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Gebiet der
Erfindung
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Die Erfindung betrifft Supraleiter
wie einadrige Drähte
oder supraleitende Kabel mit kryogenem Stabilisator auf Aluminiumbasis.
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Soweit nicht anders angegeben, sind
die Zusammensetzungen in Gewichtswerten ausgedrückt.
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Stand der
Technik
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Die Verwendung sehr hoher Magnetfelder
von mehreren Tesla für
Anwendungen wie das magnetische Schweben bei Fahrzeugen, die nukleare
magnetische Resonanz (NMR) oder die Elementarteilchenphysik erfordert
den Einsatz von Supraleitern, insbesondere als Kabel, die geeignet
sind, hohe Stromdichten von typischerweise mehr als 105 A/cm2 mit geringen Energieverlusten zu transportieren.
Diese Leiter, von denen die am meisten verwendeten auf Basis von
Nioblegierungen wie Nb-Ti und zuweilen Nb-Zr sind, werden erst unterhalb
einer sehr niedrigen, eine Kühlung
mit flüssigem
Helium erfordernden kritischen Temperatur Tc supraleitend und bleiben
es nur dann, wenn das Magnetfeld, dem sie ausgesetzt sind, einen
kritischen Wert Hc nicht überschreitet.
Es muss also verhindert werden, dass eine lokalisierte thermische,
mechanische oder magnetische Störung,
die zu einem lokalen Verlust der Supraleitfähigkeit führt, sich über den gesamten Leiter ausbreitet
und eventuell eine irreversible Degradation bewirkt.
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Aus diesen Gründen bestehen supraleitende
Kabel gewöhnlich
aus einer Vielzahl von supraleitenden Filamenten mit geringem spezifischen
Querschnitt (typischerweise ⌀ < 50 μm), welche
in einer metallischen Matrix eingebettet sind und somit eine "supraleitende Seele" bilden, und sind
von einem Metall mit hoher elektrischer und thermischer Leitfähigkeit
wie Kupfer oder Aluminium umhüllt,
das die schnelle Abführung
der Wärme
zum flüssigen
Heliumbad und den mechanischen Schutz der Filamente sicherstellen
kann, insbesondere im Zuge der Formgebungsprozesse. Diese Prozesse
umfassen aufeinanderfolgende Umformschritte (wie Strangpressen oder
Drahtziehen) und Warmbehandiungsschritte (wie Glühen), die es ermöglichen,
einen guten elektrischen und thermischen Kontakt zwischen der supraleitenden
Seele und dem umhüllenden
Metall zu gewährleisten,
das unter dem Namen "Stabilisierungshülle" oder "kryogener Stabilisator" oder einfach "Stabilisator" bekannt ist. Im
Allgemeinen nehmen supraleitende Seelen 10 bis 40% des Querschnitts
der supraleitenden Kabel ein und die Stabilisierungshülle nimmt
60 bis 90% ein. Die supraleitenden Filamente sind gewöhnlich aus
Nioblegierung wie NbTi. Die metallische Matrix besitzt hohe elektrische
und thermische Leitfähigkeit
und gewährleistet
den Zusammenhalt und den mechanischen Schutz der Filamente bei den
Herstellungsschritten des Kabels. Sie besteht gewöhnlich aus
Kupfer oder hochreiner Kupferlegierung und seltener aus Aluminium
oder hochreiner Aluminiumlegierung (mindestens 99,999% Aluminium).
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Die Verwendung von Aluminium in kryogenen
(oder kryostatischen) Stabilisatoren von Supraleitern ist bekannt.
Aluminium weist den Vorteil auf, eine sehr hohe elektrische und
thermische Leitfähigkeit
bei tiefen Temperaturen, eine geringe Dichte, eine geringe spezifische
Wärme und
eine hohe Durchlässigkeit
für verschiedene
Strahlungstypen zu besitzen. Es ist allgemein gültig, dass die Wahl eines besonderen
Aluminiums in Abhängigkeit
von seinem spezifischen Widerstand bei der Temperatur des flüssigen Heliums
(4,2 K), dem sog. "spezifischen
Restwiderstand" erfolgt,
der als das Verhältnis,
genannt RRR, zwischen spez. Widerstand bei Raumtemperatur und spez.
Restwiderstand ausgedrückt
ist. Da die thermische Leitfähigkeit
von Aluminium und seinen Legierungen bei 4,2 K weitgehend proportional
zum RRR ist, kann folglich ein Aluminium mit hohem RRR die Wärme, die
bei einem lokalen Verlust der Supraleitfähigkeit eines oder mehrerer
supraleitender Filamente freigesetzt werden könnte, wirksamer abführen.
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Da der spez. elektrische Restwiderstand
von Aluminium stark von den Verunreinigungen oder Legierungselementen
abhängt,
die es enthält,
wird in der Regel eine Aluminiumbasis von sehr hoher Reinheit verwendet,
nämlich
ein Aluminium mit einer Reinheit von mindestens 5 N, d. h. ein reines
Aluminium, das mindestens 99,999 Gew.-% Aluminium enthält und besonders
arm an Elementen ist, die den spez. Widerstand verschlechtern können (wie
Ti, V, Zr, Mn oder Fe). Durch den Einsatz von Aluminiumbasen mit
einer derart großen Reinheit
werden die Herstellungskosten der Stabilisatoren und Supraleiter
beträchtlich
erhöht.
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Bei den meisten Anwendungen müssen kryogene
Stabilisatoren auch starke mechanische Zug- oder Druckbeanspruchungen
aushalten können,
die zum großen
Teil von elektromagnetischen Kräften
herrühren. Diese
Beanspruchungen, die zyklischen Charakter haben können, führen insbesondere
zu einer Verformung des Stabilisators und einer Erhöhung des
Restwiderstandes im Laufe der Zeit oder einfach bei der Wicklung oder
der Abkühlung
auf die Temperatur des flüssigen
Heliums.
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Um diese Nachteile zu vermeiden,
ist es aus der europäischen
Patentanmeldung
EP 500 101 (entspricht
US-Patent 5 266 416) bekannt, einen kryogenen Stabilisator aus einer
Aluminiumlegierung mit einer 0,2%-Dehngrenze bei sehr tiefer Temperatur
(typischerweise bei 4,2 K) von mindestens 40 MPa und einem RRR von
mindestens 250 zu verwenden. Solche Eigenschaften können unter
Verwendung von Zn, Si, Ag, Cu oder Ce erzielt werden, die als Legierungselemente
einer Aluminiumbasis mit einer Reinheit von mindestens 5 N zugesetzt
werden. Solche mechanischen Eigenschaften sind allerdings unzureichend
für Anwendungen wie
medizinische NMR-Bildsysteme (Nukleare Magnetische Resonanz). Für diese
Anwendung wird derzeit – und
quasi universell – eine
Stabilisierungshülle
aus Kupfer eingesetzt, mit einem spez. Restwiderstand gegen flüssiges Helium
kleiner 5,4 nΩ.cm
und einer bei Raumtemperatur gemessenen Dehngrenze größer 80 MPa. Nachteilig
bei dieser Lösung
ist die große
Dichte des Kupfers, wodurch die Wicklungen wesentlich schwerer und
ihre Kosten sowohl direkt als auch indirekt erhöht werden (zum Beispiel durch
den Einsatz entsprechend größerer Spulenträger).
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Weiters wurde in der französischen
Anmeldung FR 2 707 419 (entspricht US-Patent 5 573 861) vorgeschlagen, einen
kryogenen Stabilisator aus hochreiner Aluminiumlegierung (99,9 bis
99,9999 Gew.-%) mit einem Kristallgefüge einzusetzen, das eine spezifische
Ausrichtung bezogen auf die Längsrichtung
des Leiters hat. Eine solche bevorzugte Ausrichtung des Korns nach
erfolgtem Strangpressen erfordert jedoch die Verwendung eines extrem
reinen, sehr schwach legierten Aluminiums, das folglich sehr unzureichende
mechanische Eigenschaften für
zahlreiche Anwendungen aufweist.
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Mit dem gleichen Ziel wurde außerdem in
der französischen
Anmeldung FR 2 707 420 (entspricht den US-Patenten 5 753 380 und
5 733 389) vorgeschlagen, einen kryogenen Stabilisator aus hochreinem
Aluminium (99,8 bis 99,9999 Gew.-%) mit mindestens einem, sog. "aktiven" metallischen oder
halbmetallischen Element wie insbesondere B, Ca, Ce, Ga, Y, Yb und
Th einzusetzen, dessen größter Teil
in fester Lösung
vorliegen würde.
Die veröffentlichten
Ergebnisse zeigen auch hier viel schlechtere mechanische Eigenschaften
im Vergleich zu Kupfer auf.
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Bekannt ist es auch aus dem Artikel
von A. Yamamoto et al., "Design
and Development of the ATLAS Central Solenoid Magnet", erschienen in IEEE
Transactions on Applied Superconductivity, S. 852–855, Band 9,
Nr. 2, Juni 1999, eine Aluminiumlegierung auf Basis von 5 N mit
1000 Gew.-ppm Ni zu verwenden, die es ermöglicht, einen Stabilisator
mit einem RRR von etwa 600 und einer 0,2%-Dehngrenze von 110 MPa
bei 4,2 K und 81 MPa bei 300 K nach erfolgtem Kaltziehen zu erhalten,
das einer Dehnung von 27% und einer Querschnittsabnahme von 21%
(1/1,27 = 0,79) entspricht. Eine derart starke Dehnung des Verbundes
aus der supraleitenden Seele und ihrer Stabilisierungshülle in kaltem
Zustand kann ein solcher Verbund jedoch nur in äußersten Fällen ohne lokale Einschnürung oder
Bruch aushalten.
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Aus der internationalen Anmeldung
WO 00/17890 ist ebenfalls ein Verfahren zur Herstellung supraleitender
Kabel bekannt, welche einen Stabilisator aus aushärtbarer
Aluminiumlegierung auf sehr reiner Basis mit 100 bis 25000 ppm Ni
aufweisen. Diesem Verfahren zufolge wird die Legierung einer aushärtenden
Wärmebehandlung
bei einer Temperatur zwischen 250 und 500°C unterzogen, bevor die Überdeckung
der supraleitenden Seele durch Warmextrusion vorgenommen wird. Ausgehend
von einer hochreinen Aluminiumbasis (typischerweise 5 N nach den
Beispielen 1 bis 3), können
außer
Ni auch Elemente zulegiert werden, die den spez. Widerstand des
Aluminiums nicht erhöhen
und unter Ag, As, Bi, Ca, Cd, Cu, Ga, Mg, Pb, Sc, Si, Sn und Zn
gewählt
werden. Die Summe anderer Legierungselemente als diese (wie z. B.
Fe) darf dabei 10 ppm nicht überschreiten.
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Die mechanischen Eigenschaften des
Mischkabels (Verbund), das eine supraleitende Seele und eine stabilisierende
Beschichtung aus Aluminiumlegierung aufweist, wurden bei der Temperatur
des flüssigen
Heliums (4,2 K) gemessen. Die Werte für die Aluminiumlegierung allein
(d. h. ohne supraleitende Seele) sind nicht angegeben, sie liegen
aber wegen der hohen mechanischen Eigenschaften der supraleitenden
Seele, die aus in kaltverfestigtem Kupfer eingebetteten Nb-Ti-Supraleitefilamenten
besteht und einen großen
Teil des Kabelquerschnitts ausmacht, notwendigerweise deutlich unter
denen des Verbundes. Außerdem
liegen die bei 4,2 K gemessenen mechanischen Eigenschaften der Aluminiumlegierung
deutlich über
denen, die bei Raumtemperatur (300 K) gemessen wurden, wie dies
in den nachfolgenden Abschnitten gezeigt wird.
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Bei einer Präsentation mit dem Titel "Progress in ATLAS
Central Solenoid Magnet" auf
der 16. International Conference on Magnet Technology (Florida,
1999) gaben Yamamoto et al. für
eine bei 430°C
ausgehärtete
Legierung Al + 0,1% Ni (d. h. eine Legierung ohne andere Legierungselemente
als Ni) nach abschließender
Querschnittsreduktion von 21% in kaltem Zustand folgende Werte an:
- – Dehngrenze
der Legierung bei 4,2 K = 110 MPa
- – RRR
der Legierung = 570
- – Dehngrenze
des Verbundkabels bei 4,2 K = 146 MPa, was die "aussteifende" Wirkung der supraleitenden Seele im
Verbundkabel belegt.
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Im Verlauf der gleichen Konferenz,
bei einer Vorstellung mit dem Titel "Development of High-Strength and High-RRR
Aluminium Stabilized Superconductor for the ATLAS Thin Solenoid", präsentierten
K. Wada et al. Ergebnisse für
Legierungen mit 0,05% und 0,1% Ni, die durch Zugabe von Ni zur Aluminiumbasis
5 N ohne weitere Legierungselemente hergestellt wurden. Sie gaben
dabei für
ihren Teil Werte an, die mit Laborproben erhalten wurden (L.E bezeichnet
die Dehngrenze) und in Tabelle A zusammengestellt sind.
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Für
Industriekabel liegen die am Stabilisator aus der Legierung mit
0,1% Ni gemessenen Werte nach erfolgter Querschnittsreduktion von
21% in kaltem Zustand bei:
- – RRR = 591 bis 593
- – L.E
0,2% bei Raumtemperatur = 80 bis 83 MPa
- – L.E
0,2% bei 4,2 K = 110 MPa.
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Zu bemerken ist bei diesem Beispiel
der große
Unterschied der mechanischen Eigenschaften der Aluminiumlegierung
zwischen der Raumtemperatur und 4,2 K.
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Die Autoren führen im übrigen diese deutliche Verbesserung
der Leistungen des Industrieproduktes verglichen mit den Laborproben
auf geringfügig
abweichende und günstigere
Verarbeitungsbedingungen zurück.
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Die Anmelderin suchte ihrerseits
nach Mitteln, um zu vertretbaren Kosten für einen großtechnischen Einsatz (wie die
Serienfertigung supraleitender Spulen für NMR-Bildsysteme) sowohl einen
spez. Restwiderstand bei 4,2 K kleiner als 5,4 nΩ.cm (d. h. ein RRR-Verhältnis in
Bezug auf 300 K größer als
ca. 500) als auch höhere
mechanische Eigenschaften zu erhalten, d. h. eine bei Raumtemperatur
gemessene 0,2%-Dehngrenze (L.E 0,2%) größer als 75 MPa und vorzugsweise
größer als
85 MPa, und dies ausgehend von einer kostengünstigeren Aluminiumbasis als
die für
diese Art von Produkt übliche
Basis mit einer Reinheit von 5 N.
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Beschreibung
der Erfindung
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Gegenstand der Erfindung ist ein
Supraleiter, wie z. B. ein supraleitender Draht oder ein supraleitendes
Kabel, mit mindestens einer supraleitenden Seele und einem kryogenen
Stabilisator, welcher ganz oder teilweise aus einer hochreinen Aluminiumlegierung
besteht mit der Zusammensetzung:
200 ppm ≤ Fe + Ni ≤ 1500 ppm
0,20 ≤ Fe/(Fe +
Ni) ≤ 0,65
optional
B < 100 ppm
Rest
Aluminium mit einer Reinheit von mehr als 99,99 Gew.-%.
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Die Erfindung hat auch eine Vorform
des kryogenen Stabilisators zum Gegenstand, bestehend aus dieser
hochreinen Aluminiumlegierung.
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Die Anmelderin stellte fest, dass
es bei gleichzeitiger Anwesenheit von Eisen (Fe) und Nickel (Ni)
in den beanspruchten Proportionen überraschenderweise möglich ist,
mit einer Aluminiumbasis 4 N deutlich wirksamere Kompromisse zwischen
dem RRR-Verhältnis
und den mechanischen Eigenschaften zu erzielen als bei binären Legierungen,
und dies mit geringeren Mengen an Legierungselementen und weniger
beanspruchenden Fertigziehvorgängen,
wodurch die Bruchgefahr des Leiters während dieses letztgenannten
Vorgangs vermieden wird. Man kann zum Beispiel gleichzeitig ein
RRR > 600 und eine
Dehngrenze bei Raumtemperatur größer 85 MPa
mit einer Legierung enthalten, die weniger als 700 ppm Fe + Ni enthält. Im Allgemeinen
wird Eisen als Legierungselement zu einer reinen Aluminiumbasis
trotz seiner sehr niedrigen Löslichkeitsgrenze
in festem Aluminium bei mäßigen Temperaturen
(200 bis 400°C)
nicht empfohlen, da sein Diffusionskoeffizient in Aluminium sehr
gering ist und zur Annäherung
an diese Löslichkeitsgrenze
Haltezeiten nötig
wären,
die mit einer großtechnischen
Nutzung nicht kompatibel sind (d. h. mehrere Wochen).
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Die Erfindung betrifft auch ein Verfahren
zur Herstellung einer Vorform des kryogenen Stabilisators zur Herstellung
eines erfindungsgemäßen Supraleiters,
welches Verfahren die Bildung einer Ausgangsform im Rohzustand und
ein Warmumformen dieser Ausgangsform mit einer Querschnittsreduktion
von mindestens 90% bei einer Temperatur zwischen vorzugsweise 200
und 400°C
umfasst. Vorzugsweise umfasst das Herstellungsverfahren nach dem
Umformen auch ein mindestens 8-stündiges Ausscheidungsglühen bei
einer Temperatur zwischen 300 und 400°C und vorzugsweise zwischen
320 und 380°C.
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Die Anmelderin stellte fest, dass
es durch ein Ausscheidungsglühen
der Vorform nach dem Umformen – und
nicht vor dem Umformen – möglich ist,
das RRR-Verhältnis
und die mechanischen Eigenschaften des fertigen Stabilisators deutlich
zu erhöhen.
Durch die Kombination von Umformen und Ausscheidungsglühen kann
die Zeit, die notwendig ist, um zu einer optimalen Ausscheidung
von Eisen und Nickel zu gelangen, spürbar vermindert werden.
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Die Erfindung betrifft auch ein Verfahren
zur Herstellung eines erfindungsgemäßen Supraleiters, das mindestens
einen Vorgang zur Einfügung
mindestens einer supraleitenden Seele in einen aus einer erfindungsgemäßen Vorform
hergestellten Stabilisator umfasst. Dieses Verfahren umfasst vorzugsweise
zusätzlich eine
Querschnittsreduktion des Leiters, um einen Querschnitt zu erhalten,
der vorzugsweise dem 1,10 bis 1,33-fachen Endquerschnitt des Supraleiters
entspricht, gefolgt von einem Erholungsglühen und einer abschließenden Querschnittsreduktion
des Leiters in kaltem Zustand bis auf den gewünschten Endquerschnitt.
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Die Anmelderin stellte fest, dass
man durch ein sog. "intermediäres" Erholungsglühen, d.
h. an einem Supraleiterrohling, der einen geringfügig größeren Querschnitt
als der fertige Leiter hat, die mechanischen Eigenschaften des fertigen
Stabilisators deutlich erhöhen
kann, ohne dabei das RRR-Verhältnis
nennenswert zu verschlechtern, wodurch sich optimierte und anpassbare
Kompromisse zwischen dem RRR-Verhältnis und den mechanischen
Eigenschaften ergeben.
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Die Erfindung betrifft auch die Verwendung
mindestens eines erfindungsgemäßen Supraleiters
in einer Magnetvorrichtung, wie z. B. einer supraleitenden Magnetspule.
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Beschreibung
der Figuren
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1 zeigt
im Querschnitt die typische Struktur eines erfindungsgemäßen Supraleiters.
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2 zeigt
schematisch ein Verfahren zur Herstellung eines erfindungsgemäßen Supraleiters.
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3 zeigt
grafisch auf erfindungsgemäßen Vorformen
erhaltene RRR-Werte (3a)
und Werte für die
Dehngrenze (3b).
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Ausführliche
Beschreibung der Erfindung
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Der erfindungsgemäße Supraleiter (10)
weist mindestens eine supraleitende Seele (11) und einen
kryogenen Stabilisator auf Aluminiumbasis (12) auf und
ist dadurch gekennzeichnet, dass der Stabilisator (12) ganz
oder teilweise aus einer hochreinen Aluminiumlegierung vom Typ Al-Fe-Ni
besteht, mit der Zusammensetzung:
200 ppm ≤ Fe + Ni ≤ 1500 ppm;
0,20 ≤ Fe/(Fe +
Ni) ≤ 0,65;
optional
B < 100 ppm;
Summe
der anderen unvermeidbaren Verunreinigungen als Fe, Ni und B < 0,01 %; Rest Aluminium.
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Jede supraleitende Seele (11)
besteht typischerweise aus einem oder mehreren supraleitenden Filamenten
(13) geringen spezifischen Querschnitts (typischerweise ⌀ < 50 μm) und einer
Matrix (14) aus Kupfer oder hochreiner Kupferlegierung
oder aus Aluminium oder hochreiner Aluminiumlegierung.
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Der Gesamtgehalt Fe + Ni ist vorzugsweise
kleiner oder gleich 1200 ppm (d. h. 200 ppm ≤ Fe + Ni ≤ 1200 ppm).
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Die unvermeidbaren Verunreinigungen
der Legierung enthalten vorzugsweise weniger als 10 ppm Silizium
(Si) und weniger als 5 ppm Mangan (Mn). Der Gehalt an Silizium und
Mangan der hochreinen Al-Fe-Ni-Legierung ist vorzugsweise deshalb
auf die o. g. Werte beschränkt,
weil diese Elemente dazu neigen, in Aluminium in fester Lösung zu
bleiben und das RRR-Verhältnis
zu verschlechtern, ohne die mechanischen Eigenschaften zu verbessern.
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Die hochreine Al-Fe-Ni-Legierung
kann eventuell zusätzlich
bis zu 100 ppm Bor (B) als Legierungselement enthalten, d. h. dass
der Gewichtsanteil Bor kleiner als 100 ppm ist. Durch die Anwesenheit
von Bor (8) kann die Gefahr eines Absinkens der elektrischen
Leitfähigkeit
vermieden werden, falls die eingesetzte Aluminiumbasis Verunreinigungen
wie Titan (Ti), Vanadium (V) oder Zirkonium (Zr) enthält, die
normalerweise nicht in den Reinheiten 5 N vorhanden sind, die aber
in den Basen 4 N vorliegen können.
Bor bewirkt die Ausscheidung dieser Elemente durch physikalisch-chemische
Reaktion mit ihnen. Wenn diese Elemente in nennenswerten Mengen
vorliegen (z. B. mehr als 2 ppm insgesamt), beträgt der Borgehalt dann vorzugsweise
mindestens 20 ppm (d. h. dass der Borgehalt der Legierung vorzugsweise
zwischen 20 und 100 ppm liegt), um ihre Ausscheidung in Form von
Boriden bei den Wärmebehandlungen
der Legierung zu gewährleisten.
Diese Boride verschlechtern die Leitfähigkeit viel weniger als die
unerwünschten
Elemente in fester Lösung.
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Der gewünschte Borgehalt kann dadurch
erzielt werden, dass einer hochreinen Aluminiumbasis eine Bor-Vorlegierung
(wie z. B. AB4) oder ein Salz zugegeben wird, das mit flüssigem Aluminium
reduzierbares Bor enthält,
wie z. B. Kaliumfluorborat.
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Die Summe der anderen unvermeidbaren
Verunreinigungen als Fe, Ni und B der Legierung ist vorzugsweise
kleiner als 0,005% und noch bevorzugter kleiner als 0,001%, wodurch
unter den unvermeidbaren Verunreinigungen die Anwesenheit solcher
Elemente vermieden werden kann, die keinen günstigen Einfluss auf die mechanischen
Eigenschaften hätten,
die aber die elektrischen Eigenschaften geringfügig verschlechtern könnten.
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Vorzugsweise liegt ein großer Teil
des in der hochreinen Al-Fe-Ni-Legierung enthaltenen Eisens und Nickels
in Form von feinen intermetallischen Teilchen vor (deren Größe typischerweise
kleiner als 1 μm
ist). Genauer gesagt ist die Gesamtmenge der Legierungselemente
Fe und Ni, die in fester Lösung
im Aluminium der Legierung vorliegen, kleiner als 20 ppm (wobei
der Rest dieser Elemente in Form von intermetailischen Teilchen "ausgeschieden" wird. Die Teilchen
bilden sich zum Teil während
der Erstarrung der Legierung in Form von relativ groben Teilchen
(etwa 3 bis 20 μm).
Ein sog. Ausscheidungsglühen
(Schritt D der 2) ermöglicht es,
eine große
Zahl feiner Teilchen, d. h. mit einer Größe kleiner als etwa 1 μm (auch "Feinausscheidungen" genannt), aus denjenigen
Legierungselementen zu bilden, die nach dem Erstarrungsvorgang der
flüssigen
Legierung in fester Lösung
geblieben sind, was eine günstige
Wirkung auf die mechanischen Eigenschaften hat. Die Behandlung besteht
darin, das Produkt auf eine Temperatur von typischerweise 300 bis
400 °C zu
erwärmen,
und zwar während
einer Dauer, die von der Behandlungstemperatur abhängt und
mindestens 8 Stunden beträgt
(die Dauer ist um so länger,
je tiefer die Temperatur ist). Die vorherige Warmumformung begünstigt ihrerseits
die Dispersion der Ausscheidungsstellen dieser Feinausscheidungen,
was ebenfalls eine sehr günstige
Wirkung auf die mechanischen Eigenschaften des Produktes hat.
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Die erfindungsgemäße Vorform (
1,
2,
3)
des kryogenen Stabilisators ist dadurch gekennzeichnet, dass sie
ganz oder teilweise aus der hochreinen Aluminiumlegierung Al-Fe-Ni
besteht. Die Vorform (
1,
2,
3) ist zur Herstellung
eines Supraleiters bestimmt, insbesondere durch kontinuierliche
Coextrusion der Vorform und der superleitenden Seele. Die Coextrusion
kann insbesondere nach dem sog. "Conform-Verfahren" erfolgen, das unter
dem Markennamen "CONFORM
®" (der Firma Holton
Machinery Ltd) bekannt ist und beispielsweise im US-Patent 4 564
347 (entspricht der europäischen
Patentanmeldung
EP 125 788 )
beschrieben wird. Bei dem Conform-Verfahren handelt es sich um ein
Extrusionsverfahren mittels einer Rotationsmaschine, in der Regel mit
Rille(n). Dieses Verfahren ermöglicht
das kontinuierliche Einfügen
einer Seele (mit einer ersten Zusammensetzung) in eine Vorform (mit
einer zweiten Zusammensetzung und gewöhnlich in Form von Draht mit
rundem oder rechteckigem Querschnitt), die auf einem rotierenden
Rad mit mindestens einer Rille und einem Schuh angeordnet ist und über das
Rad zu einer "Einfügungskammer" weiterbefördert wird,
in der die Seele in die Vorform eingefügt wird. Der Schuh ist ein
Teil, das sich in die Rille einfügt
und es ermöglicht,
die Endform der Vorform durch Druck zu modifizieren. Das Verfahren
bewirkt eine Erwärmung
von Vorform und Seele bei einer Temperatur von typischerweise etwa
300 bis 400°C,
die von sehr kurzer Dauer ist (einige Sekunden), so dass der metallurgische
Aushärtungszustand
von Seele und Vorform durch das Conform-Verfahren nicht maßgeblich
verändert
wird.
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Der Supraleiter kann auch durch Ausfütterung
einer hohlen Vorform hergestellt werden. Die Vorform liegt typischerweise
in der Form eines Drahtes, einer Stange oder einer Hohlstange vor.
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Die erfindungsgemäße Vorform wurde vorzugsweise
einem Warmumformvorgang (Schritt C der 2) bei einer typischerweise zwischen
200 und 400°C
liegenden Temperatur unterzogen, der zu einer Querschnittsreduktion
um einen Faktor von mindestens 10 führt. An diesen Umformvorgang
schließt
sich vorteilhaft ein Ausscheidungsglühen an (Schritt D der 2), das vorzugsweise ein
mindestens 8-stündiges
Glühen
bei einer Temperatur zwischen 300 und 400°C umfasst.
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Die erfindungsgemäße hochreine Al-Fe-Ni-Legierung
kann durch Zugabe der sog. Legierungselemente (Fe, Ni) in den gewünschten
Proportionen zu einer "Aluminiumbasis" mit einer Reinheit
größer 4 N
hergestellt werden, d. h. zu einer Aluminiumbasis, deren Gehalt
an anderen Elementen als Aluminium (aber Eisen und die unvermeidbaren
Verunreinigungen inbegriffen) kleiner als 0,01 Gew.-% ist. Die Legierungselemente werden
dabei typischerweise als Vorlegierung oder reine Metalle zugegeben,
oder eventuell als Salz im Falle von Bor (zum Beispiel Kaliumfluorborat,
das mit dem flüssigen
Aluminium unter Freisetzung von Bor reduziert wird).
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Die Anmelderin stellte unerwartet
fest, dass es ausreicht, eine Aluminiumbasis mit einer Reinheit
von 99,99 bis 99,999% zu verwenden, wohingegen die ältere Technik
lehrt, Aluminiumbasen mit einer Reinheit von mindestens 99,999 und
insbesondere mit geringen Gehalten an Fe einzusetzen, bei dem es
sich um ein Element handelt, das nach der Lehre der älteren Technik
als besonders schädlich
angesehen wird. Mit anderen Worten kann die Zusammensetzung der
erfindungsgemäß verwendeten
hochreinen Al-Fe-Ni-Legierung einen Gesamtgehalt an unvermeidbaren
Verunreinigungen von mehr als 0,001% und bis zu 0,01% enthalten,
wobei jedoch die mechanischen und elektrischen Eigenschaften genauso
gut mit einer Aluminiumbasis sind, die weniger als 0,001% Verunreinigungen
enthält.
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Die Erfindung betrifft auch ein Verfahren
zur Herstellung einer Vorform (1, 2, 3)
des kryogenen Stabilisators, mit dem quasi die gesamten Legierungselemente
zusammen ausgeschieden werden können.
Dieses Verfahren ist dadurch gekennzeichnet, dass es vor der Endformgebung
eine Auslagerungsbehandlung des (zum Beispiel durch Extrudieren)
umgeformten Produktes umfasst.
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Genauer gesagt ist das erfindungsgemäße Verfahren
zur Herstellung einer Vorform des kryogenen Stabilisators dadurch
gekennzeichnet, dass es umfasst:
- – die Zubereitung
(oder Herstellung) durch Schmelzen und Titereinstellung einer Aluminiumlegierung
mit der Zusammensetzung der erfindungsgemäßen hochreinen Al-Fe-Ni-Legierung
(Schritt A der 2);
- – die
Bildung einer Rohvorform (1) durch Erstarrung und Formgebung
der Legierung, vorzugsweise in Form eines länglichen Erzeugnisses mit weitgehend
konstantem Querschnitt (Schritt B der 2).
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Die Erstarrung und die Formgebung
(Schritt B) können
durch kontinuierliches Stranggießen (z. B. zur Erzeugung von
Draht) oder halbkontinuierliches Stranggießen (z. B. zur Erzeugung eines
Knüppels)
oder durch Formgießen
erfolgen.
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Bei der bevorzugten Ausführungsart
der Erfindung umfasst dieses Verfahren zusätzlich ein Warmumformen der
Rohvorform (1) (Schritt C der 2) mit einer Querschnittsreduktion von
mindestens 90% (der eine sog. umgeformte Vorform (2) hervorbringt).
Dabei kann das Umformen (Schritt C) in einem oder mehreren Schritten,
den sog. Stichen erfolgen. Die Umformtemperatur liegt typischerweise
zwischen 200 und 400°C. Dieses
Umformen wird typischerweise durch Extrudieren oder Walzen durchgeführt. Bei
Stranggießen
von Draht mit kontinuierlichem Walzen erfolgen die letzten Walzstiche
vorzugsweise bei einer Temperatur unter 400°C. Ein Umformen bei einer Temperatur
unter 400°C
fördert
während
des Umformens die Bildung sehr feiner intermetallischer Ausscheidungskeime
aus den Legierungselementen, die im Aluminium in fester Lösung geblieben
sind.
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An das Warmumformen (Schritt C) schließt sich
vorzugsweise ein Ausscheidungsglühen
(Schritt D) der Vorform (2) an, um die Ausscheidung der
Legierungselemente (Fe, Ni und gegebenenfalls B) zu bewirken. Diese
Behandlung wird vorzugsweise bei einer Temperatur zwischen 300 und
400°C während einer
Dauer von mehr als ca. 8 Stunden durchgeführt. Diese Dauer ist um so
länger,
je tiefer die Temperatur ist, und um so kürzer, je intensiver die Umformung
war (durch eine intensive Umformung vermehrt sich die Zahl der Ausscheidungskeime
für die
Legierungselemente).
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Die Anmelderin stellte dabei fest,
dass sich durch die Warmumformung (C) und die Wärmebehandlung (D) ein sehr
hohes RRR-Verhältnis
mit Behandlungszeiten erzielen lässt,
die großtechnisch
gesehen akzeptabel bleiben, nämlich
eher einige Stunden oder einige Tage als einige Wochen.
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Es ist möglich, eine vorherige Wärmebehandlung,
die sog. "Vorausscheidung", (D') an der roh gegossenen
Vorform (1) vor der Umformung (C) der Vorform (1') durchzuführen.
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Gemäß einer weiteren bevorzugten
Ausführungsart
der Erfindung wird die schmelzflüssige
Legierung mit dem eingestellten Titer in einem rotierenden und gekühlten Rillenrad
kontinuierlich zu einer Stange (1) vergossen (B), wobei
diese Stange (1) anschließend in einer mehrgerüstigen Walzstrasse
kontinuierlich warmgewalzt wird (C), mit einer Querschnittsreduktion
von mindestens 90% in mehreren Stichen (die letzten Stiche erfolgen
vorzugsweise bei einer Temperatur unterhalb 400°C), um eine Vorform (2)
in der Gestalt eines Drahtes mit weitgehend rundem Querschnitt zu
erhalten. Der so hergestellte Draht ist sehr lang, nämlich typischerweise
mehrere Kilometer lang. Dieser Draht (2) wird anschließend einer
Wärmebehandlung
zur Ausscheidung der Legierungselemente (D) bei einer Temperatur
zwischen 300 und 400°C
unterworfen.
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Die Erfindung betrifft auch ein Verfahren
zur Herstellung des Supraleiters. Dieses Verfahren umfasst vorzugsweise
mindestens einen Vorgang zur Einfügung eines supraleitenden Körpers in
den Stabilisator (Schritt E) und ist dadurch gekennzeichnet, dass
es die Bereitstellung einer erfindungsgemäßen Vorform des kryogenen Stabilisators
oder deren Herstellung durch das erfindungsgemäße Herstellungsverfahren umfasst. Jeder
Einfügevorgang
(E) kann nach dem Conform-Verfahren (CONFORM®) oder
durch Ausfütterung
der Vorform erfolgen.
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Das Verfahren beinhaltet typischerweise
ein Coextrudieren (Schritt E) eines Rohlings (3, 4),
der ein supraleitendes Material (in der Regel eine supraleitende
Seele (11) aus feinen Filamenten aus einer supraleitenden
Legierung, die in einer Kupfermatrix eingebettet ist) und einen
umfangsseitige Hülle
(den kryogenen Stabilisator (12)) aufweist, welcher ganz
oder teilweise aus einer erfindungsgemäßen hochreinen Aluminiumlegierung
Al-Fe-Ni besteht. Gemäß einer
ersten Variante kann der Rohling durch Strangpressen einer Hohlstange
aus der erfindungsgemäßen Aluminiumlegierung
Al-Fe-Ni und Ausfütterung
des Innenraums der Stange mit dem supraleitenden Material zur Bildung
einer inneren Seele erzeugt werden. Gemäß einer anderen, bevorzugten
Variante der Erfindung kann der Rohling (3) nach dem Conform-Verfahren
(CONFORM®)
erzeugt werden.
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Das Herstellungsverfahren umfasst
gewöhnlich
mindestens einen Arbeitsvorgang (Schritt F) zur Querschnittsreduktion
des durch den mindestens einen Einfügevorgang (E) erzeugten Leiters
(4). Umfasst das Herstellungsverfahren mehrere solcher
Reduktionsvorgänge,
ist es in der Regel günstig,
zwischen diesen Reduktionsvorgängen
(F) intermediäre
Wärmebehandlungen
(F') durchzuführen mit
dem Ziel, der durch die vorhergehenden Stiche kaltverfestigten Legierung
bei Bedarf wieder ein hinreichendes Dehnungsvermögen zu verleihen.
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Das erfindungsgemäße Herstellungsverfahren ist
dadurch gekennzeichnet, dass vor den letzten Stichen zur Formgebung
des Supraleiters (5) (Schritt F), d. h. vor der abschließenden Reduktion
des Querschnitts in kaltem Zustand von ca. 10 bis 25% (was einer
Dehnung von etwa 10 bis 33% entspricht), ein Erholungsglühen durchgeführt wird,
um den Bruch des Stabilisators beim Endumformen zu vermeiden, wobei
gleichzeitig ein ineversibler Abfall der Dehngrenze vermieden wird.
Diese Behandlung wird vorzugsweise während etwa 1 Stunde bei einer
Temperatur durchgeführt,
die zwischen 150 und 350°C
und gegebenenfalls unterhalb der Temperatur der Ausscheidungsbehandlung
(D) liegt, die vorher, nach dem Umformen, an der Vorform (2)
vorgenommen wurde, so dass diese Temperatur hoch genug ist, um der
kaltverfestigten Legierung wieder ein ausreichendes Dehnungsvermögen zu verleihen,
und niedrig genug ist, um eine starke Kornvergrößerung der Legierung zu vermeiden
und zu verhindern, dass Legierungselemente, die bei der Ausscheidungsbehandlung (D)
bereits ausgeschieden wurden, wieder in Lösung gehen.
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Das Verfahren zur Herstellung des
Supraleiters nach der bevorzugten Variante der Erfindung ist dadurch
gekennzeichnet, dass es das kontinuierliche Einfügen (E) mindestens einer supraleitenden
Seele in eine erfindungsgemäße Stabilisator-Vorform
(3) aus hochreiner Al-Fe-Ni-Legierung umfasst, um einen
zusammengesetzten Rohleiter (4) (oder "Supraieiterrohling") zu erhalten, der aus mindestens einer
supraleitenden, mit einem kryogenen Stabilisator aus hochreiner
Al-Fe-Ni-Legierung umhüllten
Seele besteht, wobei sich an diesen Einfügevorgang (E) eine oder mehrere,
eventuell durch Erholungsglühbehandlungen
zur Wiederherstellung des Dehnungsvermögens (F') getrennte, intermediäre Querschnittsreduktionen
(F) anschließen,
bis der erhaltene Querschnitt dem 1,10 bis 1,33-fachen gewünschten
Endquerschnitt entspricht, sowie eine Wiederherstellung des Dehnungsvermögens gefolgt
von einer abschließenden
Querschnittsreduktion in kaltem Zustand (N) durch Extrudieren, Drahtziehen
oder Walzen bis auf den gewünschten
Endquerschnitt.
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Erfindungsgemäß ist es somit besonders vorteilhaft
- – eine
Querschnittsreduktion (F) der Leiterausgangsform (4) vorzunehmen,
um eine Zwischenform (5) zu erhalten, deren Querschnitt
dem 1,10 bis 1,33-fachen
Endquerschnitt des Supraleiters (10) je nach gewünschtem
Kompromiss zwischen RRR und mechanischen Eigenschaften entspricht;
- – gefolgt
von einem Erholungsglühen
(G) der Zwischenform (5), das einen "erholten" Rohling (6) hervorbringt;
- – gefolgt
von einer abschließenden
Querschnittsreduktion (H) des erholten Rohlings (6) in
kaltem Zustand, um einen Supraleiter (10) mit dem genannten
Endquerschnitt zu erhalten.
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Beispiele
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Beispiel 1
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Es wurden Versuche an 5 Legierungen
(E1 bis E5) unter den nachstehend beschriebenen Bedingungen durchgeführt. Diese
Legierungen, deren Zusammensetzung in Tabelle 1 angegeben ist, wurden
hergestellt und durch vertikale, gerichtete Erstarrung mit einer
Erstarrungsgeschwindigkeit von 20 bis 50 mm/Minute zu zylindrischen
Knüppeln
von 115 mm Durchmesser vergossen. Bei der Metallbasis handelte es
sich um ein durch elektrolytische Raffination nach dem sog. "3-Schicht-Verfahren" raffiniertes Aluminium
mit einer Reinheit "4
N", mit 3 bis 12
ppm Fe, 2 bis 4 ppm Si, 2 bis 3 ppm Cu, 2 bis 5 ppm Zn, 1 bis 4
ppm Mg und bis zu insgesamt 10 ppm diverse andere Verunreinigungen
(darunter 2 bis 3 ppm Phosphor (P) und 1 bis 2 ppm seltene Erden, wobei
der Gehalt an jedem der Elemente Ti, V und Zr kleiner 1 ppm ist).
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Den roh gegossenen Knüppeln wurden
zylindrische Proben von 20 mm Durchmesser und 40 mm Länge entnommen,
deren spezifischer Widerstand in flüssigem Helium bei 4,2 K durch
eine induktive Methode gemessen wurde.
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Weiters wurde ein Abschnitt jedes
Knüppels
während
24 Stunden bei 500°C
homogenisiert und es wurden Proben genommen mit den gleichen Abmessungen
wie oben, um den spezifischen Widerstand der Legierung nach erfolgter
Homogenisierungsbehandlung zu messen.
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Schließlich wurde den nicht homogenisierten
(roh gegossenen) Knüppeln
ein weiterer Abschnitt entnommen, an dem eine 24-stündige Ausscheidungsbehandlung
bei 420°C
durchgeführt
wurde, gefolgt von einer 144-stündigen
Wärmebehandlung
bei 370°C.
Der spezifische Widerstand dieser Knüppel wurde dann unter den gleichen
Bedingungen wie oben gemessen.
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Tabelle 2 gibt die erhaltenen Ergebnisse
an, die in nΩ.cm
bei 4,2 K und in RRR ausgedrückt
sind. RRR entspricht dem Verhältnis
zwischen dem spezifischen Widerstand bei 300 K (symbolisiert durch ρ(300 K))
zum gemessenen Widerstand bei 4,2 K (symbolisiert durch ρ(4,2 K))
und wurde durch die Relation: (2790 + ρ(4,2 K))/ρ(4,2 K) bestimmt, wo ρ(4,2 K) in
nΩ.cm ausgedrückt ist
und der Wert von 2790 nΩ.cm
die thermische Komponente bei 300 K des spezifischen Widerstandes
eines hochreinen Aluminiums ist, das einen spezifischen Restwiderstand
bei 4,2 K kleiner als 0,1 nΩ.cm
hat.
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Dabei wird festgestellt, dass die
Homogenisierungs- oder Glühbehandlungen
von industriell akzeptabler Dauer den spezifischen Widerstand der
roh gegossenen Produkte nur mäßig verbessern.
Diese Behandlungen, die in der Anmeldung WO 00/17890 empfohlen werden,
sind somit für
diese eisenhaltigen ternären Legierungen
von geringer Wirkung.
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Jedem Abguss wurde dann ein Abschnitt
im Gusszustand von 150 mm Länge
entnommen, der zwecks Entfernung des Randbereichs abgeschält wurde,
wodurch sich der Durchmesser von 115 auf 100 mm reduzierte. Diese
Abschnitte wurden während
4 Stunden auf 370°C
erwärmt
und bei der gleichen Temperatur stranggepresst, um Drahtrohlinge
von 10 mm Durchmesser zu erhalten, was einer Querschnittsabnahme
von 99% entspricht. Man ließ sie
dann auf natürliche
Weise an der Luft abkühlen,
wobei ihre Temperatur innerhalb ca. 10 Minuten wieder auf weniger
als 50°C
absank.
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Jeder Legierung wurden Proben entnommen,
um den spezifischen Widerstand und die mechanischen Eigenschaften
im heiß stranggepressten
Zustand zu bestimmen, d. h. an bei 370°C stranggepressten Rohlingen
mit 10 mm Durchmesser. Die Messungen wurden bei Raumtemperatur vorgenommen.
Weitere Proben wurden einem 168-stündigen Ausscheidungsglühen bei
375°C unterworfen
und die mechanischen Eigenschaften und der spezifische Widerstand
wurden nach dieser zusätzlichen
Wärmebehandlung
gemessen. In Tabelle 3 sind die erhaltenen Ergebnisse für die 0,2%-Dehngrenze
(L.E) und das RRR-Verhältnis
zusammengestellt.
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Dabei wird festgestellt, dass das
Ausscheidungsglühen
wesentlich wirksamer bei einem stranggepressten Rohling als bei
dem roh gegossenen Knüppel
ist, dass aber die deutliche Verbesserung des RRR-Verhältnisses
mit einer beträchtlichen
Verschlechterung der mechanischen Eigenschaften (insbesondere der
0,2%-Dehngrenze) einhergeht.
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Weiters wird überraschenderweise festgestellt,
dass die Verbesserung des RRR-Verhältnisses für die Legierung E1, die die
wenigsten Legierungselemente enthält, geringer ist. In einem
einfachen Erklärungsversuch
kann man annehmen, dass diese unerwartete Feststellung daher kommen
könnte,
dass es bei Legierungen, die zu wenig Legierungselemente enthalten,
schwieriger ist, genügend
Ausscheidungskeime zu bilden, um die Legierungselemente, die in
der Metallmasse in übersättigter
Lösung
geblieben sind, schnell zu sammeln.
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Schließlich wurden Drahtrohlinge
von 10 mm Durchmesser, die dem vorhergehenden Ausscheidungsglühen ausgesetzt
worden waren, einem Kaltziehprozess unterworfen, um die Entwicklung
ihres spezifischen Widerstandes und ihrer Dehngrenze nach einem
solchen Kaltumformverfahren (das infolge Formänderung eine Härtung bewirkt)
zu beurteilen. Die Proben wurden Dehnungen von 10, 15, 20 und 25%
ausgesetzt, was Querschnittsreduktionen von 0, 9, 13, 16,7 und 20%
entspricht. Die mechanischen Eigenschaften und die RRR-Werte wurden
anschließend
auf diesen kaltgezogenen Proben gemessen. Die dabei erhaltenen Ergebnisse
sind in Tabelle 4 zusammengestellt. 3 zeigt
die erhaltenen Ergebnisse für
eine Querschnittsreduktion in kaltem Zustand von 13% (X), 16,7%
(∎) und 20% (O) (die gestrichelten Linien wurden zur Augenführung hinzugefügt).
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Es wird somit festgestellt, dass
die so gewählten,
relativ wenig Legierungselemente enthaltenden Legierungen (< 1000 ppm insgesamt),
welche die genannten Behandlungen, nämlich Querschnittsreduktion
und Ausscheidungsglühen,
durchgemacht haben, es ermöglichen,
durch eine abschließende,
relativ begrenzte Querschnittsreduktion in kaltem Zustand ganz und
gar außergewöhnliche
Werte für
das RRR/Dehngrenze-Paar zu erzielen, wie RRR > 650 und L.E > 80 MPa bei Raumtemperatur, RRR > 600 und L.E > 85 MPa bei Raumtemperatur
oder RRR > 550 und
L.E > 90 MPa bei Raumtemperatur,
und zwar durch eine geeignete Wahl des Querschnittsreduktionsverhältnisses
in kaltem Zustand. Zu bemerken ist weiterhin, dass diese Leistungen
für einen
breiten Zusammensetzungsbereich erzielt werden können (E2, E3, E4 und E5), wobei
die Zusammensetzung E1 nur geringfügig zurückliegt. Insbesondere ist man
durch die nachgewiesene Wirksamkeit der Ausscheidungsbehandlung
an der warmumgeformten Vorform und die geringfügigen Unterschiede bezüglich RRR
und mechanischen Eigenschaften zwischen den Sorten mit 400 ppm [Fe
+ Ni], 650 ppm [Fe + Ni] und 800 ppm [Fe + Ni] dazu geneigt anzunehmen,
dass man den Gesamtgehalt [Fe + Ni] problemlos bis auf etwa 1200
ppm oder sogar 1500 ppm erhöhen
kann.
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Solche Ergebnisse konnten unseres
Wissens mit binären
Legierungen vom Typ Al-Ni (oder mehr noch Al-Fe), selbst bei höherem Gehalt
an Legierungselementen, nicht erzielt werden.
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Beispiel 2
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Die gleichen Versuche wurden unter
den gleichen Bedingungen nochmals an der Legierung mit der Formulierung
E4 durchgeführt
(250 ppm Fe und 400 ppm Ni), jedoch unter Verwendung einer Aluminiumbasis mit
höheren
Gehalten an Titan (5 ppm) und Vanadium (2 ppm).
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Dabei wurde eine der Proben nicht
der zusätzlichen
Borbehandlung unterworfen (d. h. sie enthielt keinen Borzusatz);
eine andere wurde unter Zugabe von 20 ppm Bor hergestellt, das als
Vorlegierung mit 4 Gew.-% B zulegiert wurde. Nach Warmstrangpressen
und Ausscheidungsglühen
wurden folgende RRR-Werte beobachtet
- – Legierung
mit Borbehandlung: RRR = 600
- – Legierung
ohne Borbehandlung: RRR = 900.
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Diese Ergebnisse zeigen somit, dass
die Zugabe von Bor sehr wirksam ist, sobald Elemente wie Titan selbst
in kleinen Mengen in der Aluminiumbasis vorliegen. Borzugaben in
größeren Mengen
sind ohne nennenswerte Verringerung des spezifischen Widerstandes
möglich,
da Bor in festem Aluminium sehr schwer löslich ist und überschüssiges Bor
in Form von Aluminiumborid AlB2 ausgeschieden
wird, dessen Wirkung auf den spezifischen Widerstand sehr gering
ist. Stärkere
Zugaben von Bor können
eine noch vollständigere
Ausscheidung der Elemente Ti, V und Zr begünstigen, die für die elektrische
Leitfähigkeit
sehr schädlich
sind.
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Beispiel 3
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Dieser Versuch entspricht einer semi-industriellen
Produktion.
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In einem Ofen aus hochreinem Aluminiumoxid
wurden 500 kg einer Legierung mit folgendem Gehalt an Fe und Ni
hergestellt: Fe = 259 ± 2
ppm und Ni = 438 ± 3
ppm, also Fe + Ni = 697 ppm und Fe/(Fe + Ni) = 0,37. Der Gesamtgehalt
an unvermeidbaren Verunreinigungen, d. h. an anderen Elementen als
Fe und Ni betrug ca. 15 ppm, darunter insbesondere: Si = 3,6 ± 0,3 ppm;
Cu = 1,5 ± 0,2
ppm; Zn = 1,9 ± 0,3
ppm und Mg = 0,2 ± 0,1
ppm.
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Diese Legierung wurde im halbkontinuierlichen
Vertikalstrangguss mit einer Geschwindigkeit von 140 mm/min zu Knüppeln mit
148 mm Durchmesser vergossen.
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Mittels Rasterelektronenmikroskopie
wurden Untersuchungen des Gussgefüges an Schnittflächen dieser
Knüppel
durchgeführt,
bei denen sich die Anwesenheit einer geringen Dichte von Ausscheidungen
in Form von "Sandrosen" herausstellte, welche
gleichzeitig Eisen, Nickel und Aluminium in Proportionen enthielten,
die mit den intermetallischen Ausscheidungen der Formel Al9FexNi2–x vergleichbar
sind. Diese Ausscheidungen hatten eine Größe von etwa 3 bis 20 μm.
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Dabei wurde auch das RRR-Verhältnis der
Legierung im Gusszustand bestimmt, wobei sich Werte zwischen 275
und 315 ergaben (mit einem Mittelwert von 290).
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An einem Knüppelabschnitt wurde ein 24-stündiges Ausscheidungsglühen bei
420°C durchgeführt. Nach
diesem Glühen
lagen die gemessenen RRR-Werte zwischen 390 und 415 (mit einem Mittelwert
von 400), was zeigt, dass die Wirksamkeit dieses Glühens im
Hinblick auf die Ausscheidung des restlichen, in fester Lösung gebliebenen
Eisens und Nickels entgegen der in der Anmeldung WO 00/17890 gegebenen
Lehre für
die binären
Legierungen Al(5N) + Ni sehr begrenzt war.
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Ein weiterer 600 mm langer, nicht
geglühter
Abschnitt wurde auf ⌀ 140
mm abgeschält,
auf 370°C
erwärmt
und dann bei dieser Temperatur zu einem Draht mit ⌀ 9,5 mm
extrudiert (entspricht einer Querschnittsreduktion um einen Faktor
217), der zur Verwendung im Conform-Verfahren (CONFORM®) geeignet
ist. Dabei wurden die RRR-Werte (300 K/4,2 K) und die mechanischen
Eigenschaften bei Raumtemperatur im Extrusionszustand gemessen.
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Der so erhaltene Drahtbund wurde
anschließend
einer 48-stündigen
Glühbehandlung
bei 350° unterworfen.
RRR (300 K/4,2 K) und mechanische Eigenschaften wurden bei Raumtemperatur
erneut gemessen.
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Schließlich wurden Proben dieses
geglühten
Drahtes kalt umgeformt, und zwar mit einer Querschnittsreduktion
von 16,7% (was einer Dehnung von 20% entspricht). Die mechanischen
Eigenschaften dieses umgeformten Drahtes sowie das RRR-Verhältnis (300
K/4,2 K) wurden wiederum bei Raumtemperatur erneut gemessen.
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Die erhaltenen Ergebnisse sind in
der nachfolgenden Tabelle 5 zusammengestellt.
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Diese Ergebnisse zeigen die besonders
vorteilhafte technische Wirkung des efindungsgemäßen Verfahrens auf die elektrischen
und mechanischen Eigenschaften des efindungsgemäßen Stabilisators auf Aluminiumbasis.
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Vorteile der
Erfindung
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Die elektrischen und mechanischen
Eigenschaften des erfindungsgemäßen Supraleiters
mit einem Stabilisator aus Al-Fe-Ni-Legierung können leicht an sehr hohe, mit
den Leitern älterer
Technik nicht erreichte Werte angepasst werden, was eine sehr große Zuverlässigkeit
im Hinblick auf ihre Verwendung unter schwierigen Bedingungen gewährleistet.
Die erfindungsgemäßen Leiter
weisen insbesondere gleichwertige, ja sogar hochwertigere mechanische
und elektrische Eigenschaften als Leiter mit einem Stabilisator
auf Kupferbasis auf, wodurch erhebliche Gewichtsgewinne (mehr als
50%) für
die supraleitenden Spulen (z. B. für NMR-Bildsysteme) in Erwägung gezogen
werden können,
sowie deutliche geringe Kosten durch den Einsatz einer Aluminiumbasis
4 N, die billiger als die Aluminiumbasen 5 N und wesentlich billiger
als Kupfer ist.
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Die Erfindung weist auch den Vorteil
auf, bei einer vorgegebenen Mindestdehngrenze für eine gegebene Anwendung einen
höheren
RRR-Wert als bei der älteren
Technik zu erzielen, was bei gleichen mechanischen Eigenschaften
bedeutet, dass die elektrische und thermische Leitfähigkeit
höher sein
wird. Es kann folglich in Erwägung
gezogen werden, das Verhältnis
zwischen dem Querschnitt der Stabilisierungshülle und dem der supraleitenden
Seele (oder Seelen) zu reduzieren, was sich bei einer supraleitenden
Spule in einer größeren Kompaktheit
und einer zusätzlichen
Gewichtsverringerung bei unveränderten
magnetischen Eigenschaften und in einem geringeren Kostenaufwand
für die
Stabilisierungshülle äußert. Diese
Gewichtsverringerung und diese Kompaktheit erleichtern auch die
Abkühlung
bis auf 4,2 K und das spätere
Halten dieser Temperatur, wodurch die Gebrauchskosten reduziert
werden, insbesondere infolge eines geringen Flüssigheliumverbrauchs. Insbesondere
kann durch eine 20%ige Erhöhung
des RRR-Verhältnisses
mit einer 10%igen Reduktion des Querschnitts der Stabilisierungshülle gerechnet
werden.