DE2339050A1 - Verfahren und vorrichtung zum herstellen eines supraleiters mit einer aus wenigstens zwei elementen bestehenden supraleitenden intermetallischen verbindung - Google Patents
Verfahren und vorrichtung zum herstellen eines supraleiters mit einer aus wenigstens zwei elementen bestehenden supraleitenden intermetallischen verbindungInfo
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Description
Verfahren und Vorrichtung zum Herstellen eines Supraleiters mit einer aus wenigstens zwei Elementen bestehenden
supraleitenden intermetallischen Verbindung
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines Supraleiters mit einer aus wenigstens zwei Elementen bestehenden
supraleitenden intermetallischen Verbindung, bei welchem eine duktile Komponente aus wenigstens einem Element der
Verbindung mit einer zweiten, ein duktiles Trägermetall für die restlichen Elemente der Verbindung enthaltenden Komponente
in Kontakt gebracht und dann der so gewonnene Aufbau in einem über einer Schmelze der restlichen Elemente gebildeten Dampf
dieser Elemente derart wärmebehandelt wird, daß die Verbindung durch Reaktion ihrer durch die zweite Komponente hindurchdiifundierenden
restlichen Elemente mit der ersten Komponente gebildet wird, sowie eine Vorrichtung zur Durchführung dieses
Verfahrens.
Aus zwei Elementen bestehende intermetallische supraleitende Verbindungen des Typs A^B, beispielsweise Nb5Sn oder V,Ga,
die A 15-Kristallstruktur besitzen, haben sehr gute Supraleitungseigenschaften
und zeichnen sich insbesondere durch ein hohes kritisches Magnetfeld, eine hohe Sprungtemperatur und
eine hohe kritische Stromdichte aus. Sie eignen sich daher besonders als Supraleiter für Supraleitungsspulen zum Erzeugen
starker Magnetfelder, wie sie beispielsweise für Forschungszwecke benötigt werden. Weitere Einsatzmöglichkeiten bestehen
beispielsweise bei Supraleitungsmagneten für die Schwebeführung von Magnetschwebebahnen oder in Wicklungen elektrischer
Maschinen. Neuerdings sind ferner auch Ternärverbindungen,
wie beispielsweise das Iliob-Aluminium-Germanium (ßb,AlQ qGSq ?)
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von besonderem Interesse. Da diese intermetallischen Verbindüngen
sehr spröde sind, bereitet jedoch ihre Herstellung in einer beispielsweise für Magnetapulen geeigneten Form
erhebliche Schwierigkeiten.
Es sind mehrere Verfahren bekanntgeworden, die eine Herstellung von Supraleitern mit insbesondere zweikomponentigen
intermetallischen Verbindungen in Form langer Drähte oder Bänder ermöglichen. Bei diesen Verfahren, die insbesondere
sur Herstellung von sogenannten Vielkernleitern mit in einer normalleitenden Matrix angeordneten Drähten, insbesondere aus
ITb^Sn und V .,Ga, dienen, wird ein drahtförmiges duktiles
Element der herzustellenden Verbindung, beispielsweise ein Niob- oder ein Vanadiumdraht mit einer Hülle aus einer ein
duktiles Trägermetall und die übrigen Elemente der Verbindung enthaltenden Legierung, beispielsweise einer Kupfer-Zinn-Legierung
oder einer Kupfer-Gallium-Legierung, umgeben. Insbesondere können auch eine Vielzahl solcher Drähte in eine
Matrix aus der Legierung eingelagert werden. Der so gewonnene Aufbau wird dann einer querschnittsverringernden Bearbeitung
unterzogen. Dadurch wird einmal ein langer Draht erhalten, wie er für Spulen benötigt wird. Zum anderen wird bei dieser
Bearbeitung der Durchmesser der beispielsweise aus Niob oder Vanadium bestehenden Drähte auf einen niedrigen Wert in der
Größenordnung von etwa 30 bis 50 /um oder noch weniger reduziert, was im Hinblick auf die Supralextungseigenschaften
des Leiters wünschenswert ist. Ferner wird durch die querschnittsverringernde Bearbeitung noch angestrebt, eine
möglichst gute metallurgische Verbindung zwischen dem Draht und dem umgebenden Matrixmaterial aus der Legierung zu erhalten,
ohne daß jedoch Reaktionen auftreten, die zu einer Versprödung des Leiters führen. Nach der querschnittsverringernden
Bearbeitung wird dann der aus einem oder mehreren Drähten und dem umgebenden Matrixmaterial bestehende Leiter einer
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Wärmebehandlung derart unterzogen, daß die gewünschte Verbindung durch Reaktion des Drahtmaterials, also beispielsweise
des ITiobs oder Vanadiums, mit dem in der umgebenden Matrix enthaltenen weiteren Element der Verbindung, beispielsweise
Zinn oder Gallium gebildet wird. Das in der Matrix enthaltene Element diffundiert dabei in das aus dem anderen Element der
Verbindung bestehende Drahtmaterial ein und reagiert mit diesem unter Bildung einer aus der gewünschten Verbindung
bestehenden Schicht (DT-03 2 044 660, DT-OS 2 052 323,
DT-OS 2 105 828).
Diese bekannten Verfahren können jedoch aus einer Reihe von Gründen noch nicht voll befriedigen. Zunächst kann bei diesen
Verfahren der Diffusionsproseß nicht so gelenkt werden, daß das gesamte in der Matrix vorhandene Gallium oder Zinn zur
Bildung der intermetallischen Verbindung verbraucht wird. Es
ist daher bei diesen Verfahren nicht möglich, V^Ga- oder Nb-zon-Schichten beliebiger Dicke aufzubauen. Vielmehr wird
die Diffusion von Gallium oder Zinn in Richtung der Vanadiumbzw. Niobkerne zum Stillstand kommen, wenn die Aktivität der
Elemente Gallium und Zinn in der Kupfermatrix gleich ihrer
Aktivität in den entstandenen intermetallischen Verbindungen V^Ga oder Nb-Sn ist. Mit anderen Worten heißt dies, daß kein
weiteres V^Ga oder Nb^Sn gebildet werden wird, wenn die
Konzentration des Galliums oder des Zinns in der Kupfermatrix infolge der Eindiffusion von Gallium bzw. Zinn in die Kerne
auf einen bestimmten Wert abgesunken ist. Diffundiert man beispielsweise aus einer Kupfer-Gallium-Matrix mit 18 Atom-$
Gallium bei einer Temperatur von 7000C Gallium in Vanadiumkerne
ein, so ist der erwähnte Gleichgewichtszustand, bei dem keine weitere Bildung von V,Ga mehr erfolgt, dann erreicht,
wenn der Galliumgehalt der Matrix auf etwa 12 Atom-^ abgesunken
ist. Dies bedeutet, daß nur etwa 38 # des in der Matrix
verfü£baren Galliums in V-Ga übergeführt werden.
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Die Dicke der gebildeten Fb,Sn- oder V^Ga-Schichten in
einem Vielkernleiter ist bei den bekannten Verfahren also nicht nur von der Glühzeit, der Glühtemperatur und der
Zusammensetzung der Kupfer-Gallium- bzw. Kupfer-Zinn-Legierung
abhängig, sondern wird auch bestimmt durch die für jeden Kern verfügbare Gesamtzinn- bzw. Gesamtgalliummenge,
d.h. vom Volumen des für jeden einzelnen Kern verfügbaren Teiles der Matrix.
Um eine hohe effektive kritische Stromdichte zu erreichen, also eine hohe kritische Stromdichte bezogen auf den gesamten
Leiterquerschnitt, sind nun aber gerade möglichst dicke Schichten aus der herzustellenden intermetallischen Verbindung
erforderlich. Bei den erwähnten bekannten Verfahren kann dies nur dadurch erreicht werden, daß das Verhältnis
des Matrixanteils zum Kernanteil an der Gesamtquerschnittsfläche des Leiters so bemessen wird, daß das Schichtwachstum
nicht durch ein beschränktes Angebot an Gallium oder Zinn begrenzt wird, d.h. es ist ein möglichst großer Kernabstand
erforderlich. Diese Forderung kann in Mehrkernleitern
gegebenen Querschnitts aber nur dadurch erfüllt werden, daß entweder bei gegebener Kernzahl die Kerne während der querschnittsverringernden
Bearbeitungsschritte besonders dünn ausgezogen werden, oder daß bei gegebenem Kernquerschnitt
die Anzahl der Kerne vermindert wird. Beide lösungen sind wenig befriedigend, da einerseits das Ausziehen der Kerne zu
besonders dünnen Fäden erhebliche Schwierigkeiten bereitet und einen großen Aufwand erfordert, und andererseits bei
Verminderung der Kernzahl die effektive Stromdichte gerade durch diese Verminderung abnimmt und durch die möglicherweise
erzielten dickeren Diffusionsschichten in der Regel nur kompensiert wird. Eine beliebige Vergrößerung der Kernabstände
ist schließlich auch aus verformungstechnischen
Gründen nicht möglich. Will man nämlich beispielsweise eine
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größere Anzahl von Vanadium- oder Niobkernen gleichmäßig
derart dünn ziehen, daß ihre Querschnitte untereinander gleich bleiben, dann darf der Kernabstand nicht zu groß sein.
Eine weitere Schwierigkeit bei den bekannten Verfahren besteht darin, daß das die eingelagerten Kerne enthaltende
Matrixmaterial aus dem Trägermetall und den übrigen Elementen der herzustellenden Verbindung insbesondere bei höheren Konzentrationen
dieser Elemente verhältnismäßig schlecht verformbar ist. Insbesondere haben diese Matrixmaterialien die
Eigenschaft, daß sie bei einer querschnittsverringernden Kaltbearbeitung sehr rasch aushärten und sich dann nur sehr
schwer weiterverformen lassen. Es ist daher bei diesen Verfahren erforderlich, den aus den Kernen und dem Matrixmaterial
bestehenden Leiteraufbau bereits nach relativ kleinen Verformungsschritten jeweils einer Zwischenglühung
sur Erholung und Rekristallisation des während der Kaltverformung brüchig gewordenen Matrixgefüges zu unterziehen.
Obwohl diese Glühbehandlungen bei Temperaturen und Glühzeiten durchgeführt werden können, bei denen sich in der
Regel die herzustellende supraleitende Verbindung noch nicht bildet, sind sie insbesondere wegen der erforderlichen häufigen
Wiederholung sehr zeitraubend. Diese zunehmend schlechter v/erdende Verformbarkeit der Matrixmaterialien bei zunehmendem
Gehalt der restlichen Elemente der herzustellenden Verbindung ist schließlich auch ein Grund dafür, daß zur Erzielung
stärkerer Schichten der herzustellenden Verbindung die Konzentration von beispielsweise Gallium oder Zinn in der
LIatrix nicht einfach beliebig erhöht werden kann. Dazu kommt, dai3 mit zunehmender Konzentration dieser Elemente der Schmelzpunkt
des Matrixmaterials absinkt, was bei sehr hohen Konzentrationen zu Unzuträglichkeiten bei der Wärmebehandlung zur
Herstellung der intermetallischen Verbindungen führt. Außerdem können diese Elemente bei zu hoher Konzentration auch
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unerwünschte intermetallische Phasen mit dem Trägermetall
bilden.
Es sind auch bereits Vorschläge für Verfahren bekannt geworden, bei denen die erwähnten wiederholten Zwischenglühungen
vermieden werden sollen. Bei diesen Verfahren werden zunächst ein oder mehrere Kerne aus einem duktilen
Element der herzustellenden Verbindung, insbesondere Niob oder Vanadium, in ein duktiles Matrixmaterial, beispielsweise
Kupfer, Silber oder Nickel, eingelagert, da3 selbst
kein Element der herzustellenden Verbindung oder nur sehr geringe !«!engen eines solchen Elementes enthält. Der aus den
Kernen und diesem Matrixmaterial bestehende Aufbau kann dann ohne jede Zwischenglühung durch eine querschnittsverrlagernde
Bearbeitung, beispielsweise durch Kaltziehen, zu einem
dünnen Draht xrerarbeitet werden, der senr dünne Kerne aus
Vanadium oder ITiob enthält. !lach den: letzten querschnittsverringernden
Bearbeitungsschritt v/erden bei diesen Verfahren dann auf das Matrixmaterial die restlichen Elemente der herzustellenden
Verbindung, im Falle von Nb^Sn also Zinn,
aufgebracht. Dies geschieht dadurch, daü man den Draht kurz in eine Zinnschmelze taucht, so daß auf dem Matrixmaterial
eine dünne Zinnschicht gebildet wird, oder daß man eine Zinnschicht auf das Matrixmaterial aufdampft. Anschließend
wird dann eine Wärmebehandlung durchgeführt, bei der die auf das Matrixmaterial aufgebrachten Elemente der herzustellenden
Verbindung zunächst in das Matrixmaterial ein- und durch dieses hindurchdiffundieren und dann durch Reaktion mit den
Kernen die gewünschte supraleitende Verbindung bilden
("Applied Physics Letters" 20 (1972), Seiten 44-3 üis 445; DT-OS 2 205 308).
Auf die beispielsweise aus Kupfer bestehende !,latrix lassen
sich dabei jedoch nur verhältnismäßig geringe LIengen bei-
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spielsweise von Zinn aufbringen. Beim Aufbringen größerer !»!engen von Zinn können sich nämlich bei der zum Eindiffundieren
des Zinns in die Kupfermatrix erforderlichen Temperatur leicht unerwünschte, spröde Zwischenphasen aus Kupfer
und Zinn bilden. Ferner kann auch nach dem Aufbringen zu großer Zinnmengen beim Eindiffundieren des Zinns in die
Latrix das Zinn selbst oder ein Überflächenbereich der Matrix aufschmelzen und dabei leicht von der Matrixoberfläche
abtropfen oder ablaufen. Pur die Bildung der gewünschten
intermetallischen Verbindung, beispielsweise von lib, Sn,
steht also auch bei diesen Verfahren nur eine begrenzte Menge des niedriger schmelzenden Elementes, beispielsweise von
Zinn, zur Verfugung.
In der DT-OS 2 205 308 ist allerdings bereits angedeutet, daß
man, sofern dies erwünscht ist, auch das gesamte in der Kupfermatrix enthaltene Niob in ITb,Sn umsetzen kann, wenn man
die einseinen Verfahrensschritte zur Beschichtung der Matrix mit Zinn, zur anschließenden Bildung und Homogenisierung der
Kupfer-Zinn-Matrix und zur Reaktion des in der Matrix enthaltenen Zinns mit den Mobkernen genügend oft wiederholt. Ein
derartiges Verfahren ist jedoch wegen der Vielzahl der erforderlichen
Verfahrensschritte außerordentlich aufwendig.
Y/eiterhin ist in der DT-OS 2 205 308 ein kontinuierliches
Verfahren sur Herstellung von lib^Sn-Vielkernleitern beschrieben.
Bei diesem Verfahren wird ein aus einer Kupfermatrix und eingelagerten Niobkernen bestehender drahtförmiger Leiteraufbau
kontinuierlich durch einen üfen geführt, in dem nebeneinander mehrere Gefäße mit geschmolzenem Zinn angeordnet sind,
Die jeweils oberhalb dieser Gefäße befindlichen Teile des üfeninnenraums werden von dem Leiteraufbau nacheinander
durchlaufen. Anschließend wird der Leiteraufbau wieder aus dem Ofen herausgeführt. Die erste Zinnschmelze, deren zuge-
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hörigen Dampfraum der Leiteraufbau zuerst durchläuft,
befindet sich auf einer Temperatur von 1500 0, die übrigen
Zinnschmelzen, deren Dampfräume vom Leiteraufbau anschließend
durchlaufen werden, befinden sich auf einer Temperatur von 10000C. Der Leiter selbst wird durch den Ofen auf einer
Temperatur von 850 C gehalten. Im Dampf raum über der ersten,
auf einer Temperatur von 150O0G befindlichen Zinnschmelze
ist nach den Angaben in der DT-OS 2 205 308 der Zinndampfdruck so hoch, daß die Übertragungs- oder Absetzrate des
Zinns die Feststoffdiffusionsrate des Zinns in die Kupfermatrix überschreitet, so daß sich quer über den Drahtradius
ein Zinnkonzentrationsgradient schnell aufbaut. Der drahtförmige
Leiteraufbau wird solange über der Zinnschmelze höherer Temperatur gehalten, bis genügend Zinn für die
Bildung der gewünschten mittleren Matrixzusammensetzung aufgebracht ist. Der Zinndampfdruck in den Dampfräumen über
den auf einer Temperatur von 10000C befindlichen Zinnschmelzen,
die der Leiteraufbau anschließend durchläuft, ist nach den Angaben in der DT-OS 2 205 308 dann gerade so
groß, daß die Zinnzufuhrrate auf einen Wert reduziert wird, der gleich demjenigen ist, bei dem Zinn durch die Kupfermatrix
diffundiert und auf die Oberflächen der Niobkerne
durch Peststoffdiffusion trifft. Die Peststoffdiffusion
selbst findet bei der Temperatur von 8500C statt. Diese ist
erheblich niedriger als die Temperatur der Zinnschmelzen gewählt, um ein V/i eder abdampf en des Zinns von der Matrix
und ein Aufschmelzen der Matrix zu verhindern. Auch dieses Verfahren ist wegen der drei verschiedenenjfür die Zinnschmelzen
und den Leiteraufbau selbst erforderlichen Temperaturen, die während des verhältnismäßig langwierigen
Verfahrens genau eingehalten werden müssen, äußerst aufwendig.
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Aufgabe der Erfindung ist es, die Herstellung eines Supraleiters mit einer aus wenigstens zwei Elementen bestehenden
supraleitenden intermetallischen Verbindung, bei der zunächst eine duktile Komponente aus wenigstens einem
Element der Verbindung mit einer zweiten, ein duktiles Trägermetall für die restlichen Elemente der Verbindung enthaltenden
Komponente in Kontakt gebracht und dann der so gewonnene Aufbau in einem über einer Schmelze der restlichen
Elemente gebildeten Dampf dieser Elemente derart wärmebehandelt wird, daß die Verbindung durch Reaktion ihrer durch
die zweite Komponente hindurchdiffundierenden restlichen Elemente mit der ersten Komponente gebildet wird, weiter zu
verbessern. Insbesondere soll das Verfahren weiter vereinfacht werden, ohne daß eine verfahrensbedingte Begrenzung
der Schichtdicke der herzustellenden supraleitenden intermetallischen Verbindung auftritt. Ferner sollen, soweit dies
erforderlich ist, auch die Vorteile beibehalten werden, die ein duktiles, ohne Zwischenglühungen kalt zu verformendes
Matrixmaterial bietet.
Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß dadurch gelöst, daß der aus beiden Komponenten bestehende Aufbau und die zu
schmelzenden restlichen Elemente der herzustellenden Verbindung bei der V/ärmebehandlung auf die gleiche Temperatur
erhitzt werden und die Wärmebehandlung unter Vakuum mit einem Restgasdruck von höchstens 10 Torr oder Inertgas mit
einem Druck von höchstens 500 Torr vorgenommen wird.
Gegenüber dem bekannten Verfahren, bei dem für die Schmelze und den wärmezubehandelnden Leiteraufbau drei verschiedene
Temperaturen erforderlich sind, ist das erfindungsgemäße Verfahren erheblich vereinfacht. Völlig überraschend hat sich
herausgestellt, daß für die Schmelze der restlichen Elemente der herzustellenden Verbindung keine höhere Temperatur erfor-
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derlich ist als für die Wärmebehandlung des Leiteraufbaus.
Vielmehr reicht die zur Warmebehandlung des Leiteraufbaus
erforderliche Temperatur, die unterhalb der Schmelztemperatur der Legierung liegt, die sich bei der Wärmebehandlung aus dem
Trägermetall und den restlichen Elementen der Verbindung bildet, bereits aus, um über.der Schmelze der restlichen
Elemente der Verbindung einen Dampfdruck dieser Elemente einzustellen, bei dem unter entsprechendem Vakuum oder Inertgas
eine zur Bildung der gewünschten Schichtdicke der herzustellenden intermetallischen Verbindung ausreichende Menge
dieser Elemente zur Eindiffusion in das Trägermetall angeliefert wird.
Das erfindungsgemäße Verfahren eignet sich, wie noch erläutert werden wird, zum Herstellen von supraleitenden Bauteilen der
verschiedensten Formen, soweit sie nur eine Schicht einer aus wenigstens zwei Elementen bestehenden supraleitenden intermetallischen
Verbindung aufweisen oder ganz aus einer solchen Verbindung bestehen.
Bevorzugt wird das erfindungsgemäße Verfahren jedoch zum
Herstellen von Vielkernleitern angewendet. Dazu können
zunächst vorteilhaft mehrere Kerne aus der ersten Komponente in ein Matrixmaterial aus der zweiten Komponente eingebettet
und zusammen mit diesem querschnittsverringernd bearbeitet werden. Nach dem letzten querschnittsverringernden Bearbeitungsschritt
wird dann die Wärmebehandlung im Dampf der restlichen Elemente der herzustellenden Verbindung vorgenommen.
Insbesondere eignet sich das erfindungsgemäße Verfahren zum
Herstellen eines Supraleiters mit einer aus zwei Elementen bestehenden Verbindung des Typs A^B mit A 15-Kristallstruktur.
Bei der Herstellung solcher Verbindungen besteht die erste Komponente aus dem höher schmelzenden Element der Verbindung,
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während die »/armebehandlung im Dampf des niedriger
schmelzenden Elementes vorgenommen wird.
Eine besonders gute Kaltverformbarkeit des aus der ersten und der zweiten Komponente bestehenden Leiteraufbaus wird
dann erreicht, wenn die zweite Komponente nur aus dem Trägermetall für die restlichen Elemente der herzustellenden
Verbindung besteht. Die zur Bildung insbesondere dicker Schichten der herzustellenden intermetallischen Verbindung
erforderliche Wärmebehandlung dauert dann allerdings verhältnismäßig lang. Eine Verkürzung der zur Herstellung einer
bestimmten Schichtdicke erforderlichen Wärmebehandlung kann dann erreicht werden, wenn die zweite Komponente neben dem
Trägermetall auch noch einen Anteil der restlichen Elemente der herzustellenden Erfindung enthält. Wenn eine gute Kaltverformbarkeit
der zweiten Komponente erwünscht ist, sollte dieser Anteil jedoch nicht zu hoch sein.
Als Trägermetall für die zweite Komponente sind insbesondere die Metalle Kupfer und Silber oder eine duktile Legierung
aus diesen Metallen geeignet. Gegebenenfalls sind auch weitere duktile Metalle geeignet, die eine ausreichende
Diffusion der restlichen Elemente der herzustellenden Verbindung zur ersten Komponente hin erlauben und nicht störend
mit den Elementen der herzustellenden Verbindung reagieren.
Besonders vorteilhaft ist das erfindungsgemäße Verfahren für die Herstellung eines Supraleiters mit der intermetallischen
Verbindung V^Ga. Bei der Herstellung eines solchen SupraleiterB kann die erste Komponente vorteilhaft aus Vanadium
und die zweite Komponente aus Kupfer, Silber oder einer Kupfer-Silber-Legierung, je enthaltend 0 bis 23 Atom-56
Gallium, bestehen. Wenn eine gute Kaltverformbarkeit der zweiten Komponente erwünscht ist, sollte sie nicht mehr als
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15 Atom-^ Gallium enthalten. Eine besonders hohe Kaltverformbarkeit
bis zu einer Querschnittsverringerung von etwa 99 $ ergibt sich dann, wenn der Galliumgehalt der zweiten
Komponente höchstens 12 Atom-$ beträgt. Die Wärmebehandlung zur Herstellung eines Supraleiters mit V,Ga kann vorteilhaft
bei einer Temperatur zwischen 600 und 950 C vorgenommen werden. Die Temperaturbehandlung und der Galliumgehalt der
zweiten Komponente sind dabei so aufeinander abzustimmen, daß die zweite Komponente bei der Wärmebehandlung auch bei
Eindiffusion von zusätzlichem Gallium aus der Dampfphase nicht schmilzt. Als besonders günstig für die Wärmebehandlung
haben sich Temperaturen zwischen 600 und 750 C erwiesen.
Auch für die Herstellung von Supraleitern mit der intermetallischen
Verbindung Nb,Sn ist das erfindungsgemäße Verfahren hervorragend geeignet. Zur Herstellung eines Supraleiters
mit dieser Verbindung wird vorteilhaft von einem Aufbau ausgegangen, dessen erste Komponente aus Niob und
dessen zweite Komponente aus Kupfer, Silber oder einer Kupfer-Silber-Legierung, je enthaltend 0 bis 8,5 Atom-$ Zinn,
besteht. Wenn eine gute Kaltverformbarkeit der zweiten Komponente erwünscht ist, sollte der Zinngehalt nicht mehr
als 4 Atöm-$ betragen. Die Wärmebehandlung, bei der ebenfalls
die zweite Komponente nicht aufschmelzen soll, kann vorteilhaft bei einer Temperatur zwischen 600 und 8500C vorgenommen
werden. Besonders günstig ist eine Wärmebehandlung bei einer Temperatur zwischen 600 und 8000C.
Durch Veränderung der einzelnen Verfahrensparameter kann die Dicke der nach dem erfindungsgemäßen Verfahren erzeugten
Schichten aus supraleitenden intermetallischen Verbindungen sehr gut gesteuert werden. Bei gegebenem Vakuum bzw. gegebenem
Inertgasdruck und gegebener Zusammensetzung der das Trägermetall und gegebenenfalls-restliche Elemente der Verbindung
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enthaltenden zweiten Komponente steigt die Schichtdicke mit
zunehmender Diffusionszeit bzw. zunehmender Temperatur der Wärmebehandlung an. Bei gegebener Temperatur und Diffusionszeit läßt sich die Schichtdicke durch die jeweilige Wahl des
Vakuums bzw. des Inertgases und Inertgasdruckes steuern. Unter Inertgasen sind dabei Gase zu verstehen, die bei der
Wärmebehandlung mit den an der Reaktion beteiligten Metallen nicht reagieren. Insbesondere eignen sich als Inertgas
Edelgase, vorzugsweise Helium oder Argon. Die größten Schichtdicken der herzustellenden Verbindung wird erhalten, wenn
die Wärmebehandlung unter Vakuum vorgenommen wird. Um besonders große Schich.tdicken zu erreichen, kann dabei vorteilhaft
unter Vakuum mit einem Restgasdruck von etwa 10 Torr oder weniger gearbeitet werden und die' Wärmebehandlung wenigstens
45 Stunden dauern.
Wenn die Wärmebehandlung unter Edelgas vorgenommen wird, werden mit abnehmendem Druck im Reaktionsraum die gebildeten
Verbindungsschichten dicker. Bei konstantem Druck im Reaktionsraum werden die gebildeten Schichten dicker, wenn das
Gas mit dem kleineren Atomgewicht benutzt wird. So sollte, wenn V,Ga- oder Nb,Sn-Schichten mit einer Dicke von 5 /um und
mehr angestrebt werden, bei einer Wärmebehandlung unter Helium der Gasdruck höchstens 500 Torr betragen und die Wärmebehandlung
wenigstens 100 Stunden dauern. Bei einer Wärmebehandlung unter Argon sollte zur Erzielung der gleichen Schichtdicke
mit einem Gasdruck von höchstens 100 Torr gearbeitet werden und die Wärmebehandlung wenigstens 100 Stunden dauern.
Falls die zweite Komponente neben dem Trägermetall auch Elemente der herzustellenden Verbindung enthält, also beispielsweise
statt aus reinem Kupfer aus einer Kupfer-Gallium- bzw. einer Kupfer-Zinn-Legierung besteht, werden bei sonst gleichen
Bedingungen dickere Verbindungsschichten erhalten. Der
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Gallium- oder Zinngehalt der zweiten Komponente soll jedoch aus den bereits erwähnten Gründen nicht zu groß sein. Außerdem
besteht bei zu hohen Gallium- bzw. Zinngehalten in der zweiten Komponente auch eine gewisse Gefahr, daß sich die
fertigen Leiter nur noch schwer biegen lassen.
Die Kerne der nach dem erfindungsgemäßen Verfahren herzustellenden
Tielkernleiter brauchen übrigens nicht vollständig
aus wenigstens einem duktilen Element der Verbindung, also beispielsweise aus Vanadium oder Niob, zu bestehen.
Vielmehr können die Kerne auch eine Seele aus einem elektrisch und thermisch gut leitenden, bei der Betriebstemperatur des
Supraleiters elektrisch normalleitenden Metall enthalten, so daß nur eine diese Seele umschließende Hülle aus wenigstens
einem Element der Verbindung besteht. Als Material für die Seele eignen sich an sich alle gut elektrisch und thermisch
leitenden Metalle, die bei der Betriebstemperatur des Supraleiters von beispielsweise 4 bis 5 K elektrisch normalleitend sind und bei der angewandten Wärmebehandlung nicht
mit dem Material der Hülle unter Bildung störender Schichten regieren. Besonders geeignet sind unter anderem wegen ihres
über der Temperatur der Wärmebehandlung liegenden Schmelzpunktes und ihrer hohen elektrischen und thermischen Leitfähigkeit
die Metalle Kupfer und Silber. Besonders einfach auch hinsichtlich der Verfahrenstechnik gestalten sich die
Verhältnisse, wenn die Seelen der Kerne aus dem gleichen Metall bestehen, das in dem die Kerne umschließenden Matrixmaterial
als Trägermetall enthalten ist. Die gut elektrisch und thermisch leitenden Seelen der Kerne führen zu einer
guten elektrischen Stabilisierung des fertigen Supraleiters.
Da die Wärmebehandlung beim erfindungsgemäßen Verfahren verhältnismäßig
lange dauert, wird sie vorzugsweise nicht in Art eines DurchlaufVerfahrens, sondern in einer abgeschlosse-
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nen Kammer vorgenommen. In einer abgeschlossenen Kammer ist
es auch, einfacher, die Druckverhältnisse über lange Zeit konstant zu halten, die den Reaktionsablauf, wie erwähnt,
erheblich beeinflussen. Besonders geeignet zur Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens ist eine Vorrichtung mit
einer evakuierbaren, gegebenenfalls mit Inertgas füllbaren Kammer, einem in der Kammer angeordneten Sprössenrad zur
Aufnahme des der Y/ärme behänd lung zu unterziehenden Leiteraufbaus,
einem in der Kammer angeordneten Gefäß zur Aufnahme der zu schmelzenden Elemente der herzustellenden intermetallischen
Verbindung und einer die Kammer umschließenden Heizvorrichtung. Das Sprossenrad hat den Vorteil, daß die
Sprossen den auf das Sprossenrad aufgewickelten, der Wärmebehandlung zu unterziehenden Leiteraufbau nur an sehr
kleinen Teilen seiner Oberfläche berühren und damit den Zutritt des Metalldampfes zu der Leiteroberfläche nicht
behindern. Um einen ungehinderten Zutritt des Dampfes zu ermöglichen, sollten die nebeneinanderliegenden Windungen
des auf das Sprossenrad aufgewickelten Leiteraufbaus einander auch nicht berühren. Die Stäbe des Sprossenrades sollten aus
temperaturbeständigem Material bestehen, das sich gegenüber den Materialien des Leiteraufbaus inert verhält. Insbesondere
sind Sprossen aus Keramikstäben geeignet.
Anhand einiger Figuren und Beispiele soll die Erfindung noch näher erläutert werden.
Pig. 1 zeigt schematisch im Querschnitt einen Leiteraufbau für einen nach dem erfindungsgemäßen Verfahren herzustellenden
Vielkernleiter vor der Wärmebehandlung. Fig. 2 zeigt den Leiteraufbau nach Fig. 1 nach der abschließenden
Wärmebehandlung zur Bildung der intermetallischen Verbindung.
Fig. 3zeigt schematisch im Querschnitt ein weiteres Aus-
Fig. 3zeigt schematisch im Querschnitt ein weiteres Aus-
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führungsbeispiel eines erfindungsgemäß hergestellten Vielkernleiters.
Pig. 4 zeigt schematisch im Schnitt eine bevorzugte Ausführungsform
einer Vorrichtung zur Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens.
Zur Herstellung eines V^Ga-Einkernleiters wurde zunächst ein
Vanadiumstab mit einem Durchmesser von etwa 7 mm in ein Kupferrohr mit einem Außendurchmesser von etwa 20 mm gesteckt.
In einer Reihe von querschnittsverringernden Kaltziehschritten wurde dieser Aufbau zu einem Draht mit einem Außendurchmesser
von 0,4 mm und einem Durchmesser des Vanadiumkerns von 0,15 mm verarbeitet. Ein Stück des so hergestellten Drahtes wurde
zusammen mit einem Galliumvorrat in eine Quarzampulle eingebracht. Nach Spülung mit Helium wurde diese Quarzampulle bis
—5
zu einem Restgasdruck von 10 Torr evakuiert und dann zugeschmolzen.
Der Galliumvorrat war so angeordnet, daß das Drahtstück nicht mit flüssigem Gallium in Berührung kommen
konnte. Die abgeschmolzene Ampulle wurde dann 48 Stunden lang auf eine Temperatur von 7000C erhitzt. Nach dieser Wärmebehandlung,
bei der sich sowohl der Draht als auch die Galliumschmelze auf der gleichen Temperatur von 7000C befanden,
wurde die Ampulle geöffnet und der Draht untersucht. Die Untersuchung ergab, daß sich an der Oberfläche des Vanadiumkerns
eine 8 /um starke V^Ga-Schicht gebildet hatte. Das
dampfförmige Gallium ist also in den Kupfermantel des Drahtes ein- und durch diesen hindurchdiffundiert und hat mit dem
Vanadiumkern unter Bildung einer verhältnismäßig dicken V^Ga-Schicht
reagiert. Der Galliumdampfdruck über der Schmelze beträgt bei der Temperatur von 7000C etwa 10 bis 10" Torr.
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Ein weiteres Stück des nach Beispiel 1 hergestellten Drahtes mit einem Vanadiumkern und einer Kupferhülle wurde zusammen
—5 mit einem Galliumvorrat unter Vakuum von etwa 10 Torr
46 Stunden lang bei einer Temperatur von660 G wärmebehandelt.
Die an der Oberfläche des Vanadiumkernes gebildete V,Ga-Schicht hatte eine Dicke von etwa 2 /um.
Zur Herstellung eines weiteren V.,Ga-Einkernleiters wurde ein
Vanadiumstab mit einem Durchmesser von etwa 10 mm in ein Rohr aus einer Kupfer-Gallium-Legierung mit 10 Atom-% Gallium,
Rest Kupfer, gesteckt, das einen Außendurchmesser von etwa 20 mm besaß. In einer Reihe von Kaltverformungsschritten
wurde dieser Aufbau dann zu einem Draht mit einem Außendurchmesser von 0,4 mm und einem Durchmesser des Vanadiumkerns
von 0,2 mm verarbeitet. Infolge des verhältnismäßig geringen Galliumgehaltes des Kupfer-Gallium-Rohres waren keine
Zwischenglühungen zwischen den einzelnen querschnittsverringernden
Kaltverformungsschritten erforderlich. Ein Stück des so hergestellten Drahtes wurde dann zusammen mit einem
—5 Galliumvorrat unter Vakuum von etwa 10 Torr 48 Stunden lang
auf einer Temperatur von 700 0 gehalten. Bei dieser Wärmebehandlung bildete sich an der Oberfläche des Vanadiumkernes
eine V,Ga-Schicht mit einer Dicke von 10 /um. Zum Zwecke
eines Vergleichsversuches wurde anschließend ein weiteres Stück des aus dem Vanadiumkern und dem Kupfer-Gallium-Mantel
bestehenden Drahtes im gleichen Vakuum, jedoch ohne Anwesenheit eines Galliumvorrates, ebenfalls 48 Stunden lang auf
eine Temperatur von 7000C erhitzt. Eine Untersuchung dieses
Drahtes ergab, daß sich an der Oberfläche des Vanadiumkernes überhaupt keine V^Ga-Schicht gebildet hatte, da die Gallium-
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Konzentration im Kupfer-Gallium-Mantel für die Bildung einer solchen Schicht zu niedrig ist.
Ein nach Beispiel 3 hergestellter Draht wurde zusammen mit einem Galliumvorrat unter Vakuum von etwa 10 Torr 46 Stunden
lang auf eine Temperatur von 66O0C erhitzt. Die gebildete
V^Ga-Schicht war 4 /um dick.
Ein weiteres Stück des nach Beispiel 3 hergestellten Drahtes wurde zusammen mit einem Galliumvorrat in einer mit Helium
eines Dampfdruckes von etwa 500 Torr gefüllten Quarzampulle 63 Stunden lang auf 7000C erhitzt. Die an der Oberfläche des
Vanadiumkerns gebildete V-,Ga-Schicht war etwa 3 /um dick.
Bei 100 Stunden langer Wärmebehandlung unter sonst gleichen Bedingungen wurde eine V^Ga-Schiehtdicke von über 5 /um
erreicht.
Zur Herstellung eines V^Ga-Vielkernleiters wurde zunächst
ein Vanadiumstab mit einem Durchmesser von etwa 10 mm in ein Rohr aus einer Kupfer-Gallium-Legierung mit 18 Atom-#
Gallium, Rest Kupfer, und einem Außendurchmesser von etwa 20 mm gesteckt. Dieser Aufbau wurde dann durch querschnittsverringernde
Kaltbearbeitungsschritte zu einem Draht mit einem Außendurchmesser von etwa 1 mm verarbeitet. Wegen des
verhältnismäßig hohen Galliumgehaltes der Gallium-Kupfer-Legierung
wurde nach einer Verformung um jeweils 30 fi eine
Zwischenglühen^ (30 Minuten bei etwa 550 C) durchgeführt.
60 derart gewonnene Drahtstücke wurden dann in ein Kupfer-
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rohr gesteckt und unter Zwischenglühungen nach jeweils 30 $-iger Verformung soweit querschnittsverringernd bearbeitet,
bis ein Leiteraufbau mit einem Außendurchmesser von
0,4 mm vorlag. Dieser Leiteraufbau enthielt 60 Vanadiumkerne mit einem mittleren Kerndurchmesser von jeweils 37 /um.
Der mittlere Kernabätand betrug 7 /um. Ein Stück dee so hergestellten Leiteraufbaus wurde dann unter Vakuum von etwa
—5
10 Torr zusammen mit einem Galliumvorrat 112 Stunden lang auf eine Temperatur von 70O0G erhitzt. Eine anschließende Untersuchung ergab, daß bei dieser Wärmebehandlung sämtliche Vanadiumkerne des Leiteraufbaus über ihren gesamten Querschnitt in V ,Ga übergeführt wurden.
10 Torr zusammen mit einem Galliumvorrat 112 Stunden lang auf eine Temperatur von 70O0G erhitzt. Eine anschließende Untersuchung ergab, daß bei dieser Wärmebehandlung sämtliche Vanadiumkerne des Leiteraufbaus über ihren gesamten Querschnitt in V ,Ga übergeführt wurden.
Ein Stück des nach Beispiel 6 hergestellten Leiteraufbaus mit 60 Vanadiumkernen wurde unter Argon mit einem Druck von etwa
500 Torr zusammen mit einem Galliumvorrat 112 Stunden lang
auf eine Temperatur von 700 C erhitzt. Bei dieser Wärmebehandlung wurde an der Oberfläche der einzelnen Vanadiumkerne
jeweils eine V,Ga-Schicht mit einer Dicke von etwa 3 /um gebildet.
Ein Stück des nach Beispiel 6 hergestellten Leiteraufbaus mit 60 Vanadiumkernen wurde unter Argon mit einem Druck von
etwa 100 Torr in Gegenwart eines Galliumvorrats 112 Stunden lang auf eine Temperatur von 7000C erhitzt. Bei dieser Wärmebehandlung
wurden an der Oberfläche der einzelnen Vanadiumkerne V,Ga-Schichten Mt einer Dicke von etwa 5 /um gebildet.
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Ein weiteres Stück des nach. Beispiel 6 hergestellten Leiteraufbaus
mit 60 Vanadiumkeraen wurde unter Vakuum von etwa
—5
10 Torr zusammen mit einem Galliumvorrat 46 Stunden lang auf eine Temperatur von 660 C erhitzt. Bei dieser Wärmebehandlung wurde an der Oberfläche der einzelnen Vanadiumkerne jeweils eine V^Ga-Schicht mit einer Dicke von etwa 7 /um gebildet. Die effektive kritische Stromdichte des in dieser Weise hergestellten Leiters betrug bei einer Temperatur von
10 Torr zusammen mit einem Galliumvorrat 46 Stunden lang auf eine Temperatur von 660 C erhitzt. Bei dieser Wärmebehandlung wurde an der Oberfläche der einzelnen Vanadiumkerne jeweils eine V^Ga-Schicht mit einer Dicke von etwa 7 /um gebildet. Die effektive kritische Stromdichte des in dieser Weise hergestellten Leiters betrug bei einer Temperatur von
4.2 K in einem äußeren Magnetfeld mit einer magnetischen
Flußdichte von 5 Tesla 1,2· 10 A/cm . Bei einem Vergleichsver·-
such unter gleichen Bedingungen, aber ohne Galliumvorrat, wurde nur eine Schichtdicke der V^Ga-Schichten von etwa
1.3 /um erreicht. Der Vielkernleiter mit V,Ga-Schichten dieser
Schichtdicke hatte in einem äußeren Magnetfeld von 5 Tesla bei 4,2 K nur eine effektive kritische Stromdichte von
3-1O4 A/cm2.
Die Herstellung eines Leiters nach Beispiel 9 wird schematisch durch die Figuren 1 und 2 noch näher verdeutlicht. Aus Gründen
der Übersichtlichkeit sind in den Figuren weniger Vanadiumkerne dargestellt, als der Leiter nach Beispiel 9 enthält.
Fig. 1 zeigt den Leiteraufbau nach dem letzten querschnittsverringernden Bearbeitungsschritt, aber vor der Wärmebehandlung.
In eine Kupfer-Gallium-Matrix 1 sind eine Reihe von Vanadiumkernen 2 eingelagert. Der Zustand des fertigen Leiters
nach der Wärmebehandlung ist in Fig. 2 dargestellt. Während der Wärmebehandlung wurden an der Oberfläche der einzelnen
Vanadiumkerne 2 die V,Ga-Schichten 3 gebildet.
- 21 -
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Ein weiteres Stück des nach Beispiel 6 hergestellten Leiteraufbaus
mit 60 Vanadiumkernen wurde unter Argon mit einem Druck von etwa 100 Torr zusammen mit einem Galliumvorrat
46 Stunden lang auf eine Temperatur von 66O0C erhitzt. Dabei
bildete sich an der Oberfläche der Vanadiumkerne jeweils eine V^Ga-Schicht mit einer Dicke von etwa 2 /um.
Zur Herstellung eines Nb,Sn-Vielkernleiters wurde zunächst
ein Niobstab in ein Kupferrohr gesteckt und dann dieser Aufbau ohne Zwischenglühung zu einem langen Draht ausgezogen. Zwanzig
Stücke dieses Drahtes wurden dann zu einem Bündel zusammengefaßt, wiederum in ein Kupferrohr gesteckt, und durch querschnitt
sverringernde Kaltverformung zu einem Draht mit einem Außendurchmesser von etwa 0,65 mm ausgezogen. Die zwanzig im
Draht enthaltenen Niobkerne hatten einen Durchmesser von jeweils etwa 50 /um. Der mittlere Kernabstand betrug 35 /um.
Ein Stück des so hergestellten Leiteraufbaus wurde dann zusammen mit einem Zinnvorrat uiter- Vakuum von etwa 10 Torr
63 Stunden lang auf eine Temperatur von 700°0 erhitzt. Bei dieser Wärmebehandlung bildeten sich an der Oberfläche der
Mobkerne Nb,Sn-Schichten mit einer Schichtdicke von etwa
3 0-6
5 /um. Der Zinndampfdruck bei 700 G beträgt etwa 10 bis
Ln
10 Torr.
10 Torr.
Ein weiteres Stück des nach Beispiel 11 hergestellten Leiteraufbaus
wurde unter Vakuum von etwa 10 Torr zusammen mit einem Zinnvorrat 46 Stunden lang auf einer Temperatur von
75O0C gehalten. Bei dieser Wärmebehandlung wurden an den Ober-
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flächen der Niobkerne Nb^Sn-Schichten mit einer Dicke von
etwa 14 /um gebildet.
Zur Herstellung eines Nb^Sn-Einkernleiters wurde ein Niobstab
in ein Kupferrohr gesteckt und zusammen mit diesem durch querschnittsverringernde Kaltverformung zu einem Draht mit
einem Außendurchmesser von 0,55 mm verarbeitet. Der Durchmesser des Niobkerns in diesem Draht betrug 0,15 mm. Ein
Stück des so hergestellten Drahtes wurde dann zusammen mit einem Zinnvorrat unter Vakuum 46 Stunden lang auf eine Temperatur
von 7500G erhitzt» Dabei bildete sich an der Oberfläche
des Niobkernes eine Nb,Sn-Schicht mit einer Dicke von etwa
7 /um.
In diesem Beispiel soll die Herstellung eines V^Ga-Vielkernleiters
erläutert werden, bei dem die einzelnen Vanadiumkerne Seelen aus Kupfer enthalten. Zur Herstellung eines solchen
Leiters wurde zunächst ein drahtförmiger Kupferkern mit einer
Vanadiumhülle und einem diese Vanadiumhülle umschließenden Kupfer-Gallium-Mantel mit 18 Atom-'fo Gallium, Rest Kupfer,
hergestellt. Dazu wurde ein Kupferstab in eine rohrförmige Vanadiumhülle und diese wiederum in ein Rohr aus der Kupfer-Gallium-Legierung
gesteckt und der so gewonnene Aufbau querschnittsverringernd bearbeitet. 60 dieser Drähte wurden zu
einem Bündel zusammengefaßt und zur Erleichterung der sich
anschließenden weiteren querschnittsverringernden Bearbeitungsschritte in ein Kupferrohr gesteckt, das nach der querschnittsverringernden
Bearbeitung des Leiters wieder abgelöst wurde. Der so gewonnene Leiteraufbau wurde durch v/eitere querschnittsverringernde
Bearbeitungsschritte zu einem Draht mit einem
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Außendurchmesser von etwa 0,4 mm verarbeitet. Die einzelnen
Vanadiumhüllen hatten nach dieser Behandlung einen Außendurchmesser von etwa 35 /um und eine Wandstärke von etwa
7,5 /um. Der Außendurchmesser der Kupferseelen betrug etwa
20 /um. Die Stärke der zwischen den einzelnen Vanadiumhüllen vorhandenen Kupfer-Gallium-Schicht betrug etwa 13 /um. Der
so hergestellte Draht wurde nun zusammen mit anem Galliumvor-
-5
rat unter Vakuum von etwa 10 Torr 49 Stunden lang auf eine Temperatur von 660 C erhitzt. Dabei wurden an der Oberfläche der Vanadiumhüllen der einzelnen Kerne V,Ga-Schichten mit einer Dicke von etwa 3 /um gebildet. Am fertigen Draht wurden in einem äußeren Magnetfeld von 5 Tesla bei 4,2 K kritische Ströme von 76 bis 90 A gemessen. Zum Vergleich wurde ein Stück des gleichen Drahtes einer Wärmebehandlung unter den gleichen Bedingungen, jedoch ohne Galliumvorrat, unterzogen. Die bei diesem Vergleichsversuch an der Oberfläche der Vanadiumhüllen gebildeten V^Ga-Schichten hatten nur eine Dicke von etwa 1 /um und weniger. Injeinem Magnetfeld von 5 Tesla wies dieser Draht bei 4,2 K nur einen kritischen Strom von etwa 20 A auf.
rat unter Vakuum von etwa 10 Torr 49 Stunden lang auf eine Temperatur von 660 C erhitzt. Dabei wurden an der Oberfläche der Vanadiumhüllen der einzelnen Kerne V,Ga-Schichten mit einer Dicke von etwa 3 /um gebildet. Am fertigen Draht wurden in einem äußeren Magnetfeld von 5 Tesla bei 4,2 K kritische Ströme von 76 bis 90 A gemessen. Zum Vergleich wurde ein Stück des gleichen Drahtes einer Wärmebehandlung unter den gleichen Bedingungen, jedoch ohne Galliumvorrat, unterzogen. Die bei diesem Vergleichsversuch an der Oberfläche der Vanadiumhüllen gebildeten V^Ga-Schichten hatten nur eine Dicke von etwa 1 /um und weniger. Injeinem Magnetfeld von 5 Tesla wies dieser Draht bei 4,2 K nur einen kritischen Strom von etwa 20 A auf.
Ein nach Beispiel 14 hergestellter Vielkernleiter ist schematisch in Fig. 3 dargestellt. Eine Reihe von Kernen mit einer
Kupferseele 21 und einer Vanadiumhülle 22 sind in eine
Kupfer-Gallium-Matrix 23 eingebettet. Die an der Oberfläche der Vanadiumhüllen 22 gebildeten V^Ga-Schichten sind mit 24
bezeichnet. Natürlich kann man bei der Herstellung eines
solchen Leiters statt von einer Kupfer-Gallium-Matrix auch. von einer reinen Kupfer-Matrix ausgehen.
Eine Vorrichtung, die sich insbesondere zur Durchführung der Wärmebehandlung bei sehr langen, nach dem erfindungsgemäßen
Verfahren herzustellenden Leitern eignet, ist schematisch in Pig. 4 dargestellt. Sie besteht im wesentlichen aus einer
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Kammer, die aus einem Unterteil 31 und einem abnehmbaren Oberteil 32 zusammengesetzt ist. Über den Rohranschluß 33
kann die Kammer evakuiert und gegebenenfalls mit Inertgas gefüllt werden. In der Kammer ist ein Sprossenrad 34 angeordnet,
dessen Sprossen 35 aus Keramikstäben bestehen. Auf dieses Sprossenrad ist der Leiteraufbau 36 aufgewickelt, der
der Wärmebehandlung unterzogen werden soll. Ferner befindet sich in der Kammer ein Gefäß 37 zur Aufnahme des zu
schmelzenden Gallium- oder Zinnvorrates 38. Außen ist die Kammer von einem Ofen 39>
beispielsweise einem elektrischen Widerstandsofen, umgeben, mit dem sie auf die zur Wärmebehandlung
erforderliche Temperatur erhitzt werden kann.
Wie bereits erwähnt, eignet sich das erfindungsgemäße Verfahren nicht nur zur Herstellung von drahtförmigen Supraleitern,
sondern auch zur Herstellung von supraleitenden Bauteilen anderer Form. Beispielsweise kann ein supraleitendes Abschirmblech
oder ein supraleitender Abschirmzylinder mit einer V^Ga-Schicht hergestellt werden, indem man eine Vanadiumplatte
oder einen Vanadiumzylinder auf einer Seite mit einer Kupferschicht versieht und die so gewonnene Anordnung in einem
Vakuum von 10 Torr in Anwesenheit eines Galliumvorrates etwa 50 Stunden lang auf eine Temperatur von etwa 7000C
erhitzt. In die Kupferschicht diffundiert dann Gallium ein und reagiert mit dem angrenzenden Vanadium unter Bildung einer
VJJa-Schicht. An der kupferfreien Seite des Vanadiumbauteils
tritt dagegen unter den angegebenen Bedingungen praktisch keine Reaktion von Vanadium mit Gallium ein, so daß dort
keine V^Ga-Schicht gebildet wird.
Die erste Komponente mit einem höher schmelzenden Element der herzustellenden Verbindung braucht beim erfindungsgemäßen
Verfahren nicht unbedingt aus einem einzigen Metall zu bestehen, sondern kann gegebenenfalls auch Zusätze enthalten.
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Beispielsweise können dem Niob oder dem Vanadium auch Titan, Zirkon oder Tantal in Mengen Ms zu etwa 30 Gew.-?« beigemischt
sein. Auch Zusätze von Hafnium sind möglich. Ferner kann als erste Komponente beispielsweise auch eine Vanadium-Niob-Legierung
verwendet werden. Ebenso können anstelle eines restlichen Elementes der herzustellenden Verbindung,
wie Gallium oder Zinn, auch mehrere solcher Elemente sowohl zusätzlich zum Trägermetall in der zweiten Komponente des
herzustellenden Leiteraufbaus als auch in dem bei der Wärmebehandlung anzuwendenden Metalldampf enthalten sein. Beispielsweise
können Zinn und Gallium nebeneinander vorhanden sein.
21 Patentansprüche
4 Figuren
4 Figuren
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Claims (21)
1. Verfahren zum Herstellen eines Supraleiters mit einer aus
wenigstens zwei Elementen bestehenden supraleitenden intermetallischen Verbindung, wobei eine duktile Komponente aus
wenigstens einem Element der Verbindung mit einer zweiten, ein duktiles Trägermetall für die restlichen Elemente der
Verbindung enthaltenden Komponente in Kontakt gebracht und dann der so gewonnene Aufbau in einem über einer Schmelze
der restlichen Elemente gebildeten Dampf dieser Elemente derart wärmebehandelt wird, daß die Verbindung durch
Reaktion ihrer durch die zweite Komponente hindurchdiffundierenden restlichen Elemente mit der ersten Komponente gebildet
wird, dadurch gekennzeichnet, daß der aus beiden Komponenten bestehende Aufbau und die zu schmelzenden restlichen Elemente
der herzustellenden Verbindung bei der Wärmebehandlung auf die gleiche Temperatur erhitzt werden und die Wärmebehandlung
unter Vakuum mit einem Restgasdruck von höchstens 10 Torr oder Inertgas mit einem Druck von höchstens 500 Torr vorgenommen
wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß mehrere Kerne aus der ersten Komponente in ein Matrixmaterial
aus der zweiten Komponente eingebettet und zusammen mit diesem querschnittsverringernd bearbeitet werden und nach,
dem letzten querschnittsverringernden Bearbeitungsschritt
die Wärmebehandlung im Dampf der restlichen Elemente der herzustellenden Verbindung vorgenommen wird.
3. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß die herzustellende supraleitende Verbindung
eine aus zwei Elementen bestehende Verbindung des Typs A^3 mit A 15-Kristallstruktur ist und die erste Komponente
- 27 -
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aus dem höher schmelzenden Element der Verbindung besteht, während die Wärmebehandlung im Dampf des niedriger schmelzenden
Elementes vorgenommen wird.
4-. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet,
daß die zweite Komponente nur aus dem Trägermetall für die restlichen Elemente besteht.
5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet,
daß die zweite Komponente neben dem Trägermetall auch einen Anteil der restlichen Elemente der herzustellenden
Verbindung enthält.
6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet,
daß als Trägermetall eines der Metalle Kupfer und Silber oder eine duktile Legierung aus diesen Metallen vorgesehen
ist.
7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet,
daß die Verbindung V,Ga gebildet wird.
8. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß die erste Komponente aus Vanadium und die zweite Komponente aus
Kupfer, Silber oder einer Kupfer-Silber-Legierung, je enthaltend O bis 23 Atom-$, vorzugsweise O bis 15 Atom-#, Gallium,
besteht, v
9· Verfahren nach Anspruch ö, dadurch gekennzeichnet, daß der
Galliumgehalt der zweiten Komponente höchstens 12 Atom-$
beträgt.
10. Verfahren nach einem der Ansprüche 7 bis 9» dadurch gekennzeichnet,
daß die Wärmebehandlung bei einer Temperatur zwischen 600 und 95O0C vorgenommen wird.
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- 28 -
11. Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, daß die Temperatur bei der Wärmebehandlung höchstens 75O0C
beträgt.
12. Verfahren nach einem der Ansprüche Ibis 6, dadurch
gekennzeichnet, daß die Verbindung Nb,Sn gebildet wird.
13. Verfahren nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, daß
die erste Komponente aus Niob und die zweite Komponente aus Kupfer, Silber oder einer Kupfer-Silber-Legierung, je
enthaltend 0 bis 8,5 Atom-$, vorzugsweise 0 bis 4 Atom-^,
Zinn besteht.
14. Verfahren nach Anspruch 12 oder 13, dadurch gekennzeichnet,
daß die YJärmebehandlung bei einer Temperatur zwischen 600 und 8500C vorgenommen wird.
15· Verfahren nach Anspruch 14, dadurch gekennzeichnet, daß die Tempi
beträgt.
die Temperatur bei der Wärmebehandlung höchstens 8000C
16. Verfahren nach einem der Ansprüche 7 "bis 15» dadurch
gekennzeichnet, daß die Wärmebehandlung unter Vakuum mit
~5
einem Restgasdruck von etwa 10 Torr oder weniger vorgenommen
wird und wenigstens 45 Stunden dauert.
17· Verfahren nach einem der Ansprüche 7 bis 15» dadurch
gekennzeichnet, daß die Wärmebehandlung unter Helium mit einem Gasdruck von höchstens 500 Torr vorgenommen wird und
wenigstens 100 Stunden dauert.
18. Verfahren nach einem der Ansprüche 7 bis 15, dadurch
gekennzeichnet, daß die Wärmebehandlung unter Argon mit einem Gasdruck von höchstens 100 Torr vorgenommen wird und
wenigstens 100 Stunden dauert.
609808/0068 " 29 "
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19· Verfahren nach einem der Ansprüche 2 bis 18, dadurch
gekennzeichnet, daß die drahtförmigen Kerne aus der ersten Komponente der Verbindung eine Seele aus einem elektrisch
und thermisch gut leitenden, bei der Betriebstemperatur des Supraleiters elektrisch normalleitenden Metall enthalten.
20. Vorrichtung zur Durchführung des Verfahrens nach einem der Ansprüche 1 bis 19, gekennzeichnet durch eine evakuierbare,
gegebenenfalls mit Inertgas füllbare Kammer (31, 32), ein in der Kammer angeordnetes Sprossenrad (34) zur Aufnahme
des der Wärmebehandlung zu unterziehenden Leiteraufbaus
(36),ein in der Kammer angeordnetes Gefäß (37) zur Aufnahme
der zu schmelzenden Elemente (38) der herzustellenden intermetallischen Verbindung und eine die Kammer umschließende
Heizvorrichtung (39)·
21. Vorrichtung nach Anspruch 20, dadurch gekennzeichnet, daß die Sprossen (35) des Sprossenrades aus Keramikstäben
bestehen.
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_ -Se-
Leerseite
Priority Applications (6)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
DE19732339050 DE2339050C3 (de) | 1973-08-01 | Verfahren und Vorrichtung zum Herstellen eines Supraleiters mit einer aus wenigstens zwei Elementen bestehenden supraleitenden intermetallischen Verbindung | |
FR7423691A FR2239769B1 (de) | 1973-08-01 | 1974-07-08 | |
CH995874A CH575165A5 (de) | 1973-08-01 | 1974-07-19 | |
GB3323474A GB1437871A (en) | 1973-08-01 | 1974-07-26 | Preparation of a composite electrical conductor including an intermetallic superconductor compound |
CA206,063A CA1036338A (en) | 1973-08-01 | 1974-07-31 | Method and apparatus for the manufacture of a superconductor |
JP49088621A JPS5827606B2 (ja) | 1973-08-01 | 1974-08-01 | 超電導導体の製造方法および装置 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
DE19732339050 DE2339050C3 (de) | 1973-08-01 | Verfahren und Vorrichtung zum Herstellen eines Supraleiters mit einer aus wenigstens zwei Elementen bestehenden supraleitenden intermetallischen Verbindung |
Publications (3)
Publication Number | Publication Date |
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DE2339050A1 true DE2339050A1 (de) | 1975-02-20 |
DE2339050B2 DE2339050B2 (de) | 1975-07-10 |
DE2339050C3 DE2339050C3 (de) | 1976-02-19 |
Family
ID=
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE3002196A1 (de) * | 1980-01-22 | 1981-07-23 | Siemens AG, 1000 Berlin und 8000 München | Verfahren zur herstellung eines supraleiters mit einer intermetallischen verbindung |
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE3002196A1 (de) * | 1980-01-22 | 1981-07-23 | Siemens AG, 1000 Berlin und 8000 München | Verfahren zur herstellung eines supraleiters mit einer intermetallischen verbindung |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
FR2239769B1 (de) | 1976-10-22 |
GB1437871A (en) | 1976-06-03 |
FR2239769A1 (de) | 1975-02-28 |
CH575165A5 (de) | 1976-04-30 |
JPS5045596A (de) | 1975-04-23 |
CA1036338A (en) | 1978-08-15 |
JPS5827606B2 (ja) | 1983-06-10 |
DE2339050B2 (de) | 1975-07-10 |
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