DE2339050C3 - Verfahren und Vorrichtung zum Herstellen eines Supraleiters mit einer aus wenigstens zwei Elementen bestehenden supraleitenden intermetallischen Verbindung - Google Patents

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 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 dh Verbindung durch Reaktion ihrer durch die zweite Komponente hindurchdiffundierenden restlichen Elemente mit der ersten Komponente gebildet wird, sowie eine Vorrichtung zur DurchführuAg 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 kritische Stromdichte aus. Sie eignen sich daher besonders als Supraleiter für Supraleiturgsspulen 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 (Nb3Alo.8Geo.2), von besonderem Interesse. Da diese intermetallischen Verbindungen sehr spröde sind, bereitet jedoch ihre Herstellung in einer beispielsweise für Magnetspulen geeigneten rorm 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 μτη 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 Galliun, gebildet wird. Das in der Matrix enthaltene Elemen! 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 N'b3Sn-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 V3Ga oder Nb3Sn ist. Mit anderen Worten heißt dies, daß kein weiteres VjGa oder Nb3Sn 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-Malrix mit 18 Atomprozent Gallium bei einer Temperatur von 700⁰C Gallium in Vanadiumkerne ein, so is;t 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 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 Kernzah! die Kerne während der querschnittsverringernden Bearbeitungsschriite 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 Nickel, 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 NbiSn 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 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), 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 Nb35n, steht also auch bei diesen Verfahren nur eine begrenzte Menge des niedriger schmelzenden Elementes, beispielsweise von Zinn, zur Verfügung.

In der DT-OS 22 05 308 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, zur 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-Vielkernleitern 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 Leiteraufbau nacheinander durchlaufen. Anschließend wird der Leiteraufbau wieder aus dem Ofen herausgeführt. Die erste Zinnschmelze, deren zugehörigen Dampfraum der Leiteraufbau zuerst durchläuft, befindet sich auf einer Temperatur von 1500° C die übrigen Zinnschmelzen, deren Dampfräume vom Leiteraufbau anschließend durchlaufen werden, befinden sich auf einer Temperatur von 1000⁰C Der Leiter selbst wird durch den Ofen aul einer Temperatur von 850" C gehalten. Im Dampfraum über der ersten, auf einer Temperatur von 1500°C befindlichen Zinnschmelze ist nach den Angaben in dei DT-OS 22 05 308 der Zinndampfdruck so hoch, daß die Obertragungs- oder Absetzrate des Zinns die Feststoff diffusionsrate des Zinns in die Kupfermatrix überschreitet, so daß sich quer über den Drahtradius eir Zinnkonzentrationsgradient schnell aufbaut. Der draht förmige Leiteraufbau wird so lange über der Zinn schmelze höherer Temperatur gehalten, bis genügenc Zinn für die Eildung der gewünschten mittlerei Matrixzusammensetzung aufgebracht ist. Der Zinn dampfdruck in den Dampfräumen über den auf eine Temperatur von 1000°C befindlichen Zinnschmelzer die der Leiteraufbau anschließend durchläuft, ist nacl den Angaben in der DT-OS 22 05 308 dann gerade s< groß, daß die Zinnzufuhrrate auf einen Wert reduzier wird, der gleich demjenigen ist, bei dem Zinn durch dl

Kupfermatrix diffundiert und auf die Oberflächen der Niobkerne durch Feststoffdiffusion trifft. Die Feststoffdiffusion selbst findet bei der Temperatur von 850⁰C 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 fü>- 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 Atomprozent Gallium, bestehen. Wenn eine gute Kahverformbarkeii 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 sid dann, wenn der Galliumgehalt der zweiten Komponentf höchstens 12 Atomprozent beträgt. Die Wärmebehand lung zur Herstellung eines Supraleiters mit V3Ga kam vorteilhaft bei einer Temperatur zwischen 600 um 950⁰C vorgenommen werden. Die Temperaturbehand lung und der Galliumgehalt der zweiten Komponenti sind dabei so aufeinander abzustimmen, daß die zweiti Komponente bei der Wärmebehandlung auch be Eindiffusion von zusätzlichem Gallium aus der Dampl phase nicht schmilzt. Als besonders günstig für di Wärmebehandlung haben sich Temperaturen zwische 600 und 750⁰C erwiesen.

Auch für die Herstellung von Supraleitern mit de intermetallischen Verbindung Nb3Sn ist das erfindung; gemäße Verfahren hervorragend geeignet. Zur Herste

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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 Kupi'er-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 850° C vorgenommen werden. Besonders günstig ist eine Wärmebehandlung bei einer Temperatur zwischen 600und800°C.

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 große Schichtdicken zu erreichen, kann dabei vorteilhaft unter Vakuum mit einem Restgasdruck von etwa 10~⁵Torr 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 NbsSn-Schichten mit einer Dicke von 5 μ,ίτι 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 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 Vielkernleiter 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 Metal! entha'-

ten, 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 dei 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 abgeschlossenen 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 fällbaren Kammer, einem in der Kammer angeordneten Sprossenrad zur Aufnahme des der Wärmebehandlung 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 temperaturbeständigen-Material bestehen, das sich gegenüber den Materialier des Leiteraufbaus inert verhält. Insbesondere sine Sprossen aus Keramikstäben geeignet. An Hand einiger Figuren und Beispiele soll dif Erfindung noch näher erläutert werden.

F i g. 1 zeigt schematisch im Querschnitt einet Leiteraufbau für einen nach dem erfindungsgemäßei Verfahren herzustellenden Vielkernleiter vor de Wärmebehandlung;

F i g. 2 zeigt den Leiteraufbau nach F i g. 1 nach de abschließenden Wärmebehandlung zur Bildung de intermetallischen Verbindung;

F i g. 3 zeigt schematisch im Querschnitt ein weitere Ausführungsbeispiel eines erfindungsgemäß hergestell ten Vielkernleiters;

F i g. 4 zeigt schematisch im Schnitt eine bevorzugt Ausführungsform einer Vorrichtung zur Durchführun

Beispiel 1

Zur Herstellung eines V3Ga-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 zu einem Restgasdruck von 10~⁵ Torr evakuiert und dann !5 zugeschmolzen. Der Galliumvorrat war so angeordnet, daß das Drahtstück nicht mit flüssigem Gallium in Berührung kommen konnte. Die abgeschmoizene Ampulle wurde dann 48 Stunden lang auf eine Temperatur von 700°C 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 μτη 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 3= über der Schmelze beträgt bei der Temperatur von 700⁰Cetwa 10 'bis l

Beispiel 2

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 660°C wärmebehandelt. Die an der Oberfläche des Vanadiumkernes gebildete V3Ga-Schicht hatte eine Dicke von etwa 2 μιη.

Beispiel 3

Zur Herstellung eines weiteren V3Ga-Einkernleiters wurde ein Vanadiumstab mit einem Durchmesser von etwa 10 mm in ein Rohr aus einer Kupfer-Gallium-L«:- gierung 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 Zwischenglühungen 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 V3Ga-Schicht mit einer Dicke von 10 μπι. Zum Zwecke eines Vergleichs-Versuches wurde anschließend °in 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. Kine Untersuchung dieses Drahtes ergab, daß sich an der Oberfläche des Vanadiumkernes überhaupt keine VjGa-Schicht gebildet hatte, da die Gallium-Konzentralion im Kupier-Gallium-Mantel für die Bildung einer solchen Schicht zu niedrig ist.

Beispiel 4

Ein nach Beispiel 3 hergestellter Draht wurde zusammen mit einem Galliumvorrat unter Vakuum von siwa 10~⁵ Torr 46 Stunden lang auf eine Temperatur von 660°C erhitzt. Die gebildete V3Ga-Schicht war 4 μνη dick.

Beispiel 5

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 V3Ga-Schicht war etwa 3 μτη dick. Bei IOC Stunden langer Wärmebehandlung unter sonst gleichen Bedingungen wurde eine V3Ga-Schichtdicke von über 5 μίτι erreicht.

Beispiel 6

Zur Herstellung eines V3Ga-Vielkemleiters wurde zunächst ein Vanadiumstab mit einem Durchmesser vor etwa 10 mm in ein Rohr aus einer Kupfer-Gallium-Legierung mit 18 Atomprozent Gallium, Rest Kupfer, unc einem Außendurchmesser von etwa 20 mm gesteckt Dieser Aufbau wurde dann durch querschnittsverringernde KaUbearbeitungsschritte zu einem Draht mii einem Außendurchmesser von etwa 1 mm verarbeitet Wegen des verhältnismäßig hohen Galliumgehaltes dei Gallium-Kupfer-Legierung wurde nach einer Verfor mung um jeweils 30% eine Zwischenglühung (3C Minuten bei etwa 550°C) durchgeführt. 60 derar gewonnene Drahtstücke wurden dann in ein Kupferrohi gesteckt und unter Zwischenglühungen nach jeweih 30%-iger Verformung so weit querschnittsverringernc bearbeitet, bis ein Leiteraufbau mit einem Außendurch messer von 0,4 mm vorlag. Dieser Leiteraufbau enthiel 60 Vanadiumkerne mit einem mittleren Kerndurchmes ser von jeweils 37 μτη. Der mittlere Kernabstand betrug 7 μτη. Ein Stück des so hergestellten Leiteraufbau wurde dann unter Vakuum von etwa 10~⁵ Tor zusammen mit einem Galliumvorrat 112 Stunden lanj auf eine Temperatur von 700⁰C erhitzt. Eine anschlie ßende Untersuchung ergab, daß bei dieser Wärmebe handlung sämtliche Vanadiumkerne des Leiteraufbau über ihren gesamten Querschnitt in V3Ga übergeführ wurden.

Beispiel 7

Ein Stück des nach Beispiel 6 hergestellten Leiterauf baus mit 60 Vanadiumkernen wurde unter Argon mi einem Druck von etwa 500 Torr zusammen mit einer Galliumvorrat 112 Stunden lang auf eine Temperatu von 700⁰C erhitzt. Bei dieser Wärmebehandlung wurd an der Oberfläche der einzelnen Vanadiumkerne jeweil eine V3Ga-Schicht mit einer Dicke von etwa 3 ^r 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 700° C erhitzt Bei dieser Wärmebehandlung wurden an der Oberfläche der einzelnen Vanadiumkerne V3Ga-Sc!iichten mit einer Dicke von etwa 5 μνη gebildet.

Beispiel 9

Ein weiteres Stück des nach Beispiel 6 hergestellten Leiteraufbaus mit 60 Vanadiumkernen wurde unter Vakuum von etwa 10~⁵ Torr zusammen mit einem Gallium vorrat 46 Stunden lang auf eine Temperatur von 660° C erhitzt. Bei dieser Wärmebehandlung wurde an der Oberfläche der einzelnen Vanadiumkerne jeweils eine V3Ga-Schicht mit einer Dicke von etwa 7 μνη 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 1,2-1O⁵ A/cm². Bei einem Vergleichsversuch unter gleichen Bedingungen, aber ohne Galliumvorrat, wurde nur eine Schichtdicke der V3Ga-Schichten von etwa 1,3 ^m erreicht. Der Vielkernleiter mit V3Ga-Schichten dieser Schichtdicke hatte in einem äußeren Magnetfeld von 5 Tesla bei 4,2 K nur eine effektive kritische Stromdichte von 3 10⁴ A/cm².

Die Herstellung eines Leiters nach Beispiel 9 wird schematisch durch die Fig.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-Gaiiium-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 VsGa-Schichten 3 gebildet.

Beispiel 10

Ein weiteres Stück des nach Beispiel 6 hergestellten Leiteraufbaus mit 60 Vanadiumkernen vurde unter Argon mit einem Druck von etwa 100 Torr zusammen mit einem Galliumvorrat 46 Stunden lang auf eine Temperatur von 660° C erhitzt. Dabei bildete sich an der Oberfläche der Vanadiumkerne jeweils eine V3Ga-Schicht mit einer Dicke von etwa 2 μη\.

Beispiel 11

Zur Herstellung eines Nb3Sn-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 querschnittsverringernde Kaltverformung zu einem Draht mit einem A,ußendurchmesser von etwa 0,65 mm ausgezogen. Die zwanzig im Draht enthaltenen Niobkerne hatten einen Durchmesser von jeweils etwa 50 μχη. Der mittlere Kernabstand betrug 35 μνη. Ein Stück des so hergestellten Leiteraufbaus wurde dann zusammen mit einem Zinnvorrat unter Vakuum von etwa 10~⁵ Torr 63 Stunden lang auf eine Temperatur vor. 700°C erhitzt. Bei dieser Wärmebehandlung bildeten sich an der Oberfläche der Niobkerne Nb3Sn-Schichten mit einer Schichtdicke von etwa 5 μχη. Der Zinndampfdruck bei 700^LC beträgt etwa 10-& bis !O-'Torr.

Beispiel 12

Ein weiteres Stück des nach Beispiel 11 hergestellten Leiteraufbaus wurde unter Vakuum von etwa 10-5 Torr zusammen mit einem Zinnvorrat 46 Stunden lang auf einer Temperatur von 750°C gehalten. Bei dieser Wärmebehandlung wurden an den Oberflächen der Niobkerne Nb3Sn-Schichten mit einer Dicke von etwa 14 μχη gebildet

20 Beispiel 13

Zur Herstellung eines Nb3Sn-Einkernleiters wurde ein Niobstab in ein Kupferrohr gesteckt und zusammen mit diesem durch querschnittsverringernde Kaltverformung zu einem Draht mit einem Außendurchmesser von 0^5 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 750° C erhitzt. Dabei bildete sich an der Oberfläche des Niobkernes eine Nb3Sn-Schicht mit einer Dicke von etwa 7 μιτι.

35 Beispiel 14

In diesem Beispiel soll die Herstellung eines V3Ga-VielkernIeiters erläutert werden, bei dem die einzelnen Vanadiumkerne Seelen aus Kupfer enthalten.

Zur Herstellung eines solchen Leiters wurde zunächst ein drahtförmiger Kupferkern mit einer Vanadiumhüllc und einem diese Vanadiumhülle umschließenden Kupfer-Gallium-Mantel mit 18 Atomprozent Gallium, Resi 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 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 μνη und eine Wandstärke von etwa 7,5 /um. Der Außendurchmesser der Kupferseelen betrug etwa 20 μπ\. Die Stärke der zwischen den einzelnen Vanadiumhüllen vorhandenen Kupfer-Gallium-Schicht betrug etwa 13 μνη. 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 V3Ga-Schichten mit einer Dicke von etwa 3 μη\ gebildet. Am fertigen Draht wurden in

23 39 05δ

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 GaHiurnvorrai, unterzogen. Die bei diesem Vergleichsversuch an der Oberfläche der Vanadiumhüllen gebildeten V3Ga-Schichten hatten nur eine Dicke von etwa 1 μη\ 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 F i g. 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 VsGa-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 evakim η 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 soil. 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 Wider-Standsofen, 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 Abschirmbiech oder ein supraleitender Abschirmzylinder mit eil.er VsGa-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~^ä 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 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.

Die erste Komponente mit einem höher schmelzenden Element der herzustellenden Verbindung braucht beim erfindungsgemäßen Verfahren nicht unbedingt aus einem einzigen Metall zu bestehen, sondern kam. 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 Leiterai-fbaus als auch in dem bei der Wärmebehandlung anzuwendenden Metalldampf enthalten sein. Beispielsweise können Zinn und Gallium nebeneinander vorhanden sein.

Hierzu 1 Blatt Zeichnungen 609 608/291

Claims (21)

1. Patentansprüche:

   •-fahren zum 5 !erstellen eines Supraleiters mil 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, dafl 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 1O^-2 Torr oder Inertgas mit einem Drack von höchstens 500 Torr vorgenommen wird.
2. 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. 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. 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. 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. 6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, daß als Trägemnetall eines der Metalle Kupfer und Silber oder eine duktile Legierung aus diesen Metallen vorgesehen ist.
7. 7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, daß die Verbindung VjGa gebildet wird.
8. 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. 9. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, daß der Galliumgehalt der zweiten Komponente höchstens 12 Atomprozent beträgt.
10. 10. Verfahren nach einem der Ansprüche 7 bis 9, dadurch gekennzeichnet, daß die Wärmebehandlung bei einer Temperatur zwischen 600 und 95O⁰C vorgenommen wird.
11. 11. Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, daß die Temperatur bei der Wärmebehandlung höchstens 750° C beträgt.
12. 12. Verfahren nach einem der Ansprüche I bis 6, dadurch gekennzeichnet, daß die Verbindung Nb3Sn gebildet wird.
13. 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

    f5 8,5 Atomprozent, vorzugsweise 0 bis 4 Atomprozent, Zinn besteht.
14. 14. Verfahren nach Anspruch 12 oder 13, dadurch gekennzeichnet, daß die Wärmebehandlung bei einer Temperatur zwischen 600 und 850° C vorgenommen wird.
15. 15. Verfahren nach Anspruch 14, dadurch gekennzeichnet, daß die Temperatur bei der Wärmebehandlung höchstens 800°C beträgt.
16. 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. 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. 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. 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. 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. 21. Vorrichtung nach Anspruch 20, dadurch gekennzeichnet, daß die Sprossen (35) des Sprossenrades aus Keramikstäben bestehen.