DE69421197T2

DE69421197T2 - Verfahren zur Herstellung eines Nb3X supraleitenden Drahtes

Info

Publication number: DE69421197T2
Application number: DE69421197T
Authority: DE
Inventors: Naoki Ayai; Yuichi Yamada
Original assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Priority date: 1993-02-02
Filing date: 1994-01-31
Publication date: 2000-08-24
Anticipated expiration: 2014-02-01
Also published as: EP0609804B1; EP0609804A1; FI940459A7; ATE185926T1; DE69421197D1; FI940459A0; RU2122758C1

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG

Bereich der Erfindung

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen von supraleitenden Nb&sub3;X-Drähten wie zum Beispiel supraleitenden Nb&sub3;X-Drähten, die als supraleitende Hochmagnetfeldmaterialien verwendet werden wie zum Beispiel supraleitende Magnete für einen nuklearen Fusionsreaktor oder dergleichen.

Beschreibung des Stands der Technik

Im allgemeinen rechnet man mit einem supraleitenden Nb&sub3;X-Material wie z. B. Nb3Al, Nb3Sn oder Nb3Ge als einem supraleitenden Material, da dasselbe auf eine Hochmagnetfeldverwendung angewendet werden kann, was nicht von einem supraleitenden Legierungsmaterial wie zum Beispiel NbTi erfüllt werden kann. Insbesondere rechnet man mit einem supraleitenden Nb3Al-Material als einem nützlichen supraleitenden Material für einen nuklearen Fusionsreaktor, der eine hohe magnetische Kraft in einem hohen magnetischen Feld empfängt, oder einem supraleitenden Material für die Energiespeicherung, infolge eines hohen kritischen Stromes und exzellenten Spannung-Dehnung-Effekt in einem hohen magnetischen Feld. Siehe zum Beispiel EP-A-0 405 405, wo ein supraleitender Multifilamentdraht aus Nb3Al offenbart ist, der für nukleare Fusionsreaktoren geeignet ist.
Im allgemeinen ist es schwierig, solch ein supraleitendes Nb&sub3;X-Material plastisch zu bearbeiten, das im Vergleich zu einem supraleitenden Legierungsmaterial wie zum Beispiel NbTi extrem hart und spröde ist. Somit sind verschiedene Untersuchungen allgemein über ein Verfahren zum Herstellen solch eines supraleitenden Nb&sub3;X-Materials duchgeführt worden, zum Beispiel in Advances in Cryogenic Engineering, ICMC 32 (1986).
Fig. 12 ist ein Phasendiagramm der binären Legierung Nb-Al.
Wie in Fig. 12 zu sehen ist, existiert Nb&sub3;Al stabil bei einer hohen Temperatur von wenigstens 1600ºC mit einem stöchiometrischen Mischungsverhältnis von Nb zu Al von 3 : 1. Bei einer niedrigen Temperatur von weniger als 1600ºC wird das Nb3Al jedoch mit einer Mischung aus Nb2Al ausgebildet, was ein nicht-supraleitendes Material ist. Folglich besitzt ein supraleitendes Material aus der Verbindung Nb3Al, das bei einer tiefen Temperatur von weniger als 1600ºC hergestellt wird, im allgemeinen eine niedrige kritische Temperatur, ein niedriges kritisches Magnetfeld (Hc) und eine eine niedrige kritische Stromdichte (Jc). Folglich wurde kein Verfahren zum Herstellen eines supraleitenden Nb3Al-Materials in die Praxis umgesetzt, obwohl ein Abschreckverfahren zum Abkühlen des Materials von einer hohen Temperatur von wenigstens 1600ºC in einer kurzen Zeit oder dergleichen untersucht worden ist.
Jedoch ist es vor kurzem erkannt worden, daß ausgezeichnetes Nb3Al in einem Teil, der eine kurze Diffusionslänge für Al-Atome in einer Nb-Schicht besitzt, und/oder in einem Teil, der eine kurze Diffusionslänge für Nb-Atome in einer Al-Schicht besitzt, ausgebildet wird, sogar falls die Temperatur nicht mehr als 1000ºC beträgt. Zu diesem Zweck sind Herstellungsverfahren entwickelt worden, wie zum Beispiel Pulvermetallurgie (PM), ein Rohrverfahren, Verbundstoffbearbeitung wie zum Beispiel Extrudieren mit kaschierten Spänen und ein Biskuitrollenverfahren. Jedes dieser Verfahren ist dafür ausgelegt, reines Nb oder ein Material, das Nb enthält, mit reinem Al oder einem Material, das Al enthält, in einem extrem feinen Zustand zu mischen und kann den vorerwähnten Teil, der eine kurze Diffusionslänge besitzt, vergrößern. Gemäß einem solchen Verfahren ist es folglich möglich, ein supraleitendes Hochleistungsmaterial aus Nb3Al mit einem stöchiometrischen Mischungsverhältnis von Nb zu Al, das nahe bei 3 : 1 liegt, zu erhalten, mit einer hohen kritischen Temperatur, einem hohen kritischen Magnetfeld (Hc) und einer hohen kritischen Stromdichte (Jc).
Unter den vorerwähnten Herstellungsverfahren kann das Biskuitrollenverfahren mit Vorteil einen supraleitenden Draht mit einer Multifilamentstruktur herstellen, ein stabilisierendes Material bilden, und auf einfache Weise ein langes Material herstellen. Somit ist dieses das praktikabelste Verfahren zum Herstellen eines supraleitenden Nb&sub3;Al- Drahtes.
Das Biskuitrollenverfahren wird nun unter Bezugnahme auf Fig. 13 beschrieben.
Fig. 13 ist eine Prozeßzeichnung, die ein Verfahren zum Herstellen eines supraleitenden Nb&sub3;Al-Multifilamentdrahtes gemäß dem Biskuitrollenverfahren zeigt.
Wie in Fig. 13 zu sehen ist, werden zuerst ein Blech bzw. ein Bogen aus hochreinem Nb und ein Blech bzw. ein Bogen aus hochreinem Al mittels Schmelzen und Walzen hergestellt. Dann werden das Nb-Blech und das Al-Blech übereinandergelegt und auf einen sauerstofffreien Kupferstab aufgewickelt, um einen Draht herzustellen (Biskuitrolle). Dann wird dieser Draht in ein sauerstofffreies Kupferrohr eingeführt und in eine hexagonale Querschnittsgestalt gezogen, und danach in eine gewünschte Länge zerschnitten, um ein hexagonales Segment 109 herzustellen. Dann werden eine Vielzahl von solchen hexagonalen Segmenten 109 in ein Kupferrohr gefüllt, um einen Walzblock herzustellen, der wiederum in einem Vakuum mittels Elektronenstrahlschweißen versiegelt wird, und dann einer Extrusion bzw. Strangpressen unterworfen. Dann wird der so gebildete Multifilamentdraht gezogen und verdrillt, gestaltet, verseilt und isoliert, je nach Wunsch, gewickelt und danach wärmebehandelt, um eine supraleitenden Phase (Al5-Struktur von Nb&sub3;Al) auszubilden. Das vorerwähnte Biskuitrollenverfahren ist ausführlicher in Sumitomo Denki, No. 139, September 1991, Seite 93 bis 100, beschrieben.
Um Nb&sub3;X mit exzellenter Supraleitfähigkeit mittels solch eines Biskuitrollenverfahrens auszubilden, wie es in Patent Abstracts of Japan, Vol. 16, No. 392 (E-1251), 20.08.92 und JP-A-04 132 118 offenbart ist, ist es notwendig, die Menge an Bearbeitung zu maximieren wie zum Beispiel das Ziehen zum Verringern der Querschnittsfläche und das erste und zweite Blech in der Dicke zu verringern, um die Menge des vorerwähnten Teils, der einen kurze Diffusionslänge besitzt, zu erhöhen.
Wenn jedoch die Querschnittsfläche des Drahtes mittels Ziehen oder dergleichen verringert wird, wird der Draht aufgrund von Unterschieden in der Zugfestigkeit (N/mm²), Dehnbarkeit, Zähigkeit, Sprödigkeit und Bearbeitungshärtbarkeit zwischen dem ersten Blech, dem zweiten Blech und einer Cu-Matrix, die als ein stabilisierendes Material verwendet wird, inhomogen deformiert, was zu Beschädigung oder Bruch bzw. Rissen führt.
Mit anderen Worten, das konventionelle Biskuitrollenverfahren besitzt solch ein Problem, daß es erforderlich ist, die Menge an Bearbeitung wie zum Beispiel das Ziehen zum Verringern der Querschnittsfläche zu erhöhen, um die Supraleitfähigkeit wie zum Beispiel die kritische Stromdichte (Jc) zu erhöhen, während solch eine Erhöhung der Menge an Bearbeitung eine hohe Wahrscheinlichkeit für Beschädigung oder Bruch des Drahtes zur Folge haben kann.

KURZFASSUNG DER ERFINDUNG

Eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, ein Verfahren zum Herstellen eines supraleitenden Nb&sub3;X-Drahtes und einen supraleitenden Nb&sub3;X-Draht mit ausgezeichneten Eigenschaften bereitzustellen, der im Vergleich mit einem konventionellen supraleitenden Nb&sub3;X-Draht höhere kritische Stromdichten (Jc) etc. besitzt, ohne besondere Zunahme in der Menge an Bearbeitung wie zum Beispiel dem Ziehen zum Verringern der Querschnittsflächen.
Diese Aufgaben werden mit einem Verfahren, wie es in Anspruch 1 definiert ist, gelöst.
Gemäß der vorliegenden Erfindung wird ein Draht bereitgestellt, der erhalten wird, indem man ein erstes wärmebehandeltes Blech, das aus reinem Nb oder einer Nb-Legierung besteht, und ein zweites Blech, das aus Metallatomen X, die mit dem Nb reagieren und eine Verbindung bilden, die Supraleitfähigkeit zeigt, oder aus einer Legierung, die die Metallatome X enthält, besteht, übereinanderlegt und aufwickelt. Dieser Draht ist dadurch gekennzeichnet, daß die sich als Folge ergebende Grenzfläche zwischen dem ersten und dem zweiten Blech eine dichte bzw. kompakte Zick-Zack- Grenzfläche ist, so daß die Kontaktfläche dazwischen vergrößert ist.
Gemäß einem Aspekt der vorliegenden Erfindung wird ein supraleitender Nb&sub3;X-Draht erhalten. Eine Vielzahl von solchen Drähten werden als Filamente in einer Matrix eingebettet, wodurch ein supraleitender Nb&sub3;X-Multifilamentdraht bereitgestellt wird. Weiterhin werden solche Drähte für supraleitende Drähte wärmebehandelt, um einen supraleitenden Nb&sub3;X-Draht und einen supraleitenden Nb&sub3;X-Multifilamentdraht bereitzustellen.
Vorteilhafterweise werden die Metallatome X aus einem Metall hergestellt, das aus Al, Sn und Ge ausgewählt wird.
Andererseits weist das Nb, das in dem ersten Blech enthalten ist, vorteilhafterweise eine Reinheit von wenigstens 99,0% auf.
Gemäß einem anderen Aspekt der vorliegenden Erfindung wird ein Verfahren zum Herstellen eines supraleitenden Nb&sub3;X-Drahtes bereitgestellt. Dieses Verfahren umfaßt einen Schritt des Herstellens eines ersten Bleches, das aus reinem Nb oder einer Nb-Legierung besteht, mittels Schmelzen und Walzen, einen Schritt des Wärmebehandelns des ersten Bleches, das aus reinem Nb oder einer Nb-Legierung besteht, einen Schritt des Übereinanderlegens des wärmebehandelten ersten Bleches und eines zweiten Bleches, das aus Metallatomen X, die mit dem Nb reagieren und eine Verbindung bilden, die Supraleitfähigkeit zeigt, oder aus einer Legierung, die die Metallatome X enthält, besteht, und Aufwichelns dieser Bleche zum Herstellen eines Drahtes, und einen Schritt des Durchführens von Bearbeitung an dem Draht zum Verringern seiner Querschnittsfläche.
Ein Verfahren zum Herstellen eines supraleitenden Nb&sub3;X- Multifilamentdrahtes wird bereitgestellt, daß des weiteren einen Schritt des Bündelns einer Vielzahl der vorerwähnten Drähte und des Einfüllens derselben in ein zylindrisches Teil, und einen Schritt des Durchführens von Bearbeitung an dem zylindrischen Teil, das mit den Drähten gefüllt ist, zum Verringern seiner Querschnittsfläche aufweist, wodurch ein Multifilamentdraht hergestellt wird. Weiterhin werden Verfahren zum Herstellen eines supraleitenden Nb&sub3;X-Drahtes und eines supraleitenden Nb&sub3;X-Multifilamentdrahtes bereitgestellt, die des weiteren Schritte des Wärmebehandelns der so bearbeiteten Drähte aufweisen.
Der Schritt des Wärmebehandelns des ersten Bleches wird vorteilhafterweise in und für einen Temperaturbereich und für eine Zeit ausgeführt, die hinreichend zum Neuordnen der Kristallstruktur des ersten Bleches und Unregelmäßigmachen der Kristallorientierungen sind. Weiterhin wird der Schritt des Wärmebehandelns des ersten Bleches vorteilhafterweise in einem Temperaturbereich von 700 bis 1100ºC für eine bis zehn Stunden durchgeführt.
Die Bearbeitung zum Verringern der Querschnittsfläche des Drahtes oder dergleichen wird mittels Ziehen, Drahtziehen, Schmieden, Walzen oder dergleichen, zum Beispiel, implementiert.
In dem supraleitenden Nb&sub3;X-Draht gemäß der vorliegenden Erfindung ist die sich ergebende Grenzfläche zwischen dem ersten und dem zweiten Blech eine dichte Zick-Zack- Grenzfläche, um die Kontaktfläche zwischen dem ersten und dem zweiten Blech, die übereinander gelegt und aufgewickelt sind, zu erhöhen.
Allgemein wird das Nb&sub3;X hoher Qualität, das Nb und X in einem Mischungsverhältnis von 3 zu 1 enthält, in der Nachbarschaft der Grenzfläche zwischen dem ersten und dem zweiten Blech mittels einer Diffusionsreaktion (Wärmebehandlung) ausgebildet. Gemäß der vorliegenden Erfindung wird die gebildete Menge an Nb&sub3;X hoher Qualität in der Wärmebehandlung erhöht, da die Kontaktfläche zwischen dem ersten und dem zweiten Blech erhöht wird.
In dem supraleitenden Draht gemäß der vorliegenden Erfindung ist die Grenzfläche zwischen dem ersten und dem zweiten Blech eine dichte bzw. kompakte Zick-Zack-Grenzfläche, wodurch der vorerwähnte Teil, der eine kurze Diffusionslänge besitzt, erhöht wird. Folglich wird die Diffundierbarkeit der Metallatome X und Nb-Atome verbessert bzw. erhöht, wodurch die Menge an Nb&sub3;X, das mittels der Wärmebehandlung pro Einheitszeit gebildet wird, im Vergleich zum Stand der Technik erhöht wird. Folglich ist es möglich, einen supraleitenden Nb&sub3;X-Draht zu erhalten, der eine höhere kritische Stromdichte (Jc) im Vergleich zum Stand der Technik besitzt.
In dem supraleitenden Nb&sub3;X-Draht gemäß der vorliegenden Erfindung ist des weiteren die Kontaktfläche zwischen dem ersten und dem zweiten Bleich so vergrößert, daß eine vorbestimmte Menge an Nb&sub3;X durch eine Diffusionsreaktion (Wärmebehandlung) in einer kürzeren Zeit ausgebildet werden kann als im Vergleich zum Stand der Technik. Die mittlere Korngröße der Kristalle in der Nb&sub3;X-Phase, die in solch einer kurzen Zeit gebildet werden, ist verfeinert verglichen mit jener der Kristalle, die in einer langen Zeit gebildet werden, wodurch das Anhaften vergrößert wird.
Der Ausdruck "Anhaften" bezeichnet die unbewegliche Fixierung von magnetischem Fluß. Wenn ein Strom und ein Magnetfeld vorhanden sind, so wird der magnetische Fluß mit einer elektromagnetischen Kraft beaufschlagt, die durch das Produkt aus einer Stromdichte und einer magnetischen Flußdichte bereitgestellt wird. Wenn die elektromagetische Kraft die Haftkraft übersteigt, beginnt der magnetische Fluß sich zu bewegen, um eine Spannung zu erzeugen. Folglich kann eine Stromdichte in einem Konkurrenzzustand der Haftkraft und der elektromagnetischen Kraft als die kritische Stromdichte in dem Magnetfeld betrachtet werden. Man kann sich vorstellen, daß der magnetische Fluß an einem Gitterdefekt oder einer Korngrenze anhaftet bzw. haften bleibt, und man erhält eine hohe kritische Stromdichte (Jc), wenn das Nb&sub3;X in einem Feinkornzustand angeordnet ist, da das Anhaften vergrößert wird.
Und zwar kann der supraleitende Nb&sub3;X-Draht gemäß der vorliegenden Erfindung Nb&sub3;X-Körner bilden, die verglichen mit dem Stand der Technik eine kleinere mittlere Korngröße besitzen, wie oben beschrieben wurde. Folglich wird das Anhaften erhöht und der erfindungsgemäße supraleitende Nb&sub3;X- Draht zeigt eine höhere kritische Stromdichte (Jc).
In einem supraleitenden Nb&sub3;X-Draht gemäß der vorliegenden Erfindung ist desweiteren die Grenzfläche zwischen dem ersten und zweiten Blech eine Zickzack-Grenzfläche. Mit anderen Worten, sowohl das erste als auch zweite Blech sind in ihrer Dicke teilweise verringert. Somit ist es folglich nicht notwendig, die gesamten ersten und zweiten Flächen in der Dicke durch Erhöhen der Menge an Bearbeitung zum Verringern der Querschnittsfläche zu verringern, anders als im Stand der Technik, wodurch Beschädigung und Bruch des Drahtes extrem verringert wird.
Gemäß der vorliegenden Erfindung ist desweiteren die Grenzfläche zwischen dem ersten und zweiten Blech durch die Verwendung des wärmebehandelten ersten Bleches eine Zickzack-Grenzfläche. Und zwar wird das erste Blech in der Kristallstruktur durch die Wärmebehandlung reorganisiert bzw. neu geordnet, so daß die Kristallorientierungen unregelmäßig gemacht werden. Das wärmebehandelte erste Blech wird dem zweiten Blech überlagert, aufgewickelt und der Bearbeitung zum Verringern der Querschnittsfläche unterworfen, wodurch die Richtung einer gleitenden Oberfläche des ersten Bleches während der Bearbeitung unregelmäßig gemacht wird, um die Grenzfläche zwischen dem ersten und zweiten Blech zickzackartig auszubilden.
Die vorhergehenden und weitere Aufgaben, Merkmale, Aspekte und Vorteile der vorliegenden Erfindung werden aus der folgenden ausführlichen Beschreibung der vorliegenden Erfindung in Verbindung mit den beigefügten Zeichnungen offensichtlicher werden.

KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN

Fig. 1 ist eine perspektivische Ansicht, die schematisch einen ersten Schritt des Herstellens eines supralei tenden NB&sub3;Al-Drahtes gemäß einem Beispiel der vorliegenden Erfindung zeigt;
Fig. 2 ist eine Querschnittsansicht, die schematisch einen in dem in Fig. 1 gezeigten Schritt hergestellten Draht zeigt;
Fig. 3 ist eine perspektivische Ansicht, die schematisch einen zweiten Schritt des Herstellens eines supraleitenden Nb&sub3;Al-Drahtes gemäß einem Beispiel der vorliegenden Erfindung zeigt;
Fig. 4 ist eine perspektivische Ansicht, die schematisch einen dritten Schritt des Herstellens eines supraleitenden Nb&sub3;Al-Drahtes gemäß einem Beispiel der vorliegenden Erfindung zeigt;
Fig. 5 ist eine perspektivische Ansicht, die schematisch einen vierten Schritt des Herstellens eines supraleitenden Nb&sub3;Al-Drahtes gemäß einem Beispiel der vorliegenden Erfindung zeigt;
Fig. 6 ist eine Querschnittsansicht, die schematisch einen supraleitenden Nb&sub3;Al-Multifilamentdraht gemäß einem Beispiel der vorliegenden Erfindung zeigt;
Fig. 7 ist eine vergrößerte Querschnittsansicht, die schematisch einen Draht aus dem in Fig. 6 gezeigten Multifilamentdraht veranschaulicht;
Fig. 8 ist eine Querschnittsansicht, die schematisch einen supraleitenden Nb&sub3;Al-Multifilamentdraht gemäß einem Vergleichsbeispiel zeigt;
Fig. 9 ist eine vergrößerte Querschnittsansicht, die schematisch einen Draht aus dem in Fig. 8 gezeigten Multifilamentdraht zeigt;
Fig. 10 ist eine Querschnittsansicht, die einen Draht für einen supraleitenden Nb&sub3;Al-Multifilamentdraht gemäß einem weiteren konventionellen Beispiel zeigt;
Fig. 11 ist eine vergrößerte Querschnittsansicht, die schematisch einen Draht aus dem in Fig. 10 gezeigten Multifilamentdraht zeigt;
Fig. 12 ist ein Phasendiagramm der binären Legierung Nb-Al; und
Fig. 13 ist eine Prozeßzeichnung, die schematisch ein konventionelles Verfahren zum Herstellen eines supraleitenden Nb&sub3;Al-Multifilamentdrahtes gemäß einem Biskuitrollenverfahren zeigt.

BESCHREIBUNG DER BEVORZUGTEN AUSFÜHRUNGSFORMEN

(Beispiel 1)

Die Fig. 1 bis 7 sind Diagramme zum Veranschaulichen eines Verfahrens zum Herstellen eines supraleitenden Nb&sub3;Al- Multifilamentdrahtes gemäß einem Beispiel der vorliegenden Erfindung.
Wie in Fig. 1 zu sehen ist, wurde zuerst ein Nb-Blech bzw. ein Nb-Bogen 1, das bzw. der aus einer Nb-Folie mit einer Dicke von 0,18 mm, einer Breite von 300 mm und einer Länge von 800 mm bestand, mittels Schmelzen und Walzen hergestellt. Diese Nb-Folie bzw. dieses Nb-Blech 1 wurde in einem Temperaturbereich von 700 bis 900ºC für ungefähr zwei Stunden gehalten und danach mittels einer Wärmebehandlung (dem sogenannten Tempern) auf Raumtemperatur abgekühlt. Dann wurde ein Al-Blech 2, das aus einer Al-Folie mit einer Dicke von 0,05 mm, einer Breite von 300 mm und einer Länge von 500 mm bestand, auf der Oberfläche des wärmebehandelten Nb-Bleches 1 angeordnet. Zu diesem Zeitpunkt waren beide Endteile 1a und 1b des Nb-Bleches 1 nicht mit dem Al-Blech 2 überlagert bzw. bedeckt.
Dann wurden die Bleche 1 und 2 auf einen Kupferstab 3 mit einem Durchmesser von 3 mm und einer Länge von 400 mm von dem Endteil 1a des Nb-Bleches 1 her aufgewickelt. Und zwar wurde zuerst der Endteil 1a des Nb-Bleches 1 auf der Kupferstange 3 mittels vier Umdrehungen aufgewickelt, dann wurden darauf die einander überlagerten Teile der Nb-Bleche 1 und der Al-Bleche 2 aufgewickelt, und schließlich wurde der andere Endteil 1b daräufaufgewickelt, um einen Draht (den sogenannten Biskuitrollenteil) 4 herzustellen. Danach wurden von beiden Endteilen der Kupferstange 3 her überstehende Teile von insgesamt 100 mm entfernt.
Fig. 2 ist eine Querschnittsansicht, die schematisch den so erhaltenen Draht 4 zeigt.
Wie in Fig. 2 zu sehen ist, bestand dieser Draht 4 aus einer ersten Diffusionsbarrierenschicht 5, die um die zentral angeordnete Kupferstange 3 herum ausgebildet war, einem Mehrschichtenteil 6, der um die erste Diffusionsbarrierenschicht 5 herum ausgebildet war, und einer zweiten Diffusionsbarrierenschicht 7, die um den Mehrschichtenteil 6 herum ausgebildet war. Die erste Diffusionsbarrierenschicht 5 wurde von dem Endteil 1a des Nb-Bleches 1 gebildet, der mittels vier Umwicklungen gewickelt war. In dem Mehrschichtenteil 6 waren andererseits die Nb-Bleche 1 und die Al-Bleche 2 in einem abwechselnd übereinanderliegenden Zustand aufgewickelt. Weiterhin wurde die zweite Diffusionsbarrierenschicht 7 von dem Endteil 1b des Nb-Bleches 1 gebildet, der in einer Vielzahl von Umwicklungen aufgewickelt war.
Wie in Fig. 3 zu sehen ist, wurde dieser Draht 4 in ein Kupferrohr 8 mit einem äußeren Durchmesser von 19 mm und einem inneren Durchmesser von 16 mm eingeführt und danach gezogen, um ein hexagonales Segment 9 herzustellen.
Fig. 4 ist eine perspektivische Ansicht, die das so erhaltene hexagonale Segment 9 zeigt.
Wie in Fig. 4 zu sehen ist, hatte dieses hexagonale Segment 9 einen hexagonalen Querschnitt, mit einem Eben-zueben-Abstand von 2 mm und einer Länge von 200 mm.
Wie in Fig. 5 zu sehen ist, wurden ungefähr 800 solcher hexagonaler Segmente 9 in ein Kupferrohr 10 mit einem äußeren Durchmesser von 70 mm und einem inneren Durchmesser von 68 mm eingefüllt, und danach wurden die beiden Enden 10a und 10b des Kupferrohrs 10 mit Kupferabdeckungen (nicht gezeigt) verschlossen und mittels Elektronenstrahlschweißen versiegelt, um einen Vorblock bzw. Walzblock (nicht gezeigt) herzustellen. Dann wurde dieser Walzblock extrudiert bzw. stranggepreßt und wiederholt gezogen, um einen Draht 11 mit einem Durchmeser von 1 mm herzustellen.
Fig. 6 ist eine Querschnittsansicht, die schematisch den so erhaltenen Draht 11 zeigt.
Wie in Fig. 6 zu sehen ist, wurde dieser Draht 11 mittels einer Matrix (stabilisierendes Material) 12 aus Kupfer und einer Anzahl von Drähten 13, die aus Nb, Al und Cu bestanden und die darin eingebettet waren, gebildet.
Fig. 7 ist ein Modelldiagramm einer Mikrofotographie mit einer Vergrößerung von 40 oder 80, die einen Querschnitt von jedem Draht 13 zeigt.
Wie in Fig. 7 zu sehen ist, bestand der Draht 13 aus einer ersten Diffusionsbarrierenschicht 15, die Nb enthielt und die so ausgebildet war, daß sie die äußere Oberfläche einer zentral angeordneten Kupfermatrix (stabilisierendes Material) 14 umschloß, einem Mehrschichtenteil 18, der so ausgebildet war, daß er die erste Diffusionsbarrierenschicht 15 umschloß, und einer zweiten Diffusionsbarrierenschicht 19, die Nb enthielt und so ausgebildet war, daß sie den Mehrschichtenteil 18 umschloß. Des weiteren war eine weitere Kupfermatrix (stabilisierendes Material) 20 um den Draht 13 herum ausgebildet, um die äußere Oberfläche der zweiten Diffusionsbarrierenschicht 19 zu umschließen.
In diesem Draht 13 waren in dem Mehrschichtenteil 18 abwechselnd Nb-enthaltende Schichten 16 und Al-enthaltende Schichten 17 spiralig ausgebildet. Die Grenzfläche zwischen den Nb-enthaltenden Schichten 16 und den Al-enthaltenden Schichten 17 war eine dichte bzw. kompakte Zickzack-Grenzfläche, um die Kontaktfläche zwischen den Nb-enthaltenden Schichten 16 und den Al-enthalltenden Schichten 17 zu vergrößern. Weiterhin waren sowohl die Grenzflächen zwischen der ersten Diffusionsbarrierenschicht 15 und der Kupfermatrix 14 und zwischen der zweiten Diffusionsbarrierenschicht 19 und der Kupfermatrix 20 ebenfalls Zickzack-Grenzflächen.

(Beispiel 2)

Der Draht 11 mit einem Durchmesser von 1 mm, der im Beispiel 1 erhalten wurde, wurde weiterhin gezogen, um einen Draht mit einem Durchmesser von 0,6 mm herzustellen.
Der so erhaltene Draht besaß eine Struktur, die ähnlich zu jener des in Fig. 7 gezeigten Beispiels 1 war. Jedoch waren die Nb-enthaltenden Schichten 16 und Al-enthaltenden Schichten 17 als ganzes in der Dicke kleiner als jene des Drahtes gemäß dem Beispiel 1, da die Menge an Ziehen bzw. Ziehumformung größer war als jene in Beispiel 1.

(Vergleichsbeispiel 1)

Zu Vergleichszwecken wurde ein Draht 21 mit einem Durchmesser von 1 mm aus einem Nb-enthaltenden Blech hergestellt, das nicht wärmebehandelt war. Die anderen Bedingungen waren absolut ähnlich zu jenen im Beispiel 1, und daher wird deren redundante Beschreibung weggelassen.
Fig. 8 ist eine Querschnittsansicht, die schematisch den so erhaltenen Draht 21 zeigt.
Wie in Fig. 8 zu sehen ist, wurde dieser Draht 21 aus einer Matrix (stabilisierendes Material) 22 aus Kupfer und aus einer Anzahl von Drähten 23, die aus Nb, Al und Cu bestanden und darin eingebettet waren, gebildet.
Fig. 9 ist ein Modelldiagramm einer Mikrofotographie mit einer Vergrößerung von 40 oder 80, die einen Querschnitt von jedem Draht 23 zeigt.
Wie in Fig. 9 zu sehen ist, bestand der Draht 23 aus einer ersten Diffusionsbarrierenschicht 25, die Nb enthielt und die ausgebildet war, um die äußere Oberfläche einer zentral angeordneten Kupfermatrix (stabilisierendes Material) 24 zu umschließen, einem Mehrschichtenteil 28, der ausgebildet war, um die erste Diffusionsbarrierenschicht 25 zu umschließen, und einer zweiten Diffusionsbarrierenschicht 29, die Nb enthielt und ausgebildet war, um den Mehrschichtenteil 28 zu umschließen. Des weiteren war eine weitere Kupfermatrix (stabilisierendes Material) 30 um den Draht 23 herum ausgebildet, um die äußere Oberfläche der zweiten Diffusionsbarrierenschicht 29 zu umschließen.
In diesem Draht 23 waren in dem Mehrschichtenteil 28 die Nb-enthaltenden Schichten 26 und Al-enthaltenden Schichten 27 abwechselnd spiralig ausgebildet. Die Grenzfläche zwischen den Nb-enthaltenen Schichten 26 und den Al- enthaltenen Schichten 29 war geglättet bzw. glatt.

(Vergleichsbeispiel 2)

Der im Vergleichsbeispiel 1 erhaltene Draht 21 mit einem Durchmesser von 1 mm wurde des weiteren gezogen, um einen Draht mit einem Durchmesser von 0,6 mm herzustellen. Der so erhaltene Draht besaß eine Querschnittsstruktur, die ähnlich zu jener des in Fig. 9 gezeigten Drahtes gemäß dem Vergleichsbeispiel 1 war. Jedoch waren die Nb-enthaltenden Schichten 26 und Al-enthaltenden Schichten 27 als ganzes in der Dicke verringert im Vergleich zu dem Draht vom Vergleichsbeispiel 1, da die Menge an Ziehen bzw. Ziehumformung im Vergleich zum Vergleichsbeispiel 1 erhöht war.

(Vergleichsbeispiel 3)

Ein Draht 31 mit einem Durchmesser von 1 mm wurde unter Verwendung eines Bleches, das Nb - 1% Zr enthielt, anstelle eines Nb-Bleches hergestellt. Die anderen Bedingungen waren absolut ähnlich zu jenen im Vergleichsbeispiel 1 und daher wird deren redundante Beschreibung weggelassen.
Fig. 10 ist eine Querschnittsansicht, die schematisch den so erhaltenen Draht 31 zeigt.
Wie in Fig. 10 zu sehen ist, wurde dieser Draht 31 aus einer Matrix (stabilisierendes Material) 32 aus Kupfer und einer Anzahl von Drähten 33, die aus Nb -1% Zr, Al und Cu bestanden und darin eingebettet waren, gebildet.
Fig. 11 ist ein Modelldiagramm einer Mikrofotographie mit einer Vergrößerung von 40 oder 80, die einen Querschnitt von jedem Draht 33 zeigt.
Wie in Fig. 11 zu sehen ist, bestand der Draht 33 aus einer ersten Diffusionsbarrierenschicht 35, die Nb enthielt und ausgebildet war, um die äußere Oberfläche einer zentral angeordneten Kupfermatrix (stabilisierendes Material) 34 zu umgeben, einem Mehrschichtenteil 38, der ausgebildet war, um die erste Diffusionsbarrierenschicht 35 zu umgeben bzw. zu umschließen, und einer zweiten Diffusionsbarrierenschicht 39, die Nb enthielt und ausgebildet war, um den Mehrschichtenteil 38 zu umschließen. Des weiteren war eine weitere Kupfermatrix (stabilisierendes Material) 40 um diesen Draht 33 herum ausgebildet, um die äußere Oberfläche der zweiten Diffusionsbarrierenschicht 39 zu umgeben.
In diesem Draht 33 waren in dem Mehrschichtenteil 38 die Nb-Schichten 36 und Al-Schichten 37 abwechselnd spiralig ausgebildet. Im Vergleich zum Vergleichsbeispiel 1 war der Mehrschichten Teil 38 des weiteren glatt regularisiert bzw. ausgebildet.

(Vergleichsbeispiel 4)

Der im Vergleichsbeispiel erhaltene Draht 31 mit einem Durchmesser von 1 mm wurde weiter gezogen, um einen Draht mit einem Durchmesser von 0,6 mm herzustellen.
Der so erhaltene Draht besaß eine Querschnittsstruktur, die ähnlich zu jener des in Fig. 11 gezeigten Drahtes des Vergleichsbeispiel war. Die Dicke der Nb-Schichten 36 und Al-Schichten 37 war jedoch als ganzes kleiner als jene in dem Draht des Vergleichsbeispiels 3, da die Menge an Ziehen bzw. Ziehumformung größer war als jene des Vergleichsbeispiels 3.

(Supraleitfähigkeitstest)

Die in den Beispielen 1 und 2 und Vergleichsbeispielen 1 bis 4 erhaltenen sechs Arten von Drähten wurden bei 800ºC für fünf Stunden wärmebehandelt, um supraleitende Drähte herzustellen, die dann einer Messung der kritischen Stromdichten (Jc) bei 4,2 K und 12 T unterworfen wurden. Tabelle 1 zeigt die Ergebnisse. Tabelle 1
Wie man aus Tabelle 1 klar entnehmen kann, erreichten die Drähte gemäß den Beispielen, deren Drahtdurchmesser identisch mit jenen der Vergleichsbeispiele war, höhere kritische Stromdichten (Jc), da die Grenzfläche zwischen den Nb-enthaltenden Schichten und Al-enthaltenden Schichten dichte Zickzack-Grenzflächen waren, so daß die Kontaktflächen zwischen diesen Schichten vergrößert waren.
Der Vergleich der Beispiele 1 und 2 miteinander zeigt, daß eine höhere kritische Stromdichte (Jc) mit einer größeren Menge an Ziehumformung vor der Wärmebehandlung erreicht wurde. Die Metallatome X zum Reagieren mit Nb und Bilden einer Verbindung, die Supraleitfähigkeit zeigt, können aus Sn oder Ge, zum Beispiel, hergestellt werden, anstelle des in dem vorerwähnten Beispielen verwendeten Al. Weiterhin kann eine Nb-Legierung und/oder eine Legierung, die die Metallatome X enthält, des weiteren Ge, Sn, Ti, Si, Hf, Ta, Zr, Mg, Be oder dergleichen enthalten, zum Beispiel.
Der Schritt des Wärmebehandelns eines ersten Bleches aus reinem Nb oder einer Nb-Legierung wird vorteil hafterweise in einem Temperaturbereich von 700 bis 1100ºC für 1 bis 10 Stunden durchgeführt, noch vorteilhafter für ungefähr zwei Stunden. Ein Temperaturbereich von weniger als 700ºC ist ungenügend zum Reorganisieren bzw. Neuordnen der Kornstruktur und Ausbilden eines ersten Bleches, das irreguläre bzw. unregelmäßige Kornorientierungen besitzt. Andererseits ist eine Wärmebehandlung, die in dem Temperaturbereich von 700 bis 1100ºC für eine Zeit von weniger als 1 Stunde durchgeführt wird, ungenügend zum Reorganisieren bzw. Neuordnen der Kornstruktur und Ausbilden eines ersten Bleches, das irreguläre bzw. unregelmäßige Kornorientierungen besitzt, während jene, die zehn Stunden übersteigt, unvorteilhaft ist, da die Nb- Körner grob in der Korngröße gemacht werden, was das erste Blech spröde macht.
Weiterhin werden die Bedingungen der Wärmebehandlung (Tempern) für das erste Blech mit der Homogenität der Zusammensetzung eines Rohblocks aus reinem Nb oder einer Nb- Legierung vor dem Walzen, der Gehalte an Verunreinigungen, der Bearbeitungshysterese und dergleichen variiert. Da ein Rohblock hoher Qualität mit einer exzellenten Homogenität der Zusammensetzung und einem kleinen Gehalt an Verunreinigungen verwendet wurde, war es möglich, denselben mittels einer Wärmebehandlung niedriger Temperatur zu tempern, während eine Wärmebehandlungstemperatur, die die Korngrößen erhöhte, dazu tendierte, abzunehmen. Wenn folglich das erste Blech aus einem Material hoher Qualität hergestellt wird, ist es möglich, den Effekt der vorliegenden Erfindung durch Durchführen der Wärmebehandlung bei 700 bis 500ºC für ungefähr zwei Stunden in hinreichender Weise zu erhalten. Weiterhin wird dieser Wärmebehandlungsschritt vorteilhafterweise bei einem Grad des Vakuums von ungefähr 1,3 · 10&supmin;³ bis 1,3 · 10&supmin;&sup5; PA (10&supmin;&sup5; bis 10&supmin;&sup7; Torr) ausgeführt.
Obwohl die vorliegende Erfindung ausführlich beschrieben und veranschaulicht worden ist, versteht es sich klarerweise, daß dies nur zum Zweck der Veranschaulichung und nur als Beispiel geschah und nicht als Einschränkung zu verstehen ist, da der Anwendungsbereich der vorliegenden Erfindung nur durch die Begriffe der beigefügten Ansprüche begrenzt wird.

Claims

1. Ein Verfahren zum Herstellen eines supraleitenden Nb&sub3;X- Drahtes, wobei das Verfahren die Schritte aufweist:

Herstellen eines ersten Bleches (1; 16), das aus reinem Nb oder einer Nb-Legierung besteht, mittels Schmelzen und Walzen;

wobei das Verfahren des weiteren aufweist:

Wärmebehandeln des ersten Bleches (1; 16), das aus reinem Nb oder einer Nb-Legierung besteht;

Übereinanderlegen und Aufwickeln des wärmebehandelten ersten Bleches (1; 16) und eines zweiten Bleches (2; 17), das aus Metallatomen X oder einer Legierung aus X besteht, die jeweils mit dem Nb reagieren und eine Verbindung bilden, die Supraleitfähigkeit zeigt, wodurch ein Draht (4) hergestellt wird; und

Durchführen von Bearbeitung an dem Draht (4) zum Verringern seiner Querschnittsfläche.

2. Ein Verfahren zum Herstellen eines supraleitenden Nb&sub3;X- Drahtes, gekennzeichnet durch

einen Schritt des Bündelns einer Vielzahl von wie in Anspruch 1 definierten und der Bearbeitung unterworfenen Drähten (9) und des Füllens derselben in ein zylindrisches Teil (10), und

weiteres Durchführen von Bearbeitung an dem zylindrischen Teil (10), das mit dem Drähten (9) gefüllt ist, zum Verringern seiner Querschnittsfläche, wodurch ein Multifilamentdraht (11) hergestellt wird.

3. Ein Verfahren zum Herstellen eines supraleitenden Nb&sub3;X- Drahtes wie in Anspruch 1 definiert, dadurch gekennzeichnet, daß es des weiteren aufweist:

einen Schritt des Wärmebehandelns des der Bearbeitung unterworfenen Drahtes (9).

4. Ein Verfahren zum Herstellen eines supraleitenden Nb&sub3;X- Drahtes wie in Anspruch 2 definiert, dadurch gekennzeichnet, daß es des weiteren aufweist:

einen Schritt des Wärmebehandelns des der Bearbeitung unterworfenen Multifilamentdrahtes (11).

5. Ein Verfahren zum Herstellen eines supraleitenden Nb&sub3;X- Drahtes gemäß Anspruch 1, 2, 3 oder 4, worin der Schritt des Wärmebehandelns des ersten Bleches (1; 16) ausgeführt wird in und für einen Temperaturbereich und eine Zeit, die hinreichend zum Neuordnen der Kristallstruktur des ersten Bleches (1; 16) und Unregelmäßigmachen der Kristallorientierungen sind.

6. Ein verfahren zum Herstellen eines supraleitenden Nb&sub3;X- Drahtes gemäß Anspruch 1, 2, 3 oder 4, worin der Schritt des Wärmebehandelns des ersten Bleches (1; 16) in einem Temperaturbereich von 700 bis 1100ºC für 1 bis 10 Stunden durchgeführt wird.