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Die
vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von
hoch verdichteten Supraleiter-Massivkörpern aus MgB2,
den entsprechenden festen Endprodukten und ihre Verwendung.
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Vor
kurzem wurde herausgefunden, dass Magnesiumborid bis zu 39 K Supraleitereigenschaften
aufweist und daher in kryogenen Systemen mit geschlossenem Kreislauf
(Kryo-Kühlschranken)
angewendet werden kann, die weniger teuer sind als jene, die auf
der Verwendung von flüssigem
Helium basieren (Nagamatsu et al., Nature, 410, 63; 2001).
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Wie
alle Boride ist Magnesiumborid, eine Verbindung, die seit etwa einem
halben Jahrhundert bekannt ist, durch eine extreme Härte gekennzeichnet,
wenn es hoch verdichtet wird.
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Die
Verdichtung von Magnesiumborid zu Endprodukten aber, wobei Werte
nahe 100% seiner theoretischen Dichte (2,63 g/cm3)
erreicht werden, hervorgerufen durch die Verdichtung von Pulvern
der Verbindung selbst, erfordert normalerweise die Verwendung von
hohen Drücken.
Im Allgemeinen werden Drücke
in der Größenordnung
von mehreren GPa verwendet.
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Alternative
Syntheseverfahren der Verbindung MgB2, ausgehend
von stöchiometrischen
oder nicht-stöchiometrischen
Mischungen aus Bor und Magnesium, sowohl in Pulverform als auch
in der Form von Massivkörpern,
sind in der Literatur ebenfalls bekannt. Aber im letzteren Fall
ist der Einsatz von hohen Drücken unerlässlich,
um hoch verdichtete Endprodukte zu erhalten.
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Ein
Beispiel wird von Canfield et al. beschrieben, wobei MgB2-Fasern erhalten werden, ausgehend von Borfasern,
die mit flüssigem
Mg oder in der Gasphase umgesetzt werden, (Phys. Rev. Lett. 86,
2423 (2001)), mit einer geschätzten
Dichte von etwa 80% des theoretischen Werts.
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Folglich
ist es nur möglich,
ein Endprodukt aus Magnesiumborid, das bis zu Werten nahe dem theoretischen
Wert verdichtet ist, und daher durch eine verbesserte Supraleitfähigkeit
und mechanische Eigenschaften gekennzeichnet ist, mit den Verfahren
nach Stand der Technik, durch die Verwendung von hohen Drücken bei
einer hohen Temperatur, zu erhalten.
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Die
Verwendung von hohen Drücken
bei einer hohen Temperatur beschränkt aber die Dimensionen der
Endprodukte, die erhalten werden, und macht den Einsatz von Gerätschaft
notwendig, die für
eine Massenproduktion nicht geeignet ist.
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Ein
Ziel der vorliegenden Erfindung ist es daher, Supraleiter-Massivkörper aus
MgB2 mit einer Dichte nahe dem theoretischen
Wert mit einem Verfahren zu erhalten, das die im Stand der Technik
vorhandenen Nachteile überwindet.
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Ein
Ziel der vorliegenden Erfindung betrifft ein Verfahren für die Herstellung
von Supraleiter-Massivkörpern aus
MgB2, die eine Dichte nahe dem theoretischen
Wert aufweisen, welches die folgenden Schritte umfasst:
- a) mechanische Aktivierung kristallinen Bors mit der Bildung
aktivierter Pulver;
- b) Bildung einer porösen
Vorform aus aktivierten Pulvern kristallinen Bors;
- c) Zusammenfügen
der porösen
Vorform aus Bor und massiver Vorstufen aus metallischem Magnesium
in einem Behälter
und dessen Verschließen
in einer Atmosphäre
aus inertem Gas oder mit einem niedrigen Sauerstoffgehalt;
- d) thermische Behandlung des wie oben zusammengefügten Bors
und Magnesiums bei einer Temperatur über 700°C über einen Zeitraum von mehr
als 30 Minuten, und dadurch bewirktes Durchsickern des Magnesiums
in flüssiger
Phase durch die aktivierten kristallinen Borpulver.
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Ein
weiteres Ziel der vorliegenden Erfindung betrifft einen Supraleiter-Massivkörper oder
ein festes Endprodukt aus MgB2, das eine
Dichte von 2,4 g/cm3 oder höher aufweist,
erhalten durch das Verfahren der vorliegenden Erfindung.
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Noch
ein anderes Ziel der vorliegenden Erfindung betrifft auch ein Verfahren,
das in Schritt c) die Verwendung von Magnesium, gemischt mit einem
oder mehreren niedriger schmelzenden Metallen, wie Ga, Sn, In, Zn
oder eine auf Mg basierte Legierung mit den Metallen, umfasst.
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Die
vorliegende Erfindung betrifft auch die Verwendung der Massivkörper aus
MgB2, die mit dem Verfahren gemäß der vorliegenden
Erfindung erhältlich
sind, für
Supraleiter zur Verwendung als Cut-ins für elektrischen Strom, veränderliche
Induktionselemente in Systemen zur Strombegrenzung, Permanentmagnete
zur Verwendung in Schwebevorrichtungen, in medizinischen Magnetresonanz-Systemen,
in Elementarteilchenbeschleunigern und -detektoren, in Systemen
zur Energieanreicherung, in linearen oder nicht-linearen Motoren, in
Stromgeneratoren.
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Der
grundlegende Vorteil des Verfahrens gemäß der vorliegenden Erfindung
liegt in der Tatsache, dass es die Herstellung, in einer einfachen
und wirtschaftlichen An und Weise, von festen Supraleiter-Endprodukten
aus MgB2 erlaubt, verdichtet bis zu Werten,
nahe dem theoretischen Wert mit verbesserten Charakteristika bezüglich der
Produkte, welche mit den bekannten Verfahren auf dem Stand der Technik
erhältlich
sind. Aus einer Anwendungssichtweise erlaubt es die Verwendung von
so erhaltenem MgB2, das bis zu Werten nahe dem
theoretischen Wert verdichtet ist, den Strom, der zu den Supraleiterprodukten übertragen
werden kann, zu erhöhen,
und verbessert auch die mechanischen Eigenschaften der Endprodukte.
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Ein
weiterer Vorteil besteht auch in der Tatsache, dass hoch verdichtete
Auffänger
bzw. Targets aus MgB2 es erlauben, Aufdampfungstechniken
wie etwa Laserablation oder Radiofrequenz-Aufdampfen mit größerem Erfolg anzuwenden, um
auf Substraten verschiedener Ursprünge, in der Form dünner Schichten
abgeschiedenes Supraleitermaterial zu erhalten.
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Insbesondere
besteht das Verfahren zur Herstellung von Supraleiter-Massivkörpern aus
MgB2, die eine Dichte nahe dem theoretischen
Wert, d. h. eine Dichte größer oder
gleich 2,25 g/cm3 aufweisen, darin, dass
die Bor- und Magnesiumelemente in einem verschlossenen Behälter in
einer Atmosphäre
aus inertem Gas oder mit einem niedrigen Sauerstoffgehalt (unter
20 Atom-%), bei
einer hohen Temperatur reagieren, wobei mindestens das Bor in der
Form von Pulvern, die als aktiv definiert sind, mit einer geeigneten
Teilchengröße, und
die mindestens zwei kristalline Phasen ähnlich den Elementarzellen
des rhomboedrischen Typs aufweisen, vorliegt.
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Der
mechanische Aktivierungsschritt a) der kristallinen Borflocken mit
Abmessungen von ein paar Millimeter und einer Reinheit größer oder
gleich 99,4% besteht vorzugsweise in wiederholtem Zerdrücken unter hoher
Druckbelastung, unter „nahezu
statischen" Bedingungen,
was zum Beispiel in einer hydraulischen Presse durchgeführt werden
kann. Diese Aktivierung minimiert nicht nur die Pulverfraktion mit
einer feineren Teilchengröße (zum
Beispiel kleiner als 20 Mikrometer), was das typische Malprodukt
einer rotierenden Kugelmühle
ist, sondern erlaubt es auch, ein Pulver zu erhalten, das die Charakteristika
des Kristallinitätstyps,
der in den Ausgangsflocken vorliegt, beibehält, und so die Pulver für flüssiges Magnesium
durchlässiger
macht.
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Insbesondere
werden die aktivierten kristallinen Borpulver so gewählt, sodass
sie einen durchschnittlichen volumetrischen Teilchendurchmesser
im Bereich von 30 bis 70 Mikrometer aufweisen, und sind praktisch
ohne Sauerstoffkontamination. Schritt b) umfasst die Bildung einer
porösen
Vorform aus aktivierten kristallinen Borpulvern.
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Die
poröse
Vorform aus aktivierten kristallinen Borpulvern hat eine Form, die
der des Endprodukts ähnelt,
und muss eine Rohdichte (apparente Dichte) von über 50% der theoretischen Dichte
des kristallinen Bors (2,35 g/cm3) aufweisen.
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Die
Vorform aus aktivierten kristallinen Borpulvern kann alternativ
bis zu 20 Atom-% Magnesium enthalten. In diesem Fall besteht die
Vorform vorherrschend aus aktiviertem kristallinen Borpulver und
Magnesiumpulver, praktisch ohne Sauerstoffkontamination und einer
Teilchengröße, die
geringer als die des Bor ist. Die Vorform kann auch aus aktivierten
kristallinen Borpulvern bestehen, deren Oberfläche mit metallischem Mg beschichtet
ist, und die durch die thermische Behandlung in einer inerten Atmosphäre miteinander
verschweißt
sind, um so die Porosität
der Vorform aufrecht zu erhalten und zur gleichen Zeit eine mechanische Konsistenz
für ihre
Handhabung zu bieten.
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Auch
Vorformen, die Magnesium enthalten, müssen die Anforderung der oben
definierten Rohdichte erfüllen.
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Der
folgende Schritt c) umfasst das Zusammenfügen der Komponenten, welche
die thermische Behandlung und die Transformation zum Endprodukt
in Schritt d) durchmachen. Der Behälter, in denen diese Komponenten
zusammengefügt
werden, ist ebenfalls wichtig.
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Schritt
c) umfasst das Einführen
einer Kombination aus zwei Komponenten in einen geeigneten Behälter: die
erste Komponente ist die Vorform, die mit dem oben erwähnten aktivierten
kristallinen Borpulver hergestellt wurde, mit einer Reinheit von
mindestens größer oder
gleich 99,4%, welche eine Form besitzt, die der des Endprodukts ähnelt, und
einer Rohdichte von über
50% der theoretischen Dichte von rhomboedrischem kristallinen Bor
(2,35 g/cm3), vorzugsweise im Bereich von
51 % bis 56%. Die zweite Komponente besteht aus einem oder mehreren
Massivkörpern
aus metallischem Mg mit einer Reinheit höher als 99%, welche in Schritt d),
nach dem Schmelzen, durch das aktivierte kristalline Borpulver durchsickert.
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Das
Magnesium in der flüssigen
Phase stammt vorzugsweise aus dem Schmelzen der massiven Vorstufen
aus metallischem Mg. Es ist ebenfalls praktisch frei von einer Sauerstoffkontamination.
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Die
Verhältnisse
zwischen Mg und B hängen
zum großen
Teil von der Technologie ab, die für die Durchführung der
Reaktion ausgewählt
wird. In jedem Fall sind sie weit von den stöchiometrischen Werten der MgB2-Verbindung entfernt. Insbesondere liegt
ein Überschuss
an Mg vor, der so ist, dass das atomare Verhältnis MgB größer als
0,5 ist, vorzugsweise ist das Verhältnis größer oder gleich 0,55.
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Wenn
Mischungen von Mg mit anderen Metallen verwendet werden, sollte
das atomare Verhältnis (Metalle
+ Mg)/B größer als
0,55 sein, mit gleichzeitig Mg/B größer als 0,5.
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Atomare
Verhältniswerte
Mg/B, oder (Metalle + Mg)/B, geringer als die oben definierten Grenzen,
verursachen eine Reaktion, die eine partielle Verdichtung des Produkts
erzeugt, wobei die Supraleitercharakteristika bezüglich der Übermittlung
des elektrischen Stroms verringert oder vollständig aufgehoben werden.
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Der
Behälter,
in dem Schritt c) durchgeführt
wird, besteht aus einem Material, das bei Temperaturen bis zu 1000 °C nicht von
Bor oder Magnesium angegriffen werden kann, wie etwa Nb, Ta, MgO,
BN, etc. oder ein beliebiges Material, das hochtemperaturbeständig ist,
wobei er im Innern mit einer Schicht aus einem der oben genannten
Materialien ausgekleidet ist, um eine Kontamination der Bor-Vorform
und der Massivkörpern aus
Mg durch die den Behälter
bildenden Elemente zu verhindern. Ein Beispiel des Behälters wird
in 2 bereitgestellt.
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Der
Behälter
muss während
der ganzen Behandlungszeit von Schritt d) verschlossen und strukturell unverändert gehalten
werden. Eine Atmosphäre
aus inertem Gas oder alternativ eine Atmosphäre mit einem niedrigen Sauerstoffgehalt
(geringer als 20 Atom-%) muss im Inneren des Behälters vorliegen, bei einem Druck,
der so ist, dass er das Vorhandensein des Magnesiums in der flüssigen Phase
während
der gesamten Behandlung von Durchgangsschritt d) gewährleistet.
Das Verschließen
und die mechanische Integrität
des Behälters
kann mit Hilfe von Schweißen
und/oder durch das Fixieren in einer geeigneten Maschine bewirkt
werden, die in der Lage ist, den inneren Druck, der während der
Reaktion erzeugt wird, auszugleichen und geeignet ist, eine Kontamination
mit atmosphärischem
Sauerstoff zu verhindern.
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Schritt
d) des Verfahrens umfasst eine thermische Behandlung bei einer Temperatur über 700°C über einen
Zeitraum von mindestens 30 Minuten, in der Gegenwart einer Atmosphäre aus inertem
Gas, um das daraus folgende Durchsickern des Magnesiums, in flüssiger Phase
vorherrschend, durch die Vorform aus aktiviertem kristallinen Borpulver
zu erlauben. Schritt d) wird vorzugsweise bei Temperaturen im Bereich
von 800°C bis
1000°C während 1-3
Stunden durchgeführt.
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Die
Atmosphäre
innerhalb des Behälters
kann auch eine Atmosphäre
mit einem niedrigen Sauerstoffgehalt (weniger als 20 Atom-%) sein.
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Insbesondere
kann das Durchsickern durch das Eindringen in die porösen Vorform
aus aktiviertem Borpulver, die in geschmolzenes Magnesium getaucht
ist, das unter einem Druck eines inerten Gases gehalten wird, erfolgen.
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Das
Durchsickern kann auch in einem verschlossenen Behälter bei
einer Temperatur, die ausreichend hoch ist und einem Gasdruck, der
so ist, dass das flüssige
Magnesium das aktivierte Borpulver benetzen kann, in ständiger Abwesenheit
von Sauerstoff oder mit einem minimalen Sauerstoffgehalt, erfolgen.
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Die
folgende detaillierte Beschreibung des Verfahrens gemäß der vorliegenden
Erfindung sieht vor, dass die Vorform aus aktiviertem kristallinen
Borpulver, die notwendige Menge an metallischem Mg, in den Behälter eingeführt wird, – ein Behälter, der
der Einfachheit halber aus Stahl hergestellt werden kann, das in
geeigneter Weise mit der oben beschriebenen Schicht geschützt wird,
die ihn davor bewahrt, bei hohen Temperaturen durch das Magnesium
und das Bor angegriffen zu werden – wobei sie in einer Atmosphäre aus inertem Gas
oder mit einem niedrigen Sauerstoffgehalt bei einem solchen Druck
eingeschlossen bleiben, um die Anwesenheit von Magnesium in der
flüssigen
Phase bei den Reaktionstemperaturen sicher zu stellen. Das metallische
Mg, das in einer solchen Menge vorhanden ist, dass es ein atomares
Verhältnis
Mg/B größer als
0,5 aufweist, muss so gestaltet werden, dass es, sobald die hohen
Temperaturen, d. h. über
650°C, erreicht
worden sind, das Durchsickern des flüssigen Magnesiums durch die
Bor-Vorform ermöglicht.
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Das
in der vorliegenden Erfindung verwendete kristalline Bor besitzt
eine vorherrschende Kristallinität des
rhomboedrischen Typs, der durch die Anwesenheit mindestens zweier
getrennter Phasen für
unterschiedliche Elementarzellparameter gekennzeichnet ist: es muss
vorher mechanisch aktiviert werden, um nicht die Kristallinität selbst
zu verändern
und eine Teilchengröße zu erhalten,
die so ist, dass sie schneller und effektiver vom flüssigen Magnesium
durchdrungen wird. Eine Art der Aktivierung des Bors ist durch Mahlen,
zum Beispiel in einer Presse, der kristallinen Flocken mit Abmessungen
von ein paar Millimeter durch Zerdrücken unter hoher Druckbelastung
unter „nahezu
statischen" Bedingungen,
wobei sich das Mahlen von dem in einer rotierenden Kugelmühle durchgeführten unterscheidet.
Diese letztere Art des Mahlens erzeugt vielmehr nicht nur Pulver
mit einer viel feineren Teilchengröße (kleiner als 20 Mikrometer),
sondern ruft auch unerwünschte
Variationen in der Kristallinität
des kristallinen Ausgangs-Bors hervor, wobei die Variationen mittels
Röntgenbeugung von
Pulvern als das Verschwinden der Aufspaltung der Beugungslinien
nachgewiesen wurden, die die bekannte rhomboedrische kristalline
Borphase allein übrig
lässt (beschrieben
in der Datenbank JCPDS, Karte #11-618): dieses Phänomen wird
mit dem Verschwinden einer größeren Elementarzellenphase
in Verbindung gebracht, die in den kristallinen B-Flocken zu Anfang
vorliegt, dessen Anwesenheit als günstig für die Durchdringung des Magnesiums
betrachtet werden kann.
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Die
Vorform aus aktivierten kristallinen Borpulvern kann mit den üblichen
Pulververdichtungstechniken hergestellt werden und muss eine geeignete
Rohdichte aufweisen. Die Vorform kann alternativ im Behälter selbst
hergestellt werden durch das direkte Hineinschütten des aktivierten kristallinen
Borpulvers und dessen Verdichtung, bis die gewünschten Rohdichte erreicht
ist.
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Wie
oben festgelegt, kann die Vorform aus aktiviertem kristallinen Borpulver
bis zu 20 Atom-% an Magnesium enthalten und kann aus aktivierten
kristallinen Borpulvern bestehen, deren Oberfläche mit metallischem Mg beschichtet
ist.
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Überraschenderweise
wurde gefunden, das die Verwendung von in geeigneter Weise, wie
oben beschrieben, hergestellten Vorformen, abgeschlossen im Innern
eines verschlossenen Behälters,
der geeignete Mengen an inertem Gas oder mit einem niedrigen Sauerstoffgehalt
enthält,
und das Halten der Reagenzien bei Temperaturen über 700°C während mindestens 30 Minuten,
die reaktive Umwandlung von B und Mg unter Bildung von MgB2 und einer Minderheit an metallischem Mg
im gesamten Volumen, das bereits durch die Vorform in Anspruch genommen
war, erlaubt. Die Produkte sind homogen verteilt, auch innerhalb
der Endprodukte, mit dem gelegentlichen Auftreten von leeren Zonen
mit durchschnittlichen Dimensionen von weniger als 20 Mikrometer.
Weder die Anwesenheit von metallischem Magnesium, noch die Anwesenheit
von leeren Zonen hat einen signifikanten Einfluss auf die außerordentlichen
Supraleitercharakteristika der Endprodukte.
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Durch
die Verwendung als Reagenz, anstelle von reinem flüssigem Mg,
eines Gemischs aus diesem mit einem oder mehreren niedriger schmelzenden
Metallen, wie zum Beispiel Ga, Sn, In, und Zn, oder einer äquivalenten
Legierung, wobei die letztere in der gewünschten Menge bis zu dem Prozentsatz,
der dem eutektischen Punkt der Legierung entspricht, vorliegt, ist
es ebenso möglich,
hoch verdichtete Endprodukte aus MgB2 herzustellen,
die zu jenen, die durch die Verwendung von reinem metallischem Mg
erhalten wurden, analoge Supraleitereigenschaften besitzen.
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Das
Vorhandensein von Minoritätsphasen,
dem kristallinen Gitter von MgB2 fremd und
wegen der in der Legierung verwendeten Metalle, hat sich als kein
Hinderungsgrund für
die Supraleitfähigkeit
erwiesen. Die Verwendung dieser Legierungen mit Schmelzpunkten unter
dem von reinem Magnesium ermöglicht
es durch die Verringerung der Viskosität des flüssigen Metalls bei den typischen
Reaktionstemperaturen, dass die Reaktion in schnelleren Zeiten und/oder
bei niedrigeren Temperaturen stattfindet, und ist damit ein nützliches
Verfahren zur Reduzierung der Verfahrenskosten.
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Der
Hauptvorteil des Verfahrens gemäß der vorliegenden
Erfindung, wie früher
beobachtet, besteht darin, dass es die Herstellung, in einer einfachen
und wirtschaftlichen Weise, von festen Supraleiter-Endprodukten
aus MgB2 erlaubt, verdichtet bis zu Werten
nahe dem theoretischen Wert, mit verbesserten Charakteristika bezüglich der
Produkte, die mit den bekannten Verfahren nach dem Stand der Technik
erhalten werden. Aus einer Anwendungssichtweise erlaubt es die Verwendung
von so erhaltenem MgB2, das bis zu Werten
nahe dem theoretischen Wert verdichtet ist, den Strom, der zu den
festen Supraleiter-Endprodukten übertragen
werden kann, zu erhöhen,
und verbessert auch ihre mechanischen Charakteristika.
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Die
folgenden Beispiele werden für
ein besseres Verständnis
der vorliegenden Erfindung bereitgestellt.
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BEISPIEL 1
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20
g des aktivierten kristallinen Borpulvers wurden hergestellt, ausgehend
von Flocken kristallinen Bors mit Dimensionen von ein paar Millimeter
(Reinheit 99,4%, kommerziellen Ursprungs: Grad K2 von H. C. STARK,
Goslar (D)), durch Mahlen der Flocken durch das angewendete Zerdrücken unter
hoher Belastung, d. h. indem man sie zwischen zwei metallischen
Platten anordnet, die sich zwischen den Kolben einer Presse befinden,
auf die Lasten von bis zu 50 Tonnen wiederholt angelegt wurden,
unter „nahezu
statischen" Bedingungen.
Die so gemahlenen Pulver wurden mit einem Sieb von 100 Mikrometer
Maschenweite gesiebt. Das Röntgenbeugungsspektrum
der so gesiebten Pulver besitzt immer noch eine Aufspaltung der
Beugungspeaks, auf dem Teil der höheren interplanaren Abstände, die
für die
kristalline Borphase (rhomboedrische Zelle, beschrieben in der Datei
JCPDS Karte #11-618, was den pseudohexagonalen Zellseiten a0 = 1,095 nm, c0 = 2,384
nm entspricht) typisch ist. Die zusätzlichen Beugungspeaks, die
im aktivierten Pulver vorliegen, haben eine Intensität, die mit
jener der rhomboedrischen Phase vergleichbar ist, und können als
zu einer Phase gehörend
interpretiert werden, welche eine Zelle besitzt, die der rhomboedrischen
Zelle ähnlich
ist, entsprechend den pseudohexagonalen Zellseiten a0 =
1,102 nm, c0 = 2,400 nm, mit einer daraus
folgenden durchschnittlichen Volumenexpansion von 1,8% bezüglich der
regulären
rhomboedrischen kristallinen Borphase. Als ein Beispiel kann die
Aufspaltung der ersten fünf
Reflexe im Röntgenbeugungsdiagramm
der Pulver betrachtet werden, abgebildet in der 1 (dicke
Linie), die für
vergleichende Zwecke (dünne
Linie) auch die entsprechenden Reflexe des Borpulvers zeigt, das
von den gleichen Ausgangsflocken erhalten wird, aber mit einem konventionellen
Verfahren, d. h. mit einer rotierenden Kugelmühle gemahlen wurde.
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BEISPIEL 2
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Ein
zylindrischer Stahlbehälter,
schematisch in 2 dargestellt, wurde mit einem
Blech aus Nb mit einer Dicke von 100 Mikrometer ausgekleidet (2,
wobei 1 den Stahlbehälter
und 2 die Schutzschichten zeigt). Das Blech wurde zweimal um die
innere Wand gewickelt und zwei Scheiben aus Nb, die die gleiche Dicke
besitzen, wurden auf den Boden und unter den Verschluss des Stahlzylinders
platziert. Zwei Magnesiumzylinder mit einem Gesamtgewicht von 15,2
g, einer Reinheit von 99% und einem Durchmesser, der so ist, dass
er es erlaubt, sie genau innerhalb der Nb-Schicht hineinzulegen,
wurden anschließend
in den so ausgekleideten Behälter hineingelegt;
10,7 g des aktivierten kristallinen Borpulvers aus Beispiel 1 wurden
zwischen den beiden oben genannten Mg-Zylindern platziert und durch
die Schwerkraft verdichtet, mit einer Rohdichte gleich 52% der theoretischen
Dichte von rhomboedrischem kristallinen B.
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Die
Gewichte der Reagenzien waren so, dass ein atomares Verhältnis Mg/B
gleich 0,63 erhalten wurde.
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Der
Stahlbehälter
wurde in einen Argonstrom eingebracht und dann durch das Schweißen des
Verschlusses an die Elektrode verschlossen. Er wurde dann in eine
Quarzröhre
eingebracht, wo er, in einem Strom von Argon, auf eine Temperatur
von 950°C
während
3 Stunden erhitzt wurde. Das Gas, das im Stahlbehälter eingeschlossen
war, erzeugte einen Druck von etwa 4 Atmosphären bei 950°C, was ausreicht, um die Stabilität der flüssigen Mg-Phase
im Gleichgewicht mit MgB2 sicher zu stellen
(siehe den Artikel von Zi-Kui Liu et al.: Preprint in Condensed-Matter
Publ. Nr. 0103335, März
2001).
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Nach
dem Abkühlen
wurde der metallische Behälter
geöffnet,
und ein homogen verdichteter Zylinder mit einer Dichte von 2,4 g/cm3, einem Durchmesser von etwa 17 mm und einer
Höhe von
etwa 30 mm, wurde aus dem zentralen Teil entfernt. Die Analyse mit
Hilfe einer Röntgenbeugung
von den Pulvern, dargestellt in 3, beweist,
dass der verdichtete Zylinder hauptsächlich aus MgB2 besteht,
bei der Anwesenheit einer Minoritätsphase von metallischem Mg
und anderen Minoritätspeaks,
die nicht identifizierbar, aber in jedem Fall nicht zu MgO zuordenbar
sind.
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Ein
Teil des so erhaltenen MgB2-Zylinders wurde
dann entfernt, um seine kritische Temperatur durch Messen der magnetischen
Suszeptibilität
bei Wechselstrom zu prüfen,
dargestellt in 4, wobei nachgewiesen wurde,
dass der Supraleitungsübergang
eine einsetzende Tc von 39 K aufweist und die Verbreiterung der Kurve
am Wendepunkt ΔT
= 0,5 K ist.
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Ein
rechteckiger Stab mit einem Querschnitt gleich 6,2 mm2 und
einer Länge
gleich 28 mm wurde dann aus dem MgB2-Zylinder
geschnitten, und Widerstandsmessungen des kritischen Stroms wurden
in der Anwesenheit hoher Magnetfelder bei einer Temperatur von 4,2
K durchgeführt.
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Mit
dem Kriterium der Messung des kritischen Stroms bei dem elektrischen
Feld, das 100 Mikrovolt/m entspricht (Europäische Norm EN61788-1: 1998,
wurden die Werte der Tabelle 1 erhalten: Tabelle
1
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BEISPIEL 3 (vergleichend)
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Der
gleichen Vorgehensweise folgend, wie in Beispiel 2 beschrieben,
wurde ein analoger Behälter
hergestellt, unter Verwendung der gleichen Menge an Mg und 11,58
g kristallinen Borpulvers des selben Ursprungs wie das aus Beispiel
1, aber nicht aktiviert gemäß der in
Beispiel 1 beschriebenen Vorgehensweise. Das atomare Verhältnis zwischen
den Reagenzien Mg/B war damit gleich 0,58. Das kristalline Borpulver
wurde konventionell in einer rotierenden Kugelmühle gemahlen und mit einem
Sieb mit einer Maschenweite von 100 Mikrometer gesiebt. Das Pulver,
das viel feiner war, wurde auf einen Rohdichtewert gleich 57% der
theoretischen Dichte von rhomboedrischem kristallinen Bor verdichtet.
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Nach
der thermischen Behandlung, analog zu der aus Beispiel 2, wurde
das sich ergebende Produkt aus dem Behälter entfernt, welches aus
zwei verdichteten Zylindern aus MgB2 mit
einem Durchmesser von 17 mm und einer Höhe von etwa 8 mm und aus teilweise
abreagiertem Borpulver bestand, das sich zwischen den beiden verdichteten
Zylindern befand.
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BEISPIEL 4
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Es
wurde der in Beispiel 2 beschriebenen Vorgehensweise gefolgt, sowohl
für die
Herstellung des Behälters
als auch für
die Natur und das Verfahren der Verwendung des aktivierten kristallinen
Borpulvers. Zusätzlich
zu den beiden Zylindern aus metallischem Mg wurden auch zwei Scheiben
aus metallischem Zn (Reinheit 99%) verwendet, gemäß den folgenden
Gesamtmengen: Mg = 5,91 g, Zn = 4,64 g, B = 5,10 g. Die folgenden
atomaren Verhältnisse
wurden folglich verwendet: (Zn + Mg)/B = 0,67; MgB = 0,52; Zn/Mg
= 0,29.
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Das
aktivierte kristalline Borpulver wurde in dem Behälter zu
einer Rohdichte von 54% des theoretischen Werts von rhomboedrischem
kristallinen Bor verdichtet.
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Nach
einer thermischen Behandlung, die bei 850°C während 2 Stunden durchgeführt wurde,
wurde ein homogen verdichteter Zylinder aus dem Behälter entfernt
mit einem Durchmesser von 14 mm und einer Höhe von 22 mm und einer Dichte
= 2,57 g/cm3, der sich, nach einer Röntgenbeugungsanalyse,
hauptsächlich aus
MgB2, mit Zn enthaltenden Minoritätsphasen
zu bestehen erweist.
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Ein
Teil des so erhaltenen Zylinders aus MgB2 wurde
dann entfernt, um seine kritische Temperatur durch Messen der magnetischen
Suszeptibilität
bei Wechselstrom zu prüfen, 5,
wobei verifiziert wurde, dass der Supraleitungsübergang eine einsetzende Tc
von 38,4 K aufweist und die Verbreiterung der Kurve am Wendepunkt ΔT = 1,0 K
ist.