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GEBIET DER
ERFINDUNG
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Die
vorliegende Erfindung betrifft einen Kupfer enthaltenden mehrfädigen Supraleitungsdraht und
ein Verfahren zu dessen Herstellung. Insbesondere betrifft sie einen
Kupfer enthaltenden mehrfädigen
Nb3Al-Supraleitungsdraht, der zur Erzeugung von
sämtlichen
Magnetfeldern von etwa 29 T oder weniger angewendet werden kann,
und ein Verfahren zu dessen Herstellung.
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Bei
legierten Supraleitern werden derzeit für ein schwaches Magnetfeld
von bis zu 9 T (Tesla) bei 4,2 K ein Nb-Ti-Draht und für ein starkes
Magnetfeld von 9 bis 21 T ein Nb3Sn- oder V3Ga-Draht
verwendet. Andererseits wurde nach Untersuchungen der letzten Jahre
erwartet, daß ein
durch ein Schnellerhitzungs-/Löschungs-
und Transformationsverfahren hergestellter Nb3Al-Supraleitungsdraht
in praktische Anwendung genommen wird. Da dieser Draht eine Jc aufweist,
die drei- bis fünfmal
höher als
die Jc von bekannten Supraleitungsdrähten ist, kann die Leistung von
Supraleitungsanwendungsinstrumenten, wie einem NMR-Spektrometer
mit starkem Magnetfeld, einem Fusionsreaktor, einem supraleitenden
Partikelbeschleuniger und SMES im großen Ausmaß verbessert werden. Dementsprechend
besteht eine Möglichkeit,
daß er
die derzeit bekannten Supraleitungsdrähte ersetzt. 1 zeigt ein Flußdiagramm von der Herstellung
eines Nb3Al-Drahtes durch ein Schnellerhitzungs-/Löschungs-
und Transformationsverfahren. In diesem Fall ist das Schnellerhitzungs-/Löschungs-
und Transformationsverfahren ein Verfahren, bei dem ein komplexer
Nb/Al-Feinstdraht als Vorläuferdraht
der Schnellerhitzung und Löschung
unterzogen wird, um zunächst
direkt eine bcc-übersättigte feste
Nb-Al-Lösung
in dem Draht auszubilden, dann eine zusätzliche Hitzebehandlung bei
etwa 800 °C
durchgeführt
und die gebildete bcc-übersättigte feste
Lösung
in eine A15-phasige Verbindung umgesetzt wird, um einen Supraleitungsdraht
herzustellen, der ziemlich hohe Jc-Eigenschaften aufweist (registriertes
japanisches Patent Nr. 2021986).
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Ferner
haben die gegenwärtigen
Erfinder ein ähnliches
Verfahren zur Herstellung des Supraleitungsdrahtes vorgeschlagen,
bei dem, wie in 2 dargestellt
ist, ein komplexer Vorläuferdraht,
der aus einer Ge oder Si enthaltenden Al-Legierung gewonnen ist, einer Schnellerhitzung
und Löschung
unterzogen wird, um zunächst
direkt Nb3(Al, Ge) als A15-phasige Verbindung
mit einem geringen Maß von
kristalliner Fernordnung zu bilden, und dann dessen Hitzebehandlung
bei etwa 800 °C
erfolgt, um die kristalline Fernordnung wiederherzustellen und den Nb3(Al, Ge)-Supraleitungsdraht als A15-phasige
Verbindung zu erhalten. Bei dem durch dieses Verfahren gewonnenen
Nb3(Al, Ge)-Supraleitungsdraht sind Tc und
Hc2 (4,2 K) erheblich verbessert und die
Jc in einem starken Magnetfeld ist hoch. Dementsprechend ist die
Entwicklung dieses Drahtes als Supraleitungsdraht für die Erzeugung
eines suprahohen Magnetfeldes von 23 bis 39 T fortgeschritten (Japanische Patentanmeldung
Nr. 59907/1999).
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Jedoch
ist bei diesem Supraleitungsdraht die Jc im schwachen Magnetfeld
nicht so hoch. Daher muß er
hinsichtlich der Wirtschaftlichkeit in Kombination mit anderen Supraleitungsdrähten verwendet werden,
die hervorragende Eigenschaften im schwachen Magnetfeld aufweisen.
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In
der
DE 39 05 805 A1 wird
ein langer, linearer Verbundgegenstand bzw. -körper mit einer großen Anzahl
von Verbundfilamenten im Abstand voneinander in einer kontinuierlichen
Schicht aus Kupfer, einer Kupferlegierung, Niob, Tantal oder Vanadium vorgeschlagen.
Jeder der Verbundfilamente hat eine derartige Struktur, daß wenigstens
ein Strang eines linearen Körpers
von einer Aluminiumlegierung oder Niob umgeben, insbesondere ummantelt
oder eingeschlossen, ist. Der lineare Körper ist im wesentlichen aus
extrem feiner, fadenförmiger
supraleitenden Nb
3Al-Verbindung zusammengesetzt,
wobei diese Fäden
bzw. Filamente einen mittleren Durchmesser von etwa 0,03 μm bis etwa
1 μm haben.
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Die
DE 691 20 945 T2 offenbart
ein Verfahren zum Herstellen eines supraleitenden Nb
3Al-Drahts
mit den Schritten Kaltziehen eines Al- oder Al-Legierungskernmaterials
und einer Nb-Matrix in einen zusammengesetzten Mehrkerndraht; und Eintauchen
des zusammengesetzten Mehrkerndrahts in ein geschmolzenes Metall,
wodurch der Draht wärmebehandelt
wird, um eine stöchiometrische
Zusammensetzung aus Nb
3Al zu bilden, und der
Draht mit dem Metall simultan beschichtet wird
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In
der JP 06-283059A wird ein Verfahren zur Herstellung von Nb3Al-Supraleitungsdrähten mit Kaltziehen einer Verbindung
aus Nb und Al, Heizen bei 1500°C,
Abkühlen
in geschmolzenem Metall und anschließendem Wärmebehandeln bei 650–950°C gezeigt.
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Die
JP 09-204825A schließlich
zeigt ein ähnliches
Verfahren zur Herstellung von Nb3Al-Supraleitungsdrähten mit
Kaltziehen einer Verbindung aus Nb und Al und Heizen bei 1600°C oder mehr.
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ZUSAMMENFASSUNG
DER ERFINDUNG
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Eine
Aufgabe der Erfindung ist es, einen Supraleitungsdraht zur Verfügung zu
stellen, der nicht den Nachteil aufweist, daß die Jc in einem schwachen
Magnetfeld niedrig ist und der für
die Erzeugung von sämtlichen
Magnetfeldern von etwa 29 T oder weniger angewendet werden kann,
und ein Verfahren zu dessen Herstellung. Eine andere Aufgabe der Erfindung
ist es, einen Supraleitungsdraht zur Verfügung zu stellen, der hervorragende
Jc-Eigenschaften in einem starken Magnetfeld im Vergleich zu einem Nb3Al-Draht aufweist.
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Um
diese Aufgaben zu lösen,
stellt die Erfindung folgendes zur Verfügung.
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Die
Erfindung stellt einen Kupfer enthaltenden mehrfädigen Nb3Al-Supraleitungsdraht
mit einer mehrfädigen
Struktur in Form eines mehradrigen Feinstdrahtes, wobei eine große Anzahl
von Nb3(Al, Cu)A15-phasigen mikrokomplexen
Adern und ein Kupferstabilisator, der von einer aus Nb oder Ta hergestellten
Diffusionsbarrierenschicht umgeben ist, in Nb, Ta, eine Nb-Legierung
oder eine Ta-Legierung als Matrix eingebettet sind, wobei die A15-phasige Struktur
in den mikrokomplexen Adern erhältlich
ist durch ein Verfahren mit den Schritten Komplexieren einer Cu-Al-Legierung,
die Kupfer in einer Menge von mehr als 0,2 Atom% und maximal 10
Atom% in Nb enthält,
Schnellerhitzen bei einer Temperatur von 1.700°C oder mehr für 2 Sekunden
oder weniger und Löschen
bis etwa Raumtemperatur, und ferner zusätzlich Hitzebehandlung bei
einer Temperatur von 650 bis 900°C.
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Vorzugsweise
weist bei dem erfindungsgemäßen Supraleitungsdraht
die in Nb komplexierte Cu-Al-Legierung in den mikrokomplexen Adern
einen mittleren Durchmesser von 1 μm oder weniger auf.
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Es
ist von Vorteil, wenn bei dem erfindungsgemäßen Supraleitungsdraht die
in Nb komplexierte Cu-Al-Legierung ein Volumenverhältnis zu
Nb von 1:2,5 bis 1:3,5 aufweist, ausgedrückt als Verhältnis Cu-Al-Legierung:Nb.
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Die
Erfindung stellt ein Verfahren zur Herstellung eines Kupfer enthaltenden
mehrfädigen Nb3Al-Supraleitungsdrahts zur Verfügung, mit
den Schritten Komplexieren einer Cu-Al-Legierung, die Kupfer in einer Menge
von mehr als 0,2 Atom% und maximal 10 Atom% in Nb enthält und Anordnen
in Nb, Ta, einer Nb-Legierung oder einer Ta-Legierung als Matrix;
Anordnen von Kupfer, das von einer aus Nb oder Ta hergestellten
Diffusionsbarrierenschicht umgeben ist, in der Matrix zur Stabilisierung;
Schnellerhitzen bei einer Temperatur von 1.700°C oder mehr für zwei Sekunden
oder weniger und Löschen bis
etwa Raumtemperatur; und Hitzebehandlung bei einer Temperatur von
650 bis 900°C.
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Vorteilhafterweise
ist ein erfindungsgemäßer Supraleitungsdraht
zur Stabilisierung mit Kupfer als äußerste Schicht beschichtet.
Vorteilhafterweise wird bei dem erfindungsgemäßen Verfahren vor oder nach
der zusätzlichen
Hitzebehandlung zur Stabilisierung die Drahtoberfläche mit
Kupfer beschichtet.
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KURZBESCHREIBUNG DER ZEICHNUNG
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1 zeigt
ein Flußdiagramm,
das die Herstellung eines Nb3Al-Drahtes
durch ein Schnellerhitzungs-/Löschungs-
und Transformationsverfahren darstellt.
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2 zeigt
ein Flußdiagramm,
das die Herstellung eines Nb3(Al, Ge)-Drahtes
durch ein Schnellerhitzungs-/Löschungsverfahren
darstellt.
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3 zeigt
ein Flußdiagramm,
das ein nicht beanspruchtes Verfahren darstellt, bei dem vor der zusätzlichen
Hitzebehandlung mit Kupfer zur Stabilisierung beschichtet wird.
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4 zeigt
ein Flußdiagramm,
das das nicht beanspruchte Verfahren darstellt, bei dem mit Kupfer zur
Stabilisierung nach der zusätzlichen
Hitzebehandlung beschichtet wird.
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5 zeigt
ein Flußdiagramm,
das das erfindungsgemäße Verfahren
darstellt, bei dem Kupfer zur Stabilisierung vor der Schnellerhitzung
in einer Matrix angeordnet wird.
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6 zeigt
ein Flußdiagramm,
das ein Verfahren 1 zur Behandlung einer mikrokomplexen Nb/Al-Ader
(Stab-im-Rohr-Verfahren)
darstellt.
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7 zeigt
eine theoretische Ansicht einer Schnellerhitzungs-/Löschungsvorrichtung.
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8 zeigt
ein Röntgenbeugungsmuster
eines Drahtes, der aus mikrokomplexen Nb/Al-2 Atom-Kupfer-Adern
durch Unterziehen einer Schnellerhitzung und Löschung gewonnen ist.
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9 zeigt
ein Diagramm, das die Hc2 (4,2 K) darstellt,
die durch Extrapolation unter Verwendung eines Kramer-Plots der
Jc im starken Magnetfeld (4,2 K) berechnet ist.
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10 zeigt
ein Diagramm, das die Jc-B-Eigenschaften von Nb/Al-2 Atom%-Kupfer-Supraleitungsdrähten und
bekannten Supraleitungsdrähten darstellt.
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11 zeigt
ein Flußdiagramm,
das ein Verfahren 2 zur Behandlung von mikrokomplexen Nb/Al-Adern
darstellt (Pulver-im-Rohr-Verfahren).
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12 zeigt
ein Flußdiagramm,
das ein Verfahren 3 zur Behandlung von mikrokomplexen Nb/Al-Adern
darstellt (Gelier-Rollverfahren).
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13 zeigt
ein Flußdiagramm,
das ein Verfahren 4 zur Behandlung von mikrokomplexen Nb/Al-Adern
darstellt (Plattierungs-Schnitzelungs-Extrusions-Verfahren).
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BESTE AUSFÜHRUNGSFORM
DER ERFINDUNG
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Die
Erfindung ist nachstehend im einzelnen beschrieben.
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Zunächst wird
der zur Verfügung
gestellte Supraleitungsdraht durch die folgenden Anforderungen spezifiziert.
- (1) Er weist eine mehrfädige Struktur (mehradriger
Feinstdraht) auf, wobei eine große Anzahl von mikrokomplexen
Adern in Nb, Ta, eine Nb-Legierung oder eine Ta-Legierung als Matrix eingebettet sind,
- (2) die mikrokomplexen Adern durch Komplexieren einer Cu-Al-Legierung, die
Kupfer in einer Menge von mehr als 0,2 Atom% und maximal 10 Atom%
in Nb enthält,
gewonnen sind, und
- (3) in den mikrokomplexen Adern aus (2) eine A15-phasige Verbindungsstruktur
durch Schnellerhitzen bei einer Temperatur von 1.700 °C oder mehr
für zwei
Sekunden oder weniger und Löschen
bis etwa auf Raumtemperatur und ferner zusätzlich durch Hitzebehandlung
bei einer Temperatur von 650 bis 900 °C gebildet ist.
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Gemäß einer
weitern vorteilhaften Ausgestaltung weist die Cu-Al-Legierung aus
der Anforderung (1) vorzugsweise einen mittleren äußeren Durchmesser
von 1 μm
oder weniger auf. Gemäß einer
weiteren vorteilhaften Ausgestaltung beträgt das Volumenverhältnis von
Cu-Al-Legierung zu Nb vorzugsweise 1:2,5 bis 1:3,5. Die Definition
von "eine große Anzahl" meint mehrere Dutzend
bis mehrere Millionen. Die Definition von "etwa Raumtemperatur" meint einen Temperaturbereich von etwa
15 °C bis etwa
50 °C.
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Ferner
ist eine nicht beanspruchte Erfindung gekennzeichnet durch den Kupfer
enthaltenden mehrfädigen
Nb3Al-Supraleitungsdraht,
der zur Stabilisierung mit Kupfer als äußerste Schicht beschichtet
ist. Gemäß der Erfindung
ist zur Stabilisierung Kupfer, das von einer aus Nb oder Ta hergestellten Diffusionsbarrierenschicht
umgeben ist, in der Matrix angeordnet.
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Kupfer
spielt hier eine Rolle bei der Stabilisierung eines Zustands, in
dem ein Strom durch den Supraleitungsdraht geleitet wird. Das heißt im allgemeinen,
wenn ein Strom durch einen Supraleitungsdraht geleitet wird, beginnt
er durch die Oberfläche des
Drahtes zu fließen
und fließt
nicht gleichmäßig. Somit
tritt ein instabiler Zustand auf, in dem Energie in dem Draht gespeichert
ist, und der Draht wird wechselweise gescheuert oder bewegt. Folglich
wird in dem Draht lokal Energie freigesetzt, die die Supraleitfähigkeit
teilweise zerstört
und Joule-Hitze erzeugt. Somit ist die Zerstörung des supraleitenden Zustands über den
Draht verteilt bzw. verstreut. Wenn der Draht jedoch mit hochreinem
Kupfer beschichtet ist, fließt
ein Strom selektiv durch den hochreinen Kupfer-Abschnitt in einem
Bereich, in dem die Supraleitfähigkeit
zerstört
ist (Bereich normaler Leitfähigkeit),
so daß keine
erhebliche Hitzeerzeugung auftritt. Während dieser Zeit wird der
Draht durch die Umgebung gekühlt
und der Bereich normaler Leitfähigkeit
erhält
seine Supraleitfähigkeit
zurück.
Somit wird der supraleitende Zustand durch die Kupfer-Beschichtung
stabil gehalten.
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Für den nicht
beanspruchten, zur Stabilisierung mit Kupfer beschichteten Supraleitungsdraht sind
z.B. die Struktur und das Verfahren in 3 beschrieben.
Bei dem Verfahren wird der Draht mit der mehrfädigen Struktur (mehradriger
Feinstdraht) derart hergestellt, daß er durch Schnellerhitzen
für zwei Sekunden
oder weniger eine Temperatur von 1.700 °C oder mehr aufweist, dann bis
etwa auf Raumtemperatur gelöscht
wird und danach zusätzlich
bei einer Temperatur von 650 bis 900 °C hitzebehandelt wird (in 3 Hitzebehandlung
für die
Kristallisationsordnung). Und zur Stabilisierung wird vor der zusätzlichen
Hitzebehandlung die Oberfläche
des Drahtes mit Kupfer beschichtet. 4 zeigt,
anders als 3, ein weiteres nicht beanspruchtes
Verfahren, bei dem nach der zusätzlichen
Hitzebehandlung die Oberfläche
des Drahtes mit Kupfer zur Stabilisierung beschichtet wird.
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Ferner
wird in 5 erfindungsgemäß vor der
zusätzlichen
Hitzebehandlung zur Stabilisierung Kupfer, das von einer aus Nb
oder Ta hergestellten Diffusionsbarrierenschicht umgeben ist, in
einer Matrix angeordnet.
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Wie
z.B. in 5 dargestellt ist, sichert die Erfindung
die Kristallisationsordnung der A15-phasigen Verbindung, die es
möglich
macht, die hervorragenden Eigenschaften als Supraleitungsdraht zu
zeigen.
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Die
Erfindung ist im einzelnen durch Bezugnahme auf die folgenden Beispiele
dargestellt.
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BEISPIELE
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- (I) Eine mikrokomplexe Nb/Al-Cu-Ader, die durch Komplexierung
einer Cu-Al-Legierung in Nb erhalten ist, wurde durch ein Stab-im-Rohr-Verfahren, das
in 6 dargestellt ist, hergestellt. Die Verfahrensabläufe davon
waren wie folgt: Erstens waren bei der Herstellung der Cu-Al-Legierung die
Mengen von der Cu-Al-Legierung zugegebenem Kupfer in den Proben
A, B, C und D für
A: 0,2 Atom%, B: 2 Atom%, C: 8 Atom% und D: 12 Atom%. Die jeweiligen
Proben wurden durch Tammann-Schmelze hergestellt. Jede dieser Cu-Al-Legierungen
wurde als Stab mit einem äußeren Durchmesser
von 7 mm ausgeschnitten, in ein Nb-Rohr (äußerer Durchmesser 14 mm, innerer
Durchmesser 7 mm) gepackt und dann einem Kaliberkaltwalzen und Drahtziehen
unterzogen, um einen einadrigen Draht zu bilden. Jedoch trat zu
diesem Zeitpunkt ein Draht bruch aufgrund anomaler Deformation bei
der Probe D auf. Somit schlug das Drahtziehen fehl und kein einadriger Draht
wurde erhalten. Wenn die Cu-Menge 10 Atom% übersteigt, ist eine Komplexierung
mit Nb schwierig und eine Herstellung eines einadrigen Drahtes ist
unmöglich.
Bezüglich
der Cu-Al-Legierungen
der anderen Beispiele A, B und C wurden diese Verfahrensabläufe schonend
durchgeführt und
die drei Arten einadriger Drähte
wurden erhalten.
- (II) In Bezug auf die resultierenden einadrigen Drähte der
Proben A, B und C wurden ein 121 × 121-adriger Komplex (1) und
ein 330 × 330-adriger
Komplex (2) hergestellt und mikrokomplexadrige Proben A1, B1, C1,
A2, B2 und C2 wurden hergestellt. Bei der Herstellung dieser mikrokomplexen
Adern wurde ein Teil der einadrigen Drähte erst auf einen Durchmesser
von 1,14 mm gezogen und der übrige
Teil auf einen Durchmesser von 0,7 mm. Sie wurden auf eine geeignete
Größe geschnitten.
Anschließend
wurden 121 Stücke der
geschnittenen einadrigen Drähte
mit dem Durchmesser von 1,14 mm gebündelt und in ein Nb-Rohr (äußerer Durchmesser
20 mm, innerer Durchmesser 14 mm) gepackt. Das resultierende Erzeugnis
wurde einem Kaliberwalzen und Drahtziehen auf einen Durchmesser
von 1,14 mm ohne Zwischenglühen
unterzogen und dann wieder auf eine geeignete Länge geschnitten. Dann wurden 121
Stücke
der einadrigen Drähte
gebündelt
und in ein Nb-Rohr (äußerer Durchmesser
20 mm, innerer Durchmesser 14 mm) gepackt, um den 121 × 121-adrigen
Komplex zu erhalten. Ebenso wurden 330 Stücke des einadrigen Drahtes
mit dem Durchmesser von 0,7 mm gebündelt und in ein Nb-Rohr (äußerer Durchmesser
25 mm, innerer Durchmesser 16 mm) gepackt. Das resultierende Erzeugnis
wurde ebenso bis zu einem Durchmesser von 0,8 mm ohne Zwischenglühen bearbeitet und
dann wieder geschnitten. Dann wurden 330 Stücke des einadrigen Drahtes
gebündelt
und in ein Nb-Rohr (äußerer Durchmesser
25 mm, innerer Durchmesser 16 mm) gepackt, um den 330 × 330-adrigen
Komplex zu erhalten. Auf diese Weise wurden der 121 × 121-adrige
Komplex und der 330 × 330-adrige
Komplex bis auf einen Durchmesser von 0,8 mm durch Kaliberwalzen
und Drahtziehen bearbeitet, um die mikrokomplexen Nb/Al-Cu-Adern
mit der mehrfädigen
Struktur (mehradriger Feinstdraht) als Proben A1, B1, C1, A2, B2
und C2 zu erhalten. Bei diesen Proben war das Nb:Al-Volumenverhältnis etwa
3:1. In Bezug auf die Proben A1 und A2 wurde das Drahtziehen des
121 × 121-adrigen
Komplexes der Probe A1 erfolgreich durchgeführt, aber das Drahtziehen des
330 × 330-adrigen Komplexes
der Probe A2 schlug fehl. Dies zeigt, daß, da die Al-Legierung mit
der Zugabe von 0,2 Atoms Kupfer weicher ist als Nb, die Komplexierung
nicht befriedigend durchgeführt
werden kann und es schwierig ist, die mikrokomplexen Adern durch
das Stab-im-Rohr-Verfahren herzustellen.
- (III) Die resultierende mikrokomplexe Nb/Al-Cu-Ader wurde auf
eine Schnellerhitzungs-/Löschungsvorrichtung,
die in 7 dargestellt ist, gegeben. In dieser Vorrichtung
wurde die mikrokomplexe Nb/Al-Cu-Ader schnell von Raumtem peratur
auf etwa 2.000 °C
durch Durchleiten eines Stromes zwischen einem Elektrodenblock und
einem Ga-Bad erhitzt, während
sie mit einer Geschwindigkeit von 1 m/sek bewegt wurde. Dann wurde
die Ader gelöscht,
indem sie durch das bei etwa 50° C
gehaltene Ga-Bad durchgeführt
wurde. Zu diesem Zeitpunkt war die Löschungsrate etwa 1 × 105 °C/sek.
In diesem Fall wirkte das Ga-Bad als Elektrode und als Kühlmittel.
Als die aufgewickelte mikrokomplexe Nb/Al-Cu-Ader mit einem Röntgendiffraktometer untersucht
wurde, wurde eine A15-phasige Verbindungsfaser mit einem niedrigen
Maß von
kristalliner Fernordnung erzeugt (8). Als
ein Nb/Al-Draht
ohne ein zusätzliches
Element wie Kupfer schnell erhitzt und gelöscht wurde, war das Ergebnis
mit der Bildung einer bcc übersättigten
festen Lösung
entgegengesetzt. Da jedoch die Intensität der Diffraktionsstrahlen
aus der A15-phasigen
Verbindung bei den Proben A1 und A2 schwach war, wurde angenommen,
daß in
einem gewissen Ausmaß eine
bcc übersättigte feste
Lösung
gebildet wurde, wie bei der Verwendung von reinem Al ohne die Zugabe
von Kupfer, nämlich
bei der Verwendung des Nb/Al-Drahtes.
- (IV) Anschließend
wurde die zusätzliche
Hitzebehandlung bei 650 bis 900 °C
durchgeführt,
um den erfindungsgemäßen kupferhaltigen
mehrfädigen Nb3Al-Supraleitungsdraht herzustellen. Die
Tc der Proben A1 und A2 war 17,9 K, was etwa gleich war wie die
Tc bei Verwendung des Nb/Al-Drahtes mit supraleitenden Eigenschaften,
wie Hc2 (4,2 K) und Jc (4,2 K).
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Inzwischen
wurden bei den Proben B1 und B2 die Supraleitungseigenschaften,
wie Tc, Hc2 (4,2 K) und Jc (4,2 K) vor und
nach der zusätzlichen
Hitzebehandlung der multikomplexen Nb/Al-Cu-Ader geändert. Vor
der Behandlung war die Tc 13,0 K. Jedoch ergab die zusätzliche
Hitzebehandlung bei 750 °C
eine Wiederherstellung des kristallinen Fernordnungsgrades und die
Tc war bis auf 18,2 K erhöht.
Da die höchste
Tc bei Verwendung des Nb/Al-Drahtes 17,9 K betrug, war sie um 0,3
K erhöht.
Ferner war Hc2 etwa 18 T vor der zusätzlichen
Hitzebehandlung, aber sie wurde auf zwischen 27 und 28,5 T durch
die Hitzebehandlung bei 700 bis 900 °C erhöht. Da die Hc2 (4,2
K) bei Verwendung des Nb/Al-Drahtes zwischen 25 und 26 T betrug,
ergab die Zugabe von Kupfer deren Verbesserung um etwa 2 T. 9 zeigt die
Hc2-(4,2 K)-Eigenschaften von Nb/Al-2 Atoms
Cu, das bei den drei Temperaturen für die zusätzliche Hitzebehandlung hergestellt
war. In jedem dieser Fälle war
die Hc2 (4,2 K) verbessert. Darüber hinaus
sind die Jc-B-Eigenschaften bemerkenswert. Mit der Zugabe von Kupfer
wurden Tc und Hc2 (4,2 K) in einem gewissem
Ausmaß verbessert,
während
Jc (4,2 K) weit größer war
als die von derzeit bekannten Supraleitungsdrähten. 10 zeigt
Jc-B-Eigenschaften von den Proben B1 und B2 und vier bekannten Supraleitungsdrähten. Ein
genauer Blick auf diese Zeichnung zeigt, daß der Nb3Al-Draht, der durch
das Schnellerhitzungs-/Löschungs-
und Transformationsverfahren bei Verwendung des komplexen Nb/Al-Vorläuferdrahtes
(hergestellt durch das Gelier-Rollverfahren,
bei dem ein Komplex gezogen wird, der durch Wickeln einer Nb-Folie
und einer Al-Folie gewonnen ist) gewonnen ist, zeigte eine höhere Jc
als die Proben B1 und B2 im schwachen Magnetfeld von 18 T oder weniger.
Jedoch wurde ein Verfahren zur Nutzung solcher hoher Jc bisher noch nicht
bei den bekannten Supraleitungsanwendungstechniken eingeführt. Wie
die Jc im schwachen Magnetfeld wird die Jc der Proben B1 und B2
in diesem Beispiel als in der Praxis befriedigend erachtet. Andererseits
ist die Jc im starken Magnetfeld durch die Zugabe von Kupfer deutlich
verbessert.
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Da
die Jc des metallischen Supraleitungsdrahtes tatsächlich dazu
neigt, im starken Magnetfeld zu niedrig zu werden, hat sogar die
leichte Verbesserung eine große
Bedeutung in der Praxis.
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Darüber hinaus
betrug in den Proben C1 und C2 die Tc 18,1 K und die Hc2 (4,2
K) betrug 28,1 T. Diese waren größer als
bei Verwendung des Nb/Al-Drahtes und die Jc-Eigenschaften waren
auch so hoch wie die der Proben B1 und B2.
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In
jedem der Drähte
wurde die 330 × 330
mikrokomplexe Ader (Aderdurchmesser 0,6 μm) erheblich in den Jc-B-Eigenschaften
verbessert als die 121 × 121
mikrokomplexe Ader (Aderdurchmesser 1,5 μm). Tc und Hc2 (4,2
K) wurden um nur 0,2 bis 0,5 % verbessert, obwohl sogar der Aderdurchmesser
verringert war, während
die Jc-B-Eigenschaften erheblich verbessert waren. Ferner war in
diesem Zusammenhang die Jc (4,2 K) verringert, wenn die Dicke der
Al-Legierung in der mikrokomplexen Ader groß war, und es wurden ungünstige Ergebnisse
in der Praxis bereitgestellt.
- (V) Folglich
wurde, wenn die Kupfermenge 0,2 Atom% oder weniger war, vorzugsweise
die bcc-übersättigte feste
Lösung
gebildet. In diesem Fall war das Verfahren das gleiche wie das Schnellerhitzungs-/Löschungs-
und Transformationsverfahren. Ferner wurde, wenn die Kupfermenge
0,2 Atom% oder weniger war oder 10 Atom% überschritt, das Komplexieren
mit Nb schwierig und der Komplexdraht konnte nicht aus dem Vorläufer hergestellt
werden. Jedoch verbesserte die Zugabe von Kupfer in dem Bereich
von mehr als 0,2 Atom% und nicht mehr als 10 Atom% die Drahtzieheigenschaften
erheblich und erhöhte die
Ausbeute der mikrokomplexen Ader. Somit können die Drahtproduktionskosten
verringert werden.
Ferner war die Jc (4,2 K) herabgesetzt,
wenn die Dicke der Al-Legierung in der mikrokomplexen Ader groß war, und
es wurden ungünstige
Ergebnisse in der Praxis bereitgestellt.
- (VI) In diesem Beispiel wurde die Cu-Al-Legierungsader in das
Nb-Rohr eingefügt
und das Drahtziehen und das Komplexieren wurden wiederholt, um die
mikrokomplexe Nb/Al-Cu-Ader herzustellen.
Neben diesem Verfahren werden jedoch bei einem Pulver-im-Rohr-Verfahren,
in dem eine Mischung aus einem Nb-Pulver und einem Al-Legierungspulver
gezogen wird (11), bei einem Gelier-Rollverfahren,
in dem ein Komplex gezogen wird (12), der
durch Übereinanderlegen
einer Nb-Lage und einer Al-Legierungslage in Form einer Rolle und
deren Aufrollen gewonnen ist, und bei einem Plattierungs-Schnitzelungs-Extrusions-Verfahren,
in dem eine Al-Legierungslage und eine Nb-Lage übereinandergelegt, schwach
bearbeitet und dann in geeignete rechtwinklige Schnitzel geschnitten
werden, die extrudiert werden, um eine mikrokomplexe Ader zu bilden
(13), die Eigenschaften theoretisch als unverändert erachtet.
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Darüber hinaus
wurde in diesem Beispiel das Nb/Al-Legierungsverhältnis der mikrokomplexen Ader
auf 3:1 eingestellt. Jedoch kann in der Praxis dieses Verhältnis etwas
von diesem Wert abweichen. Zum Beispiel ist ein Bereich von 2,5:1
bis 3,5:1 auch verfügbar.
Wenn jedoch das Verhältnis
erheblich abweichend ist, werden die Anteile von anderen nicht-supraleitenden
Verbindungen oder nicht-supraleitenden Legierungen erhöht. Dies
ist daher nicht gewollt.
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Zudem
wurde das Schnellerhitzen/Löschen des
Drahtes in diesem Beispiel bei einer Bewegungsgeschwindigkeit von
1 m/sek durchgeführt
und die Heizzeit war in diesem Fall 0,1 Sekunden. Jedoch selbst
wenn die Bewegungsgeschwindigkeit des Drahtes auf 0,5 m/sek und
0,2 m/sek gesenkt wurde, blieben die resultierenden supraleitenden
Eigenschaften fast unverändert.
Wenn jedoch die Bewegungsgeschwindigkeit des Drahtes auf weniger
als 0,05 m/sek verändert
wurde, wurde die in dem Ga-Bad gelöste Nb-Menge erhöht und er
war nicht für
das Schnellerhitzen/Löschen
eines langen Drahtes geeignet. Somit ist es vorzuziehen, daß das Schnellerhitzen
für zwei
Sekunden oder weniger durchgeführt
wird. Selbstverständlich
ist in Bezug auf die Verfahren zur Schnellerhitzung und Löschung das
Verfahren, bei dem, wie in 7 gezeigt
ist, das Ga-Bad verwendet wird, nicht kritisch und verschiedene
Verfahren sind verfügbar.
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Bei
diesem Beispiel wurde reines Nb als Matrix verwendet. Dies ist,
weil es die Temperatur von 1.700 °C
oder mehr ertragen kann, die befriedigenden Kalzwalzeigenschaften
wichtig sind und eine geringe Diffusionsreaktivität mit Nb3Al erforderlich ist. Als Matrix mit solchen
Anforderungen werden Ta, eine Nb-Legierung und eine Ta-Legierung
neben Nb in Betracht gezogen. Die Nb-Legierung und die Ta-Legierung
sind hinsichtlich der plastischen Bearbeitungseigenschaften ähnlich.
Die Kosten der Ta-Legierung sind enorm hoch. Da jedoch der Schmelzpunkt
der Ta-Legierung hoch ist, ist die mechanische Stärke beim
Schnellerhitzen und Löschen erhöht. Somit
kann die Menge der Matrix verringert werden. Wenn das Verhältnis von
der Matrix zur mikrokomplexen Ader Null ist, kann die mehrfädige Struktur
(mehradriger Feinstdraht) nicht aufrechterhalten werden und der
supraleitende Zustand wird unstabil. Somit kann das Verhältnis der
Matrix nicht Null sein im Hinblick auf die Supraleitungseigenschaften.
Es ist noch ratsam, daß das
Verhältnis
auf etwa 0,2 verrin gert ist. Im Falle der Verwendung der Nb-Legierung
wird ein Draht mit dem auf 0,4 verringerten Verhältnis der Matrix erfolgreich
hergestellt. Inzwischen wird in Betracht gezogen, daß das Matrixverhältnis bei
Verwendung der Ta-Legierung
auf 0,2 vermindert werden kann. Wenn die supraleitenden Eigenschaften
des Faserabschnittes unverändert sind,
kann bei diesem Beispiel die supraleitende Stromkapazität um (1
+ 0,4)/(1 + 0,2) verbessert werden. Bevorzugte Beispiele der Nb-Legierung
und der Ta-Legierung als Matrix umfassen Nb-V, Nb-Cr, Nb-Mo, Nb-Mn,
Nb-Ta, Nb-Ti, Nb-Zr, Ta-V,
Ta-Cr, Ta-Mo, Ta-Mn, Ta-Nb, Ta-Ti und Ta-Zr. Die Menge des zusätzlichen
Elements auf Grundlage der Hauptphase in den jeweiligen Legierungen
beträgt
vorzugsweise 10 Atom% oder weniger im Hinblick darauf, daß die Kaltwalzeigenschaften
nicht beeinträchtigt
werden.
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Wie
vorstehend im einzelnen erörtert
wurde, stellt die Erfindung das Verfahren zur Herstellung des mehrfädigen Nb3Al-Supraleitungsdrahtes zur Verfügung, der
hervorragende Eigenschaften im starken Magnetfeld aufweist. Ferner
kann das erfindungsgemäße Verfahren
den Fehler ausschließen,
daß die
Jc im schwachen Magnetfeld niedrig ist, und kann für die Erzeugung
von sämtlichen
Magnetfeldern von 29 T oder weniger angewendet werden. Somit kann
ein wirtschaftlicher Supraleitungsdraht im superstarken Magnetfeld
mit einfacher Gestaltung verwirklicht werden.