SK289044B6

SK289044B6 - Supravodič na báze MgB2 s plášťom na báze Al a spôsob jeho výroby

Info

Publication number: SK289044B6
Application number: SK50037-2017A
Authority: SK
Inventors: Ing. Balog Martin, PhD.; Ing. Krížik Peter, PhD.; Ing. DrSc. Kováč Pavol; Ing Hušek Imrich; Ľubomír Kopera; Ing. CSc. Rosová Alica
Original assignee: Ústav materiálov a mechaniky strojov SAV, v. v. i.; Elektrotechnický ústav SAV, v. v. i.
Priority date: 2017-05-19
Filing date: 2017-05-19
Publication date: 2023-02-22
Also published as: US11551832B2; US20210090767A1; CN110651371A; EP3625833B1; EP3625833A1; WO2018211480A1; SK500372017A3; CN110651371B

Abstract

Plášť (3) je kompakt hliníkového (Al) prášku a rovnomerne dispergovaných nanometrických častíc oxidu hlinitého (Al2O3), pričom Al2O3 má vo výslednej hmote kompaktu podiel 0,25 % až 5 objemových % a zvyšok je Al. Je výhodné, ak Al2O3 pochádza z povrchovej vrstvy častíc Al prášku vstupujúceho do kompaktácie. Supravodič na báze boridu horečnatého (MgB2) je pripravený technológiou „prášok-v-rúrke“, pričom rúrka je Al+Al2O3 kompozit, ktorá sa vyrobí práškovo metalurgickými technológiami. Za studena sa izostaticky lisuje voľne sypaný Al prášok, polotovar sa odplyní pri zvýšenej teplote a pri pôsobení podtlaku a prietlačne sa lisuje do rúrky. Do rúrky sa v atmosfére inertného plynu umiestni tenká bariérna rúrka a do nej zmes práškov Mg a B alebo Mg drôt a prášok B. Naplnená rúrka sa tvárni za studena do tenkého drôtu a žíha sa pri teplote 635 °C až 655 °C počas 8 až 90 minút, čo vedie k tvorbe MgB2 supravodivého jadra.

Description

Oblasť techniky

Vynález sa týka ľahkého supravodiča na báze MgB2 s ľahkým kompozitným plášťom na báze hliníka (Al). Al kompozitný plášť spĺňa náročné a protichodné požiadavky, keďže technologicky umožňuje výrobu ultraľahkých tenkých supravodičových drôtov s jadrom na báze MgB2 a zároveň poskytuje vhodné mechanické a elektrické vlastnosti potrebné pri prevádzke supravodiča. Spôsob podľa vynálezu opisuje produktívny postup výroby supravodiča s Al kompozitným plášťom pri nízkych výrobných nákladoch.

Doterajší stav techniky

Supravodivý efekt je možné využiť v mnohých aplikáciách v kozmickom, leteckom a energetickom priemysle, kde je z viacerých dôvodov potrebná nízka rotačná a celková hmotnosť zariadení so supravodičom. Nízka hmotnosť supravodiča v takýchto aplikáciách vedie k vyššej energetickej efektivite, nižšej spotrebe energie, vyšším rýchlostiam a zrýchleniam pohybujúcich sa zariadení.

Známe vyhotovenia supravodičov, napríklad na báze NbTi a Nb3Sn, používajú plášť z medi (Cu), ktorá má vhodné elektrické a mechanické vlastnosti. Ale Cu plášť, ktorý tvorí objemovo výraznú časť supravodivého drôtu, prispieva k aj tak už vysokej hmotnosti NbTi a Nb3Sn supravodivého jadra. K vysokej hmotnosti supravodivých drôtoch vedie aj použitie iných kovov a zliatin na materiál plášťa, napríklad nióbu (Nb) alebo ocele. Zo všetkých známych supravodivých materiálov je borid horečnatý (MgB₂), zlúčenina najľahším supravodivým materiálom s približne trikrát nižšou hustotou ako napríklad Nb₃Sn. Potom sa ľahké supravodičové drôty prirodzene navrhujú na báze MgB2 supravodivého jadra. Ale aj v prípade supravodičov na báze MgB2 sú známe najmä vyhotovenia, kde je plášť z Cu. Je prirodzené, že Al s viac než trikrát nižšou hustotou sa javí ako želaná alternatíva na zámenu Cu. Sú známe iba všeobecné opisy použitia Al v plášti supravodičov.

Technické riešenie podľa US 20020198111A1 a WO 2014109803A2 opisuje proces kontinuálnej výroby supravodivého drôtu (rúrky) obsahujúceho supravodivý materiál, najmä MgB2. Do tvarovacieho a plniaceho zariadenia vstupuje kovový pás, ktorý je najskôr formovaný do U-tvaru, potom je plnený MgB2 práškom a následne prechádza cez tvarovacie nástroje, v ktorých je vytvarovaný do uzavretého O-tvaru rúrky s následným tepelným spracovaním. Materiál kovového pásu podľa tohto zverejnenia môže byť kov vrátane Al.

Zverejnený US 5089455A opisuje výrobu ohybných anorganických spekaných štruktúr z rôznych materiálov, medzi inými aj z oxidu hlinitého (AW3) na rôzne použitie, napríklad aj na supravodiče.

V príklade vyhotovenia podľa spisu JP 2008083065A je opísaný MgB2 supravodič, ktorý má na svojom povrchu izolačnú vrstvu z oxidu kremičitého (SO2) alebo Al2O3. Spis JPH 05144626A objasňuje výrobu izolačného materiálu na supravodivý drôt, pričom jedna zložka materiálu je Al2O3.

Zverejnenie spisu US 2009156410A1 opisuje výrobu MgB2 pásky alebo drôtu vložením MgB2 prášku do rúrky, pričom materiál rúrky môže byť aj Al. Podobne aj US 2009170710A1 opisuje MgB2 supravodivý drôt v puzdre, pričom jeho materiál môže byť aj Al.

Hlavnou motiváciu použitia Al ako materiálu plášťa supravodičov na báze ľahkého MgB2 supravodivého materiálu je výrazné, až niekoľkonásobné zníženie hmotnosti supravodiča. Ale praktické použitie Al v supravodičoch na báze MgB₂ supravodivého materiálu vedie k zásadným technologickým problémom a obmedzeniam. Je to dané najmä z dvoch dôvodov, a to, že teplota tavenia čistého Al je nízka (približne 660 °C) a mechanická pevnosť čistého hliníka je nepostačujúca na výrobu a prevádzku supravodiča na báze MgB2 supravodivého materiálu. Nie sú známe konkrétne vyhotovenia, kde by boli Al alebo Al zliatina využité ako materiál plášťa supravodivého drôtu obaľujúceho supravodivé MgB2 jadro s prípadnou bariérovou vrstvou a zároveň by supravodivý drôt dosahoval požadované mechanické a elektrické vlastnosti potrebné na jeho prevádzku.

Supravodivé MgB2 jadro sa vo všeobecnosti vyrába tzv. prášok-v-rúrke technológiou, kde aspoň jedna zložka, t. j. horčík (Mg) a/alebo bór (B), je v procese výroby vodiča deformovaná vo forme prášku v rúrke obalu plášťa a prípadnej medzibariérovej vrstvy (typicky tantal (Ta), Nb, titán (Ti), železo (Fe)). Materiál plášťa musí vykazovať dostatočnú mechanickú pevnosť a tvárniteľnosť tak, aby zabezpečil želanú rovnorodú intenzívnu deformáciu, pretvorenie a zhutnenie Mg a B zložky v jadre tenkého drôtu pozdĺž celej dĺžky počas jeho výroby typicky realizovanou kombináciou tvárniacich techník, ako napríklad pretlakovým lisovaním, rotačným kovaním, ťahaním a valcovaním. Následne pri deformovanom drôte supravodiča dochádza k tvorbe MgB2 v jeho jadre, a to reakčnou syntézou medzi Mg a B zložkou počas žíhania pri teplotách nad tavením Mg (t. j. nad 650 °C). Čistý Al má nedostačujúcu mechanickú pevnosť, a preto nie je možné v dostatočnej miere preniesť deformáciu smerom do Mg a B zložky v jadre. Plastická deformácia počas intenzívneho tvárnenia prioritne prebieha v Al plášti, Mg+B jadro ostáva nedostatočne zhutnené a predeformované. To výrazne obmedzuje tvárnenie a komplikuje stabilizáciu jadra drôtu počas jeho výroby. Navyše nízka pevnosť čistého Al nie je dostačujúca na to, aby spevnila supravodivé MgB2 jadro pri prevádzke v kryogénnych podmienkach v niektorých aplikáciách, kde dochádza k intenzívnemu mechanickému ťahovému zaťaženiu supravodiča. Napríklad ide o aplikácie v supravodivých magnetoch na vysoké polia, kde pôsobia na jednotlivé závity veľké elektromagnetické sily. Vysoká pevnosť je potrebná aj všade tam, kde dochádza k mechanickej manipulácii už s vyžíhaným supravodičom, napríklad v kábloch na prenos veľmi veľkých prúdov. V neposlednom rade nízka pevnosť Al plášťa obmedzuje proces navíjania supravodiča do cievok menších rozmerov s malým priemerom tak, aby bola zaručená integrita krehkého MgB2 jadra, nedochádzalo k tvorbe trhlín v jadre a na rozhraní plášť-jadro, čo by viedlo k rastu elektrického odporu drôtu. Zároveň nízka teplota tavenia čistého Al vedie k tomu, že v procese syntézy MgB2 jadra dochádza k nataveniu čistého Al a strate rozmerovej súdržnosti plášťa tenkého supravodiča. Tento problém sa dá len čiastočne, ale nedostatočne riešiť tým, že sa znižuje teplota reakcie medzi Mg a B čo najbližšie k teplote tavenia Mg. Tento prístup je však skomplikovaný tým, že reakcia Mg+B je exotermická a reakčné teplo zvyšuje lokálne teplotu počas syntézy MgB2.

Použitie Al zliatin s vyššou pevnosťou, než má čistý Al, na obal plášťa je taktiež nevhodné. Je to dané tým, že štandardné Al zliatiny vhodné na tvárnenie majú ešte nižšiu teplotu tavenia, prípadne teplotu tvorby tekutej fázy než čistý Al (t. j. < 660 °C). Tým by dochádzalo k (lokálnemu) natavovaniu a strate rozmerovej integrity supravodiča počas syntézy MgB2 ešte pri nižších teplotách. Navyše štandardné tvárne Al zliatiny sú výrazne štruktúrne nestabilné pri teplotách už nad približne 550 °C (čiže hlboko pod teplotou syntézy MgB2 jadra), čo vedie k neželaným mikroštruktúrnym zmenám, ako je napríklad rast Al zrna, segregácia legúr, tvorba hrubých fáz s nevýhodnou morfológiou a tvarom, a tým následnej strate ich dobrých mechanických vlastností. V neposlednom rade Al zliatiny majú výrazne zvýšený elektrický odpor, ktorý vedie k neželanému navýšeniu elektrického odporu celého supravodiča.

Je požadované a nie je známe nové vyhotovenie plášťa supravodiča z ľahkého materiálu s hustotou výrazne nižšou, ako je hustota Cu (ideálne na úrovni hustoty Al, t. j., < ~ 2.75 g.cm^-3), ktorý zároveň poskytne výhodné mechanické a elektrické vlastnosti a bude technologicky prijateľný na výrobu supravodičov s jadrom na báze MgB2.

Podstata vynálezu

Uvedené nedostatky v podstatnej miere odstraňuje supravodič s jadrom na báze MgB2 a s kompozitným plášťom na báze Al, kde plášť obopína aspoň jedno jadro na báze MgB2, pričom plášť a jadro môže a nemusí byť oddelené tenkou bariérovou vrstvou, ktorá môže byť z rôznych materiálov (napríklad Ta, Nb, Ti, Fe), podľa tohto vynálezu, ktorého podstata spočíva v tom, že plášť supravodiča je vyrobený tvárnením Al kompozitného materiálu vo forme rúrky technológiou prášok-v-rúrke, pričom kompozitná rúrka je produktom kompaktácie Al prášku metódami práškovej metalurgie (PM), pričom mikroštruktúra tvárneného kompozitného materiálu plášťa je tvorená mikrometrickými až submikrometrickými Al zrnami a je stabilizovaná malým množstvom homogénne dispergovaných nanometrických Al2O3 častíc, ktoré sú vytvorené in situ v Al matrici.

Podstatným znakom vynálezu je výroba plášťa z Al2O3 kompozitného materiálu technológiou práškovej metalurgie, čo okrem výhod plynúcich z použitej technológie prináša viacero ďalších synergických výhod, kedy sa spája tvárnenie kompozitu s reakčnou syntézou MgB2 supravodivého jadra.

Vstupná Al kompozitná rúrka je vyrobená z materiálu pripraveného kompaktáciou jemného atomizovaného Al prášku prostredníctvom PM procesov, ako sú napríklad priame a spätné pretlakové lisovanie, valcovanie, izostatické lisovanie za studena a tepla, kovanie, jednoosové lisovanie, spekanie a podobne. Povrch častíc jemného Al prášku je celoplošne pokrytý hneď po jeho výrobe atomizáciou tenkou pasivačnou vrstvou natívneho Al₂O₃. Prirodzená hrúbka Al₂O₃ vrstvy na povrchu častice čistého Al s priemernou veľkosťou častíc (d50) 0,5 až 20 μm po atomizácii je približne 2,5 nm, pričom nepresahuje kritickú hranicu prirodzenej tvorby AbO3 vrstvy, ktorá je približne 4 nm. Kovové jadro Al prášku, t. j. oblasť prášku mimo povrchu s vrstvou AbO3, je tvorené čistým Al, ktorý môže byť ako ultračistý, technicky čistý, komerčne čistý, s čistotou od 99.9999 do 98 hmotnostných %. Pri konsolidácii Al prášku dochádza k jeho zhutneniu do kompaktného telesa s nízkou zvyškovou pórovitosťou, ktorá môže byť menej než 5 %, výhodne menej než 1 %, a k vneseniu AbO3 zložky do Al. Týmto sa zabezpečí rovnomerné rozmiestnenie AbO3 zložky v Al hmote, ktoré by sa pri separátnej príprave a následnom miešaní Al a AbO3 práškových zmesí dalo zabezpečiť len s veľkou námahou a neefektívne. Al matrica kompozitu je charakterizovaná jemnými Al zrnami s typickou veľkosťou 0,5 až 10 pm, ktorých veľkosť je daná najmä hodnotou d50 použitého Al prášku. V závislosti od použitej konsolidačnej technológie môže dochádzať aj k redukcii veľkosti Al zrna matrice výrazne pod hodnotou d50 použitého Al prášku, najmä počas konsolidácie realizovanej procesmi plastickej deformácie (napríklad pretlakové lisovanie).

Objemový podiel A^O3 zložky je daný hrúbkou A^O3 vrstvy na vstupných Al práškoch a merným povrchom častíc Al práškov a je ho teda možné variovať a kontrolovať použitím Al práškov s rôznou d50 a povrchovou morfológiou a hrúbkou A^O3 vrstvy. V závislosti od použitej konsolidačnej technológie má AúO3 zložka dispergovaná v Al matrici rôzny tvar a kryštalický stav, a to

i) amorfný (am)-Al2O3 skeleton s hrúbkou steny približne 5 nm;

ii) am-Al2O3 fliačky s hrúbkou približne 2,5 nm;

iii) kryštalické y-AhO3 častice s priemerom približne 25 nm.

Vo všetkých prípadoch má AúO3 zložka veľmi dobrú metalurgickú väzbu na Al matricu, keďže je v nej vytvorená in situ.

Objemový podiel Al₂O₃ v Al hmote kompozitnej rúrky musí byť čo najnižší, aby neskôr nedegradoval elektrickú vodivosť supravodiča, a tak tvorí len 0,25 % až 5 % a zvyšok tvorí Al a prípadné technologické nečistoty alebo prímesi. Výhodne je podiel AúO3 vo výslednej hmote kompozitnej rúrky 0,5 % až 3 % objemových. Podiel prípadných technologických nečistôt alebo prímesí nepresiahne 1 objemové %, výhodne nepresiahne 0,3 objemové %. Aby sa dosiahol požadovaný podiel Al2O3 zložky v Al matrici a požadovaná mikrometrická až submikrometrická veľkosť Al zrna, v plášti supravodiča musí byť použitý v plyne alebo vo vode atomizovaný Al prášok s d₅₀ v rozsahu 0,5 až 20 pm. Al kompozitná rúrka môže byť priamo vyrobená do požadovaného tvaru PM procesmi (napríklad pretlakové lisovanie) alebo je trieskovým opracovaním vyrobená, prípadne dopracovaná z bloku Al kompozitného materiálu vyrobeného PM procesmi (napríklad kovanie). Typický proces výroby kompozitnej rúrky je napríklad:

i) izostatickým lisovaním za studena voľne sypaného hliníkového prášku;

ii) následným odplynením za studena lisovaného čapu pri zvýšenej teplote a podtlaku, čím sa odstráni fyzikálne a chemicky adsorbovaná vlhkosť z povrchu hliníkových práškov;

iii) pretlakovým lisovaním odplyneného práškového čapu za tepla priamo do profilu rúrky.

Alternatívne ku kompaktácii jemného Al prášku môže byť kompozitná rúrka pripravená zo vstupnej Al + Al2O3 práškovej zmesi pripravenej mechanickým mletím Al atomizovaného prášku alebo zmesi Al prášku a nanometrického A^O3 prášku. Počas procesu mechanického mletia dochádza komplexnými procesmi k zjemňovaniu Al zrna, disperzii nanometrického A^O3 prášku v Al matrici a nárastu podielu A^O3 zložky oxidáciou novovzniknutých Al povrchov. Tento prístup je však v menšej miere ekonomický, reprodukovateľný a ľahko kontrolovateľný v porovnaní s opísaným prístupom kompaktácie čistého jemného Al prášku.

Z hľadiska dosiahnutia vysokej produktivity je výhodné, ak sa supravodič podľa tohto vynálezu vyrába technológiou prášok-v-rúrke. Kompozitná Al + Al2O3 rúrka je v tomto prípade použitá ako vstupný materiál (t. j. rúrka) pri následnej výrobe supravodiča. Ak je v supravodiči použitá bariérová vrstva, následne sa do rúrky Al + Al2O3 kompozitu vloží rúrka bariéry naplnená zmesou práškov Mg a B alebo Mg drôtom obsypaným B práškom v čistej atmosfére inertného plynu. Ak v supravodiči bariérová vrstva nie je použitá, zmes práškov Mg a B alebo Mg drôt obsypaným B práškom v čistej atmosfére inertného plynu sa plní priamo do Al + AúO3 kompozitnej rúrky. Takto zložený kompozit sa tvárni za studena do drôtu (napríklad pomocou hydrostatického vytláčania, rotačného kovania, drážkového valcovania alebo ťahania) a na konečnom rozmere (napríklad približne 1 mm) sa podrobí tepelnému spracovaniu, pri ktorom vzniká reakčnou syntézou MgB2 supravodivé jadro.

Tvárnený kompozit s jedným Mg/B jadrom možno na vhodnom rozmere združiť do mnohožilového vodiča, a to vložením (7 až 61 elementov) do väčšej rúrky Al + A^O3 kompozitu a tvárniť do drôtu podobne ako v prípade jednej žily. Al + A^O3 kompozitný materiál rúrky má vďaka svojej jemnozrnnej štruktúre čistého Al veľmi dobré mechanické vlastnosti, konkrétne má vysokú pevnosť a dostatočnú ťažnosť potrebnú pri tvárnení drôtu. Napríklad vstupná medza klzu v ťahu Al + A^O3 kompozitného materiálu môže byť až približne 250 MPa, čo je takmer o jeden rád viacej, ako má čistý Al. Tým sa zabezpečí želaný prenos napätia z plášťa do jadra, rovnorodá a intenzívna plastická deformácia, a zhutnenie Mg a B zložky v jadre tenkého drôtu pozdĺž celej dĺžky počas jeho výroby tvárnením (typicky valcovaním za studena). Navyše štruktúra Al kompozitu je počas celého procesu tvárnenia (t. j. aj počas samotnej konsolidácie) stabilizovaná stabilnou nanometrickou Al2O3 zložkou, ktorá zabezpečuje stabilitu mikroštruktúry Al matrice v širokom rozsahu teplôt od izbovej teploty až do teplôt blízkych teplote tavenia Al. Tým je zabezpečené to, že v procese tvárnenia nedochádza k intenzívnym degradačným mikroštruktúrnym zmenám, t. j. k odpevňujúcim procesom, dynamickej a statickej rekryštalizácii a rastu Al zrna. Takto, na rozdiel od čistého Al, sa predíde neželanej situácii, kedy sa Al plášť deformuje prednostne a Mg/B jadro ostáva nedostatočne predeformované či zhutnené. Počas tvárnenia drôtu, kedy je do drôtu vnesená intenzívna šmyková plastická deformácia, sa Al zrno stabilizované AI2O3 zložkou v kompozitnom plášti postupne redukuje a zároveň nedochádza k jeho rastu rekryštalizačnými procesmi. Navyše počas tvárnenia drôtu dochádza k ešte výhodnejšej a rovnorodejšej disperzii AW3 zložky v Al matrici.

Výnimočný stabilizačný efekt AĽO3 zložky je využitý aj v neskoršom technologickom kroku, a to počas tvorby supravodivého MgB2 jadra pri relatívne vysokej teplote reakčnej syntézy medzi Mg a B zložkami v jadre tvárneného drôtu realizovanej pri teplote >635 °C, kde ešte navyše dochádza k dodatočnému prehratiu drôtu kvôli exotermickej reakcii medzi B a tekutým Mg. Kompozitný materiál plášťa krátkodobo odoláva teplotám blízkym teplote tavenia technicky čistého Al (približne 655 °C), čím je zabezpečená mikroštruktúrna stabilita, a tým zachovanie mechanických vlastností a tvarovej stálosti plášťa a celého supravodiča. Dokonca aj pri krátkodobých expozíciách teplotám nad teplotu tavenia technicky čistého Al, kedy sa už pozoruje lokálne natavovanie interiérov Al zŕn, A^O3 zložka stále stabilizuje plášť a nedochádza k strate tvarovej integrity, ale už prichádza k rastu Al zrna. Ak je Al₂O₃ zložka pred reakčným žíhaním, t. j. tvorbou supravodivého MgB₂ jadra, v amorfnom stave tak počas žíhania dochádza k kryštalografickej premene na v-AbO3 spojenej s globularizáciou am-Al2O3 fliačkov vznikajúce z potrhaných pôvodných natívnych obálok na povrchu vstupných Al práškov. Výsledkom je kompozitná štruktúra intenzívne predeformovanej jemnozrnnej Al matrice, v ktorej sú rovnomerne dispergované nanometrické Y-AhO3 častice, nachádzajúce sa na hraniciach Al zŕn, ako aj v interiéroch Al zŕn (obrázky 4 a 5). Priemerná priečna veľkosť Al zrna v plášti je vo výhodnom usporiadaní na úrovni 400 - 800 nm v závislosti od veľkosti d50 použitého Al prášku a miery vnesenej šmykovej deformácie počas kompaktácie Al prášku a tvárnenia supravodivého drôtu. Vo väčšine aplikácií majú Al zrná vo výslednom Al + Al₂O₃ kompozitnom plášti priečnu veľkosť zrna menšiu ako 10 pm, výhodne menšiu ako 1 pm. Priečna veľkosť Al zrna má dominantný vplyv na ťahovú pevnosť Al + A^O3 kompozitu, ktorá je riadená empirickým, tzv. Hall-Petch vzťahom. Samotná A^O3 zložka a jej obsah do 5 objemových % nemá na mechanickú pevnosť priamy negatívny vplyv. V závislosti od použitej veľkosti vstupného Al prášku a jeho čistoty a miery vnesenej plastickej deformácie možno dosiahnuť medzu pevnosti Al + A^O3 kompozitu až do približne 290 MPa.

Výnimočná štruktúrna stabilita zaručuje to, že Al kompozitný materiál plášťa si zachováva požadované mechanické vlastnosti, t. j. vysokú pevnosť spolu s dostatočnou ťažnosťou, aj po tvorbe MgB2 jadra, t. j. pri prevádzke supravodiča. To je výhodne využité v niektorých aplikáciách, kde dochádza k intenzívnemu mechanickému ťahovému zaťaženiu supravodiča v kryogénnych podmienkach (napríklad v supravodivých magnetoch na vysoké polia). Vysoká pevnosť je potrebná aj tam, kde dochádza k mechanickej manipulácii už s vyžíhaným supravodičom (napríklad v kábloch na prenos veľmi veľkých prúdov a pri navíjaní supravodiča do cievok s malým priemerom).

Kompozitný Al + A^O3 materiál má nízku mernú hmotnosť približne 2,71 g.cm^-3, MgB2 jadro má hustotu približne 2,55 g.cm^-3, pričom samotný plášť tvorí zvyčajne 60 až 75 % objemu celého telesa supravodiča. Vďaka tomu má výsledný supravodič podľa tohto vynálezu výrazne menšiu hmotnosť (približne trikrát menšiu) ako štandardne používané supravodiče na báze NbTi, Nb3Sn a MgB2 s vonkajším plášťom na báze Cu. Nízka hmotnosť supravodiča s mernou hmotnosťou <2,9 g.cm^-3 (pri použití relatívne ťažkej Ta bariérovej vrstvy) sa výhodne využije najmä pri technických riešeniach s pohyblivými a rotačnými časťami, napríklad pri aplikáciách v doprave a energetike, pri supravodivých veterných generátoroch, v motoroch v letectve, kozmonautike a vlakovej doprave, v pohonoch založených na supravodivej levitácii, v kozmonautike pri antiradiačnom tienení ľudskej posádky od kozmického žiarenia a vo všeobecnosti pri technických riešeniach s pohyblivými, rotujúcimi časťami.

Plášť na báze Al umožňuje ochranu jeho povrchu anodickou oxidáciou (t. j. eloxovaním), a tým umožňuje vytvoriť veľmi tenkú izolačnú A^O3 vrstvu na povrchu plášťa (s hrúbkou rádovo niekoľko pm), ktorá je stabilná pri finálnom žíhaní a tvorbe MgB2 jadra, a tým umožňuje lacné a efektívne izolovanie jednotlivých závitov supravodivého vinutia. Takéto tenké, tepelne vodivé, stabilné a dostatočne elektricky izolačné vrstvy nemožno pripraviť na povrchoch supravodivých drôtov s Cu obalom. Použitie Al + A^O3 kompozitu na plášť supravodiča podľa tohto vynálezu tým prináša aj ďalšiu následnú výhodu v podobe tenkej a pritom spoľahlivej elektrickej izolácie, čo opäť prispieva k celkovo nízkej hmotnosti výsledného supravodiča.

Popri dobrých mechanických vlastnostiach zabezpečuje Al kompozit s relatívne nízkym obsahom y-Al₂O₃aj to, že supravodič má tiež relatívne vysokú elektrickú a tepelnú vodivosť. Elektrická vodivosť klesá so znižujúcou sa veľkosťou Al zrna, so zvyšujúcim sa obsahom y-Al2O3 zložky a nižšou čistotou kovového jadra Al prášku, a potom sa dá kontrolovane meniť správnou voľbou veľkosti vstupného Al prášku. Al + A^O3 kompozit má nižšiu absolútnu hodnotu elektrickej vodivosti oproti riešeniam plášťov na báze OHC Cu, ale stále dostatočnú na použitie na plášť supravodiča, napríklad Al kompozit s 1,4 objemovými % v-AhO3 má merný elektrický odpor 9,5 x 10^-8 Ωm pri 25 K. Kombinácia ľahkého supravodiča vyššej pevnosti a s relatívne nižšou elektrickou vodivosťou môže byť dokonca výhodne využitá pri elektrických motoroch alebo generátoroch, kde sa magnetické pole v okolí supravodiča mení a do príliš vodivého obalu sa indukujú vírivé prúdy, ktoré ho môžu nahrievať. Zvýšený odpor vonkajšieho obalu redukuje vírivé prúdy, a tým aj nežiaduci ohrev supravodiča.

S ohľadom na mikroštruktúru s jemnými Al zrnami dekorovanými nanočastiacami V-AI2O3 sú difúzne procesy v Al kompozite potlačené. Kompozit Al + A^O3 má zníženú difuzivitu prvkov, ako napríklad Ti, Ta, Nb, vanád (V), Mg v jeho štruktúre. To znamená, že je obídená alebo výrazne potlačená reakcia medzi materiálom bariéry a plášťom z kompozitného hliníka s následnou tvorbou neželanej medzivrstvy rozhrania a že materiál bariéry môže byť vybraný zo širokého rozsahu materiálov. Aby sa však zachoval ľahký koncept supravodiča ako celku, je želaným použitie bariéry z ľahkého materiálu, ako napríklad Ti s hustotou 4,5 g.cm^-3 alebo V s hustotou 6,0 g.cm^-3. Vo výhodnom usporiadaní štruktúry Al + A^O3 kompozitu je dokonca možné úplné vynechanie difúznej bariéry, čo povedie ešte k ďalšiemu zníženiu hmotnosti supravodiča. To napríklad v prípade obídenia Ta bariéry predstavuje približne 8 % hmotnostnú redukciu. Vynález teda umožňuje vytvoriť usporiadanie, kde jadro na báze MgB2 a Al + Al2O3 kompozitný plášť sú alebo aj nie sú oddelené bariérovou vrstvou, ktorá môže byť z rôznych materiálov (napríklad Ta, Nb, Ti, Fe).

Využitie vrstvy am-Al2O3 na povrchu častíc čistého Al teda prináša viacero synergických výhod, a to najmä nasledujúce. Predložené riešenie umožňuje relatívne jednoduchú prípravu kompozitu, kde Al prášok je zároveň nosičom A^O3 zložky. Vďaka tomu sa dosahuje rovnomerné rozmiestnenie A^O3 zložky v celom objeme kompozitného plášťa a tiež rovnomerná veľkosť častíc y-A^O3 v celom objeme kompozitného plášťa. Vďaka ich in situ charakteru rovnomerne dispergované nanometrické y-A^O3 častice efektívne stabilizujú štruktúru Al matrice, a tým nepriamo zabezpečujú výborné mechanické vlastnosti Al + Al2O3 kompozitného plášťa počas výroby supravodivého drôtu a následne aj počas jeho prevádzky. Relatívne nízky obsah nanometrických y-A^O3 častíc rovnomerne dispergovaných v Al matrici nevedie k drastickému zníženiu elektrického odporu a supravodič si zachováva dostatočné supravodivé elektrické vlastnosti. Elektrická vodivosť plášťa supravodiča je ľahko nastaviteľná správnou voľbou vstupného Al prášku.

Vynález opisuje konkrétne technické riešenie výroby reálneho ultraľahkého supravodiča, ktoré je ekonomicky zmysluplné a veľkosériovo realizovateľné. To je v kontraste so súčasným stavom techniky, ktorý opisuje len všeobecnú možnosť použitia Al bez konkrétneho technického riešenia ako jedného z viacerých možných materiálov plášťa, do ktorého sa uzavrie jadro MgB2 supravodiča.

Plášť supravodiča na báze MgB2 je z ultrajemnozrnného Al kompozitného materiálu s nízkym obsahom AhO zložky, ktorý spĺňa náročné a protichodné požiadavky. Ultraľahký supravodič má extrémne nízku mernú hmotnosť <2,9 g.cm^-3 (pri použití relatívne ťažkej Ta bariérovej vrstvy). Supravodič môže byť koncipovaný aj bez použitia bariérovej vrstvy, čo vedie k dodatočnému zníženiu jeho mernej hmotnosti <2,7 g.cm^-3. Supravodič má výborné mechanické a dobré elektrické vlastnosti.

Zmenou žíhacej teploty a času pri syntéze MgB2 jadra možno meniť mikroštruktúru plášťa z Al kompozitného materiálu, a tým účelovo meniť kombináciu mechanických a elektrických vlastností supravodiča.

Plášť z Al + Al2O3 kompozitného materiálu umožňuje jednoduchú ochranu jeho povrchu anodickou oxidáciou, pri ktorej sa vytvára tenká izolačná Al2O3 vrstva na povrchu plášťu, čo vedie k dodatočnému zníženiu hmotnosti supravodiča.

Al + Al2O3 kompozitný materiál je pripravený PM metódami.

Prehľad obrázkov na výkresoch

Vynález je bližšie vysvetlený pomocou obrázkov 1 až 16. Prierezy supravodičov sú zobrazené schematicky, pomer veľkostí jadra/jadier a plášťa je len ilustratívny. Konkrétne zobrazené štruktúry hliníkových častíc a oxidu hlinitého AúO3 nemajú byť vysvetľované ako zužujúce rozsah ochrany.

Na obrázku 1 je schematicky znázornený prierez jednožilového supravodiča s bariérovou vrstvou.

Na obrázku 2 je schematicky znázornený prierez viacžilového supravodiča s bariérovou vrstvou.

Na obrázku 3 je priečny rez supravodičom s Al + Al₂O₃ kompozitným plášťom, Ta bariérou a MgB₂ jadrom.

Na obrázku 4 je pozdĺžna a na obrázku 5 priečna mikroštruktúra plášťa Al + AbO3 kompozitu s deformovanými Al zrnami usmernenými do smeru deformácie po tvárnení. Vyobrazenia sú získané v transmisnom elektrónovom mikroskope. Biela šípka v mikroštruktúre na obrázku 4 znázorňuje smer tvárnenia. Červené šípky v mikroštruktúre znázorňujú y-A^O3 nanočastice v interiéroch Al zŕn, ako aj po hraniciach Al zŕn.

Na obrázku 6 je vyobrazená kombinovaná prvková mapa znázorňujúca prítomnosť y-A^O3 častíc v priečnej štruktúre Al kompozitu po tvárnení. Tmavšie (v originálnom formáte zobrazené ako červené) oblasti znázorňujú prítomnosť kyslíka (O), bledšie (v originálnom formáte zobrazené ako zelené) oblasti prítomnosť Al. Biela šípka ukazuje na V-AI2O3 častice prítomné v interiéri Al zrna, tmavá (v originálnom formáte zobrazené ako červená) šípka ukazuje na y-AbO3 častice prítomné na hraniciach Al zrna. Vyobrazenia sú získané v transmisnom elektrónovom mikroskope pomocou EDS analýzy.

Obrázok 7 zviditeľňuje V-AI2O3 časticu vo vysokom rozlíšení a obrázok 8 znázorňuje korešpondujúci FTT obrazec potvrdzujúci prítomnosť y-Al₂O₃ získaný v transmisnom elektrónovom mikroskope.

Na obrázku 9 je pozdĺžna mikroštruktúra plášťa Al + AI2O3 kompozitu v supravodiči žíhanom pri vysokej teplote 645 °C počas 30 min. s prerastenými rovnoosovými Al zrnami a výraznou subštruktúrou malouhľových hraníc Al zŕn dekorovaných dislokačnými lesmi. Mikroštrukúra kompozitu je podobná aj v priečnom smere. Vyobrazenia sú získané v transmisnom elektrónovom mikroskope.

Na obrázku 10 je mikroštruktúra rozhrania Al + ApO3 kompozitu a bariérovej Ta vrstvy v supravodiči po syntéze MgB2 supravodivého jadra v priečnom smere na smer tvárnenia získaná v riadkovacom elektrónovom mikroskope. Na grafe na obrázku 11 je znázornený priebeh tvrdosti (H) a redukovaného Youngovho modulu (Er) na rozhraní Al kompozitného plášťa a Ta bariéry (vtlačky meraní tvrdosti sú zobrazené v mikroštruktúre na obrázku 10).

Na obrázku 12 je graf znázorňujúci mechanické vlastnosti (medzu pevnosti v ťahu a tvrdosť HV) Al + ApO3 kompozitu pri teplote T = 300 K ako funkciu obsahu y- ApO3 fázy danej hrúbkou natívnej am-Al2O3 vrstvy na povrchu použitého Al prášku a merným povrchom použitého Al prášku.

Na obrázku 13 je graf znázorňujúci ťahové deformačné krivky Al + ApO3 kompozitu pri teplote T = 77 K ako funkciu obsahu Al₂O₃ fázy danej hrúbkou natívnej am-Al₂O₃ vrstvy na povrchu použitého Al prášku a merným povrchom použitého Al prášku. Vo vložke grafu je zobrazený priebeh medze klzu YS₀,₂ ako funkcie obsahu AhO fázy pri teplote T = 77 K.

Na obrázku 14 je graf znázorňujúci teplotnú závislosť merného elektrického odporu Al + ApO3 kompozitného plášťa na rôzne koncentrácie ApO3 fázy.

Obrázok 15 je graf znázorňujúci teplotný priebeh pri žíhaní Al + Al2O3/Ta/Mg+B drôtu pripraveného z Al 99,8 hmotn. % prášku s veľkosťou d50 = 3 pm.

Obrázok 16 zobrazuje kritické prúdy pri 4,2 K supravodiča Al + APO3/Ta/Mg + B pripraveného z Al 99,8 hmotn. % prášku s veľkosťou d₅₀ = 3 pm pripraveného pri rôznych módoch žíhaniach syntézy MgB₂ fázy.

Príklady uskutočnenia vynálezu

Príklad 1

V tomto príklade podľa obrázkov 1, 3 až 11, 13 a 16 je supravodič vytvorený ako jednožilový z Mg 99,99 hmotnostných % drôtu s priemerom 3 mm, ktorý je obklopený B 99,8 hmotnostných % práškom v Ta 99,9 hmotnostných % rúrke s vnútorným priemerom 5,5 mm a vonkajším priemerom 7,1 mm. Vytvorený polotovar Mg + B/Ta je rotačne kovaný za studena na priemer 6 mm a následne vložený do rúrky z kompozitu Al + Al2O3. Kompozit Al + ApO3 je vyrobený z v plyne atomizovaného Al 99,8 hmotnostných % prášku priemernej veľkosti častice d50 = 3 pm. Atomizovaný prášok je izostaticky za studena zlisovaný do permeabilného práškového čapu, ktorý je následne odplynený pri teplote 420 °C počas 12 hod. pod vákuom. Odplynený práškový čap je pretlakovo lisovaný pri teplote 420 °C a redukčnom pomere približne 8 : 1 do profilu s priemerom 10 mm, z ktorého je trieskovým opracovaním vyrobená rúrka s vnútorným priemerom 6,3 mm a vonkajším priemerom 9,1 mm. Takýto celok je následne za studena rotačne zkovaný na priemer 7,5 mm a v konečnej operácii postupne valcovaný na drôt rozmeru približne 1 x 1 mm².

Kompozit Al + Al2O3 mechanicky stabilizuje Mg + B/Ta jadro 1 počas intenzívnej plastickej deformácie, zabezpečuje homogénnu deformáciu po priereze a dĺžke, zhutnenie Mg + B jadra, a zaisťuje integritu Al + ApO3/Ta/Mg + B celku bez tvorby nežiaducich trhlín či iných nedostatkov. Intenzívne predeformovaný Al + ApO3/Ta/Mg + B drôt je následne vystavený žíhaniu pri teplote 635 °C (podľa obrázka 15) a celkovom čase 60 min. pri nábehu 25 °C/min. pod ochrannou atmosférou argónu (Ar), pri ktorej dochádza k reakcii medzi Mg drôtom a B práškom, a následnej tvorbe MgB2 supravodivého jadra 1 (podľa obrázka 3). Kvôli exotermickej reakcii medzi Mg a B vzrastie krátkodobo (približne na 8 min.) teplota lokálne v drôte až na približne 655 °C (obrázok 11). Vo výslednom supravodiči MgB2 jadro 1 tvorí objemovo približne 36 %, Ta bariéra 2 približne 5 % a Al kompozitný plášť 3 približne 59 %.

Al plášť 3 efektívne stabilizovaný APO3 nanočasticami (obrázky 4 a 5) si zachováva svoju jemnozrnnú štruktúru submikrometrických Al zŕn s priemernou priečnou veľkosťou zrna približne 480 nm, ktoré sú intenzívne predĺžené do smeru deformácie počas celého procesu tvárnenia drôtu, ako aj po reakčnom žíhaní realizovanom pri teplote blízkej samotnej teplote tavenia Al + APO3 kompozitu (t. j. približne 653 °C). Potom si Al + AI2O3 kompozit zachováva do veľkej miery aj svoje výhodné mechanické vlastnosti (napríklad tvrdosť HV >60, medza pevnosti >200 MPa), aj keď je už vo finálnej forme plášťa okolo Ta/Mg + B jadra, obrázok 12. V tomto príklade je obsah kryštalických y-AhO3 nanočastíc, ktoré majú veľkosť približne 25 nm a sú rovnomerne rozmiestnené v Al zrnách, približne 1,4 objemových %. Ako demonštruje obrázok 10, Ta/Al + Al2O3 rozhranie je metalurgicky čisté bez prítomnosti nežiaducej pórovitosti, trhlín a intermetalickej fázy, čo potvrdzuje priebeh tvrdosti na rozhraní (obrázok 11).

Al + Al2O3 kompozit vykazuje výhodný pomer zvyškového elektrického odporu R300K/R25K = 20 a hodnotu merného elektrického odporu približne 9,5 x 10^-8 Ωm pri 25 K (obrázok 14). Aj pri kryogénnych teplotách si Al + Al2O3 kompozit zachováva výhodnú mechanickú pevnosť potrebnú pri stabilizácii MgB2 supravodivého jadra (napríklad medzu pevnosti 260 MPa pri 77 K). Supravodič vykazuje pri 4,2 K vysoké hodnoty kritických prúdov, a to napríklad 100 A v poli 6 T a 1000 A v poli 2,2 T.

Eloxovaním povrchu kompozitného Al + A^O3 plášťa 3 sa vytvorila na povrchu supravodiča stabilná vrstvička Al₂O₃ s hrúbkou niekoľko mikrometrov, ktorá zabezpečuje dostatočnú elektrickú izoláciu tým, že zvýšila prierazné napätie z približne 1 V na približne 300 V.

Ak sa predeformovaný Al + Al₂O3/Ta/Mg + B drôt účelovo vystaví žíhaniu pri teplote vyššej než 635 °C, napríklad pri 645 °C počas 30 min., dochádza krátkodobo k zvýšeniu teploty v supravodiči nad teplotu tavenia Al + Al2O3 kompozitu (t. j. nad 653 °C). Aj napriek tomu, že dochádza k lokálnemu natavovaniu Al zŕn, zažíhaný drôt ostáva stabilný a nedochádza k strate jeho tvarovej integrity. Je pozorovaný markantný rast Al zrna v takto zažíhanom Al + Al^3 kompozitnom plášti (obrázok 9). V kompozite zaniká výrazná textúra a výsledné rovnoosové Al zrná majú veľkosť niekoľko stoviek mikrometrov. V rámci Al zŕn je pozorovaná výrazná subštruktúra tvorená malouhľovými hranicami Al subzŕn, dekorované hustou dislokačnou sieťou. Táto zmena nemá zásadný vplyv na hodnoty kritických prúdov, ktorá koreluje najmä so štruktúrou MgB2 prstenca (obrázok 16). Mechanická pevnosť takéhoto kompozitu prirodzene výrazne klesá (na HV = ~ 35).

Príklad 2

V tomto príklade podľa obrázka 2 je sedemžilový supravodič vyrobený tak, že sedem jadier 1 s bariérou 2 sa vyrobí podobne ako v príklade 1, a potom sa jadrá 2 vložia do väčšej rúrky Al kompozitu a tvárnia sa do drôtu podobne ako v prípade jednej žily.

Príklad 3

V tomto príklade podľa obrázkov 11 až 13 sa odskúšali rôzne podiely A^, a to 0,0 objemových % (čiže ingotový materiál, nie práškový kompozit), 0,57 objemových %, 1,51 objemových %, 2,12 objemových % a 3,12 objemových %. Rôzne podiely Al^3 zložky boli dosiahnuté použitím v plyne atomizovaných Al 99,8 hmotnostných % práškov rôznej priemernej veľkosti častice d50 = 0,8 až 21 pm. Výsledné mechanické vlastnosti plášťa 3 sú zaznamenané na obrázku 12 a ťahové deformačné krivky výsledných kompozitov s rôznym podielom Al^ sú na obrázku 13. Mechanická pevnosť úmerne stúpa s obsahom Al^3 zložky, ktorá je funkciou priemernej priečnej veľkosti Al zrna v kompozite, t. j. vyššia pevnosť/tvrdosť je dosahovaná pri menšej veľkosti zrna. Ako je zobrazené na obrázku 14 elektrický odpor kompozitu pri nízkych prevádzkových teplotách narastá s obsahom AW3, ktorý je nepriamo úmerný veľkosti Al zrna. Ale aj pre Al prášok s d50 = 0,8 pm a obsahom AW3 3,12 objemových % dosahuje stále akceptovateľnú hodnotu 2,6 x 10^-9 Ωm.

Priemyselná využiteľnosť

Priemyselná využiteľnosť je zrejmá. Podľa tohto vynálezu je možné opakovane vyrábať ultraľahké supravodiče na báze MgB2 s plášťom na báze Al s nízkou hmotnosťou.

Zoznam vzťahových značiek a skratiek

- jadro

- bariéra

- plášť powder-in-tube - prášok-v-rúrke

Claims

1. Supravodič na báze MgB2 s plášťom na báze Al, zahŕňajúci supravodivé jadro (1) na báze boridu horečnatého (MgB2) a zahŕňajúci vonkajší plášť (3) na báze hliníka (Al), kde supravodič má celkovú mernú hmotnosť nižšiu ako 2,9 g.cm^-3, pričom v supravodiči je aspoň jedno jadro (1) a plášť (3) tvorí celistvý vonkajší obvod supravodiča, vyznačujúci sa tým, že plášť (3) je kompozitný materiál, ktorý tvorí kovová matrica z čistého Al a stabilizačná zložka oxidu hlinitého (AbO3), v hmote Al + AI2O3 kompozitného plášťa (3) - AI2O3 zložka zaberá podiel 0,25 % až 5 % objemových, Al má podiel 95 % až 99,75 % objemových a nečistoty majú podiel do 1 % objemových, výhodne do 0,3 % objemových, pričom A^O3 zložka je rovnomerne rozmiestnená v celom objeme Al + A^O3 kompozitu.

2. Supravodič na báze MgB2 s plášťom na báze Al podľa nároku 1, vyznačujúci sa tým, že Al2O3 má vo výslednej hmote kompozitu podiel 0,5 % až 3 % objemových.

3. Supravodič na báze MgB2 s plášťom na báze Al podľa nárokov 1 alebo 2, vyznačujúci sa tým, že má celkovú mernú hmotnosť nižšiu ako 2,7 g.cm^-3.

4. Supravodič na báze MgB2 s plášťom na báze Al podľa ktoréhokoľvek z nárokov 1 až 3, vyznačujúci sa tým, že plášť (3) je vyrobený z Al + A^O3 kompozitnej rúrky, ktorá je priamym produktom práškovej metalurgie alebo je vyrobená opracovaním produktu práškovej metalurgie, pričom práškový produkt je vyrobený konsolidáciou atomizovaných Al práškov.

5. Supravodič na báze MgB2 s plášťom na báze Al podľa ktoréhokoľvek z nárokov 1 až 4, vyznačujúci sa tým, že AW3 pochádza z tenkej povrchovej pasivačnej vrstvy prítomnej na časticiach Al prášku vstupujúceho do kompaktácie.

6. Supravodič na báze MgB2 s plášťom na báze Al podľa ktoréhokoľvek z nárokov 1 až 3, vyznačujúci sa tým, že plášť (3) je vyrobený z Al + A^O3 kompozitnej rúrky, ktorá je priamym produktom práškovej metalurgie alebo je vyrobená opracovaním produktu práškovej metalurgie, pričom práškový produkt je vyrobený konsolidáciou mechanicky mletej zmesi Al a A^O3 práškov.

7. Supravodič na báze MgB2 s plášťom na báze Al podľa ktoréhokoľvek z nárokov 1 až6, vyznačujúci sa tým, že Al2O3 zložka v Al + A^O3 kompozitnom plášti (3) má aspoň jeden svoj charakteristický rozmer menší ako 250 nm, výhodne menší ako 50 nm.

8. Supravodič na báze MgB2 s plášťom na báze Al podľa ktoréhokoľvek z nárokov 1 až7, vyznačujúci sa tým, že Al zrná vo výslednom Al + A^O3 kompozitnom plášti (3) majú priečnu veľkosť zrna menšiu ako 10 pm, výhodne menšiu ako 1 pm, obzvlášť výhodne menšiu ako 800 nm.

9. Supravodič na báze MgB2 s plášťom na báze Al podľa ktoréhokoľvek z nárokov 1 až8, vyznačujúci sa tým, že AI2O3 zložka sú nanokryštalické Y-AI2O3 častice, ktoré sa nachádzajú na hraniciach Al zŕn a/alebo v interiéroch Al zŕn.

10. Supravodič na báze MgB2 s plášťom na báze Al podľa ktoréhokoľvek z nárokov 1 až 9, vyznačujúci sa tým, že zahŕňa difúznu bariéru (2), ktorá má formu vrstvy na rozhraní jadra (1) a plášťa (3).

11. Supravodič na báze MgB2 s plášťom na báze Al podľa nároku 10, vyznačujúci sa tým, že bariéra (2) je na báze niektorého z prvkov zo skupiny tantal (Ta), niób (Nb), titán (Ti), vanád (V), železo (Fe) alebo na báze kombinácie týchto prvkov, výhodne na báze Ti a V.

12. Supravodič na báze MgB2 s plášťom na báze Al podľa ktoréhokoľvek z nárokov 1 až 11, vyznačujúci sa tým, že na vonkajšom povrchu plášťa (3) má elektricky izolačnú tenkú vrstvu Al2O3, výhodne vytvorenú anodickou oxidáciou.

13. Supravodič na báze MgB2 s plášťom na báze Al podľa nároku 12, vyznačujúci sa tým, že izolačná vrstva A^O3 vytvorená anodickou oxidáciou má hrúbku do 10 pm.

14. Spôsob výroby supravodiča na báze MgB2 s plášťom na báze Al technológiou prášok-v-rúrke, vyznačujúci sa tým, že rúrka je Al + A^O3 kompozit práškovej metalurgie, pričom pri príprave rúrky sa za studena izostaticky lisuje voľne sypaný Al prášok, výhodne je Al prášok jediným vstupným práškovým materiálom.

15. Spôsob výroby supravodiča na báze MgB2 s plášťom na báze Al podľa nároku 14, vyznačujúci sa tým, častice Al prášku majú vo svojom kovovom interiéri čistotu Al od 99,9999 % do 98 % hmotnostných.

16. Spôsob výroby supravodiča na báze MgB2 s plášťom na báze Al podľa nárokov 14 alebo 15, vyznačujúci sa tým, že častice Al prášku majú strednú veľkosť 0,5 až 20 pm, výhodne 1 až 10 pm.

17. Spôsob výroby supravodiča na báze MgB2 s plášťom na báze Al podľa ktoréhokoľvek z nárokov 14 až 16, vyzna čujúci sa tým, že Al prášok pri studenom lisovaní má na povrchu svojich častíc natívnu vrstvu AI2O3, vylisovaný polotovar sa odplyní pri zvýšenej teplote a pri pôsobení vákua, následne sa polotovar pretlakovo lisuje za tepla, pričom do takto pripravenej rúrky sa v atmosfére inertného plynu umiestni zmes práškov Mg a B alebo Mg drôt a prášok B, následne sa naplnená rúrka tvárni za studena do drôtu, ktorý sa žíha pri teplote 630 °C až 660 °C, v čoho dôsledku sa v jadre drôtu vytvára MgB2 supravodivé jadro.

5

18. Spôsob výroby supravodiča na báze MgB2 s plášťom na báze Al podľa ktoréhokoľvek z nárokov 14 až

16 , vyznačujúci sa tým, že v atmosfére inertného plynu sa umiestni zmes práškov Mg a B alebo Mg drôt a prášok B dovnútra bariérovej rúrky, takýto celok sa plasticky predhutní a vloží dovnútra Al + AhO kompozitnej rúrky, ktorá je produktom práškovej metalurgie, následne sa naplnená rúrka tvárni za studena do drôtu, ktorý sa žíha, pričom v jadre drôtu sa vytvára MgB2 supravodivé jadro.

10

19. Spôsob výroby supravodiča na báze MgB2 s plášťom na báze Al podľa nárokov 17 alebo 18, vyznačujúci sa tým, že bariérová rúrka je na báze niektorého z prvkov zo skupiny Ta, Nb, Ti, V, Fe alebo na báze kombinácie týchto prvkov.

20. Spôsob výroby supravodiča na báze MgB2 s plášťom na báze Al podľa ktoréhokoľvek z nárokov 17 až 19, v y z n a č u j ú c i s a t ý m , že viacero, výhodne 7 až 61, predtvárnených drôtov s Mg + B jadrom 15 (1) a povrchovou bariérovou vrstvou (2) sa vloží do väčšej Al + AúO3 kompozitnej rúrky a spolu sa tvárnia do drôtu s viacerými žilami.

21. Spôsob výroby supravodiča na báze MgB2 s plášťom na báze Al podľa ktoréhokoľvek z nárokov 14 až 20, vyznačujúci sa tým, že vonkajší povrch plášťa (3) sa anodicky oxiduje na vytvorenie elektricky izolačnej vrstvy, výhodne s hrúbkou do 10 pm.