CN116230316A - 轧制结合快热急冷提高Nb3Al超导线材载流性能的方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种轧制结合快热急冷提高Nb₃Al超导线材载流性能的方法，涉及超导线材制备技术领域。本发明提出采用室温轧制结合快热急冷(RHQ)提高Nb₃Al超导带材的载流性能。本发明通过室温轧制把RHQ制备得到的韧性Nb(Al)_ss塑形变形，引入晶格畸变、位错缺陷，为800℃热处理转变为Nb₃Al超导相提供额外的形核功，使得生成的超导相晶粒变小、尺寸分布范围变窄，进而提高Nb₃Al超导带材的临界电流密度(J_c)；本发明与传统RHQ仅有120℃的温区相比，第一次和第二次RHQ的温度范围得到扩展，有助于降低线材RHQ热处理过程的工艺参数控制精度，有利于超导长线的制备和生产。

Description

轧制结合快热急冷提高Nb3Al超导线材载流性能的方法

技术领域

本发明涉及超导线材制备技术领域，具体涉及一种轧制结合快热急冷提高Nb₃Al超导线材载流性能的方法。

背景技术

聚变能发电是一种使用氘和氚为原料发生可控核聚变反应而产生电能的发电方式，其原料来源丰富，发电过程的产物是氦气，不产生CO₂等温室气体和颗粒污染物，因此聚变能发电是人类未来理想的清洁能源获取方式。用来发电的磁约束核聚变装置最关键核心的部件是超导磁体系统，用来在大空间产生强磁场，实现加热、约束和控制等离子体位形的功能，使等离子体达到足够高的温度、密度和约束时间，进而实现可控核聚变反应。我国已经将磁约束核聚变能作为中长期的重点研究方向，科技部成立“国家磁约束核聚变能发展研究专项”以稳定支持聚变能的研究。我国2006年加入国际热核聚变实验堆(ITER)计划，在全面吸收ITER的技术经验的基础上，2021年完成了中国聚变工程实验堆(CFETR)的工程设计，使我国的聚变能研究居于世界前列，也为下一阶段的聚变工程堆建设开启了新征程。

CFETR最难制造的是D形纵向场(TF)线圈磁体，每个高21米，宽14米，重460吨，由152根铠装电缆导体(CICC)绕制而成。每根CICC导体由900根Nb₃Sn超导线材通过多级绞缆制成，其运行的最大电流95.6kA，最高磁场14.4T，由于在线材上产生高达1400KN/m的电磁应力，就使Nb₃Sn超导线材的临界电流(I_c)衰减到无应力状态的50％。因此导体设计时，大幅增加了Nb₃Sn超导线材使用量，以弥补应力下线材的载流性能损失。目前最高性能的Nb₃Sn超导材料仅仅能够达到CFETR的运行参数，无法满足未来聚变示范堆(DEMO)更高磁场、更强电流、耐受更大电磁应力的性能需求，因此开发性能更好的、可大规模制备的超导材料，替代Nb₃Sn制备大型高场磁体刻不容缓。

与Nb₃Sn相比，Nb₃Al虽同为A15晶体结构，但其具有更为优异的抗应力特性：横向压缩应力不超过210MPa时，图1显示Nb₃Al超导线材4.2K,12T外场下的临界电流(I_c)几乎不衰减[1，A.Kikuchi,et.al.,IEEE Trans.Appl.Supercond.2008,18(2):1026-1030]。在300MPa应力下，图2显示其15T外场下的载流性能(即临界电流I_c)仅降低9％[2,B.Seeber,et.al..Supercond.Sci.Technol.2011,24:035011]；而图1显示，分散阻隔层内锡法(RRP)制备的Nb₃Sn超导线材在80MPa的外加应力下，I_c性能便出现10％的衰减。因此，Nb₃Al超导线材绕制的大型超导磁体，能够耐受更大的电磁应力，满足聚变示范堆的性能需求。更重要的是，Nb₃Al除了热处理成相工艺和Nb₃Sn不同，前端的多芯前驱线制备工艺和步骤，以及后端的线材应用涉及的绞缆技术、磁体绕制方法、失超检测手段都和Nb₃Sn超导线材相同，一旦解决Nb₃Al热处理成相的问题，其大型超导磁体制备涉及的技术和工程问题都可以借鉴Nb₃Sn的解决方案，是替代Nb₃Sn的理想超导材料。

Nb₃Al作为实用超导材料，最关键的性能指标是临界电流密度(J_c)，即单位面积线材能够无阻输运的最大超导电流。超导线材的J_c越高，能够承载的电流越强，绕制磁体需要的超导线材越少，磁体体积越小，制造成本越低。而决定J_c性能的是超导相致密度、内部缺陷密度、晶粒连接性等微结构特征，与超导线材的制备和热处理工艺密切相关。制备Nb₃Al超导线材包括前驱线和热处理成相两个步骤，前驱线可以通过粉末装管法、套管法、卷绕法制备，热处理成相分为低温处理和高温热处理工艺。高载流(J_c)性能Nb₃Al超导线材主要采用快热急冷转变(RHQT)技术制备，使用卷绕法制备的Nb/Al多芯前驱线。即在前驱线中通过大电流，快速(<1s)将线材加热到～2000℃，随后立刻在约50℃的液镓池中淬冷，生成计量比的Nb(Al)_ss过饱和固溶体线材，然后在800℃退火10小时转变得到Nb₃Al超导线材，其超导性能达到T_c约17.6K，H_c2约28T，不含铜J_c为1500A/mm²@4.2K,12T，线材长度达到1200m。

日本国立材料研究所(NIMS)关于RHQT法Nb₃Al超导线材的大量研究表明，其载流性能(J_c)对快热急冷(RHQ)温度非常敏感。Nb/Al前驱线RHQ过程中，只有将温度控制在1940～2060℃的优化温度区间时，才能反应生成计量比的Nb(Al)_ss过饱和固溶体，其Al含量为25at％，800℃热处理后转变成具有高J_c性能的Nb₃Al超导线材。一旦RHQ的温度比优化的温度区间稍高，便反应生成分相Nb(Al)_ss线材，由Al含量分别为18～20at％和30at％的贫Al和富Al的Nb(Al)_ss相组成，800℃热处理得到的Nb₃Al超导线材J_c性能降低为十分之一。由于RHQ高温热处理过程优化的温度区间只有120℃，仅为热处理温度(～2000℃)的±3％，而前驱线的直径变化、RHQ过程的线材摆动、加载的电流波动都会影响RHQ的最高温度，因此需要精确控制前驱线的直径、RHQ工艺参数、RHQ设备制造精度，否则制备出的超导线材，性能沿长度方向起伏较大，不利于后续的超导磁体绕制，因为线材性能最差的部分决定了制备磁体的最高运行参数。

已有研究表明，快热急冷(RHQ)制备得到计量比Nb(Al)_ss线材是韧性，Nb(Al)_ss线材拉拔加工截面积减小40％时，经过800℃转变得到的Nb₃Al超导线材J_c性能比未拉拔的提高20％左右，因为拉拔在Nb(Al)_ss母相中产生缺陷，促进了Nb₃Al超导新相的形核和生长，使得制备的超导相晶粒更小、尺寸更均匀，超导线材的磁通钉扎力得以提高。然而RHQ温度稍高得到的贫Al和富Al的Nb(Al)_ss组成的分相Nb(Al)_ss线材，虽然是韧性，但拉拔加工再热处理后Nb₃Al超导线材的J_c性能很差，因为得到的超导相化学成分严重偏离化学计量比，基础超导性能很差不具备磁通钉扎能力。

发明内容

针对现有技术中的上述问题，本发明提供一种轧制结合快热急冷提高Nb₃Al超导线材载流性能的方法，以解决现有技术处理难度大以及J_c性能很差的技术问题。

本发明采用的技术方案如下：

轧制结合快热急冷提高Nb₃Al超导线材载流性能的方法，包括如下步骤：

(1)将Nb/Al前驱线进行快热急冷热处理：对前驱线加载大电流，在0.2s～10s内将线材加热到1800～2200℃后，立即进入40～50℃的液Ga池中淬冷，得到韧性的Nb(Al)_ss线材；

(2)将步骤(1)处理所得把Nb(Al)_ss线材经过第一组的多道次室温冷轧，制备成厚度为Nb/Al前驱线当量直径的50～85％的Nb(Al)_ss带材；

(3)将步骤(2)处理所得Nb(Al)_ss带材进行第二次的快热急冷热处理，条件与步骤(1)相同，得到微结构和成分均匀的Nb(Al)_ss带材；

(4)将步骤(3)处理所得Nb(Al)_ss带材进行第二组的多道次室温冷轧，制备成厚度为步骤(3)所得Nb(Al)_ss带材厚度的40～85％的Nb(Al)_ss带材；

(5)将步骤(4)处理所得Nb(Al)_ss带材经750～850℃退火10小时，即可得到Nb₃Al超导带材。

本发明提出采用室温轧制结合快热急冷(RHQ)提高Nb₃Al超导带材的载流性能。对于第一次RHQ制备的Nb(Al)_ss线材，无论是计量比的还是两种Al成分的分相Nb(Al)_ss，经过室温冷轧后，都会导致Nb(Al)_ss晶粒破碎、晶格畸变、形成位错缺陷，为第二次高温RHQ过程的原子扩散和化学反应提供额外的驱动力，不仅使第一次RHQ反应不充分或过度反应的区域重新反应生成计量比的Nb(Al)_ss相，改善了物相的宏观均匀性，并且改变了反应产物的生成温度区间，使得形成计量比Nb(Al)_ss的RHQ温度区间范围得到扩展。对均匀Nb(Al)_ss带材室温冷轧后，有助于减小热处理转变的Nb₃Al超导相晶粒尺寸、尺寸分布范围，提高超导带材的载流能力。

作为优选地，所述Nb/Al前驱线采用粉末装管法制备而得，其制备过程为：将粒径5～45μm的Nb粉、粒径25～45μm的Al粉在手套箱中称量、装入球磨罐，球磨30min后，取出粉体装入Nb管中填充紧实，随后对装粉的Nb管进行镟锻冷加工或辊模拉拔，制备出直径为1.4～1.6mm、长度为3～5m的Nb/Al前驱线。

更优地，步骤(1)的具体操作为：将前驱线一端加持在静态快热急冷装置的正极，另一端没入作为导电负极的液Ga池中，对线材加载80～220A的直流电，在2s～10s内将静止的前驱线加热到～2000℃后，立即启动弹射装置，将线材弹射到液Ga池中急速冷却。

更进一步地，步骤(2)、(4)所述的两组多道次室温冷轧，每道次轧制的带材厚度减小率为10～12％。

作为优选地，所述Nb/Al前驱线采用卷绕法制备而得，其制备过程为：使用100μm厚Nb箔和30μm厚Al箔，卷绕在2～5mm粗的Nb棒上30～50圈，卷绕过程Nb箔和Al箔张紧，使Nb/Al卷的密实度超过90％，随后塞入Cu棒中，经过高真空电子束焊接、静液挤压、多道次的辊模拉拔或圆模拉拔，制备出六边形的亚组元；把30～54根六边形亚组元排列整齐，用Nb箔捆扎后塞入Cu管或Monel管中形成多芯包套，经过电子束焊接、静液挤压、多道次的辊模拉拔或圆模拉拔制备出线材，腐蚀表面Cu层或Monel层后得到最终Nb/Al多芯前驱线，线材直径1.2mm，长度≥200m，线材的Nb鞘层厚度≥200μm。

更优地，步骤(1)的具体操作为：将Nb/Al多芯前驱线线卷固定，前驱线依次走线经过铜正极和液Ga池负极，走线速度150～500mm/s，对线材加载电流100～250A，线材被加热到～2000℃后立即运动到液Ga池中淬冷。

更进一步地，步骤(2)、(4)所述的两组多道次室温冷轧，每道次轧制的带材厚度减小率为8～10％。

综上所述，相比于现有技术，本发明具有如下优点及有益效果：

1、本发明用室温轧制结合快热急冷技术，通过室温轧制把RHQ制备得到的韧性Nb(Al)_ss塑形变形，引入晶格畸变、位错缺陷，为800℃热处理转变为Nb₃Al超导相提供额外的形核功，使得生成的超导相晶粒变小、尺寸分布范围变窄，进而提高Nb₃Al超导带材的临界电流密度(J_c)；

2、本发明对于第一次快热急冷法(RHQ)后，无论是1940～2060℃范围得到的计量比Nb(Al)_ss，还是更高的2060～2200℃或更低的1800～1940℃范围得到的含有贫Al和富Al成分的分相Nb(Al)_ss，经过室温轧制后，都可以在韧性的Nb(Al)_ss晶粒中引入晶格畸变和加工缺陷，为第二次RHQ过程的化学反应提供额外驱动力，改变产物的化学反应温度区间，在1800～2200℃得到计量比的Nb(Al)_ss，800℃热处理后均可得到高J_c性能的Nb₃Al超导带材，本发明室温轧制结合快热急冷的技术，与传统RHQ仅有120℃的温区相比，第一次和第二次RHQ的温度范围得到扩展，有助于降低线材RHQ热处理过程的工艺参数控制精度，有利于超导长线的制备和生产。

附图说明

图1为现有超导线材在4.2K,12T外场条件下，不同横向压缩应力产生的临界电流变化折线图；

图2为现有Nb₃Al超导线材分别在在4.2K,15T、4.2K,17T、4.2K,19T外场条件下，不同横向压缩应力产生的临界电流变化折线图；

图3是室温轧制结合快热急冷技术制备Nb₃Al超导线材的工艺流程图；

图4是PIT线材第一次和第二次RHQ后得到Nb(Al)_ss最高和最低温度对应的曲线图；

图5是PIT线材RHQ后得到Nb(Al)_ss的扫描电镜图，该线材由多种物相组成，包含未完全反应的残余Nb、计量比Nb(Al)_ss和分相Nb(Al)_ss；

图6是PIT线材经过两次RHQ再轧制得到带材的横截面金相图；

图7是常规方法和轧制+快热急冷制备的Nb₃Al超导带材在4.2K的M-H测试结果图

图8是常规方法和轧制+快热急冷制备的Nb₃Al超导带材通过Bean模型计算得到的磁化临界电流密度图；

图9是30芯线材轧制后的实物图和横截面金相图。

具体实施方式

为了使本发明的目的、技术方案及优点更加清楚明白，以下结合实施例，对本发明进行进一步详细说明。应当理解，此处所描述的具体实施例仅用以解释本发明，并不用于限定本发明，即所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。

在这里专用的词“实施例”，作为“示例性”所说明的任何实施例不必解释为优于或好于其它实施例。本法实施例中性能指标测试，除非特别说明，采用本领域常规试验方法。本发明中所述的术语仅仅是为描述特别的实施方式，并非用于限制本发明公开的内容。

除非另有说明，否则本文使用的技术和科学术语具有本发明所属技术领域的普通技术人员通常理解的相同含义；作为本发明中的其它未特别注明的原材料、试剂、试验方法和技术手段均指本领域内普通技术人员通常使用的原材料和试剂，以及通常采用的实验方法和技术手段。

实施例1

图3为本发明的室温轧制结合快热急冷技术制备Nb₃Al超导线材的工艺流程图，具体包括：

A、Nb/Al前驱线的粉末装管法(PIT)制备

将Nb粉和Al粉按原子比3:1在手套箱中称取12g，装入球磨罐，行星球磨30min，球粉质量比10:1，使Nb粉、Al粉充分混合均匀；在手套箱中把粉末装入Nb管中并填充紧实，将Nb管进行旋锻机加工或辊模拉拔，制备出直径1.6mm的Nb/Al前驱线；

B、第一次快热急冷(RHQ)处理

将步骤A制备的PIT前驱线，剪成10～15cm长的样品，一端加持在静态RHQ装置的正极，另一端作为负极的液镓池中，对线材加载100～190A的直流电，将线材在2～10s快速加热到1900℃～2200℃的高温后，立即弹射到40～50℃的液Ga池中淬冷，得到韧性Nb(Al)_ss线材。图4显示了RHQ处理得到Nb(Al)_ss线材的最高(黑色)和最低(蓝色)温度对应的温度曲线，线材温度使用双色红外测温仪测量，设置的RHQ加热时间为4s。

具体的，由于PIT线材使用的Nb粉尺寸具有一定的范围，因此塑形加工后前驱线的Nb层分布不均匀，厚度范围为10～100μm。由于受到PIT前驱线中Nb和Al元素的局域分布的影响，在1900℃～2200℃的RHQ温度制备得到的Nb(Al)_ss由多种物相组成，其典型扫描电镜测试结果见图5：部分区域为未充分反应的残余Nb颗粒；部分区域为计量比的Nb(Al)_ss，Al含量接近25at％；部分区域为分相Nb(Al)_ss，由贫Al的Nb(Al)_ss(Al含量18～20at％)和富Al的Nb(Al)_ss(Al含量～30at％)两种物相组成。

C、室温轧制结合第二次快热急冷(RHQ)处理

将步骤B制备的Nb(Al)_ss线材进行第一组多道次的室温轧制，轧制辊直径100mm，每道次轧制带材厚度减小率12％，得到厚度1mm的带材。随后进行第二次的静态快热急冷(RHQ)处理，将带材剪成长度10～15cm，对线材加载90～200A的直流电，在2s～10s内将静止带材加热到1800℃～2300℃后，立即启动弹射装置，将线材弹射到40～50℃液Ga池中急速冷却。图4显示了第二次RHQ得到Nb(Al)_ss带材的最高(绿色)和最低(红色)温度对应的温度曲线，线材温度使用双色红外测温仪测量，设置的RHQ加热时间为4s。

D、第二组室温轧制和低温相变热处理

将步骤C制备的Nb(Al)_ss带材进行第二组多道次的室温轧制，轧制辊直径100mm，每道次轧制的带材厚度减小率12％，得到厚度0.6mm的带材，其横截面金相图见图6。随后将轧制的带材，在真空管式炉800℃保温10h，使Nb(Al)_ss过饱和固溶体带材转变为Nb₃Al超导带材。未轧制线材和轧制结合快热急冷制备带材的M-H曲线见图7，采用Bean模型计算得到的磁化临界电流密度见图8。表1总结了图8测得的不同磁场下的临界电流密度(J_c)，轧制后带材的J_c比未轧制线材的J_c高约25％。

表1超导线材在不同磁场下的临界电流密度(J_c)

实施例2

A、卷绕法(JR)制备多芯前驱线

使用100μm厚Nb箔和30μm厚Al箔，卷绕在2mm粗的Nb棒上30圈，卷绕过程对Nb箔和Al箔施加张力，使Nb/Al卷的密实度90％；随后把JR卷塞入Cu棒中，经过电子束焊接、静液挤压、多道次的圆模拉拔，制备出六边形的亚组元。把30根六边形亚组元排列整齐，用Nb箔捆扎10圈后塞入Cu管中形成多芯包套，经过电子束焊接、静液挤压、多道次的圆模拉拔制备出线材，腐蚀表面Cu层后得到最终Nb/Al多芯前驱线，其线材直径1.2mm，长度≥200m，线材的Nb鞘层厚度≥200μm。；

B、第一次快热急冷(RHQ)处理

将步骤A制备的多芯前驱线装载在连续快热急冷(RHQ)装置上，设定走线速度150mm/s，对线材加载电流102～119A，在～1s内将前驱线加热～2000℃，随后立即在40～50℃的液Ga池中淬冷，得到韧性的过饱和固溶体Nb(Al)_ss线材。

具体地，由于JR法制备线材使用的原材料Nb箔和Al箔尺寸均匀，并且多芯线材加工量大，因此多芯前驱线中Nb和Al元素分布均匀，Nb层厚度为0.1～1μm。在快热急冷(RHQ)过程中，极高加热的温度(～2000℃)能够使Nb层和Al层线材充分反应，在不同RHQ温度得到单一的反应产物，跟PIT线材RHQ后由多种物相组成不同。对于JR多芯前驱线，RHQ温度为1940～2060℃范围时，得到计量比的Nb(Al)_ss线材，Al含量接近25at％；RHQ温度为2060～2200℃范围时，得到分相Nb(Al)_ss线材，由贫Al的Nb(Al)_ss(Al含量18～20at％)和富Al的Nb(Al)_ss(Al含量～30at％)两种物相组成。

C、室温轧制结合第二次快热急冷(RHQ)处理

将步骤B制备的Nb(Al)_ss带材进行第一组多道次的室温轧制，轧制辊直径100mm，每道次轧制的带材厚度减小率为10％，轧制得到厚度0.8mm的带材。随后进行第二次的静态快热急冷处理，将带材装载在连续快热急冷装置上，走线速度150mm/s，对线材加载电流94～103A，在～1s内将前驱线加热到1800～2200℃，随后立即在40℃的液Ga池中淬冷。

具体地，轧制后带材RHQ处理时，在1800～2200℃都可以得到计量比的Nb(Al)_ss。无论步骤B中，多芯线材RHQ后反应生成的是计量比Nb(Al)_ss，还是含有贫Al和富Al成分的分相Nb(Al)_ss，室温轧制都可以在Nb(Al)_ss晶粒中引入晶格畸变和加工缺陷，为步骤C的RHQ过程的化学反应提供额外驱动力，扩宽计量比Nb(Al)_ss的反应温度到1800～2200℃。

D、第二组室温轧制和低温相变热处理

将步骤C制备的Nb(Al)_ss带材进行第二组多道次的室温轧制，轧制辊直径100mm，每道次轧制的带材厚度减小率为10％，轧制得到厚度0.6mm的带材，其实物图和横截面金相图见9。将室温轧制的0.6mm厚的带材，放入真空管式炉中，升温到800℃保温10h，使Nb(Al)_ss过饱和固溶体带材转变为Nb₃Al超导带材。表2为未轧制线材和和轧制结合快热急冷制备带材的临界电流密度(J_c)结果。对于计量比Nb(Al)_ss转化得到的Nb₃Al超导带材，未轧制超导线材的J_c为1127A/mm²，而轧制结合快热急冷的带材，其J_c为1340A/mm²，提高约20％。对于分相Nb(Al)_ss转化得到的Nb₃Al超导带材，未轧制超导线材的J_c为362A/mm²，而轧制结合快热急冷的带材，其J_c为1016A/mm²，提高接近2倍。轧制结合快热急冷使得制备的Nb₃Al超导带材J_c性能波动幅度大幅减小，有利于批量化生产。

表2未轧制线材和和轧制结合快热急冷制备带材的临界电流密度(J_c)

实施例3：

A、卷绕法(JR)制备前驱线

使用100μm厚Nb箔和30μm厚Al箔，Nb棒5mm，张紧金属箔卷绕50圈，塞入Cu棒后电子束焊接、静液挤压、辊模拉拔，制备出六边形亚组元。Nb箔捆扎54根亚组元塞入Monel管后，进行电子束焊接、静液挤压、辊模拉拔，腐蚀Monel层后得到Nb/Al多芯前驱线，线材直径1.0mm，长度250m；

B、第一次快热急冷(RHQ)处理

将步骤A制备的Nb/Al多芯前驱线走线速度500mm/s，对线材加载电流247A，在～0.3s内将前驱线加热～2000℃，随后立即在50℃的液Ga池中淬冷，得到韧性的过饱和固溶体计量比的Nb(Al)_ss线材。

C、室温轧制结合第二次快热急冷(RHQ)处理

将步骤B制备的Nb(Al)_ss带材进行第一组室温轧制，轧制辊直径200mm，每道次轧制厚度减小率8％，得到厚度0.8mm的带材。随后进行第二次的静态快热急冷处理，将带材装载在连续快热急冷装置上，走线速度500mm/s，对线材加载电流203A，在～0.2s内将前驱线加热～2000℃，随后立即在50℃的液Ga池中淬冷。

D、第二组室温轧制和低温相变热处理

将步骤C制备的Nb(Al)_ss带材进行多道次的室温轧制，轧制辊直径200mm，每道次轧制的带材厚度减小率为8％，轧制得到厚度0.4mm的带材。将轧制带材，在真空管式炉中800℃保温10h，使Nb(Al)_ss过饱和固溶体带材转变为Nb₃Al超导带材。通过4.2K临界电流的测试，计算得到未轧制Nb₃Al超导线材临界电流密度(J_c)为987A/mm²，而轧制结合快热急冷制备的Nb₃Al超导带材的J_c为1265A/mm²，提高约20％。

以上所述实施例仅表达了本申请的具体实施方式，其描述较为具体和详细，但并不能因此而理解为对本申请保护范围的限制。应当指出的是，对于本领域的普通技术人员来说，在不脱离本申请技术方案构思的前提下，还可以做出若干变形和改进，这些都属于本申请的保护范围。

Claims (7)

1.轧制结合快热急冷提高Nb₃Al超导线材载流性能的方法，其特征在于，包括如下步骤：

(1)将Nb/Al前驱线进行快热急冷热处理：对前驱线加载大电流，在0.2s～10s内将线材加热到1800～2200℃后，立即进入40～50℃的液Ga池中淬冷，得到韧性的Nb(Al)_ss线材；

(2)将步骤(1)处理所得把Nb(Al)_ss线材经过第一组的多道次室温冷轧，制备成厚度为Nb/Al前驱线当量直径的50～85％的Nb(Al)_ss带材；

(3)将步骤(2)处理所得Nb(Al)_ss带材进行第二次的快热急冷热处理，条件与步骤(1)相同，得到微结构和成分均匀的Nb(Al)_ss带材；

(4)将步骤(3)处理所得Nb(Al)_ss带材进行第二组的多道次室温冷轧，制备成厚度为步骤(3)所得Nb(Al)_ss带材厚度的40～85％的Nb(Al)_ss带材；

(5)将步骤(4)处理所得Nb(Al)_ss带材经750～850℃退火10小时，即可得到Nb₃Al超导带材。

2.如权利要求1所述的轧制结合快热急冷提高Nb₃Al超导线材载流性能的方法，其特征在于，所述Nb/Al前驱线采用粉末装管法制备而得，其制备过程为：将粒径5～45μm的Nb粉、粒径25～45μm的Al粉在手套箱中称量、装入球磨罐，球磨30min后，取出粉体装入Nb管中填充紧实，随后对装粉的Nb管进行镟锻冷加工或辊模拉拔，制备出直径为1.4～1.6mm、长度为3～5m的Nb/Al前驱线。

3.如权利要求2所述的轧制结合快热急冷提高Nb₃Al超导线材载流性能的方法，其特征在于，步骤(1)的具体操作为：将前驱线一端加持在静态快热急冷装置的正极，另一端没入作为导电负极的液Ga池中，对线材加载80～220A的直流电，在2s～10s内将静止的前驱线加热到～2000℃后，立即启动弹射装置，将线材弹射到液Ga池中急速冷却。

4.如权利要求3所述的轧制结合快热急冷提高Nb₃Al超导线材载流性能的方法，其特征在于，步骤(2)、(4)所述的两组多道次室温冷轧，每道次轧制的带材厚度减小率为10～12％。

5.如权利要求1所述的轧制结合快热急冷提高Nb₃Al超导线材载流性能的方法，其特征在于，所述Nb/Al前驱线采用卷绕法制备而得，其制备过程为：使用100μm厚Nb箔和30μm厚Al箔，卷绕在2～5mm粗的Nb棒上30～50圈，卷绕过程Nb箔和Al箔张紧，使Nb/Al卷的密实度超过90％，随后塞入Cu棒中，经过高真空电子束焊接、静液挤压、多道次的辊模拉拔或圆模拉拔，制备出六边形的亚组元；把30～54根六边形亚组元排列整齐，用Nb箔捆扎后塞入Cu管或Monel管中形成多芯包套，经过电子束焊接、静液挤压、多道次的辊模拉拔或圆模拉拔制备出线材，腐蚀表面Cu层或Monel层后得到最终Nb/Al多芯前驱线，线材直径1.2mm，长度≥200m，线材的Nb鞘层厚度≥200μm。

6.如权利要求5所述的轧制结合快热急冷提高Nb₃Al超导线材载流性能的方法，其特征在于，步骤(1)的具体操作为：将Nb/Al多芯前驱线线卷固定，前驱线依次走线经过铜正极和液Ga池负极，走线速度150～500mm/s，对线材加载电流100～250A，线材被加热到～2000℃后立即运动到液Ga池中淬冷。

7.如权利要求6所述的轧制结合快热急冷提高Nb₃Al超导线材载流性能的方法，其特征在于，步骤(2)、(4)所述的两组多道次室温冷轧，每道次轧制的带材厚度减小率为8～10％。

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