KR20060025503A - Nb3Sn 초전도 선재의 전구체용 Sn계 합금과 그 제조 방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 내부확산법으로 제조되는 Nb₃Sn 초전도 선재의 전구체에 사용되는 Sn계 합금과 그 제조 방법에 관한 것이다.

본 발명의 Sn계 합금은, Ti 0.1∼6wt％, 잔부의 Sn 및 기타 불가피한 불순물 또는 Cu 0.1∼6wt％, Ti 0.1∼6wt％, 잔부의 Sn 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며, 상기 조성의 Sn계 합금 빌레트를 다이 각도 2α=40°이하, 쉐이프 팩터 0.35∼1.0의 다이스를 사용하여 압출하고 어프로치 각도 2α= 6∼10°, 쉐이프 팩터 1.5∼2.2의 다이스를 사용하여 압출재에 적어도 2단계 이상의 인발 작업을 실시함로써 Sn계 합금내에 분산된 Sn-Ti 입자의 평균 입경을 10㎛ 이하가 되도록 가공함에 본 발명의 기술적 특징이 있다.

본 발명 방법에 의해 제조된 Sn계 합금은 가공성이 좋아 생산성이 향상되며, 최종 제조되는 Nb₃Sn 초전도 선재의 임계전류밀도 특성을 효율적으로 향상시켜 이를 이용한 각종 장치의 정밀도와 성능을 개선시킬 수 있을 것으로 기대된다.

초전도, 초전도 선재, 반자성체, 임계전류밀도

Description

Nb3Sn 초전도 선재의 전구체용 Sn계 합금과 그 제조 방법{Sn based alloy for the precursor of Nb3Sn superconducting wire, and the manufacturing method of the same}

도 1은 초전도 선재용 서버엘레멘트(또는 전구체)의 단면도.

도 2는 초전도 선재용 서버엘레멘트(또는 전구체) 다수가 밀집된 적층로드(또는 적층 전구체)의 단면도.

도 3은 본 발명 일실시예 Sn계 합금 빌레트의 조직 사진을 보인 것으로,

(가)는 중심부의 조직이고,

(나)는 표면의 조직이다.

도 4는 본 발명 일실시예 Sn계 합금 압출재의 조직 사진을 보인 것으로,

(가)는 중심부의 조직이고,

(나)는 표면의 조직이다.

도 5는 본 발명 일실시예 Sn계 합금 압연재의 조직 사진을 보인 것으로,

(가)는 중심부의 조직이고,

(나)는 표면의 조직이다.

도 6은 본 발명 일실시예 Sn계 합금 인발재의 조직 사진을 보인 것으로,

(가)는 코어로 사용된 Sn계 합금의 조직이고,

(나)는 스페이서로 사용된 Sn계 합금의 조직이다.

도 7은 Sn-Ti 입자가 분쇄되는 과정을 보인 모식도.

도 8은 진변형량에 따른 Sn-Ti 입자 크기의 변화 그래프.

((도면의 주요 부분에 대한 부호의 설명))

1. 서버엘레멘트 1'. 전구체

11. 동 기지금속 12. Nb 필라멘트

13. Sn(또는 Sn계 합금) 14. 스페이서

21. 동 튜브 71. 주상정 Sn-Ti 입자

72. 과립형 Sn-Ti 입자

본 발명은 내부확산법으로 제조되는 Nb₃Sn 초전도 선재의 전구체에 사용되는 Sn계 합금과 그 제조 방법에 관한 것으로, 더 자세하게는 Sn에 Cu를 첨가한 후 Ti를 혼합함으로써 Sn과 Ti의 합금화를 촉진시키는 동시에 Sn계 금속의 압연, 인발 가공성을 향상시켜 제조 생산성을 제고하고, 적절한 가공 조건으로 압연 및 인발작업을 실시하여 Sn계 합금 내부에 형성된 Sn-Ti 입자를 균일하게 분산시킴으로써, 열처리에 의한 내부확산법으로 최종 제조되는 초전도 Nb₃Sn 선재의 임계전류밀도 특성이 향상될 수 있도록 한 Nb₃Sn 초전도 선재의 전구체에 사공되는 Sn계 합금과 그 제조 방법에 관한 것이다.

초전도 현상이란 전류에 대한 저항이 없어져 저항으로 인한 열손실이 사라지는 현상으로써, 많은 금속들의 경우 -265∼245℃ 정도의 낮은 온도에서 갑자기 저항이 '0'이 되는 바, 이때의 물질을 초전도체라 하며, 초전도 현상이 일어나는 온도를 '임계온도'라 한다.

상기와 같은 초전도 현상이 나타나게 되는 초전도체의 가장 중요한 특징은 전류의 흐름을 방해하는 전기 저항이 없는 무저항체라는 점과, 자기장을 통과시키지 않는 반자성체라는 점이다.

일반적으로 모든 물질은 외부 자기장의 방향으로 배열되면서 전체적으로 자석에 끌리게 되는 분자 자석들로 이루어지며, 이러한 분자 자석들이 자기장 방향으로 배열되는 효과가 매우 약하여 일상 생활 속에서는 자석에 끌리게 되는 현상이 거의 관찰되지 않는 일반적인 물질들을 상자성체라 하고, 상기와 같은 특성이 강하여 자석에 잘 끌리는 물질 즉, 철과 같은 물질을 강자성체라 한다.

그리고, 상기의 분자 자석들이 없기 때문에 물질 내부의 전자가 외부 자기장의 영향으로 전자기 유도에 의한 유도 전류를 발생시켜 외부 자기장을 차단시킴으로써 자석에서 밀리는 방향으로 힘을 받는 물질을 반자성체라 한다.

초전도체는 전기 저항이 '0'일 뿐만 아니라, 상기의 반자성 특성이 매우 강하여 외부 자기장을 완전히 상쇄시킴으로써 물제 내부의 자기장도 '0'이 되는 물질로서, 초전도체를 코일로 사용하는 경우에는 열손실이 없기 때문에 작은 전류로도 매우 강한 자기장을 형성시킬 수 있는 전자석을 만들 수 있을 뿐 아니라, 초전도체 는 반자성체이기 때문에 초전도체 위에 자석을 위치시키게 되면 자석의 자기장이 초전도체를 통과하지 못하고 배척됨으로써 자석을 부상시킬 수 있는 효과를 얻을 수도 있다.

상기와 같이 전기저항이 없는 동시에 반자성 특성을 갖는 초전도 물질은 고온초전도체와 저온초전도체로 구분될 수 있는 바, 전자는 액체질소 온도(77K) 부근에서, 후자는 액체헬륨 온도(4K) 부근에서 초전도 현상이 일어나는 물질로서, 이와 같은 초전도 물질은 금속, 유기물, 세라믹, 화합물 등에서 1천종 이상이 발견되었으며, 금속계 초전도 물질인 Nb-Ti 합금, 화합물계 초전도 물질인 Nb₃Sn, Nb₃Al 등 5∼6종 정도가 현재 실용화되어 사용되고 있는 바, 자기부상열차, 핵융합로, 입자가속기, 의료용 MRI, 발전기 등 다양한 분야에서 이용되고 있다.

상기와 같이 다양한 분야에서 사용되고 있는 초전도체를 사용하여 매우 큰 자기장을 형성시킬 수 있는 자석을 만들기 위하여서는 강자장 영역에서 임계전류(I_c)가 우수한 동시에 임계전류밀도(J_c) 특성이 높은 초전도 선재가 필요하며, 대표적인 초전도 선재로는 상기의 Nb-Sn을 이용하여 제조하는 금속화합물형 Nb₃Sn 선재를 들 수 있다.

그리고, 상기의 임계전류밀도 외에 초전도 특성의 측정이 이루어지는 특정 조건하에서 전압과 전류에 대한 기울기로써 얻어지는 n 값으로 초전도 선재에 형성된 Nb₃Sn화합물 필라멘트의 단선 척도를 판가름할 수도 있다.

상기의 Nb₃Sn 선재는, 도 1에 도시된 바와 같이, 동(銅)을 기지로 한 금속(11) 중에 Nb 필라멘트(12)를 적절한 위치에 배치 삽입하여 압출한 압출재의 중앙부에 구멍을 뚫은 후 그 구멍에 Sn 또는 Sn계 합금(13)을 삽입하여 인발 가공을 반복 실시한 전구체(1')를 열처리함으로써, 전구체 내부에 삽입된 상기 Nb 필라멘트(12)와 Sn 또는 Sn계 합금(13)의 상호 확산 반응에 의하여 초전도체인 Nb₃Sn 화합물이 형성되도록 하는 내부확산법에 의해 제조되어 왔다.

상기와 같은 일련의 순차적인 제조 공정으로 제조되는 초전도 선재의 제조 과정을 설명함에 있어서 용어상의 혼동을 피하기 위하여, 동기지 금속에 다수의 구멍을 뚫어 Nb 필라멘트를 삽입한 후 여러 공정을 거쳐 압출하여 소정의 직경으로 감소된 봉재의 중심에 다시 구멍을 뚫어 가공하고, 그 구멍에 Sn 또는 Sn계 합금을 코어로 삽입함으로써, 동 기지 금속 내에서 중앙부의 Sn 또는 Sn계 합금을 중심으로 그 주위에 다수의 Nb 필라멘트가 삽입 배열된 형태의 것을 '서버엘레멘트(1)', 이 서버엘레멘트를 인발, 신선 등의 방법으로 가공한 것을 '전구체(1')'라 정의하기로 한다.

즉, 초전도 Nb₃Sn 선재는, Cu 바(bar)와 Nb 필라멘트 및 Sn(또는 Sn계 합금)선재를 조합하여 만들어진 서버엘레멘트를, 인발 등의 가공을 통하여 전구체로 만들고. 이 전구체를 열처리함으로씨 제조된다.

그리고, 초전도 선재는 상기 전구체 한 본을 열처리함으로써 만들어질 수도 있으며, 도 2에 도시된 바와 같이, 통 튜브(21) 내부에 상기의 전구체(1') 다수를 밀집 삽입한 후 동 튜브를 열처리함으로써, 다수의 동선이 밀집 삽입되어 있는 전선과 같이, 다수 본의 초전도 선재들이 밀집 배열된 초전도 선재 한 본을 제조할 수도 있다.

이때, 상기 전구체는 동 튜브 내부에 다수가 삽입될 수 있도록 다양한 단면형상으로 인발되며, 전구체 사이의 틈새를 없애기 위하여 전구체와 전구체 사이에 Sn 또는 Sn계 합금이 스페이서(14)로서 삽입될 수도 있다.

상기와 같은 내부확산법으로 Nb₃Sn 초전도 선재를 제조하기 위한 전구체에 사용되는 Sn계 합금이 미국 특허 6,548,187호에 개시되어 있는 바, 이 Sn계 합금은, Ti가 5wt％ 이하로 첨가되며 1300∼1500℃의 온도 가열된 Sn 용탕을 주조하여 제조하되, Sn-Ti 화합물의 입자 크기를 평균 5∼20미크론, 최대 30미크론 이하로 조절하여 만들어진 것으로서, 상기의 Sn계 합금을 사용하여 제조된 Nb₃Sn 초전도 선재의 경우 임계전류밀도가 650A/㎟에서 750A/㎟까지 향상되었다는 보고가 있다.

그러나, 상기 Sn계 합금의 경우 Sn-Ti 입를 30미크론 이하로 조절하기 위하여 용탕의 주입 온도를 과다하게 상승시키고 있는 바, 용탕의 온도가 높아짐에 따라 Ti의 산화가 촉진될 가능성이 상당히 높고, 그에 따라 Sn과 Ti의 용해 과정에서 불순물이 혼입되기 쉬울 뿐 아니라 제조 원가가 상승되는 등의 문제점들이 있다.

또한, 임계전류밀도를 향상시키기 위하여 Nb₃Sn 초전도 선재의 전구체를 이루는 Cu기지 중에 삽입되는 Sn 및 Nb에 Ti를 각각 0∼30at％ 및 0.1∼5at％씩 첨가하는 방법이 일본 공개특허공보 소62-174354호에 개시되어 있다.

그러나, 상기 방법의 경우 Ti가 Sn에 함유되지 않으면 Sn이 지나치게 연하기 때문에 신선 가공 중에 단선되기 쉽고, Ti가 첨가된 경우에는 Sn 기지 중에 미고용 Ti 또는 Ti 산화물이 혼입되어 신선시 단선을 초래함으로써, 생산성이 저하되는 동시에 제조 원가가 증가되는 문제가 있다.

그리고, 일본 특허공보 평6-76625호에는 Sn을 600∼1750℃의 불활성 가스 분위기에서 가열 용융한 후 Ti를 0.1∼6wt％ 첨가시킨 용탕을 500∼1750℃의 온도 범위에서 주조하는 방법이 개시되어 있는 바, 이 방법은 용탕 중의 Ti가 불균일하게 분포하게 되기 때문에 Ti 첨가 효과를 충분히 얻을 수 없으며, 그에 따라 초전도 특성인 임계전류밀도 특성의 향상이 이루어지기 힘든 단점을 가지고 있다.

본 발명은 종래 Nb₃Sn 초전도 선재의 제조에 사용되고 있는 Sn 또는 Sn계 합금이 가지고 있는 제반 문제점들을 해결하기 위하여 창안된 것으로, 인발시 가공성이 부족하여 발생되는 단선에 의한 생산성 저하를 초래하지 않으며, 균일한 표면 상태를 얻을 수 있을 뿐 아니라, 최종 초전도 선재의 임계전류밀도 특성을 효율적으로 향상시킬 수 있는 Sn계 합금과 그 제조 방법을 제공함에 본 발명의 목적이 있다.

본 발명의 상기 목적은 Sn 용탕에 Ti와 함께 첨가되는 Cu와, 특정한 범위의 다이스 어프로치 각도와 쉐이프 팩터(shape factor) 조건으로 실시되는 인발 작업 애 의하여 달성된다.

본 발명의 Sn계 합금은 Sn-Ti 합금에 Cu를 첨가하여 Sn-Ti 입자의 생성을 촉진시키고, 주조된 Sn계 합금의 가공성을 향상시켜 인발시 발생되는 단선과 표면 결함에 의한 불순물 혼입을 최소화하며, 주조된 Sn계 합금을 최적의 조건으로 압출, 압연 및 인발함으로써, 합금 내에 생성된 Sn-Ti 입자가 직경 10㎛ 이하의 크기로 분산되도록 함에 본 발명의 기술적 특징이 있다.

본 발명 Sn계 합금의 제조 방법은 크게 주조 단계와 가공 단계로 구분될 수 있는 바, 이를 살펴보면 다음과 같다.

주조 단계는, Sn 용탕에 Cu와 Ti를 혼합한 후 주조하는 단계로서, 진공 또는 불활성 분위기 하에서 용융시킨 Sn 용탕에 Cu를 첨가하여 균일하게 혼합 용융시킨 후 1100∼1200℃의 온도 범위에서 99.99％이상의 고순도 아르곤 가스를 공급하면서 Cu가 첨가된 Sn 용탕에 Ti를 투입하여 균일하게 고용시킨다.

이때, 상기 Cu와 Ti은 각각 0.1∼6wt％씩 Sn 용탕에 첨가되는 바, Cu의 첨가량이 0.1wt％에 미치지 못하면 Sn에 대한 Ti의 고용을 촉진시키지 못할 뿐 아니라 기지금속의 강도가 가공에 적합하도록 증가하지 않음으로써, 즉 가공성이 향상되지 못하여 종래의 Sn이나 SnTi 합금과 같이 가공 후 표면 상태가 불균일하게 되고, 6wt％를 초과하면 Ti₂Cu화합물이 형성되기 쉬울 뿐 아니라 Sn계 합금체에서 Nb₃Sn을 형성할수 있는 Sn의 체적분율(volume fraction)이 너무 낮아 충분한 량의 Nb₃Sn 화합물을 형성할 수가 없으며, 이와 같이 Nb₃Sn 화합물이 충분히 형성되지 못함으로써 스트레인에 대한 저항성은 증가하지만 강자장 하에서 초전도 특성인 임계전류밀도 특성의 향상이 어렵다.

그리고, Ti의 첨가량이 0.1wt％에 미치지 못하면 서버엘레멘트나 스페이서에 삽입되기 전에 실시되는 인발 등에 대한 가공성이 좋지 않을 뿐 아니라 Nb₃Sn(Ti)가 형성되지 않아 강자장 변화에 대한 임계 전류밀도 특성이 저하하게 되고, 6wt％를 초과하게 되면 미고용 Ti나 탄화물이 증가하게 되거나, Cu-Sn 합금의 가공성이 저하될 수 있다.

그리고, 상기의 주조 단계에서 Sn과 Ti의 융점은 각각 232℃ 및 1675℃로서 그 융점의 차이가 1400℃을 초과할 정도로 크기 때문에 Sn 용탕에 Ti을 고용시키는데 어려움이 따르게 된다.

따라서, Sn 용탕에 Ti을 효율적으로 고용시키기 위하여 Ti를 투입하기전 Cu를 먼저 첨가함으로써, 상기와 같은 과도한 융점의 차이에 의해 초래되는 어려움을 완화시킬 수 있을 뿐 아니라, 전구체를 열처리하는 경우 Sn계 합금에 첨가된 Cu가 Cu가 첨가되지 않았을 때 SnTi 합금이 Sn 원자와 Ti 원자의 확산에 의해 Sn 합금에 존재했던 곳에 생성되는 보이드(void)를 Cu 원자가 채워짐으로써 Cu와 Sn이 반응하여 브론즈를 형성하게 되어 내부 공간의 보이드분율(void fraction)을 감소시켜 Nb₃Sn의 형성을 도와줌과 동시에 초전도 특성의 특정 조건하에서 전압과 전류에 대한 기울기로써 n 값을 증가시켜주는 역할을 하게 된다.

상기와 같이 Cu와 Ti가 균일하게 혼합된 Sn 용탕을, 외주면에 수압이 3kgf/ ㎠ 이상의 냉각수가 흐르는 수냉식 냉각 장치가 설치된 주형을 사용하여 주조함으로써 Sn계 합금 빌레트(billet)가 만들어지는 바, Sn계 합금 빌레트의 내부에 생성된 Sn-Ti 입자는 직경 수십 미크론 정도되는 구형 과립의 형상과, 최대 길이가 100∼200㎛정도되는 가늘고 긴 형상의 침상 또는 주상정의 형태를 하게 된다.

상기와 같은 형태의 Sn-Ti 입자가 분포된 Sn계 합금을 Nb₃Sn 초전도 선재용 전구체에 사용하여 열처리를 실시할 경우, 상기 Sn-Ti 입자와, Sn계 합금 주위를 둘러싸고 있는 Nb 필라멘트 사이의 확산이 충분치 못하여 초전도 선재의 품질이 떨어지게 되거나, 확산 시간이 오래 소요됨으로써 생산성이 떨어지게 되고, 열처리 후 생성된 Nb₃Sn 초전도 선재의 외부 변형저항이 낮아 변형저항에 대한 초전도 특성이 저하하게 되는 문제점이 있다.

따라서, 상기 Sn계 합금 빌레트 내부에 생성된 Sn-Ti 입자를 작은 크기의 입자들로 분쇄하여야 하는 바, 상기 Sn-Ti 입자는 다음의 가공 단계를 통하여 효율적으로 분쇄된다.

상기 주조 단계의 다음 공정인 가공 단계는, Sn계 합금 빌레트를 압출, 압연 및 인발하여 최종 선경까지 가공하는 과정으로서, 도 3에 도시된 바와 같이, 내부조직 밀도를 높여 주게 되는 압출 공정에서 Sn-Ti 입자 크기는 최초의 주조 조직과 비교하여 크게 변화되지 않으나 압연과 인발 과정에서 입자들이 더욱 잘 분쇄될 수 있도록 얇아지면서 길이가 다소 증가하게 된 후 Sn계 합금을 필요한 단면 형상으로 만드는 압연 공정에서 구 형상의 과립 입자와 침상(또는 주상정) 입자의 형태를 하 는 Sn-Ti 입자가 파쇄되기 시작한다.

그리고, 압연 공정에서 분쇄되기 시작한 Sn-Ti 입자들은 적어도 1단계 이상, 더욱 바람직하게는 2단계 이상 실시되는 인발 과정에서 매우 강한 압축 응력과 전단 응력에 의해 미세한 입자로 완전히 분쇄되기 때문에 인발 조건을 적절히 조절해 주어야만 전구체에 사용된 Sn계 합금 내부에서의 신속하고 효율적인 확산을 유도할 수 있는 입자 크기를 얻을 수 있게 된다.

이때, 바람직한 Sn-Ti 입자 크기는 15㎛ 이하로서, 최종 제조된 Sn계 합금 내부에 생성된 Sn-Ti 입자의 크기가 15㎛보다 크게 되면 전구체의 열처리시 확산 반응이 늦어져 초전도 선재의 임계전류밀도 특성의 향상이 어렵다.

따라서, 인발 과정에의 가공 조건을 조절하여 Sn-Ti 입자를 가능한 한 작은 입자로 분재하기 위하여 다이스 어프로치 각도를 2α= 6∼10° , 쉐이프 팩터를 1.5∼2.2 범위로 조절하여 인발하는 것이 바람직한 바, 상기의 조건으로 인발하는 경우 15㎛보다 더욱 작은 10㎛ 이하의 Sn-Ti 입자를 얻을 수 있게 된다.

즉, 최종 선재의 Sn-Ti 입자를 최대 15㎛, 더욱 바람직하게는 10㎛ 이하로 만들기 위해서는 압출과 압연 및 인발시 선재의 다이스 어프로치 각도 등의 조건을 최적화해야 한다.

따라서, 인발 작업 전에 실시되는 압출의 경우에도 압출 다이스의 어프로치 각도를 2α=40° 이하로 하고, 쉐이프 팩터를 0.35∼1.0 범위로 하는 것이 좋으며, 압연은 여러 단계로 실시하여 각 단계별로 단면 형상을 변화시킴으로써 가공도를 높여준 후 최종적으로는 봉재의 형상의 압연하는 것이 바람직하다.

상기와 같이, Cu의 첨가와 특정한 가공 조건에 의해 10㎛ 이하의 Sn-Ti 입자를 갖게 되는 본 발명의 Sn계 합금은 상기와 같은 가공 조건에 의해 Sn-Ti 입자를 효율적으로 미세화시킬 수 있으며, Cu의 첨가에 의해 가공성의 향상과 n값을 향상시킬 수 있게 된다.

즉, 본 발명의 Sn계 합금에 Cu가 첨가되지 않는 경우 용해와 주조의 효율이 다소 떨어지기는 하여도 상기의 가공 조건에 의해 10㎛ 이하의 미세 입자가 균일하게 분포된 조직을 얻을 수 있기 때문에 Cu가 첨가되지 않은 종래의 Sn계 합금으로 제조된 초전도 선재보다는 우수한 임계전류밀도 특성을 얻을 수 있게 되며, 이에 더하여 Cu를 첨가함으로써 용해와 주조 효율이 향상되면서 변형저항에 대한 초전도선재의 임계전류밀도 특성이 더욱 향상되는 바, 이를 다음의 실시예를 통하여 살펴보기로 한다.

실시예 1

상기의 방법으로 직경이 102㎜ 되는 Sn-1.8wt％Ti 합금 빌레트를 주조하였으며, 압출시의 진변형량 ε=1.386, 단면감소율 75％가 되도록 상기 빌레트를 직경 45㎜로 압출하였다.

상기 압출에는 다이스 어프로치 각도 2α=35° 인 원뿔형 다이스가 사용되었으며, 상기 다이스의 쉐이프 팩터는 0.70이었다.

그리고, 상기 압출재는 진변형량 ε=1.176이 되도록 직경 20㎜가 되도록 압연된 후 다이스 어프로치 각도 8° , 쉐이프 팩터 2.0의 조건으로 2 단계 인발되어 직경 0.8㎜가 되었으며, 각 인발 작업에서 선재에 부여된 진변형량은 각각 6.410 및 7.572 이었다.

상기와 같이 주조된 후 가공된 선재의 각 단계별 조직 사진을 도 4 내지 7에 도시하였는 바, 도 4는 빌레트의 조직 사진, 도 5는 압출재의 조직 사진, 도 6은 압연재의 조직 사진, 도 7은 인발재의 조직 사진이다.

상기의 도 4 내지 7로부터, 빌레트 주조재의 Sn-Ti 입자의 경우, 크기가 큰 입자들은 주상성 또는 과립의 형상을 하고, 크기가 작은 입자는 Sn 기지에 분산 분포되어 있음을 알 수 있으며,

압연재의 경우, Sn계 합금의 표면부와 중심부에 각각 형성된 Sn-Ti 입자의 형상과 크기는 거의 일정하게 변화된 상태에서 균일하게 분산되어 있음을 알 수 있고,

최종 인발재의 경우, Sn-Ti 입자의 최대 크기가 10㎛ 이하로 몇 개의 입자가 산재하고 있으나, 대부분의 Sn-Ti 입자는 파쇄되어 분산되었음을 알 수 있으며, 입자의 평균 직경은 0.1㎛으로서 미세하다.

즉, Sn-Ti 입자는 길이가 상대적으로 긴 주상정 및 과립의 형상이 함께 형성되며, Sn-Ti 입자의 평균 크기는, 과립의 경우 최대 직경과 최소 직경의 평균치이고, 주상정의 경우 길이와 폭의 평균치로서, 진변형량에 따른 Sn- Ti 입자의 평균크기를 다음의 표 1에 나타내었다.

상기와 같이 Sn계 합금의 Sn-Ti입자는 압출과 압연 및 인발의 순차적인 가공과정을 거치면시 파쇄, 절손되어 미세하게 분산됨으로써 열처리시 확산이 효율적으로 일어나게 되어 Nb₃Sn 초전도 선재의 임계전류밀도 특성을 향상시키게 되는 바, Sn-Ti 입자가 분쇄되는 미케니즘은 다음과 같다.

Sn-Ti입자는 매우 경하고 취성을 가진 금속간 화합물로써, 소재 내부에서 매우 큰 가공 압력을 받게 되면 변형되기보다는 분쇄되는 경향이 매우 높다.

따라서, 도 7에 도시된 바와 같이, 주상정의 Sn-Ti 입자(71)에 가공 압력이 부여되면 선재의 길이 방향으로 Sn-Ti 입자가 배열되면서 그 아래에 작은 과립형 입자가 놓이게 되고, 이 과립형 입자가 작용점의 역할을 하게 되어 주상정 입자가 절단되며, 이러한 과정이 반복되면서 미세하게 분산되는 Sn-Ti 입자를 얻을 수 있게 된다.

도 8에 본 발명 Sn계 합금의 진변형량에 따른 Sn-Ti입자 크기 변화도를 도시하였다.

상기와 같은 과정을 거쳐 최종 인발된 본 발명의 Sn계 합금 선재를 사용하여 만든 Nb₃Sn 초전도 선재의 전구체를 600∼780℃로 가열하여 720시간 유지하여 Nb₃Sn 초전도 선재를 제조하였는 바, 본 발명과 동일한 조성을 가지며 임계전류밀도 특성이 900A/㎟ 내외인 종래의 Sn계 합금을 사용한 초전도 선재보다 임계전류밀도 특성이 50A/㎟ 이상 상승됨을 확인할 수 있었다.

실시예 2

진공 유도 용해로를 이용하여 용해된 Sn 용탕을 1000℃로 가열하여 2wt％의 Cu를 첨가한 후 1000℃에서 약 10분 정도 유지하여 Cu를 완전히 용해시켰다.

Cu가 완전히 용해되면 2wt％의 Ti을 첨가하여 완전히 용해되도록 약 10분간 유지시킨 후 1200℃까지 가온시킨 상태에서 고순도 아르곤 가스를 흘리면서 빠르게용탕을 금형에 주입한다.

이때, 형성되는 Sn-Ti 입자의 크기는 실시예 1의 경우와 비슷한 형상과 크기를 가지나, Cu가 첨가됨에 따라 상기 실시예 1의 Sn계 합금에 비하여 가공성이 좋으며, 실시예 1의 Sn계 합금이 사용된 전구체에 비하여 Cu가 첨가된 Sn계 합금이 사용된 전구체의 경우 Nb₃Sn 초전도 물질이 더욱 많이 생성됨으로써, Cu가 첨가되지않는 종래의 Sn계 합금이 사용된 초전도 선재보다 임계전류밀도 특성이 70A/㎟ 이상 상승하였다.

상기와 같이 Cu가 첨가된 Sn계 합금이 사용된 초전도 선재의 임계전류밀도 특성이 향상되는 것은 전구체의 열처리 과정에 Cu 원자가 Sn 원자의 이동을 촉진시켜 Nb 원자와 더욱 원활하게 반응토록 하는 케리어의 역할을 수행하기 때문이다.

그리고, 임계전류밀도 특성 외에 초전도 선재의 특성을 나타내는 것으로 n값 이 있다.

상기 n값은 초전도 선재의 불균질 정도를 나타내는 것으로, 전류의 제곱에 따라 변화하는 n값은 전압과 전류의 특성을 나타내는 지수함수이며, n값이 클수록 초전도 선재의 불균질이 감소됨을 의미하는 바, 본 발명에 의해 Cu가 첨가되지 않은 Sn계 합금과 Cu가 첨가된 Sn계 합금을 사용하여 제조된 초전도 선재의 n값은 각각 35 및 38 인 반면에, Cu가 첨가되지 않은 종래의 Sn계 합금이 사용된 초전도 선재는 32를 나타내었다.

이상에서 살펴본 바와 같이, 본 발명 방법에 의해 제조된 Sn계 합금은 첨가된 Cu에 의해 인발 가공성이 향상되어 제조 생산성이 향상되며, Nb₃Sn 초전도 선재의 임계전류밀도 특성을 효율적으로 향상시키기 때문에 이를 이용한 각종 장치의 정밀도와 성능이 개선되는 동시에 이러한 장치들을 가동시키기 위한 운전 비용의 절감에도 효과가 있을 것으로 기대된다.

Claims (4)

1. Nb₃Sn 초전도 선재용 전구체에 사용되며 Sn-Ti 입자가 분산된 Sn계 합금에 있어서, Ti 0.1∼6wt％, 잔부의 Sn 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며, Sn-Ti 입자의 평균 입경이 10㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 Nb₃Sn 초전도 선재의 전구체용 Sn계 합금.
2. Nb₃Sn 초전도 선재용 전구체에 사용되며 Sn-Ti 입자가 분산된 Sn계 합금에 있어서, Cu 0.1∼6wt％, Ti 0.1∼6wt％, 잔부의 Sn 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며, Sn-Ti 입자의 평균 입경이 10㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 Nb₃Sn 초전도 선재의 전구체용 Sn계 합금.
3. 진공 또는 불활성 분위기 중의 어느 한 분위기에서 Sn을 용해하는 단계와;

   Sn 용탕의 온도를 1000∼1100℃로 가온한 상태에서 Ti를 첨가하여 고용시키는 단계와;

   Ti가 고용된 Sn 용탕을 가열하여 1100∼1200℃의 온도 범위에서 고순도 아르곤 가스를 공급하면서 빌레트로 주조하는 단계와;

   다이 각도 2α=40° 이하, 쉐이프 팩터 0.35∼1.0 범위의 다이스를 사용하여 상기 빌레트를 압출하는 단계와;

   어프로치 각도 2α= 6∼10°, 쉐이프 팩터 1.5∼2.2 범위의 다이스를 사용하여 압출재에 적어도 2단계 이상의 인발 작업을 실시하는 단계를 포함하여 이루어짐을 특징으로 하는 Nb₃Sn 초전도 선재의 전구체용 Sn계 합금.
4. 진공 또는 불활성 분위기 중의 어느 한 분위기에서 Sn을 용해하는 단계와;

   Sn 용탕의 온도를 1000∼1100℃로 가온한 상태에서 Cu를 첨가하여 용해시키는 단계와;

   Cu가 용해된 Sn 용탕에 Ti을 첨가하여 고용시키는 단계와;

   Cu와 Ti이 용해된 Sn 용탕을 가열하여 1100∼1200℃의 온도 범위에서 고순도 아르곤 가스를 공급하면서 빌레트로 주조하는 단계와;

   다이 각도 2α=40°이하, 쉐이프 팩터 0.35∼1.0 범위의 다이스를 사용하여 상기 빌레트를 압출하는 단계와;

   어프로치 각도 2α= 6∼10° , 쉐이프 팩터 1.5∼2.2 범위의 다이스를 사용하여 압출재에 적어도 2단계 이상의 인발 작업을 실시하는 단계를 포함하여 이루어짐을 특징으로 하는 Nb₃Sn 초전도 선재의 전구체용 Sn계 합금.

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