DE2339050B2 - 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
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 Träeermetall 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, sowie eine Vorrichtung zur
Durchführung dieses Verfahrens.
Aus zwei Elementen bestehende intermetallische supraleitende Verbindungen des Typs A3B, beispielsweise
Nb3Sn oder V3Ga, die A 15-Kristallstruktur besitzen,
haben sehr gute Supraleitungseigenschaften und zeichnen sich insbesondere durch ein hohes kritisches
Magnetfeld, eine hohe Sprungtemperatur und eine hohe κ
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 Niob-Aluminium-Germanium (NbsAlo^Geoj), von besonderem Interesse.
Da diese intermetallischen Verbindungen sehr spröde sind, bereitet jedoch ihre Herstellung in einer
beispielsweise für Magnetspulen 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 zur Herstellung von sogenannten Vielkernleitern mit in einer normalleitenden
Matrix angeordneten Drähten, insbesondere aus Nb3Sn und V3Ga, 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 μπι oder
noch weniger reduziert, was im Hinblick auf die Supraleitungseigenschaften 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 Wärmebehandlung derart unterzogen, daß die gewünschte
Verbindung durch Reaktion des Drahtmaterials, also beispielsweise des Niobs oder Vanadiums, mit dem in
der umgebenden Matrix enthaltenen weiteren Element der Verbindung, beispielsweise Zinn oder Gallium,
gebildet wird. Das in der Matrix enthaltene Elemenl 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-OS 20 44 660 DT-OS 20 52 323, DT-OS 21 05 828).
Diese bekannten Verfahren können jedoch aus einer Reihe von Gründen noch nicht voll befriedigen
Zunächst kann bei diesen Verfahren der Diffusionsprozeß 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, V3Ga- oder
Nb3Sn-Schichten beliebiger Dicke aufzubauen. Vielmehr wird die Diffusion von Gallium oder Zinn in
Richtung der Vanadium- bzw. Niobkerne zum Stillstand kommen, wenn die Aktivität der Elemente Gallium und
Zinn in der Kupfermatrix gleich ihrer Aktivität in den entstandenen intermetallischen Verbindungen VaGa
oder Nb3Sn ist Mit anderen Worten heißt dies, daß kein weiteres V3Ga oder N'j3Sn 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 Atomprozent Gallium bei einer Temperatur von 700° C Gallium in Vanadiumkerne
ein, so ist der erwähnte Gleichgewichtszustand, bei dem keine weitere Bildung von V3Ga mehr erfolgt,
dann erreicht, wenn der Galliumgehalt der Matrix auf
etwa 12 Atomprozent abgesunken ist Dies bedeutet, daß nur etwa 38% des in der Matrix verfügbaren
Galliums in V3Ga übergeführt werden.
Die Dicke der gebildeten Nb3Sn- oder V3Ga-Schichten in einem Vieikemleiter 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 Vergröße-
rung der Kernabstände ist schließlich auch aus verformungstechnischen Gründen nicht möglich. Will
man nämlich beispielsweise eine 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 zur 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 werdende 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
Matrix nicht einfach beliebig erhöht werden kann. Dazu kommt, daß 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 unerwünschte intermetallische
Phasen mit dem Trägermetall bilden.
Es sind auch bereits Vorschläge für Verfahren bekanntgeworden, 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 Nicket, eingelagert, das selbst kein Element der
herzustellenden Verbindung oder nur sehr geringe Mengen eines solchen Elementes enthält Der aus den
Kernen und diesem Matrixmaterial bestehende Aufbau kann dann ohne jede Zwischenglühung durch eine
querschnittsverringernde Bearbeitung, beispielsweise durch Kaltziehen, zu einem dünnen Draht verarbeitet
werden, der sehr dünne Kerne aus Vanadium oder Niob enthält Nach dem letzten querschnittsverringernden
Bearbeitungsschritt werden bei diesen Verfahren dann auf das Matrixmaterial die restlichen Elemente der
herzustellenden Verbindung, im Falle von Nb&n also Zinn, aufgebracht Dies geschieht dadurch, daß 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 Ver
bindung 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), S. 443
bis 445; DT-OS 22 05 308).
Auf die beispielsweise aus Kupfer bestehende Matrix lassen sich dabei jedoch nur verhältnismäßig geringe
Mengen beispielsweise von Zinn aufbringen. Beim Aufbringen größerer Mengen 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 Matrix das Zinn selbst oder ein Oberflächenbereich der Matrix aufschmelzen und dabei leicht von der
Matrixoberfläche abtropfen oder ablaufen. Für die Bildung der gewünschten intermetallischen Verbindung,
beispielsweise von NbjSn, steht also auch bei diesen
Verfahren nur eine begrenzte Menge des niedriger schmelzenden Elementes, beispielsweise von Zinn, zur
Verfügung.
In der DT-OS 2205308 ist allerdings bereits angedeutet daß man, sofern dies erwünscht ist, auch das
gesamte in der Kupfermatrix enthaltene Niob in Nb3Sn umsetzen kann, wenn man die einzelnen Verfahrensschritte zur Beschichtung der Matrix mit Zinn, ^λ
anschließenden Bildung und Homogenisierung der Kupfer-Zinn-Matrix und zur Reaktion des in der Matrix
enthaltenen Zinns mit den Niobkernen genügend oft wiederholt Ein derartiges Verfahren ist jedoch wegen
der Vielzahl der erforderlichen Verfahrensschritte außerordentlich aufwendig.
Weiterhin ist in der DT-OS 22 05 308 ein kontinuierliches Verfahren zur Herstellung von Nb3Sn-VieIkernleitern beschrieben. Bei diesem Verfahren wird ein aus
einer Kupfermatrix und eingelagerten Niobkernen bestehender drahtförmiger Leiteraufbau kontinuierlich
durch einen Ofen geführt, in dem nebeneinander mehrere Gefäße mit geschmolzenem Zinn angeordnet
sind Die jeweils oberhalb dieser Gefäße befindlichen Teile des Ofeninnenraums werden von dem LeiterauF-bau nacheinander durchlaufen. Anschließend wird der
Leiteraufbau wieder aus dem Ofen herausgeführt Die erste Zinnschmelze, deren zugehörigen Dampfraum der
Leiteraufbau zuerst durchläuft, berindet sich auf einer Temperatur von 15000C, die übrigen Zinnschmelzen,
deren Dampfräume vom Leiteraufbau anschließend durchlaufen werden, befinden sich auf einer Temperatur
von 1000° C Der Leiter selbst wird durch den Ofen auf
einer Temperatur von 850°C gehalten. Im Dampfraum Ober der ersten, auf einer Temperatur von 15000C
befindlichen Zinnschmelze ist nach den Angaben in der DT-OS 22 05 308 der Zinndampfdruck so hoch, daß die
Obertragungs- oder Absetzrate des Zinns die Feststoffdiffusionsrate des Zinns in die Kupfermatrix überschreitet, so daß sich quer fiber den Drahtradius ein
Zinnkonzentrationsgradient schnell aufbaut Der drahtförmige Leiteraufbau wird so lange über der Zinnschmelze höherer Temperatur gehalten, bis genügend
Zinn für die Bildung der gewünschten mittleren Matrixzusammensetzung aufgebracht ist Der Zinndampfdruck in den Dampfräuinen über den auf einer
Temperatur von 10000C befindlichen Zinnschmelzea
die der Leiteraufbau anschließend durchläuft, ist nach den Angaben in der DT-OS 2205308 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 Feststoffdiffusion trifft. Die Feststoffdiffusion
selbst findet bei der Temperatur von 850°C statt. Diese ist erheblich niedriger als die Temperatur
der Zinnschmelzen gewählt, um ein Wiederabdampfen des Zinns von der Matrix und ein Aufschmelzen der
Matrix zu verhindern. Auch dieses Verfahren ist wegen der drei verschiedenen für die Zinnschmelzen und den
Leiteraufbau selbst erforderlichen Temperaturen, die während des verhältnismäßig langwierigen Verfahrens
genau eingehalten werden müssen, äußerst aufwendig.
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 vereinfachen, 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 Wärmebehandlung
auf die gleiche Temperatur erhitzt werden und die Wärmebehandlung unter Vakuum mit einem Restgasdruck
von höchstens 10-2 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 erforderlich ist als für die Wärmebehandlung des Leiteraufbaus.
Vielmehr reicht die zur Wärmebehandlung 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 A3B mit A 15-Kristallstruktur. Bei der Herstellung
solcher Verbindungen besteht die erste Komponente aus dem höher schmelzenden Element der Verbindung,
während die Wärmebehandlung 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 V3Ga. Bei der Herstellung
eines solchen Supraleiters kann die erste Komponente vorteilhaft aus Vanadium und die zweite
Komponente aus Kupfer, Silber oder einer Kupfer-Silber-Legierung, je enthaltend 0 bis 23 Atomprozeni
Gallium, bestehen. Wenn eine gute Kaltverformbarkeil der zweiten Komponente erwünscht ist, sollte sie nicht
mehr als 15 Atomprozent Gallium enthalten. Eine besonders hohe Kaltverformbarkeit bis zu einei
Querschnittsverringerung von etwa 99% ergibt sich dann, wenn der Galliumgehalt der zweiten Komponente
höchstens 12 Atomprozent beträgt Die Wärmebehand
lung zur Herstellung eines Supraleiters mit V3Ga kam
vorteilhaft bei einer Temperatur zwischen 600 unc 9500C vorgenommen werden. Die Temperaturbehand
lung und der Galliumgehalt der zweiten Komponente sind dabei so aufeinander abzustimmen, daß die zweite
Komponente bei der Wärmebehandlung auch be Eindiffusion von zusätzlichem Gallium aus der Dampf
phase nicht schmilzt Als besonders günstig für di( Wärmebehandlung haben sich Temperaturen zwischei
600 und 7500C erwiesea
Auch für die Herstellung von Supraleitern mit de intermetallischen Verbindung NbaSn ist das erftndungs
gemäße Verfahren hervorragend geeignet Zur Herste!
509528Π;
lung 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 Atomprozent Zinn, besteht. Wenn eine gute Kaltverformbarkeit der zweiten Komponente
erwünscht ist, sollte der Zinngehalt nicht mehr als 4 Atomprozent 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 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 werden erhalten, wenn die Wärmebehandlung unter Vakuum vorgenommen wird. Um
besonders großi Schichtdicken zu erreichen, kann dabei
vorteilhaft unter Vakuum mit einem Restgasdruck von etwa 10 ~5 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 V3Ga- oder Nb3Sn-Schichten mit einer Dicke von 5 μπι 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 Galliumoder 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 Vielkemleiter brauchen
übrigens nicht vollständig aus wenigstens einem duktilen Element der Verbindung, also beispielsweise
aus Vanadium oder Niob, zu bestehen. Vielmehr könnet die Kerne auch eine Seele aus einem elektrisch um
thermisch gut leitenden, bei der Betriebstemperatur de: Supraleiters elektrisch normalleitenden Metall enthai
ten, so daß nur eine diese Seele umschließende Hülle au: wenigstens einem Element der Verbindung besteht. Al:
Material für die Seele eignen sich an sich alle gu elektrisch und thermisch leitenden Metalle, die bei dei
Betriebstemperatur des Supraleiters von beispielsweis«
ίο 4 bis 5 K elektrisch normaileitend sind und bei dei
angewandten Wärmebehandlung nicht mit dem Mate rial der Hülle unter Bildung störender Schichtei
regieren. Besonders geeignet sind unter anderjan wegei
ihres über der Temperatur der Wärmebehandlunj
>5 liegenden Schmelzpunktes und ihrer hohen elektrischer
und thermischen Leitfähigkeit die Metalle Kupfer um Silber. Besonders einfach auch hinsichtlich der Verfah
renstechnik gestalten sich die Verhältnisse, wenn die Seelen der Kerne aus dem gleichen Metall bestehen, da!
μ in dem die Kerne umschließenden Matrixmaterial ah
Trägermetall enthalten ist. Die gut elektrisch unc thermisch leitenden Seelen der Kerne führen zu einei
guten elektrischen Stabilisierung des fertigen Supralei ters.
Da die Wärmebehandlung beim erfindungsgemäßer Verfahren verhältnismäßig lange dauert, wird sit
vorzugsweise nicht in Art eines Durchlaufverfahrens sondern in einer abgeschlossenen Kammer vorgenom
men. In einer abgeschlossenen Kammer ist es auch
einfacher, die Druckverhältnisse über lange Zeil konstant zu halten, die den Reaktionsablauf, wie
erwähnt, erheblich beeinflussen. Besonders geeignet zui
Durchfuhrung des erfindungsgemäßen Verfahrens isi eine Vorrichtung mit einer evakuierbaren, gegebenen-
falls mit Inertgas fällbaren Kammer, einem in dei
Kammer angeordneten Sprossenrad zur Aufnahme des der Wärmebehandlung zu unterziehenden Leiteraufbaus,
einem in der Kammer angeordneten Gefäß zur Aufnahme der zu schmelzenden Elemente der herzu-
stellenden intermetallischen Verbindung und einer die Kammer umschließenden Heizvorrichtung. Das Sprossenrad
hat den Vorteil, daß die Sprossen den auf das t>prossenrad aufgewickelten, der Wärmebehandlung zu
unterziehenden Leiteraufbau nur an sehr kleinen Teilen s K<iiner Oberfläche berühren und damit den Zutritt des
Metalldampfes zu der Leiteroberfläche nicht behindern. Um einen ungehinderten Zutritt des Dampfes zu
ermöglichen, sollten die nebeneinanderliegenden Windüngen
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
iJ^j Hand einieer Figuren und Beispiele soll die
Erfindung noch näher erläutert werden.
f'g-i zeigt schematisch im Querschnitt einen
Leiteraufbau für einen nach dem erfindungsgemäßen Verfahren herzustellenden Vielkemleiter vor der
«> Wärmebehandlung;
Fig .2 zeigt den Leiteraufbau nach F i g. 1 nach der
abschließenden Wärmebehandlung zur Bildung der intermetallischen Verbindung;
6«; a Ü-Ü ·3 zeigt schematisch im Querschnitt ein weiteres
Ausfuhrungsbeispiel eines erftndungsgemäß hergestellten
Vielkernleiters;
F ι g. 4 zeigt schematisch im Schnitt eine bevorzugte
Ausfuhrungsform einer Vorrichtung zur Durchführung
Zur Herstellung eines V3Ga-Einkernleiters wurde zunächst ein Vanadiumstab mit einem Durchmesser von S
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 zu einem Restgasdruck von 10~5 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 μπ\ starke
V3Ga-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 V3Ga-Schicht reagiert. Der Galliumdampfdruck über der Schmelze beträgt bei der Temperatur von
700°Cetwa 10 'bis 10-*Torr.
35
Ein weiteres Stück des nach Beispiel 1 hergestellten Drahtes mit einem Vanadiumkern und einer Kupferhülle
wurde zusammen mit einem Galliumvorrat unter Vakuum von etwa 10 ~5 Torr 46 Stunden lang bei einer
Temperatur von 66O0C wärmebehandelt Die an der Oberfläche des Vanadiumkernes gebildete G
Schicht hatte eine Dicke von etwa 2 μχη.
Schicht hatte eine Dicke von etwa 2 μχη.
45
Zur Herstellung eines weiteren V 3Ga-Einkernleiters wurde ein Vanadiumstab mit einem Durchmesser von
etwa 10 mm in ein Rohr aus einer Kupfer-Gallium-Legierung mit 10 Atomprozent 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 Zwischenglühimgen zwischen den einzelnen querschnittsverringernden Kaltverformungsschritten
erforderlich. Ein Stück des so hergestellten Drahtes wurde dann zusammen mit einem
Galliumvorrat unter Vakuum von etwa 10~5 Torr 48 Stunden lang auf einer Temperatur von 700° C gehalten.
Bei dieser Wärmebehandlung bildete sich an der Oberfläche des Vanadiumkernes eine VjGa-Schicht mit
einer Dicke von 10 /un. Zum Zwecke eines Vergleichs-Versuches
wurde anschließend ein weiteres Stück des aus dem Vanadhnnkern und dem Kupfer-GaHhiro-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 V3Ga-Schicht gebildet hatte, da die Gallium-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 IO-5 Torr 46 Stunden lang auf eine Temperatur
von 66O0C erhitzt. Die gebildete V3Ga-Schicht war 4 /im 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 VsGa-Schicht war etwa 3 μΐη dick. Bei 100
Stunden langer Wärmebehandlung unter sonst gleichen Bedingungen wurde eine V3Ga-Schichtdicke von über 5
μΐη erreicht.
Zur Herstellung eines V3Ga-Vielkernleiters wurde zunächst ein Vanadiumstab mit eiriem Durchmesser von
etwa 10 mm in ein Rohr aus einer Kupfer-Gallium-Legierung mit 18 Atomprozent 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% eine Zwischenglühung (30 Minuten bei etwa 5500C) durchgeführt 60 derart
gewonnene Drahtstücke wurden dann in ein Kupferrohr gesteckt und unter ZwischenglQhungen nach jeweils
30%-iger Verformung so weit 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 /*m. Der mittlere Kernabstand betrug
7 μπι. Ein Stück des so hergestellten Leiteraufbaus wurde dann unter Vakuum von etwa 10~5 Torr
zusammen mit einem Galliumvorrat 112 Stunden lang auf eine Temperatur von 7000C erhitzt Eine anschließende
Untersuchung ergab, daß bei dieser Wärmebehandlung sämtliche Vanadhimkerne des Leiteraufbaus
über ihren gesamten Querschnitt in V3Ga 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 Standen lang auf eine Temperatur
von 700°C erhitzt Bei dieser Wärmebehandlung wurde an der Oberfläche der einzelnen Vanadhimkerae jeweils
eine V3Ga-Schicht mit einer Dicke von etwa 3 /im gebildet
Ein Stück des nach Beispiel 6 hergestellten Leäteraufbaus mit 60 Vanadiumkernen wurde unter Argon mit
einem Druck von etwa 100 Torr in Gegenwart eines Galliumvorrats 112 Stunden lang auf eine Temperatur
von 70O0C erhitzt Bei dieser Wärmebehandlung wurden an der Oberfläche der einzelnen Vanadiumkerne V3Ga-Schichten mit einer Dicke von etwa 5 μπι
gebildet.
Ein weiteres Stück des nach Beispiel 6 hergestellten Leiteraufbaus mit 60 Vanadiumkernen wurde unter
Vakuum von etwa 10~5 Torr zusammen mit einem Galliumvorrat 46 Stunden lang auf eine Temperatur von
66O0C erhitzt Bei dieser Wärmebehandlung wurde an der Oberfläche der einzelnen Vanadiumkerne jeweils
eine VsGa-Schicht mit einer Dicke von etwa 7 μτη
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· 105
A/cm2. Bei einem Vergleichsversuch unter gleichen Bedingungen, aber ohne Galliumvorrat, wurde nur eine
Schichtdicke der V3Ga-Schichten von etwa 1,3 μτη erreicht. Der Vielkemleiter mit VsGa-Schichten dieser
Schichtdicke hatte in einem äußeren Magnetfeld von 5 Tesla bei 4,2 K nur eine effektive kritische Stromdichte
von 3· 10« A/cm2.
Die Herstellung eines Leiters nach Beispiel 9 wird schematisch durch die F i g. 1 und 2 noch näher
verdeutlicht. Aus Gründen der Übersichtlichkeit sind in den Figuren weniger Vanadiumkerne dargestellt, als der
Leiter nach Beispiel 9 enthält F i g. 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 V3Ga-Schichten 3 gebildet
45 Beispiel 10
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 V3Ga-Schicht mit einer Dicke von etwa 2 /um.
55
Zur Herstellung eines Nb3Sn-VieIkernleiters 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
querschnittsverringernde 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 μτα. Der mittlere Kernabstand betrug 35 μπι. Ein
Stück des so hergestellten Leiteraufbaus wurde dann zusammen mit einem Zinnvorrat unter Vakuum von
etwa IO-5 Torr 63 Stunden lang auf eine Temperatur von 7000C erhitzt Bei dieser Wärmebehandlung
bildeten sich an der Oberfläche der Niobkerne Nb3Sn-Schichten mit einer Schichtdicke von etwa 5 μτη.
Der Zinndampfdruck bei 7000C beträgt etwa 10~6 bis
10-'Torr.
Ein weiteres Stück des nach Beispiel 11 hergestellten
Leiteraufbaus wurde unter Vakuum von etwa 10-s Torr zusammen mit einem Zinnvorrat 46 Stunden lang auf
einer Temperatur von 750°C gehalten. Bei dieser Wärmebehandlung wurden an den Oberflächen der
Niobkerne NbsSn-Schichten mit einer Dicke von etwa 14/umgebildet
Beispiel 13
Zur Herstellung eines Nb3Sn-EinkernIeiters 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 h.v'gestellten Drahtes wurde dann zusammen mit
einem Zinnvorrat unter Vakuum 46 Stunden lang auf eine Temperatur von 7500C erhitzt Dabei bildete sich
an der Oberfläche des Niobkernes eine Nb3Sn-Schicht mit einer Dicke von etwa 7 μπ*.
Beispiel 14
In diesem Beispiel soll die Herstellung eines V3Ga-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 Atomprozent 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 querschnitts verringernd
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 weitere querschnittsverringernde Bearbeitungsschritte zu einem Draht mit einem Außendurchmesser von etwa 0,4 mm verarbeitet Die einzelnen
Vanadiumhüllen hatten nach dieser Behandlung einen Außendurchmesser von etwa 35 μτη und eine Wandstärke von etwa 7,5 μτη. Der Außendurchmesser der
Kupferseelen betrug etwa 20 μπι. Die Stärke der. zwischen den einzelnen Vanadiumhüllen vorhandenen
Kupfer-Gallium-Schicht betrug etwa 13 μη\. Der so hergestellte Draht wurde nun zusammen mit einem
Galliumvorrat unter Vakuum von etwa 10~5 Torr 49 Stunden lang auf eine Temperatur von 66O0C erhitzt.
Dabei wurden an der Oberfläche der Vanadiumhüllen der einzelnen Kerne VsGa-Schichten mit einer Dicke
von etwa 3 μιη 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 V3Ga-Schichten hatten nur eine Dicke von etwa 1 μτη und weniger. In einem 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 V3Ga-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 F i g. 4 dargestellt.
Sie besteht im wesentlichen aus einer 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 ai ieordnet, 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 Galliumoder
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 erfindungsgerr.äße Verfahren nicht nur zur Herstellung von
drahtförmigen Supraleitern, sondern auch zur Herstellung von supraleitenden Bauteilen anderer Form.
Beispielsweise kann ein supraleitendes Abschirmbiech oder ein supraleitender Abschirmzylinder mit einer
V3Ga-Schicht hergestellt werden, indem man eine Vanadiumplatte oder einen Vanadiumzylinder auf einer
Seite mit einer Kupferschicht versieht und die so
ίο gewonnene Anordnung in einem Vakuum von 10~5
Torr in Anwesenheit eines Galliumvorrates etwa 50 Stunden lang auf eine Temperatur von etwa 700° C
erhitzt In die Kupferschicht diffundiert dann Gallium ein und reagiert mit dem angrenzenden Vanadium unter
Bildung einer V3Ga-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 V3Ga-Schicht gebildet wird.
μ 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.
Beispielsweise können dem Niob oder dem Vanadium auch Titan, Zirkon oder Tantal in Mengen bis zu etwa 30
Gewichtsprozent beigemischt sein. Auch Zusätze von Hafnium sind möglich. Ferner kann als erste Komponente
beispielsweise auch eine Vanadium-Niob-Legierung verwendet werden. Ebenso können an Stelle 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.
Hierzu 1 Blatt Zeichnungen
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 10~2 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 A3B mit A 15-Kristallstruktur
ist und die erste Komponente 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 V3Ga
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 0 bis 23
Atomprozent, vorzugsweise 0 bis 15 Atomprozent, Gallium, besteht.
9. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, daß der Galliumgehalt der zweiten
Komponente höchstens 12 Atomprozent beträgt.
10. Verfahren nach einem der Ansprüche 7 bis 9, dadurch gekennzeichnet,daß die Wärmebehandlung
bei einer Temperaiur zwischen 6Ü0 und 9500C
vorgenommen wird.
11. Verfahren nach Anspruch 10, dadurch
gekennzeichnet, daß die Temperatur bei der Wärmebehandlung höchstens 75O°C beträgt
12. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, daß die Verbindung Nb3Sn
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 Atomprozent, vorzugsweise 0 bis 4 Atomprozent,
Zinn besteht
14. Verfahren nach Anspruch 12 oder 13, dadurch gekennzeichnet, daß die Wärmebehandlung bei
einer Temperatur zwischen 600 und 8500C vorgenommen
wird.
15. Verfahren nach Anspruch 14, dadurch gekennzeichnet, daß die Temperatur bei der
Wärmebehandlung höchstens 8000C beträgt.
16. Verfahren nach einem der Ansprüche 7 bis 15, dadurch gekennzeichnet, daß die Wärmebehandlung
unter Vakuum mit einem Restgasdruck von etwa 10-5 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
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.
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 DE2339050A1 (de) | 1975-02-20 |
DE2339050B2 true DE2339050B2 (de) | 1975-07-10 |
DE2339050C3 DE2339050C3 (de) | 1976-02-19 |
Family
ID=
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP0048313A1 (de) * | 1980-09-18 | 1982-03-31 | Kernforschungszentrum Karlsruhe Gmbh | Supraleitende Drähte auf der Basis von Bronze-Nb3Sn und Verfahren zu deren Herstellung |
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP0048313A1 (de) * | 1980-09-18 | 1982-03-31 | Kernforschungszentrum Karlsruhe Gmbh | Supraleitende Drähte auf der Basis von Bronze-Nb3Sn und Verfahren zu deren Herstellung |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS5827606B2 (ja) | 1983-06-10 |
FR2239769A1 (de) | 1975-02-28 |
FR2239769B1 (de) | 1976-10-22 |
GB1437871A (en) | 1976-06-03 |
CA1036338A (en) | 1978-08-15 |
JPS5045596A (de) | 1975-04-23 |
CH575165A5 (de) | 1976-04-30 |
DE2339050A1 (de) | 1975-02-20 |
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