DE2557840C3 - Verfahren zur Herstellung von duktilen supraleitenden Vielkernleitern - Google Patents
Verfahren zur Herstellung von duktilen supraleitenden VielkernleiternInfo
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Description
Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zur Herstellung von Vielkernleitern, die aus einer Vielzahl
von in einer Matrix auf der Basis von Kupfer eingebetteten Drähten aus einer supraleitfähigen
Legierung auf Vanadium- oder Niobbasis bestehen, bei welchem der durch die Einbettung entstandene
Verbundkörper durch Ziehen verformt wird. Solche supraleitenden Vielkernieiter sind bekannt und werden
z. D. zur Herstellung von supraleitenden Drähten für Magnetspulen-Wicklungen verwendet.
Nach dem Prinzip der Vielkernleiter lassen sich eigenstabile Supraleiter aufbauen, da ein Supraleiter
umso stabiler gegen Flußsprünge ist, je besser die Wärme aus den Bereichen, in denen Verluste entstehen,
abgeführt wird. Die Voraussetzung für die Herstellung derartiger Supraleiter ist eine gute Duktilität der
supraleitenden Legierung, da diese durch eine Anzahl von Ziehprozessen zusammen mit der Kupfermatrix
einer sehr starken Reduktion des Querschnitts unterworfen werden muß.
Die sehr spröden intermetallischen Verbindungen des Vanadiums oder des Niobs mit den Elementen
Aluminium, Silizium, Gallium, Germanium oder Zinn, die eine 0W/A 15-Struktur aufweisen und sehr gute
supraleitende Eigenschaften besitzen, ließen sich bisher zur Herstellung von Vielkernleitern nicht verwenden. Es
wurde daher versucht, der Kupfermatrix diese Elemente zuzusetzen und nach Abschluß der Ziehprozesse die
eingelagerten Vanadium- oder Niobdrähte durch eine Diffusionsglühbehandlung in die gewünschten intermetallischen
Verbindungen umzusetzen oder durch eine Oberflächenbehandlung des Vanadiums bzw. des Niobs
vor dem Ziehen diese mit den entsprechenden Elementen zu belegen (z.B. USPS 39 18 998). Beide
vorgenannten Verfahren führten jedoch nach der Diffusionsglühbehandlung zu einer erheblich verunreinigten
Kupfermatrix mit entsprechend verringerter Leitfähigkeit für Elektrizität und Wärme.
Außerdem erfolgt die Umwandlung der eingelagerten Vanadium- oder Niobdrähte im Verlauf der Diffusionsglühbehandlung
nur in deren Oberflächenbereichen, während der Kern der einzelnen dünnen Drähte unbeeinflußt blieb. Ferner war es störend, daß beim
Zwischenglühen nach dem Ziehen Vorsorge getroffen werden mußte, damit kein Oberschreiten derjenigen
Temperatur erfolgte, bei der bereits die Umsetzung eintritt; im anschließenden Ziehprozeß kam es dann in
den eingebetteten Drähten zu Beschädigungen in Form von Rissen und Brüchen. Der relativ geringe Volumenanteil
an spröden supraleitenden Phasen hoher Sprungtemperatur in auf diese Weise hergestellten Vielkernleitern
führte schließlich zu einer ungenügenden kritischen
ίο StromdichteU
Der Erfindung liegt daher die Aufgabe zugrunde, Vielkernleiter mit einer Matrix aus reinem Kupfer
herzustellen, bei denen die eingelagerten Drähte durchgehend supraleitend sind, so daß wesentlich
höhere Sprungtemperaturen und kritische magnetische Feldstärken erzielt werden können.
Es hat sich nun gezeigt, daß sich diese Aufgabe in technisch fortschrittlicher Weise durch ein Verfahren
der eingangs genannten Art lösen läßt, wenn in einer Matrix aus reinem Kupfer Drähte aus einer Legierung
mit zwischen 2 und 15% liegenden Gehalten an Aluminium, Silizium, Germanium oder Gallium, Reste
Niob oder Vanadium, verwendet werden, die aus dem Temperaturbereich von 1500 bis 2GOO0C auf unter
5000C rasch abgekühlt worden sind und daß der durch Ziehen hergestellte Verbundkörper anschließend zwischen
600 und 1000°C wärmebehandelt wird. Vorzugsweise erfolgt die anschließende Wärmebehandlung bei
600 bis 750° C.
Die erfindungsgemäß hergestellten Legierungen zeigen Sprungtemperaturen bis zu mehr als 200K und
kritische magnetische Feldstärken nahe dem Megagaußbereich, was einen erheblichen Fortschritt darstellt.
Weitere Merkmale, Vorteile und Anwendungsmöglichkeiten des erfindungsgemäßen Verfahrens gehen
aus der folgenden Darstellung weiterer Einzelheiten und Erläuterungen der physikalischen Effekte hervor.
Die Systeme des Niobs und des Vanadiums mit den Elementen Al, Si, Ge oder Ga weisen unterhalb der
Schmelztemperatur eine Löslichkeit an diesen Elementen von etwa 2 bis 15Gew.-% auf. Diese sinkt mit
fallender Temperatur stark; es scheiden sich dann aus den Mischkristallen die supraleitenden AaB-Phasen mit
β W/A 15-Struktur aus; hier steht A für Niob oder Vanadium und B für die oben genannten Elemente Al, Si,
Ge oder Ga. Schreckt man diese Legierungen aber ab. so bleiben sie auch bei tieferen Temperaturen
metastabil als Mischkristalle erhalten. Erst nach einer definierten Wärmebehandlung bei TemDeraturen zwisehen
etwa 500 und 1000° C entmischen sich diese und es
scheiden sich die supraleitenden AaB-Phasen in sehr feiner Verteilung in der Niob- bzw. Vanadiummatrix
aus. Wie Galligan und Tregilgas (IEE Transactions on Magnetics, Vol. MAG 11, Nor. 2, March 1975, S. 238-
239) an Legierungen des Niobs mit 1 bis 9 Gew.-% Sn feststellten, genügt es, diese etwa eine Stunde auf
2150° C aufzuheizen und dann in einer Salzlösung oder
in flüssigen Salzen abzuschrecken. Nach einer Wärmebehandlung über 100 Stunden bei 8000C stellt sich dann
die Sprungtemperatur der in der Niobmatrix (Sprungtemperatur 9,2°C) eingelagerten feinen AaB-Ausscheidungen
Nb3Sn (Sprungtemperatur 18° K) für die
resultierende Legierung ein. Durch den »proximity effect« wird also die Legierung bei der Sprungtemperatür
der ausgeschiedenen supraleitenden Phase supraleitend.
Bei der Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens zeigt es sich, daß diese Legierungen zusätzlich
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eine wesentlich verbesserte kritische magnetische Feldstärke HC2 aufweisen, deren Werte noch weit über
denen der ausgeschiedenen supraleitenden Phase liegen.
Eine Steigerung der Sprungtemperaturen über den Wert der eingelagerten supraleitenden Teilchen läßt
sich durch eine über einen längeren Zeitraum ausgedehnte Wärmebhandlung bei relativ tiefen Temperaturen,
d. h. bei etwa um 600 bis 7500C erreichen.
Eine solche Behandlung führt zur Ausscheidung sehr feiner Teilchen. Aufgrund des sehr geringen Abstandes
kommt es dann zur Verbesserung der supraleitenden Eigenschaften, wie die folgenden speziellen Ausführungsbeispiele
zeigen:
Es wird im System Niob-Aluminium mit einer Legierung des Niobs mit 4Gew.-% Aluminium eine
Sprungtemperatur von 24° K erreicht Dabei wird Niob in einer Reinheit von 99,9% und Aluminium in einer
Reinheit von 99,99% als Ausgangsmaterial benutzt Das Aluminium wird dem Niob in Form einer Vorlegierung
Nb 283 Gew.-% Al zugesetzt Diese Legierung wird im
Vakuum-Lichtbogenofen dreimal umgeschmolzen und zu Streifen ausgewalzt. Diese werden unter hochreinem
Argon vermittels direkten Stromdurchgangs auf eine Temperatur von 1900° C etwa eine Stunde aufgeheizt
Nach dem Abschalten des Stroms kühlen sich die Blechstreifen rasch ab. In diesem Zustand sind sie gut
duktil und können v/ie reines Niob plastisch verformt werden. Nach einer Wärmebehandlung in evakuierbaren
Quarzampullen bei 8000C über etwa 120 Stunden resultiert eine Sprunetemperatur von 24° K; dabei kann
eine kritische magnetische Feldstä ";e von 20OkG ermittelt werden. Die kritische Stromdichte liegt bei
5 · WA/cm2.
Wird die Legierung der vorgenannten Art in Form von Rundstäben in einer wassergekühlten Kupferkokille
im Vakuum-Lichtbogenofen erschmolzen (Durchmesser etwa 8 mm) und im Anschluß daran zu Draht
heruntergezogen, so liegen die Werte der kritischen Stromdichte höher. Werden die abgeätzten, auf etwa
3 mm Dicke heruntergezogenen Drähte nochmals durch direkten Stromdurchgang und Aufheizen auf
19000C für etwa eine Stunde unter hochreinem Argon geglüht und abgeschreckt und dann nach der bekannten
Technik der Herstellung von Vielkernleitern in eine Kupfermatrix eingebettet und mit Zwischenglühungen
bei etwa 7000C nach vielen Ziehvorgängen auf eine Enddicke von etwa 25 μπι heruntergezogen, so erhöht
sich nach einer abschließenden Glühbehandlung von 30 Stunden bei 750° C die Sprungtemperatur auf 24° K.
Der resultierende Supraleiter — ein Vielkernleiter
mit einem Gesamtdurchmesser von 1,2 mm — kann unbeschadet gebogen werden und zeigt bei auf die
eingelagerten Drähte bezogenem Querschnitt eine kritische Stromdichte von 7 ■ 105 A/cm2. Ein derartiges
Material eignet sich zum Betrieb mit flüssigem Wasserstoff.
Eine Legierung aus Niob mit 9 Gew.-% Gallium wird auf puivermetaiiurgischem Wege durch Mischung der
Ausgangspulver und Kompaktieren zu Tabletten hergestellt Diese Tabletten werden im Vakuum-Lichtbogenofen
aufgeschmolzen und in eine wassergekühlte Fingerkokille abgegossen. Die dabei auftretende Abkühlungsgeschwindigkei».
genügt zur Unterdrückung der Phase NbßGa. Das resultierende Gußstück hat
superplastische Eigenschaften und eine Dehnung von ca. 140% im Zugversuch. Es wird auf einen gleichmäßigen
Durchmesser abgedreht und in einen Kupferzylinder eingebettet. Der Verbund Kupfer/Niob- Legierung
wird dann durch Rundhämmern, Drahtziehen, Bündeln und weiteres Drahtziehen zu einem Vielkernleiter
verarbeitet. Ein abschließender Glühvorgang unter Schutzgas bei 6000C für 24 Stunden erbringt eine
Sprungtemperatur von 21° K, eine kritische Stromdichte
von 5 · ΙΟ5 A/cm2 und eine kritische magnetische
Feldstärke von 350 kG.
Claims (2)
1. Verfahren zur Herstellung von Vielkernleitern, die aus einer Vielzahl von in einer Matrix auf der
Basis von Kupfer eingebetteten Drähten aus einer supraleitfähigen Legierung auf Vanadium- oder
Niobbasis bestehen, bei welcher der durch die Einbettung entstandenen Verbundkörper durch
Ziehen verformt wird, dadurch gekennzeichnet,
daß in einer Matrix aus reinem Kupfer Drähte aus einer Legierung mit zwischen 2 bis 15%
liegenden Gehalten an Aluminium, Silizium, Germanium oder Gallium, Rest Niob oder Vanadium,
verwendet werden, die aus dem Temperaturbereich von 1500 bis 20000C auf unter 5000C rasch
abgekühlt worden sind und daß der durch Ziehen hergestellte Verbundkörper anschließend zwischen
600 und 10000C wärmebehandelt wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet,
daß die anschließende Wärmebehandlung bei 500 bis 7500C erfolgt.
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
DE2557840A DE2557840C3 (de) | 1975-12-22 | 1975-12-22 | Verfahren zur Herstellung von duktilen supraleitenden Vielkernleitern |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
DE2557840A DE2557840C3 (de) | 1975-12-22 | 1975-12-22 | Verfahren zur Herstellung von duktilen supraleitenden Vielkernleitern |
Publications (3)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
DE2557840A1 DE2557840A1 (de) | 1977-06-30 |
DE2557840B2 DE2557840B2 (de) | 1981-01-29 |
DE2557840C3 true DE2557840C3 (de) | 1982-07-15 |
Family
ID=5965190
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
DE2557840A Expired DE2557840C3 (de) | 1975-12-22 | 1975-12-22 | Verfahren zur Herstellung von duktilen supraleitenden Vielkernleitern |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
DE (1) | DE2557840C3 (de) |
Family Cites Families (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US3918998A (en) * | 1973-03-19 | 1975-11-11 | Airco Inc | Method for producing superconducting wire and products of the same |
-
1975
- 1975-12-22 DE DE2557840A patent/DE2557840C3/de not_active Expired
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
DE2557840B2 (de) | 1981-01-29 |
DE2557840A1 (de) | 1977-06-30 |
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