д.Никулин, А.К.Шиков, В.И.Панцырный, А.Е.Воробьева, Н.И.Козленкова, М.В.Поликарпова, В.А.Дробышев, и др. «Исследование характеристик меди, полученной из меди марки МООК методом электроннолучевой плавки» // Отчет ВНИИНМ, Ипв.№ 9074,1999г., стр.28.

150. Патент РФ № 2156822, Бюл.№27 от 27.09.2000г. «Способ получения высококачественной меди вакуумной дуговой плавкой» /// В.А.Дробышев, В.Г.Зиновьев,

151. A.Б.Золотарев, В.С.Зурабов, Ю.И.Чистов, В.И.Кораблев, А.А.Дубиков, А.К.Шиков,

152. B.И.Панцырный, А.Е.Воробьева.

153. H.G.van Bueren "Imperfections in crystals", // North-Holland Publishing Company, Amsterdam, 1960, pp.23 7-260.

154. Y.Sakai, K.Inoue, T.Asano and H.Maeda «Development of a high strength, high conductivity Copper-Silver alloy for pulsed magnets», / IEEE Trans, on Magn., 1992, v.28, pp. 888-891

155. H.R. Peiffer "Effect of Prior Deformation and Recovery on the Defect Concentration Increase During Plastic Deformation" / J. Appl.Phys. ,1963, V.14, N.2, pp.298-302.

156. H.R. Peiffer "The Effect of Plastic Deformation on the Electrical Resistivity of Composite Silver Alumina Alloys" / Trans, of AIME, 1961, V.221, pp.60-65.

157. A.Seeger, / Zc. Naturforch. 1954, v.9a, p.870.

158. A.C.Damask, G.J.Dienes" Point Defects in Metals" // New-York-London, 1963

159. W. Troy Jr. Barbee "The effects of dislocation distribution on the low temperature electrical transport properties of deformed metals". / Phil. Mag., 1966, V. 128, p. 255-274.

160. V. Pantsyrnyi, A Shikov, A Nikulin, A. Vorobieva, A.Silaev, et al. "Investigation on the Mechanical Properties and Electroconductivity of in situ Cu-Nb Microcomposites Doped by Third Elements", / MT-15 Proceedings, 1997, Part Two, pp. 1190-1193

161. V.Pantsyrnyi, A.Shikov, A.Vorobieva, N.Khlebova, I.Potapenko, A.Silaev, N.Beliakov, G.Vedernikov, I.Gubkin, N.Salunin, N.Kozlenkova, M.Polikarpova «Cu-Nb and Cu/Stainless

162. Steel Winding Materials for High Field Pulsed Magnets» / IEEE Transactions on Applied Superconductivity, v.10, No.l, March 2000, pp. 1263- 1268

163. Е.Н.Попова, С.В.Сударева, В.В.Попов, Л.А.Родионова, Е.П.Романов, А.Е.Воробьева, и др. «Особенности пластической деформации композитов Cu/Nb, Cu/Nb(Ti), Cu-Sn/Nb(NbTi)»/ ФММ, 2000, том.90, №2, стр.115-124.

164. П.Хирш, А.Хови, Р.Николсон и др. «Электронная микроскопия тонких кристаллов» // Москва, Мир, 1968,574с.

165. Л.А.Васильева, Л.М.Малашенко, Р.Л.Тофпенец «Электронная микроскопия в металловедении цветных металлов» Справочник // Минск, Наука и Техника, 1989, с.23-25.

166. Я.С.Уманский, Ю.А.Скаков, А.Н.Иванов, Л.Н.Расторгуев, «Кристаллография, металлография и электронная микроскопия» // М., Металлургия, 1982, 630с

167. С.С.Горелик, Л.Н.Расторгуев, Ю.А.Скаков, «Рентгенографический и электронно-оптический анализ» // М., Металлургия., 1970, 366с.

168. Report NHMFL "Results of Tests on Bochvar Cu-Nb (3.0 X5.8 mm) Wire for 100 T" // Ref. WO #: MD&C-EM00-038, November, 2001

169. Report NHMFL "Results of Tests on Bochvar Cu-Nb (4.0 X 6.0 mm) Wire for 100 T" // Ref. WO #: MD&C-EM00-041, February, 2001

170. Report NHMFL "Baseline Cyclic Fatigue Testing on Cu-Nb wire for the 100T Insert Program" //Ref. MD&C-EM 01-021, EM 00-038, EM 00-041, December, 2001

171. K.Han, C.Swenson, V.Topolski, R.Walsh, B.Lesch, V.Pantsyrnyi "Property of the high strength Cu-Nb conductor for Pulsed Magnet Applications" // Presented at MT-17 Conf., Geneve, WEP03C3-06,2001.

172. C.Swenson, A.Gaverlin, V.Topolski, B.Lesch, J.Schillig, J.R.Sims "Progress of the Insert coil design for the US-NHMFL 100T class nondestructive short pulse magnet system" // Presented at MT-17 Conf., Geneve, WEP01A7-04,2001.

173. Г.А.Малыгин «Нарушение закона Холла-Петча в микро- и нанокристаллических материалах» // ФТТ, 1995, том.37, №8, стр.2281-2291.

174. A.M.Glezer, V.A.Pozdnyakov, et al., Mater. Sci. Forum, v.225-227, p.781, (1996).

175. H.Alves, M.Fereira, et al., Mater. Sci. Forum, v.225-227, p.769, (1996).

176. A.A.Nazarov, A.E.Romanov, R.Z.Valiev., Scripta Met. Mater., v.34, p.729, (1996).

177. H.Jones et al. / IEEE Trans, on Magn. 1988, v.24, pp. 1055-1058

178. M.V.Cleemput, H.Jones, M.Van der Bergt, Y.M.Eyssa, H.J.Schneider-Muntau «The Fabrication and Characterization of High Strength Copper/Stainless Steel Conductors for Pulsed Magnets» / IEEE Trans, on Magn. Vol. 32. No. 4,1996.

179. B.H. Гриднев, В.Г Гаврилюк, 10.Я. Мешков, «Прочность и пластичность холодно деформированной стали» // Наукова Думка, 1974,232 с.

180. М.П. Малков, И.Б. Данилов, А.Г. Зельдович, А.Б. Фрадков «Справочник по физико-техническим основам криогеники» // Энергоатомиздат, 1985.- 432 с

181. А И. Колпашников, А.С. Белоусов, В Ф. Мануйлов «Высокопрочная нержавеющая проволока» // М., Металлургия, 1971,184 с

182. Ю.П. Солнцев, Г.А. Степанов «Конструкционные стали и сплавы для низких температур» //М., Металлургия, 1985,271 с

183. А.Г. Рахштадт «Пружинные стали и сплавы» //М., Металлургия, 1982,400 с

184. Е.А. Ульянин, Н.А. Сорокина «Стали и сплавы для криогенной техиики» // М., Металлургия, 1984,208 с

185. Е.А. Ульянин «Коррозионностойкие стали и сплавы» //М., Металлургия, 1991,256 с;

186. В.Г. Сорокина, А.В. Волосикова, С.А. Вяткин и др. «Марочник сталей и сплавов» // М., Машиностроение, 1989,640 с.

187. В.И. Старцев, В.Я. Ильичев, В.В. Пустовалов «Пластичность и прочность металлов и сплавов при низких температурах» //М., Металлургия, 1975, 328 с.

188. Н.П. Жетвин, И.В. Горбатенко, Е.М. Концевая «Влияние химического состава на свойства нагартованной стали Х18Н9», / Металловедение и термическая обработка металлов, 1963, № 1, с.45-51.

189. А.П.Гуляев, В.М.Афонина «Пути повышения прочности проволоки из нержавеющих сталей»/ Металловедение и термическая обработка металлов, 1971, № 1, с. 5-10

190. R.P.Reed "Nitrogen in Austenitic Stainless Steels", Journal of Metals, 1989, v. 41,p.l6-22.

191. И.Л.Перлин, М.З.Ерманок «Теория волочения» // Издательство «Металлургия», Москва, 1971

192. Y.Ustinovshikov, A.Ruts, O.Bannykh and V.Blinov "The microstructure of Fe-18%Cr alloys with high N contents" / Acta Materialia, 1996, v.44, p.p. 1119-1125.

193. T.Luhman and D.Dew-Hughes Eds. «The Metallurgy of Superconducting Materials», // Plenum Press, NY, 1980.

194. S.Foner and B.B.Schwartz Eds. «Superconductor Materials Science Metallurgy, Fabrication and Application» // Plenum Press, NY, 1981

195. J.W.Burgoyne, P.D.Daniels, K.W.Timms and S.H.Vale "Advances in Superconducting Magnets for Commercial and Industrial Applications" / IEEE Transactions on Applied Superconductivity, 2000, vol.10, p.p.703-709.

196. The LHC Study Group, "The Large Hadron Collider Conceptual Design", // CERN, CERN/AC/95-05(LHC), 20 October, 1995.

197. ITER Tokamak Device // JAEA, Vienna, 1991

198. R.Thome et al., "Magnet Program Overview for the International Thermonuclear Test Reactor" / IEEE Transactions on Magnetics, 1994, vol.32, p.p.1595-1598.

199. А.Д.Никулин, ВЛ.Филькин, А.К.Шиков «Сверхпроводящие композитные материалы» / Журнал Всесоюзного химического общества им. Д.И.Менделеева, 1989, том XXXIV, стр.519-527.

200. M.Suenaga, W.Sampson, / Appl. Phys. Lett., 1972, v.20, p.p.442

201. D.C.Larbalestier and M.P.Maley "Conductors from Superconductors: Conventional Low-Temperature and New High-Temperature Superconducting Conductors" // MRS Bulletin/ 1993, vol.XVIII, p.p.50-56.

202. A.Shikov, A.Nikulin, A.Silaev, A.Vorobieva, V.Pantsyrnyi, I.Davidov et al. «Development and investigation of multifilamentary Nb3Sn conductors to be used in the ITER magnetic system» / IEEE Transactions on Magnetics., 1994, v.32, no.4, pp 2316-2319.

203. V.Pantsyrnyi, A.Shikov, A.Nikulin, A.Silaev, N.Beliakov, V.Vdovin, M.Semin "Design features of internal tin superconductors for ITER magnetic system" / IEEE Transactions on Magnetics, 1994, v.32, No.4, pp. 2862-2865.

204. R.B.Goldfarb, K.Itoh "Reduction of Interfilament Contact Loss in Nb3Sn Superconductor Wires" / Journal of Applied Physics, 1994, v.75, pp.2115-2119.

205. Y.Kubo, K.Egawa, T.Nagai, M.Wakata, et al. "Improvement of Hysteresis losses in Internal Tin Diffusion Processed Nb3Sn Wires" // Proceedings of ICEC-16/ICMC, 1996, part.3, pp.1771-1775.

206. P.J.Lee, A.A.Squitieri, D.C.Larbalestier, "Nb3Sn: Macrostructure, Microstructure and Property Comparison for Bronze and Internal Tin Process Strands" / IEEE Transactions on Applied Superconductivity, 2000, v. 10, No.l, pp.979-982.

207. A.Shikov, V.Pantsyrnyi, A.Nikulin, A.Vorobieva, A.Silaev, S.Soudiev, N.Beliakov «Design of Internal-Tin Nb3Sn Current Switch Strand and Strand for Accelerator Magnets» / IEEE Transaction on Applied Superconductivity, 2000, v. 10, No.l,, pp.996-999.

208. V.Pantsyrnyi, A.Shikov, I.Davydov et al. «The study of structure and properties of Nb3Sn layers in multifilamentary superconductors, manufactured by the internal tin method» / IEEE Transactions on Magnetics, 1991, v.27, pp 2518-2522.

209. I.L. Pykett «Industrial Applications of Magnetic Resonance» in // Proceedings of International workshop on «High Magnetic Fields: Industry, Materials and Technology., Ed. H.Schneider-Muntau., Tallahassee, Feb.28 March 1,1996.

210. T.Kiyoshi, K.Inoue, A.Sato, H.Aoki et al. «1GHz NMR Spectrometer Project at NRIM» in // Proceedings of International workshop on «High Magnetic Fields: Industry, Materials and Technology., Ed. H.Schneider-Muntau., Tallahassee, Feb.28 March 1,1996.

211. E.Gregory, L.R.Motowidlo, G.M.Ozeryansky and L.T.Summers «High Strength Nb3Sn Conductors for High Magnetic Field Application», // Presented at Applied Superconductivity Conference, September 1990.

212. K.Watanabe, A.Hoshi, S.Awaji, K.Katagiri, K.Noto et al. «Nb3Sn Multifilamentary Wires with CuNb Reinforcing Stabilizer», // Presented at Applied Superconductivity Conference. August 1992;

213. K.Watanabe, S.Awaji, K.Katagiri, K.Noto et al. «Highly Strengthened Multifilamentary (NbTi)3Sn Wires with CuNb Composite» / IEEE Transactions on Magnetics, 1993, v.30, pp.1871-1875.

214. S.Iwasaki, K.Goto, N.Sadakata, T.Saito and O.Kohno «Development of High Strength Nb3Sn Conductors for High Magnetic Field Applications», // Presented at 14-th International Conference on Magnet Technology, June 1995.

215. Патент РФ № 2069399. Бюл.№32 от 20.11.1996. «Способ изготовления композитного сверхпроводника на основе соединения Nb3Sn» III А.Д.Никулин, А.К.Шиков, А.Г.Силаев,

216. A.Е.Воробьева, И.И.Давыдов, А.М.Чукин, О.В.Малафеева, В.И.Панцырный, Н.Е.Хлебова, Н.А.Беляков, К.А.Мареев.

217. Патент РФ № 2122253. Бюл.№32 от 20.11.1998. «Способ изготовления композитного сверхпроводника на основе соединения Nb3Sn» III Н.И.Салунип, Е.В.Никуленков,

218. B.И.Панцырный, Г.П.Ведерников, В.С.Беляев, Э.И.Плашкин, А.Д.Никулин, А.К.Шиков, М.М.Потапенко, А.Е.Воробьева, А.Г.Силаев.

219. Патент РФ № 2134462 Бюл.№22 от 10.08.1999. «Способ получения сверхпроводника на основе соединения Nb3Sn» III А.К.Шиков, В.И.Панцырный, А.Е.Воробьева, С.В.Судьев, Н.Е.Хлебова, О.В.Малафеева, В.А.Россихин.

220. B. ten Haken, A.Godeke and H.ten Kate «The Strain Dependence of ITER Related Nb3Sn Superconductors in the Temperature Range from 4 to 10 Kelvin» / Proceedings of MT-15 Ed. by Lin Liangzhen., Beijing, China, October 1997, pp/985-988

221. V.Pantsyrnyi, A.Shikov, A.Vorobieva, A.Silaev, S.Soudiev, N.Beliakov, V.Sergeev, V.Vdovin, S.Kukin "Internal-Tin Nb3Sn Strand Reinforced by Cu-Nb Microcomposite Material" / submitted to "Plasma devices and operation" in Nov. 2002.