DE2511882A1 - Supraleitende legierungen vom typ ii, verfahren zu ihrer herstellung und ihre verwendung in supraleitenden elementen - Google Patents
Supraleitende legierungen vom typ ii, verfahren zu ihrer herstellung und ihre verwendung in supraleitenden elementenInfo
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Description
PATENTANWÄLTE
UR. ING. A. VAN DERWERTH DR. FkANZ LEDERER
(1934-1974) β MÖNCHEN 80
München, 18. März 1975
INTERNATIONAL LEAD ZINC RESEARCH ORGANIZATION, INC., 292 Madison Avenue, New York, N.Y. 10017, USA
Supraleitende Legierungen vom Typ II, Verfahren zu ihrer
Herstellung und ihre Verwendung in supraleitenden Elementen
Die Erfindung betrifft Supraleiter vom Typ II und insbesondere
Supraleiter vom Typ II mit hohen kritischen Strömen, ein Verfahren zur ihrer Herstellung und ihre Verwendung.
In den vergangenen Jahren bestand ein beträchtliches Interesse zur praktischen und kommerziellen Anwendung von supraleitenden
Materialien. Eine Anwendung, welche untersucht wurde, ist die Anwendung von supraleitenden Kabeln in Übertragungsleitungen
für elektrische Leistung. Die Wxderstandsverluste in Leistungskabeln belaufen sich bis zu 1 % der erzeugten Leistung,
Unter Inbetrachtziehung der sehr großen Mengen an erzeugter und übertragener Leistung ist es klar, daß die Ausschaltung
oder Verminderung wenigstens eines wesentlichen Teiles der
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Widerstandsverluste beträchtliche Einsparungen ergeben könnte.
Weiterhin könnten in bestimmten Bereichen supraleitende Kabel wirtschaftliche Vorteile gegenüber konventionellen
Kabeln der gleichen Kapazität besitzen. Die Nachteile der Anwendung von Supraleitern sind prinzipiell die technischen
Schwierigkeiten, die mit dem Halten des Kabels im supraleitenden Zustand verbunden sind, sowie die Kapitalkosten des
supraleitenden Kabelsystems. Derzeit in der Entwicklung befindliche Systeme umfassen Kabel, die supraleitende Elemente aus z.B.
Niob-Zinn- oder Niob-Titan-Legierungen verwenden. Niobmetall
ist selbst sehr kostspielig, und die Arbeitsweisen zur Bearbeitung der Legierung zur Herstellung eines geeigneten Leiters
sind sowohl schwierig als auch kostspielig. Die Kosten von Nioblegierung in Form eines geeigneten Leiters stellen einen
beträchtlichen Anteil der Kapitalkosten eines supraleitenden Kabelsystems, das diese verwendet, dar. Es wurden bereits
Versuche unternommen, andere geeignete Legierungen aufzufinden. Ein solcher Versuch ist in der britischen Patentschrift
1 137 4-2*7 beschrieben. In dieser Patentschrift ist ein System
aus Legierungen beschrieben, die auf Blei basieren und eine Dispersion von feinen Teilchen von Oxiden der Blei- und/oder
anderen Legierungskomponente enthalten. Die hergestellten Legierungen besitzen bessere (höhere) kritische Ströme bei
mäßig angelegten leidem. Wenn in der Beschreibung auf "kritische" Parameter von Typ II Supraleitern Bezug genommen wird,
ist dies so zu verstehen, daß dies die "oberen kritischen" Parameter sind. Auf dem Gebiet der Technologie von supraleitenden
Kabeln sind die angelegten Felder üblicherweise ziemlich schwaGh, weniger als 5 kG, und das kritische Feld ist wahrscheinlich
nicht ein beschränkender Faktor für Systeme, welche zumindest mäßig hohe kritische Temperaturen aufweisen. Die
in dieser zuvor genannten britischen Patentschrift beschriebenen
5 0 9839/0759
Legierungen weisen jedoch, "bestimmte Nachteile auf, nämlich
daß die gebildeten Oxide die Neigung besitzen, sich chemisch mit Wasser oder Kohlenstoffdioxid unter Bildung von thermisch
instabilen Hydroxiden oder Carbonaten zu vereinigen. Die Zersetzung solcher in die Legierung eingebauter Materialien
kann ein Abblättern hervorrufen, falls die Legierung in der Wärme verarbeitet wird, z. B. durch Strangpressen bei hohen
Temperaturen oder durch Löten oder Schweißen. Weiterhin ergibt der zur Herstellung der Oxiddispersion angewandte Prozeß eine
nicht gleichförmige Dispersion von groben Oxidteilchen. Diese Probleme können überwunden werden, jedoch nur unter Inkaufnahme
von erhöhten Herstellungskosten. Weiterhin vermindert die Oxiddispersion die Duktilität der Legierung, und bei hohen Oxidwerten, welche zur Verbesserung der supraleitenden Eigenschaften
vorteilhaft sind, kann die Verminderung der Duktilität so ausgeprägt werden, daß das Bearbeiten der Legierungen schwierig
wird.
In der britischen Patentschrift 1 137 4-27 wirken die Teilchen
des in der Legierung dispergierten Oxids als Haftzentren für Abrikosov-Flußwirbel, so daß viel höhere Werte des kritischen
Stromes erreicht werden können als bei der nicht-modifizierten Legierung.
Aufgabe der Erfindung ist ein alternativer Weg zur Herbeiführung von Haftzentren und insbesondere zur Bildung von kleineren
und dichter beieinander liegenden Haftzentren.
Gemäß einer ersten Ausführungsform betrifft die Erfindung daher
eine Legierung, die eine Matrix eines Typ-II-Supraleiters
enthält und wobei sie ein homogenes Gemisch von Blei mit Wismuth und/oder Indium ist und in der Matrix dispergiert ein Material
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zur Schaffung von Haftzentren einschließt, welches wenigstens
0,01 Vol.-% einer stabilen, diskontinuierlichen Phase enthält, die diskrete, kristalline Teilchen aus Kupfer, Mangan, Tellur,
Selen, Nickel, Calcium, Chrom, Cer, Germanium oder Lanthan entweder in Form des Elementes oder in Form einer Verbindung
mit wenigstens einem der Bestandteile der Matrix umfaßt, wobei die diskreten Teilchen einen Durchschnittsdurchmesser von mehr
als 2 Mikron und vorzugsweise von nicht mehr als 0,5 Mikron besitzen.
Es ist möglich, Typ-II-Supraleiter dieses Typs durch Verwendung von
Thallium oder Natrium als andere Bestandteile der Legierung auf Bleibasis herzustellen. Jedoch sind diese Materialien
nicht so brauchbar wie Legierungen die Indium und/oder Wismuth
verwenden. Weiterhin ist Thallium sehr toxisch und Natrium erzeugt chemisch reaktionsfähige Legierungen, die in der Betriebsumgebung
nicht stabil sein können.
Gemäß einer zweiten Ausführungsform betrifft die Erfindung eine Legierung, welche eine Matrix eines Typ-II-Supraleiters
enthält und welche in der Matrix dispergiert ein Material zur Schaffung von Haftzentren einschließt, welches wenigstens
0,01 Vol.-% einer stabilen, diskontinuierlichen Phase in Form von diskreten Teilchen mit einem Durchschnittsdurchmesser von
nicht mehr als 2 Mikron enthält, welche durch Abkühlen eines homogenen, flüssigen Gemisches der Legierungsbestandteile
mit einer Durchschnittsabkühlgeschwindigkeit von wenigstens 10y C.see und vorzugsweise von mehr als 10^ C.see
bis auf eine Temperatur, bei welcher die Legierung praktisch vollständig fest ist, gebildet wurden.
Die Erfindung betrifft weiterhin bei einer Temperatur unterhalb ihrer kritischen Temperatur supraleitende Elemente, die aus der
erfindungsgemäßen Legierung hergestellt wurden oder diese enthalten.
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In der Praxis werden kryogene Systeme bei 4,2 0K oder in der
Nähe hiervon "betrieben, da dies der normale Siedepunkt von
flüssigem Helium ist und diese Temperatur daher ziemlich lange beibehalten werden kann. Daher wird die Verwendung von
Legierungen mit kritischen Temperaturen etwas oberhalb dieses Wertes bevorzugt, um praktisch brauchbare Werte für den kritischen
Strom bei Betriebsmagnetfeldern zu erhalten. Ein Typ von Grundlegierungssystem, welches brauchbar ist und das zuvor
untersucht wurde, siehe britische Patentschrift 1 137 4-72, ist
das Pb-X-Systern, worin X Indium und/oder Wismuth ist. Die Zusammensetzung
der Legierungen sind im Hinblick auf den Anteil von X auf einen Minimalwert beschränkt, der mindestens ausreicht,
damit die Legierung ein Typ-II-Supraleiter ist. Der
bevorzugte obere Wert wird durch die Phasenstabilität des Materials beschränkt. Im allgemeinen sollten die bei der Erfindung
verwendeten Matrixlegierungen einen Minimalwert von 50 % Blei und einen Minimalwert von 5 % Wismuth oder 10 %
Indium enthalten. Im folgenden werden bevorzugte, praktische Werte für die Menge X in Atomprozent, bezogen auf die Gesamtlegierung,
gegeben.
Indium JO bis 50; Wismuth 15 bis 40.
Diese Werte können etwas in Abhängigkeit von den Herstellungsund Bearbeitungstemperaturen modifiziert werden, da die metallurgische
Stabilität eine Funktion der Temperatur ist. Im allgemeinen nimmt das kritische Feld mit Zunahme des Anteiles
von X zu, und daher sind Legierungen mit relativ hohen Anteilen von Nichtbleikomponente bevorzugt. Für eine Pb-Bi-Legierung
sind geeignete Anteile von 30 bis 40 Atom-% Bi, insbesondere
etwa 35 % Bi.
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Die die diskontinuierliche Phase bildenden Teilchen bestehen
aus einem Material, welches in der festen Matrix unlöslich ist. Die genaue Zusammensetzung der diskontinuierlichen Phase
in irgendeinem bestimmten Fall hängt daher in gewissem Ausmaß von der Zusammensetzung der Matrix ab.
Im allgemeinen werden die erfindungsgemäßen Produkte in erster linie durch Einfrieren einer homogenen, geschmolzenen Lösung
der Grundkomponenten der Legierung bei einer Abkühlgeschwin-
2 ο —1
digkeit -von wenigstens 1Cr C.see und vorzugsweise von
digkeit -von wenigstens 1Cr C.see und vorzugsweise von
5 ο —1
wenigstens 1Cr C.see hergestellt, so daß die diskontinuierliche
Phase in Form von Teilchen mit einem Durchschnittsdurchmesser von nicht mehr als 2 Mikron, vorzugsweise einem
geringeren Wert als diesem,,z. B. 0,5 Mikron, und optimalerweise von nicht mehr als 0,1 Mikron, ausgefällt wird. Da die
Teilchengröße eine Funktion der Abkühlungsgeschwindigkeit ist und letztere durch die angewandte Ausfriertechnik festgelegt
wird, wird auf die Teilchengröße im folgenden noch in Verbindung mit· den verschiedenen Techniken eingegangen. Ganz allgemein
besteht die Methode zur Herstellung der diskontinuierlichen Phase darin, in Lösung in der geschmolzenen Basislegierung,
z. B. Pb/35 % Bi, einen Anteil eines Materials einzugeben, der beim Abkühlen selbst aus der Lösung in Form von diskreten
Teilchen ausfällt oder sich mit einem oder mehreren der Bestandteile der Grundlegierung vereinigt, um wenigstens einen Typ
von diskontinuierlicher Phase beim Abkühlen auszuscheiden. Lj. *>
gebildeten Phasen hängen sowohl von der Abkühlgeschwindigkeit wie auch von der Zusammensetzung der Legierung ab, da bei den
hohen angewandten Abkühlungsgeschwindigkeiten metastabile Phasen gebildet werden können.
Typische Zusatzmaterialien und die wahrscheinlich ausgefällten
Phasen sind in der folgenden Tabelle I mit Bezug auf die Legierungskomponenten der zuvor genannten Bleilegierungen aufgeführt.
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Da diese ternären Systeme noch nicht vollständig untersucht
worden sind, können auch andere binäre oder ternäre Verbindungen zusätzlich zu den aufgeführten Verbindungen ausgefällt
bzw. ausgeschieden werden.
Zusatzmaterial | Grundlegierung Pb/Bi |
Pb/In |
Cu | Cu | Cu Cu9 In4 |
Mn | Mn BiMn |
Mn MnxNi |
Ni | Ni Bi3Ni |
Ni, NixInP7 Ni2In3 |
Ca | PbxCa BixCa |
PbxCa1CaIn Ca In3 |
Se . | BiSe PbSe |
In2Se PbSe |
Te | PbTe Bi0Tex |
PbTe In Te |
Cr | Cr | Cr |
Ce | PbxCe Bi2Ce |
PbxCe Ce Inx |
Ge | Ge | Ge |
La | PbxLa BiLa |
PbxLa |
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Wegen theoretischer Betrachtungen wird es besonders bevorzugt,
daß die diskontinuierliche Phase keine nennenswerten para-, ferro- oder antiferromagnetischen Eigenschaften bei supraleitenden
Temperaturen besitzt. Das Vorliegen solcher magnetischer Eigenschaften würde einen nachteiligen Einfluß auf die
Fähigkeit der Teilchen besitzen, als Haftzentren zu wirken. Obwohl daher Mangan Haftzentren zu bilden vermag, ist es weniger
leistungsfähig, als sonst angenommen werden könnte, da es dazu neigt, in Form von paramagnetischen Verbindungen ausgefällt
zu werden. Weiterhin wird es bevorzugt, wenn die Teilchen nicht aus einem Material bestehen, welches selbst ein Supraleiter
unter Betriebsbedingungen ist. Es wird für möglich gehalten, daß die Phasendiskontinuität selbst als Haftzentrum wirken
könnte, Jedoch würde hierzu angenommen, daß sie schwächer als die Haftwirkung eines nicht-supraleitenden Teilchens unter den
gleichen Bedingungen wäre.
Von den die disperse Phase bildenden Materialien, die erfindungsgemäß
verwendet werden, sind Kupfer und insbesondere Nickel, Selen und Tellur bevorzugt.
Die Menge an die diskontinuierliche Phase bildendem Material, welche zu der geschmolzenen Grundlegierung zugesetzt wird,
reicht vorzugsweise aus, um zwischen 0,01 und 20 Vol.-% diskontinuierliche Phase zu erzeugen. Für unverändert ausgefällte
Zusatzstoffe liegt die zugesetzte Menge in diesem Bereich, nachdem Dichteunterschiede und thermische Ausdehnungseffekte berücksichtigt wurden. Für Verbindungen bildende Zusatzstoffe
wird das erforderliche Volumen der Ausfällung mit einem geringeren Wert der Atomprozent des Zusatzstoffes erreicht, in
Abhängigkeit von der Stöchiometrie der gebildeten Verbindung.
Der untere Grenzwert wird durch praktische Betrachtungen der
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Bildung einer beträchtlichen Verbesserung der supraleitenden Eigenschaften bestimmt. Der obere Wert der diskontinuierlichen
Phase wird durch einen verschwindenden Zuwachs, ausgedrückt in Verbesserung des kritischen Stromes, für steigende Zusätze
und durch mit der Löslichkeit in geschmolzenem Zustand verbundene Schwierigkeiten sowie die Neigung zur Bildung größerer
Teilchen bei höheren Konzentrationen, falls nicht sehr hohe Abkühlgeschwindigkeiten angewandt werden, begrenzt. Obwohl
brauchbare Legierungen in diesem breiten Konzentrationsbereich möglich sind, werden die signifikantesten Verbesserungen, insbesondere
im Vergleich mit der zugesetzten Menge, im Bereich von 0,05 bis 7 Vol.-%, und insbesondere von 0,1 bis 2,0 Vol.-%
der diskontinuierlichen Phase erreicht. Es sei darauf hingewiesen, daß ein bestimmtes Ausmaß der praktisch erhältlichen,
optimalen Konzentration von der Art der diskontinuierlichen Phase abhängt. Es wird angenommen, daß dies weitgehend eine
Funktion der Löslichkeit in der Schmelze und des Ausmaßes der Übersättigung während des Einfrierens ist.
Das allgemein verwendete Verfahren zur Herstellung der erfindungsgemäßen
Legierungen besteht in einem raschen Abschrecken einer geschmolzenen Lösung des geeigneten Zusatzstoffes in der
Grundlegierung. Um die Ausbildung von relativ großen Teilchen an disperser Phase zu verhindern, muß die Abkühlgeschwindigkeit
wenigstens 10 C.see betragen. Jedoch wird es besonders
bevorzugt, die disperse Phase in einer feinzerteilten Form, wie dies vernünftigerweise noch möglich ist, herzustellen.
Daher wird es bevorzugt, die geschmolzene Lösung mit einer
5 ο — 1 Geschwindigkeit von wenigstens 10^ C.see und besonders
bevorzugt von etwa Ί0 0C.see" abzukühlen. Abkühlgeschwindigkeiten
von 10 0C.see" können unter Anwendung der Arbeitsweise
des Kokillengußes oder Abschreckgußes (Chili Casting) hergestellt
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werden,-und daher ist es möglich, einige der erfindungsgemäßen
Legierungen durch Kokillenguß herzustellen. Jedoch stellt
3 ο —Λ
1Cr C.see nahezu die erreichbare, maximale Abkühlgeschwindigkeit
bei Anwendung von Kokillenguß dar, und bei dieser Geschwindigkeit besteht die Neigung zur Herstellung von relativ
groben Dispersionen, welche typischerweise im Bereich von 1 bis 2 Mikron Durchschnittsdurchmesser liegen, wobei jedoch
ein beträchtlicher Anteil von Teilchen bis zu 10 Mikron im Durchmesser besitzt. Hierbei handelt es sich nicht um besonders
bevorzugte Legierungen gemäß der Erfindung. Um eine Teilchengröße in den bevorzugten Bereichen gemäß der Erfindung
zu erhalten, d. h. weniger als 0,5 Mikron und optimal weniger als 0,1 Mikron, ist es erforderlich, höhere Geschwindigkeiten
des Abkühlens anzuwenden, z. B. größer als 10-7 0C. see" , vorzugsweise
von etwa 10 C.see" oder sogar höher. Diese Größenordnung
der Abkühlgeschwindigkeit kann durch "Spratzgießen" erhalten werden. Beim Spratzgießen wird die abzuschreckende
Flüssigkeit zerstäubt, und auf eine gekühlte Oberfläche, üblicherweise die äußere Oberfläche eines von innen gekühlten
Zylinders, aufgesprüht. Beim Aufprall auf die gekühlte Oberfläche breiten sich die zerstäubten Tröpfchen der Flüssigkeit
aus und werden rasch unter Bildung von Flocken bzw. Blättchen abgekühlt. Abkühlgeschwindigkeiten von größer als 10' C.see
sind möglich, jedoch sind in der Praxis sehr viel höhere Abkühlgeschwindigkeiten
als 10 0C.see" schwierig bei einer Produktion
in großem Maßstab aufrechtzuerhalten. Der praktische Grenzwert der Abkühlgeschwindigkeit ist kein Grenzwert hinsichtlich des
erfindungsgemäßen Konzeptes sondern lediglich hinsichtlich der derzeit möglichen Technik, das Verfahren durchzuführen. Die
Entwicklung von Arbeitsweisen, welche sogar noch höhere Abkühlgeschwindigkeiten
ergeben, wird noch das Ausfällen von feineren Teilchen möglich machen, wobei diese ebenfalls gemäß der Erfindung
angewandt werden könnten.
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Mit Abkühlgeschwindigkeiten von etwa 10 0C.sec" können
Legierungsflocken bzw. -plättchen gegossen werden, welche dispergierte Teilchen von etwa 0,1 Mikron Durchschnittsdurchmesser enthalten. Selbstverständlich ist der Durchschnittsabstand
zwischen den Teilchen eine Funktion der Teilchengröße · und -konzentration, jedoch sollte für eine vorgegebene Konzentration
an diskontinuierlicher Phase der Abstand zwischen den Teilchen auf ein Minimum herabgesetzt werden.
Die Bedingungen der Durchführung des Spratzgießverfahrens werden durch an sich auf dem Fachgebiet bekannte Faktoren beherrscht.
Jedoch sollten folgende Punkte beachtet werden: Um die Bildung von gleichförmig kleinen Teilchen sicherzustellen, sollte der
Zusatz, welcher die Ausfällung der dispersen Phase enthält oder anregt, vollständig in der geschmolzenen Legierung vor
dem Versprühen aufgelöst sein. Dies kann die Bildung der Lösung bei einer Temperatur beträchtlich oberhalb des Schmelzpunktes
der Grundlegierung oder Basislegierung bedeuten. Beispielsweise ist bei einer typischen Pb/Bi-Legierung das Kupfer
nur sehr schwach löslich (etwa 0,1 Gew.-%) bei normalen Schmelztemperaturen.
Um Zusätze von etwa 1 % Kupfer zu verwenden, ist es vorteilhaft, die geschmolzene Legierung auf 500 C oberhalb
des normalen Schmelzpunktes der Grundlegierung zu erhitzen. In der Praxis wird die Maximaltemperatur für Bleilegierungen
durch den Dampfdruck des Bleies auf nicht höher als etwa 1100 0C
und vorzugsweise nicht höher als 1000 0C für eine nicht-verschlossene
Apparatur begrenzt. Um eine vorzeitige und damit nicht kontrollierte Ausfällung zu verhindern, ist es ratsam, die
geschmolzene Lösung auf 50 bis 150 0C und optimal etwa 100 0C
über die Liquidus-Temperatur des Gemisches zu erhitzen, d. h. die Temperatur, bei welcher das die disperse Phase bildenden
Material vollständig in der Schmelze in Lösung vorliegt. Um eine
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nicht erwünschte Verunreinigung zu vermeiden, z. B. durch
Oxidation der Legierung im geschmolzenen Zustand, ist es ratsam, die Oberfläche der geschmolzenen Legierung unter
einer inerten oder reduzierenden Atmosphäre zu halten, z. B. Np oder 90 % Np/10 % Hp. Die besondere Auswahl der Atmosphäre
ist aufgrund des allgemeinen Fachwissens auf diesem Gebiet einfach durchzuführen. Bei den oben beschriebenen Legierungen
auf Bleigrundlage sollte die Oxidation aus drei Gründen vermieden werden. Erstens sind Sauerstoff und die Oxide der legierenden
Metalle im allgemeinen in den Legierungen nicht löslich und neigen zur Ausbildung von Bereichen mit relativ großen
Teilchengrößen und zur Störung der relativen Anteile der verschiedenen Legierungsbestandteile. Zweitens kann die Oxidbildung
sehr rasch erfolgen und stark exotherm sein, insbesondere bei Blei/Natriumlegierungen. Drittens ist Bleioxid bei
Schmelztemperaturen sehr korrodierend, und greift sowohl saure als auch basische Ofenauskleidungen an. Beim Spratzguß zur
Herstellung einer Ausfällung von feinen Teilchen ist es
wesentlich, daß praktisch keine Ausfällung vor dem Aufprall des Tropfens auf die gekühlte Oberfläche auftritt. Falls die
Ausfällung vor dem Aufprall beginnt, besteht die Neigung zur Bildung von relativ großen Teilchen an diskontinuierlicher
Phase. Die Auswahl der richtigen Schmelztemperatur vermeidet ein solches vorzeitiges Ausfällen. Beim Aufprall auf die
gekühlte Oberfläche verspratzen die Tröpfchen und werden rasch abgekühlt und eingefroren. Wenn die gekühlte Oberfläche die
äußere Oberfläche einer von innen gekühlten Trommel ist, wird das System üblicherweise mit einer Abkratzeinrichtung versehen,
um die an der Oberfläche der Trommel haftenden Flocken oder
Plättohen abzuschaben. Für die meisten Metalle und Legierungen ist die gekühlte Trommel vorteilhafterweise eine mit Wasser
gekühlte und chromplattierte Kupfertrommel, die gedreht wird, um andauernd eine frische, kühle Oberfläche für den Aufprall
anzubieten.
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Die beim Spratzguß erhaltenen Flocken bzw. Plättchen können
nach konventionellen Arbeitsweisen der Pulvermetallurgie
verformt werden. Jedoch sollte die Legierung nicht auf eine
höhere Temperatur als diejenige, bei welcher eine wesentliche Zunahme der Teilchengröße der diskontinuierlichen Phase auftritt, erhitzt werden. Diese Temperatur hängt von dem besonderen, verwendeten System in einem vorgegebenen Fall ab. Umgekehrt umfassen die bevorzugten Ausführungsformen der Erfindung jedoch das Abkühlen mit so hohen Geschwindigkeiten, daß das Produkt "disperse Phase bildendes Material", gefroren in (unterkühlter) fester Lösung,enthalten kann. Eine thermische Alterung solcher Materialien kann eine weitere und vorteilhafte Ausfällung der dispersen Phase anregen.
nach konventionellen Arbeitsweisen der Pulvermetallurgie
verformt werden. Jedoch sollte die Legierung nicht auf eine
höhere Temperatur als diejenige, bei welcher eine wesentliche Zunahme der Teilchengröße der diskontinuierlichen Phase auftritt, erhitzt werden. Diese Temperatur hängt von dem besonderen, verwendeten System in einem vorgegebenen Fall ab. Umgekehrt umfassen die bevorzugten Ausführungsformen der Erfindung jedoch das Abkühlen mit so hohen Geschwindigkeiten, daß das Produkt "disperse Phase bildendes Material", gefroren in (unterkühlter) fester Lösung,enthalten kann. Eine thermische Alterung solcher Materialien kann eine weitere und vorteilhafte Ausfällung der dispersen Phase anregen.
Die Bleigrundlegierungen des erfindungsgemäßen Verfahrens,
die nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellt wurden, besitzen kritische ΤείΐιρβΓαΐμΓεη, welche typisch für supraleitende Bleilegierungen sind, d. h. von etwa 7 0K· Die kritischen Felder sind nicht nennenswert höher als solche von gleichwertigen Legierungen, welche die dispergierte Phase nicht enthalten,
d. h. etwa 10 bis etwa 15 kG. Jedoch können sehr ausgeprägte Steigerungen des kritischen Stromes erreicht werden. Verbesse-
die nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellt wurden, besitzen kritische ΤείΐιρβΓαΐμΓεη, welche typisch für supraleitende Bleilegierungen sind, d. h. von etwa 7 0K· Die kritischen Felder sind nicht nennenswert höher als solche von gleichwertigen Legierungen, welche die dispergierte Phase nicht enthalten,
d. h. etwa 10 bis etwa 15 kG. Jedoch können sehr ausgeprägte Steigerungen des kritischen Stromes erreicht werden. Verbesse-
p 7.
rungen um einen Faktor von 10 bis "1CK werden einfach durch
so geringe Kupferzusätze wie 0,1 Gew.-% bei einer Spratzgußlegierung erreicht.
so geringe Kupferzusätze wie 0,1 Gew.-% bei einer Spratzgußlegierung erreicht.
Die erfindungsgemäßen Legierungen besitzen vorteilhafterweise
eine kritische Stromdichte bei 4-, 2 K und einem angelegten
Feld yon 7 kG von wenigstens 80 A mm . Die Legierungen dürften
hauptsächlich bei Fällen vorteilhaft sein, bei denen ein hoher kritischer Strom bei relativ schwachem, angelegtem Feld
gewünscht wird, z. B. bei Leistungsübertragungskabeln bzw.
Netzkabeln. Die Legierungen können ebenfalls andere Anwendungen
gewünscht wird, z. B. bei Leistungsübertragungskabeln bzw.
Netzkabeln. Die Legierungen können ebenfalls andere Anwendungen
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finden, ζ. B. für die äußeren Windungen von kryogenen Motoren oder Magneten.
Die Erfindung wird anhand der folgenden Beispiele näher erläutert.
Zunächst wird die Herstellung von Legierungen "beschrieben.
Zunächst wird die Herstellung von Legierungen "beschrieben.
Es wurden zwei Arbeitsweisen zur Herstellung von Proben der
Legierungen für Untersuchungszwecke angewandt:
1. Kokillenguß (Abschreckguß)
Kokillengießlinge wurden hergestellt, indem die Legierungsbestandteile unter einer Atmosphäre aus 9Q/10 Stickstoff/Wasserstoff
unter Verwendung eines elektrischen Widerstandsofens geschmolzen wurden . Die Schmelzen wurden in eine geteilte
Graphitform zur Herstellung von Stäben mit 12,7 mm und 6,35 mm Durchmesser gegossen. Die Stäbe mit 12,7 mm Durchmesser wurden
bei Zimmertemperatur zur Herstellung von Proben mit 270 mm χ 10 mm χ 0,5 mm gewalzt, diese wurden zur Bestimmung des kritischen
Stromes verwendet, und die Stäbe mit einem Durchmesser von 6,35 mm wurden auf einen Durchmesser von 2,3 mm zur Untersuchung
der Magnetisierung gezogen. Die Abkühlgeschwindigkeit der Kokillengießlinge wurde auf etwa 10 0C.see" abgeschätzt.
2. Spratzguß
Spratzlegierungen wurden hergestellt, indem die Legierungsbestandteile in einem Ton-Graphit-Tiegel mit einem Loch im Unerteil,
durch welches die Schmelze durch den Boden gegossen werden konnte, geschmolzen wurden. Während des Schmelzvorganges wurde
dieses Loch durch einen konischen Stopfen verschlossen, der mit dem Ende eines Stahlrohres verbunden war, welches das
Thermoelement zur Feststellung der Temperatur der Schmelze enthielt. Nach dem Schmelzen wurde die Temperatur auf wenigstens
100 0C oberhalb der geschätzten Liquidus-Temperatur erhöht
und die Schmelze wurde kräftig unmittelbar-vor dem Gießen
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gerülirt. Die Zerstäubungs- und Abschreckeinheit war vollständig
geschlossen und wurde mit Stickstoff vor dem Gießen gespült. Der Stopfenstab wurde herausgezogen, und die durch den Stopfen
des Tiegels als Strom von etwa 2 mm Durchmesser gegossene Bleilegierung fiel in den öffnungswinkel eines Konus, der
durch eine Anzahl von Hochgeschwindigkeitsgasstrahlen gebildet wurde. Hierdurch wurde der Metallstrom in feine Tröpfchen aufgebrochen,
welche nach unten auf die Oberfläche einer wassergekühlten, chromplattierten Kupfertrommel mit 300 mm Durchmesser,
welche mit etwa 200 Upm rotierte, geschleudert wurden. Die geschmolzenen Tröpfchen wurde auf der Oberfläche der Trommel
abgeschreckt, und die feinen, gebildeten Plättchen bzw. Flocken wurden in dem Trog unterhalb der Trommel gesammelt.
Ein Messer aus rostfreiem Stahl kratzte die Oberfläche der Trommel fortlaufend ab, um ein Aufbauen von Teilchen auf der
Oberfläche zu verhindern. Die Abkühlgeschwindigkeit der Spratz-
5 ο -1 gußlegierungen wurde auf etwa 10^ C.see abgeschätzt.
Die auf diese Weise hergestellten Flocken bzw. Plättchen wurden zu Knüppeln bzw. Barren von 38 mm Durchmesser verdichtet und
bei Zimmertemperatur auf Stäbe von 6,35 mm Durchmesser stranggepreßt. Die Stäbe mit 6,35 mm Durchmesser wurden dann bei
Zimmertemperatur unter Bildung von Proben mit 2,3 mm Durchmesser
für Magnetisierungsexperimente gezogen. Proben zur Bestimmung des kritischen Stromes wurden hergestellt, indem die
Flocken bzw. Plättchen durch ein Werkzeug mit rechteckigem Querschnitt von 25 mm χ 3 mm stranggepreßt und unter Bildung
eines Streifens mit 0,5 mm Stärke gewalzt wurden.
In den* Fig. 1a und 1b der Zeichnung sind Cu K -Abtastelektronenmikrofotografien
der kokillengegossenen bzw. spratzgegossenen Proben gezeigt. Hierzu wird auf, das folgende Beispiel 1 verwiesen.
609839/0769
Die Untersuchung der Legierungen erfolgte wie folgt: Λ. Magnetisierungsuntersuchungen ·
Die Magnetisierung der Probe bei 4,2 0K wurde in einem Magnetometer
für vibrierende Proben gemessen. Ein superleitendes Solenoid (Zylinderspule) wurde zur Herstellung des an die
Probe angelegten Testfeldes verwendet. Ein Paar von Fühlerspulen, die entgegengesetzt gewickelt waren, wurde innerhalb
des Solenoids angeordnet, und die Probe wurde längs der gemeinsamen Achse von Solenoid und Fühlerspulen vibriert.
Die Fühlerspulen filterten nicht-erwünschte Signale wegen der Änderung-im Feld, das an die Proben durch das Solenoid
angelegt wurde, aus, jedoch nahmen sie ein Wechselstromsignal als Folge der Magnetisierung der Probe, wenn sie zwischen
ihnen hin und her schwankte (oszillierte) auf. Dieses Wechselstromsignal wurde verstärkt und gegenüber einem zweiten Wechselstromsignal,
das von dem Vibrator, der die Oszillation der Probe steuerte, in einem phasensensitiven Detektor nachgewiesen,
um ein Gleichstromsignal proportional der Magnetisierung zu erhalten. Der Strom in dem supraleitenden Solenoid und damit
das an die Probe angelegte magnetische Feld wurden mittels des Spannungsabfalles über einen Standardwiderstand bestimmt.
Das Signal aus dem phasenempfindlichen Detektor wurde an die Y-Achse angelegt, und das Signal über den Standardwiderstand
an die X-Achse eines X-Y-Schreibers. Durch Veränderung des an das supraleitende Solenoid angelegten Stromes wurde die
Magnetisierungskurve der Proben auf dem X-1-Schreiber aufgezeichnet.
Das kritische Feld kann in einfacher Weise aus der X-Y-Auftragung bestimmt i-jerden» Das Ausmaß der Hysterese
in der aufgetragenen Kurve ist ein Maß dsr Flußhaftung in der
Probe. Die Fig« 2 und 5 sind Beispiele solcher Hysteresekurven.
2. Eine U-förmige Probe der zu untersuchenden Legierung wurde
symmetrisch längs der Achse eines supraleitenden Solenoids
bei 4,2 K angeordnet, so daß das maximale, durch das Solenoid erzeugte Feld transversal zur Probe verlief. Der kritische
Strom wurde bestimmt, indem der Punkt notiert wurde, bei welchem die quer zur Probe unter Verwendung eines empfindlichen
Voltmeters (1 AiV Empfindlichkeit) festgestellte Spannung meßbar
wurde, wobei sie Null ist, während das Material supraleitend ist. Durch Variieren des durch das Solenoid erzeugten Feldes
kann eine Auftragung des kritischen Stromes gegenüber dem Transversalfeld erhalten werden. Eine solche Auftragung gibt
ein Maß für die Strommenge, welche z. B. ein supraleitendes Kabel, welches aus dem Testmaterial hergestellt wurde, beim
Betrieb leiten kann.
In diesem Beispiel wird die Herstellung von erfindungsgemäßen Legierungen durch Kokillengießen und Spratsgießen gezeigt, wobei
sich der Vorteil der Verwendung des Spratzgießens ergibt.
Legierungen mit einer Matrixzusammensetzung von Pb/25 % Bi,
Pb/30 % Bi und Pb/4O % Bi, wobei jede Legierung 1 % Kupfer
hierin eingebaut enthielt, wurden durch Kokillenguß von 800 C an hergestellt. Ein Teil des kokillengegossenen Metalles wurde
erneut geschmolzen und von 800 0C an spratzgegossen. Aus den
beiden Gießlingen hergestellte Proben wurden miteinander verglichen. Die Ergebnisse sind in der folgenden Tabelle II
und in den Fig. 1, 2 und 3 der Zeichnung wiedergegeben.
Nennzusammensetfcung analysierte Zusammen- Hc2(kG)
(Gew.-%) setzung (Gew.-?c) Kokillen- Spratz-
Bi Gto Ruß Kuß
Pb/25 S | 24 | ,3 | 1,01 |
Pb/30 S | 30 | ,5 | 1,03 |
Pb/40 Ϊ | 38 | ,9 | 0,98 |
6 Bi/1 ί | |||
i Bi/1 5 | |||
6 Bi/1 S | |||
Yo Cu | |||
6 Cu | |||
% Cu |
10,46
12,65 12,39
13,78
509839/0759
Die in der Tabelle II angegebenen H --Werte zeigen, daß es
keinen signifikanten Unterschied im oberen kritischen Feld zwischen dem kokillgegossenen und spratzgegossenen Material
gibt, daß jedoch, wie erwartet, der H --Wert mit zunehmendem
Bi-Gehalt ansteigt.
In der Fig. 1 der Zeichnung sind Kupfer-K -Röntgenstrahlbilder,
die in einem Abtastelektronenmikroskop (Vergrößerung: χ 750)
von der Legierung in Tabelle II mit einer Nennzusammensetzung von Pb/40 % Bi/1 % Cu hergestellt wurden, gezeigt. Die Fig. 1a
ist die Abbildung der kokillengegossenen Probe und die Fig. 1b die Abbildung der spratzgegossenen Probe. Die Fig. 1a zeigt,
daß relativ grobe Kupferteilchen bis hinauf zu 10 ma Durchmesser
in dem kokillengegossenen Material vorliegen. Das Kupfer
in denr-spratzgegcsssnen Material der Fig. 1b ist nicht als
deutlich definierte Teilchen vorhanden, und daher muß es in Form von Teilchen kleiner· als dem Durchrassser des Elektronenstrahls
(Q$5 um) vorliegen, woraus sich eine, Durchschnittsteilchengröße
(Durchmesser) von weit unterhalb O55/um ergibt.
Die Fig. 2a, "b und c sind Auftragungen der Magnetisierung der
Proben gegenüber dem angelegten magnetischen Feld bei 4-, 2 0K
für die Pb/25 % Bi/1 % Cu-Legierung, die Pb/30 % Bi/1 % Cu-Legierung
bzw. die Pb/4-0 % Bi/1 % Cu-Legierung«, Die Magnetisierung
ist in Einheiten von ~4 trIi, kS, und aas angelegte Feld
in kG angegeben= In jedem Fall ist die durchgehende Linie das
Ergebnis für das spratagegossene Material und die gestrichelte
Linie das Ergebnis beim kokillengegossenen Material derselben Zusammensetzung» Hieraus wird deutlich.,, daß der Wert 'der Hysterese
und damit die Menge der lluBiic-ftimg viel größer für die spratzgegossene
Legierung als für die kokillangegossene Legierung ist«
Die Figo 3 ist eine Auftragung der kritischen Stromdichte gegenüber
dem angelegten magnetisehen IPeId für die Legierung der
Tabelle II mit einer Nennzusammensetzung von Fb/30 % Bi/1 % Cu
bei 4,2 0K. Die Kurve (i) ist die Kurve für das kokillengegossene
Material und die Kurve (ii) die Kurve für das spratzgegossene Material. Die Verbesserung der kritischen'Stromdichte
ist sehr ausgeprägt.
In diesem Beispiel werden eine Vielzahl von Legierungen gemäß der Erfindung gezeigt, hieraus ergibt sich weiterhin der
Vorteil eines Spratzgusses.
Eine Vielzahl von Proben wurden sowohl durch Kokillenguß als durch Spratzguß mit einer Auswahl von dispersen Phasen hergestellt.
Die Materialien wurden wie zuvor angegeben untersucht, und die Ergebnisse sind in der folgenden Tabelle III
zusammengestellt.
Einige der Ergebnisse der Tabelle III sind in der Zeichnung in Fig. 4 grafisch dargestellt. Die wiedergegebenen Ergebnisse
beziehen sich auf die folgenden Legierungen:
i) Pb/30,5 % Bi/1,03 % Cu
ii) Pb/26,4 % Bi/0,40 % Te
iii) Pb/28,0 % Bi/0,08 % Ni
iv) Pb/25,1 % Bi/0,03 % Se
In der Fig. 5 sind die Magnetisierungswerte für zwei der oben
angegebenen Legierungen und für zwei nicht in der Tabelle III aufgeführte Legierungen angegeben. Diese Legierungen bestanden
aus:
a) Pb/30,5 % Bi/1,03 % Cu
b) Pb/28,0 % Bi/0,08 Ni
c) Pb/26,5 % Bi/0,70 Se c) Pb/29,5 % Bi/0,60 Ni
509839/0759
«η ο to οο
ca co
Ergebnisse der Untersuchungen des kritischen Stromes bei Legierungen
auf Bleibasis
Legierung; Analyse Zustand angelegte Felder (kG) entsprechend den vorgegebenen,
(Gew.-%), Rest = Blei C = Kokil- kritischen Stromdichten (A/rnm^)
lenguß
° 1 3 5 10 20 40 60 80
30,4 % Wismuth 0,17 % Kupfer |
C |
30,5 % Wismuth 1,03 % Kupfer |
C |
31,6 % Wismuth 8,6 % Indium 0,97 % Kupfer |
C |
28,0 % Wismuth 0,08 % Nickel |
S |
26,4 % Wismuth 0,4 % Tellur |
S |
25,1 % Wismuth 0,3 % Selen |
S |
24,9 % Wismuth . 0,01 % Mangan |
S |
12,9 12,4 12,1 11,5 7,4 3,3 1,8 1,2 0,9
12,8 12,5 11,9 11,4 6,5 3,5 2,2 1,4 1,1
11,2 10,9 9,8 8,7 6,2 3,7 2,0 1,4 1,3 ro
13.7 13,4 13,0 12,9 12,7 12,5 12,1 11,7 11,1
13,4 13,1 12,8 12,7 12,5 12,4 12,0 11,6 11,2 13,9 13,5 13,2 13,0 12,8 12,6.12,4 12,1 11,8
12.8 12,7 12,6 12,1 12,4 12,1 11,4 10,2 8,4
οο οο ro
Claims (1)
- Patentansprüche1. Legierung aus Blei und Vismuth und/oder Indium, welche ein Supraleiter vom Typ II ist und HaftZentren aufweist, dadurch gekennz eichnet, daß die Haftzentren wenigstens 0,01 Vol.-% diskrete, kristalline Teilchen aus Kupfer, Mangan, Tellur, Selen, nickel, Calcium, Chrom, Cer, Germanium oder Lanthan entweder in 3?orm des Elementes oder einer Verbindung mit wenigstens einer der Komponenten der Matrix -enthalten, und wobei die diskreten Teilchen einen Durchschnittsdurchmesser von nicht mehr als 2 Mikron besitzen.2. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die disperse Phase von 0,05 bis 7,0 Vol.-% ausmacht.3. Legierung nach einem der Ansprüche 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß die Teilchen der dispersen Phase einen Durchschnittsdurchmesser von nicht mehr als 0,5 Mikron besitzen.4. Legierung nach Anspruch 3> dadurch gekennzeichnet, daß der Durchschnittsdurchmesser nicht mehr als 0,1 Mikron beträgt.5. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß die Matrix 15 bis 40 Atom-% Bi enthält.6. Legierung nach Anspruch 5» dadurch gekennzeichnet, daß die Matrix etwa 35 Atom-% Bi enthält.7. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß die Matrix von 30 bis 50 Atom-% In enthält.509839/07598. Verfahren zur Herstellung der Legierung nach einem der Ansprüche 1 "bis 7i dadurch gekennzeichnet, daß es das Abschrecken einer geschmolzenen Lösung der Bestandteile der Legierungmit einer Abkühlgeschwindigkeit von wenigstens 10 bis zum Abschluß der Verfestigung umfaßt.C.seeQ. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, daß die5 ο -1 Abkühlgeschwindigkeit wenigstens 1Cr C.see beträgt.10. Verfahren nach einem der. Ansprüche 8 oder 9, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung spratzgegossen wird.11. Verfahren nach einem der Ansprüche 8 bis 10, dadurch gekennzeichnet, daß die geschmolzene Lösung von einer 1100 0C nicht übersteigenden Temperatur abgekühlt wird.2. Verfahren nach einem der Ansprüche 11 oder12, dadurch gekennzeichnet, daß die Temperatur zwischen 50 C oberhalb der Liquidus-Temperatur der Grundbleilegierung und 1000 0C liegt.13. Supraleitendes Element, hergestellt aus der Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 7»14. Element nach Anspruch 1$, dadurch gekennzeichnet, daß es Strom bei einer Temperatur unterhalb seiner kritischen Temperatur führt.15· Verwendung der Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 7 als Supraleiter.509839/0759
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Family Applications (1)
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---|---|---|---|
DE19752511882 Pending DE2511882A1 (de) | 1974-03-20 | 1975-03-18 | Supraleitende legierungen vom typ ii, verfahren zu ihrer herstellung und ihre verwendung in supraleitenden elementen |
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IT (1) | IT1034446B (de) |
NL (1) | NL7503007A (de) |
SE (1) | SE7503162L (de) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE3844114A1 (de) * | 1987-12-28 | 1989-07-06 | Tanaka Electronics Ind | Kontaktierdraht aus einer bleilegierung zur verwendung in einer supraleitervorrichtung und supraleitervorrichtung |
DE3844879C3 (de) * | 1987-12-28 | 1999-06-24 | Tanaka Electronics Ind | Supraleitervorrichtung mit einem Kontaktierdraht |
Families Citing this family (9)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
FR2431544A1 (fr) * | 1978-07-20 | 1980-02-15 | Europ Accumulateurs | Perfectionnements aux alliages destines a la realisation des supports d'electrodes d'accumulateurs au plomb |
JP2599387B2 (ja) * | 1987-06-02 | 1997-04-09 | 古河電気工業株式会社 | セラミックス超電導体 |
US4939032A (en) * | 1987-06-25 | 1990-07-03 | Aluminum Company Of America | Composite materials having improved fracture toughness |
JPH0221628A (ja) * | 1987-12-28 | 1990-01-24 | Tanaka Electron Ind Co Ltd | 超電導素子用ボンディングpb合金線及び超電導装置 |
JP2550188B2 (ja) * | 1988-11-25 | 1996-11-06 | 株式会社日立製作所 | 酸化物系高温超電導体と接合方法及びろう材 |
JPH0585987U (ja) * | 1991-07-25 | 1993-11-19 | 信越ユニット株式会社 | ドアエッジ部材の構造 |
US5226947A (en) * | 1992-02-17 | 1993-07-13 | Wisconsin Alumni Research Foundation | Niobium-titanium superconductors produced by powder metallurgy having artificial flux pinning centers |
US20060272145A1 (en) * | 2005-03-11 | 2006-12-07 | Alabama Cryogenic Engineering, Inc. | Method of producing superconducting wire and articles produced thereby |
AU2021258335A1 (en) * | 2020-02-21 | 2022-09-29 | Paul J. LILLY | Above room temperature Type II superconductor |
Family Cites Families (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US1681272A (en) * | 1925-11-30 | 1928-08-21 | Yoshikawa Hiroshi | Lead alloy |
US2325071A (en) * | 1940-11-30 | 1943-07-27 | Indium Corp America | Bearing and like article |
GB1137427A (en) * | 1966-08-04 | 1968-12-18 | Central Electr Generat Board | Improvements in or relating to superconducting alloys and their manufacture |
-
1974
- 1974-03-20 GB GB1249274A patent/GB1458284A/en not_active Expired
-
1975
- 1975-03-13 NL NL7503007A patent/NL7503007A/xx not_active Application Discontinuation
- 1975-03-17 US US05/558,623 patent/US4008079A/en not_active Expired - Lifetime
- 1975-03-18 DE DE19752511882 patent/DE2511882A1/de active Pending
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- 1975-03-19 SE SE7503162A patent/SE7503162L/xx unknown
- 1975-03-19 FR FR7508541A patent/FR2264882B1/fr not_active Expired
- 1975-03-19 CA CA222,532A patent/CA1058423A/en not_active Expired
- 1975-03-19 JP JP50034253A patent/JPS50133792A/ja active Pending
- 1975-03-20 IT IT7521475A patent/IT1034446B/it active
- 1975-03-20 BE BE7000632A patent/BE826946A/xx unknown
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE3844114A1 (de) * | 1987-12-28 | 1989-07-06 | Tanaka Electronics Ind | Kontaktierdraht aus einer bleilegierung zur verwendung in einer supraleitervorrichtung und supraleitervorrichtung |
DE3844114C3 (de) * | 1987-12-28 | 1999-03-18 | Tanaka Electronics Ind | Verwendung eines Kontaktierdrahtes aus einer Bleilegierung in einer Supraleitervorrichtung |
DE3844879C3 (de) * | 1987-12-28 | 1999-06-24 | Tanaka Electronics Ind | Supraleitervorrichtung mit einem Kontaktierdraht |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
IT1034446B (it) | 1979-09-10 |
FR2264882A1 (de) | 1975-10-17 |
CA1058423A (en) | 1979-07-17 |
AU7896675A (en) | 1976-09-16 |
US4008079A (en) | 1977-02-15 |
SE7503162L (sv) | 1975-09-22 |
GB1458284A (en) | 1976-12-15 |
FR2264882B1 (de) | 1980-02-15 |
NL7503007A (nl) | 1975-09-23 |
BE826946A (nl) | 1975-09-22 |
JPS50133792A (de) | 1975-10-23 |
ES435732A1 (es) | 1977-04-01 |
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