JP2001338542A - Ｎｂ３Ａｌ超伝導多芯線の製造方法 - Google Patents
Ｎｂ３Ａｌ超伝導多芯線の製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 急熱急冷変態法によるＮｂ3 Ａｌ超伝導多芯
線の製造法において、臨界温度、上部臨界磁界、並びに
臨界電流密度をともに改善して高性能なＮｂ3 Ａｌ超伝
導多芯線を製造する。 【解決手段】 Ｎｂマトリックスにｂｃｃ相Ｎｂ−Ａｌ
過飽和固溶体が分散した複合体を急加熱して第１段熱処
理する際に、昇温過程で規則化したｂｃｃ相Ｎｂ−Ａｌ
過飽和固溶体をその初期段階で不規則化させ、この不規
則ｂｃｃ相をＡ１５相に変態させる際の反応熱を利用し
て隣接する未反応部分を昇温しｂｃｃ相の不規則化を促
進しつつ高温の変態領域を伝播させて高温熱処理を自動
的に進行させることによって反応変態を発生させ、これ
によりＡ１５相の積層欠陥の生成と結晶粒の粗大化を抑
制し、次いでＡ１５相の長範囲規則度を改善するための
第２段熱処理を行う。
線の製造法において、臨界温度、上部臨界磁界、並びに
臨界電流密度をともに改善して高性能なＮｂ3 Ａｌ超伝
導多芯線を製造する。 【解決手段】 Ｎｂマトリックスにｂｃｃ相Ｎｂ−Ａｌ
過飽和固溶体が分散した複合体を急加熱して第１段熱処
理する際に、昇温過程で規則化したｂｃｃ相Ｎｂ−Ａｌ
過飽和固溶体をその初期段階で不規則化させ、この不規
則ｂｃｃ相をＡ１５相に変態させる際の反応熱を利用し
て隣接する未反応部分を昇温しｂｃｃ相の不規則化を促
進しつつ高温の変態領域を伝播させて高温熱処理を自動
的に進行させることによって反応変態を発生させ、これ
によりＡ１５相の積層欠陥の生成と結晶粒の粗大化を抑
制し、次いでＡ１５相の長範囲規則度を改善するための
第２段熱処理を行う。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この出願の発明は、Ｎｂ3 Ａ
ｌ超伝導多芯線の製造方法に関するものである。さらに
詳しくは、この出願の発明は、臨界温度ＴC 、上部臨界
磁界ＢC2、並びに臨界電流密度ＪC をともに改善するこ
とのできる、高性能、急熱急冷法によるＮｂ3 Ａｌ超伝
導多芯線の製造方法に関するものである。
ｌ超伝導多芯線の製造方法に関するものである。さらに
詳しくは、この出願の発明は、臨界温度ＴC 、上部臨界
磁界ＢC2、並びに臨界電流密度ＪC をともに改善するこ
とのできる、高性能、急熱急冷法によるＮｂ3 Ａｌ超伝
導多芯線の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術とその課題】急熱急冷Ｎｂ3 Ａｌ超伝導多
芯線は、Ｎｂ3 Ｓｎ、ＮｂＴｉのような一般的な超電導
線と比べ、高磁界における臨界電流密度特性と耐歪み特
性に優れていることから、核融合炉や高エネルギー加速
器などの超伝導線自身に大きな電磁力が加わる大型・応
用超伝導機器への利用が期待されているものである。
芯線は、Ｎｂ3 Ｓｎ、ＮｂＴｉのような一般的な超電導
線と比べ、高磁界における臨界電流密度特性と耐歪み特
性に優れていることから、核融合炉や高エネルギー加速
器などの超伝導線自身に大きな電磁力が加わる大型・応
用超伝導機器への利用が期待されているものである。
【０００３】従来は、ジェリーロールＪＲ法またはロッ
ド・イン・チューブＲＩＴ法Ｎｂ／Ａｌ複合多芯線を約
１９００℃のＮｂ（Ａｌ）体心立方体固溶域まで急加熱
したのち急冷してＮｂ−２５ａｔ％Ａｌ組成の過飽和固
溶体Ｎｂ（Ａｌ）SSフィラメントがＮｂマトリックス中
に分散した複合線をいったん作製し、このＮｂ（Ａｌ）
SSを７００−８００℃で等温・変態させてＮｂ3 Ａｌ超
伝導多芯線を製造していた。このようなＮｂ3 Ａｌ超伝
導多芯線は、変態によって生成するＡ１５型Ｎｂ3 Ａｌ
の結晶粒が数十ｎｍのサイズで小さく、これらの結晶粒
界が磁束線の主なピン止め中心として作用するためＪC
は極めて高いという特徴を有している。
ド・イン・チューブＲＩＴ法Ｎｂ／Ａｌ複合多芯線を約
１９００℃のＮｂ（Ａｌ）体心立方体固溶域まで急加熱
したのち急冷してＮｂ−２５ａｔ％Ａｌ組成の過飽和固
溶体Ｎｂ（Ａｌ）SSフィラメントがＮｂマトリックス中
に分散した複合線をいったん作製し、このＮｂ（Ａｌ）
SSを７００−８００℃で等温・変態させてＮｂ3 Ａｌ超
伝導多芯線を製造していた。このようなＮｂ3 Ａｌ超伝
導多芯線は、変態によって生成するＡ１５型Ｎｂ3 Ａｌ
の結晶粒が数十ｎｍのサイズで小さく、これらの結晶粒
界が磁束線の主なピン止め中心として作用するためＪC
は極めて高いという特徴を有している。
【０００４】また、Ｎｂ3 Ａｌ超伝導多芯線について
は、過飽和固溶体が室温で良好な成形加工性を有するこ
とを利用して、急冷後に安定化材としてＣｕ箔をクラッ
ド・圧接加工で付着させる外部安定化法が開発されてい
る。クラッド加工での過飽和固溶体の変形が変態後のＪ
C を２倍程度改善する特徴を有している。
は、過飽和固溶体が室温で良好な成形加工性を有するこ
とを利用して、急冷後に安定化材としてＣｕ箔をクラッ
ド・圧接加工で付着させる外部安定化法が開発されてい
る。クラッド加工での過飽和固溶体の変形が変態後のＪ
C を２倍程度改善する特徴を有している。
【０００５】しかしながら、Ｎｂ3 Ａｌ超伝導多芯線の
製造のための従来の変態熱処理法では、Ｎｂ3 Ａｌ化合
物のＴｃで１７．８Ｋ、また、抵抗遷移曲線の中点のＢ
ｃ2（４．２Ｋ）で２６Ｔが上限であった。また、クラ
ッド加工での変形量が断面減少率で４０％を越えると、
ＪC が劣化し始める。そして、４０％程度の変形では、
Ｃｕと急冷処理線材の間の十分な密着性が得られず、界
面の電気抵抗が高いためにＣｕは安定化材として十分に
機能を果していなかった。
製造のための従来の変態熱処理法では、Ｎｂ3 Ａｌ化合
物のＴｃで１７．８Ｋ、また、抵抗遷移曲線の中点のＢ
ｃ2（４．２Ｋ）で２６Ｔが上限であった。また、クラ
ッド加工での変形量が断面減少率で４０％を越えると、
ＪC が劣化し始める。そして、４０％程度の変形では、
Ｃｕと急冷処理線材の間の十分な密着性が得られず、界
面の電気抵抗が高いためにＣｕは安定化材として十分に
機能を果していなかった。
【０００６】一方、ＴC で１８．３Ｋ以上またはＢ
C2（４．２Ｋ）で２９Ｔ以上にするためには、１７００
−１９００℃の高温でジェリーロールＪＲ法またはロッ
ド・イン・チューブＲＩＴ法Ｎｂ／Ａｌ複合多芯線を急
熱急冷処理して不規則なＡ１５型Ｎｂ3 Ａｌ相を直接拡
散生成してそののち７００−８００℃で長範囲規則度を
向上するための２次熱処理をすることが有効であること
が見出されている。
C2（４．２Ｋ）で２９Ｔ以上にするためには、１７００
−１９００℃の高温でジェリーロールＪＲ法またはロッ
ド・イン・チューブＲＩＴ法Ｎｂ／Ａｌ複合多芯線を急
熱急冷処理して不規則なＡ１５型Ｎｂ3 Ａｌ相を直接拡
散生成してそののち７００−８００℃で長範囲規則度を
向上するための２次熱処理をすることが有効であること
が見出されている。
【０００７】しかしながら、この場合には、急冷後は機
械的に脆弱なためクラッド加工によりＣｕ安定材を付与
することができないし、また、Ｎｂ3 Ａｌの結晶粒が粗
大化してしまうため低磁界側でのＪC は大幅に劣化して
しまうという欠点を有した。
械的に脆弱なためクラッド加工によりＣｕ安定材を付与
することができないし、また、Ｎｂ3 Ａｌの結晶粒が粗
大化してしまうため低磁界側でのＪC は大幅に劣化して
しまうという欠点を有した。
【０００８】そこで、この出願の発明は、以上のとおり
の従来技術の問題点を解決し、急熱急冷変態法によるＮ
ｂ3 Ａｌ超伝導多芯線の製造法において、臨界温度、上
部臨界磁界、並びに臨界電流密度をともに改善して高性
能なＮｂ3 Ａｌ超伝導多芯線を製造することのできる新
しい方法を提供することを課題としている。
の従来技術の問題点を解決し、急熱急冷変態法によるＮ
ｂ3 Ａｌ超伝導多芯線の製造法において、臨界温度、上
部臨界磁界、並びに臨界電流密度をともに改善して高性
能なＮｂ3 Ａｌ超伝導多芯線を製造することのできる新
しい方法を提供することを課題としている。
【０００９】
【課題を解決するための手段】この出願の発明は、上記
の課題を解決するものとして、第１には、急熱急冷法に
よるＮｂ3 Ａｌ超伝導多芯線の製造方法であって、Ｎｂ
マトリックスにｂｃｃ相Ｎｂ−Ａｌ過飽和固溶体が分散
した複合体を急加熱して第１段熱処理する際に、昇温過
程で規則化したｂｃｃ相Ｎｂ−Ａｌ過飽和固溶体をその
初期段階で不規則化させ、この不規則ｂｃｃ相をＡ１５
相に変態させる際の反応熱を利用して隣接する未反応部
分を昇温しｂｃｃ相の不規則化を促進しつつ高温の変態
領域を伝播させて高温熱処理を自動的に進行させること
によって反応変態を発生させ、これによりＡ１５相の積
層欠陥の生成と結晶粒の粗大化を抑制し、次いでＡ１５
相の長範囲規則度を改善するための第２段熱処理を行う
ことを特徴とするＮｂ3 Ａｌ超伝導多芯線の製造方法を
提供する。
の課題を解決するものとして、第１には、急熱急冷法に
よるＮｂ3 Ａｌ超伝導多芯線の製造方法であって、Ｎｂ
マトリックスにｂｃｃ相Ｎｂ−Ａｌ過飽和固溶体が分散
した複合体を急加熱して第１段熱処理する際に、昇温過
程で規則化したｂｃｃ相Ｎｂ−Ａｌ過飽和固溶体をその
初期段階で不規則化させ、この不規則ｂｃｃ相をＡ１５
相に変態させる際の反応熱を利用して隣接する未反応部
分を昇温しｂｃｃ相の不規則化を促進しつつ高温の変態
領域を伝播させて高温熱処理を自動的に進行させること
によって反応変態を発生させ、これによりＡ１５相の積
層欠陥の生成と結晶粒の粗大化を抑制し、次いでＡ１５
相の長範囲規則度を改善するための第２段熱処理を行う
ことを特徴とするＮｂ3 Ａｌ超伝導多芯線の製造方法を
提供する。
【００１０】また、第２には、第１段熱処理の温度が８
５０〜１１００℃で、その保持時間が１秒〜１時間であ
ることを特徴とするＮｂ3 Ａｌ超伝導多芯線の製造法
を、第３には、第２段熱処理の温度が６５０〜８００℃
で、その保持時間が３〜２００時間であることを特徴と
するＮｂ3 Ａｌ超伝導多芯線の製造法を提供する。
５０〜１１００℃で、その保持時間が１秒〜１時間であ
ることを特徴とするＮｂ3 Ａｌ超伝導多芯線の製造法
を、第３には、第２段熱処理の温度が６５０〜８００℃
で、その保持時間が３〜２００時間であることを特徴と
するＮｂ3 Ａｌ超伝導多芯線の製造法を提供する。
【００１１】そして、この出願の発明は、第４には、Ｎ
ｂマトリックスに対するｂｃｃ相Ｎｂ−Ａｌ過飽和固溶
体の体積比が０．１〜３であることを特徴とするＮｂ3
Ａｌ超伝導多芯線の製造法を、第５には、ｂｃｃ相Ｎｂ
−Ａｌ過飽和固溶体が断面減少率で１〜９０％の成形加
工を受けていることを特徴とするＮｂ3 Ａｌ超伝導多芯
線の製造法を、第６には、Ｎｂマトリックスにｂｃｃ相
Ｎｂ−Ａｌ過飽和固溶体が分散した複合体の表面に安定
化材としてＣｕがクラッド加工または電気メッキにより
付与されていることを特徴とするＮｂ3 Ａｌ超伝導多芯
線の製造法を、第７には、Ｎｂマトリックスにｂｃｃ相
Ｎｂ−Ａｌ過飽和固溶体が分散した複合体の内部に安定
化材としてＡｇまたはＣｕがｂｃｃ相Ｎｂ−Ａｌ過飽和
固溶体とＮｂの拡散バリアで隔離されていることを特徴
とするＮｂ3 Ａｌ超伝導多芯線の製造法を、第８には、
ｂｃｃ相Ｎｂ−Ａｌ過飽和固溶体に元素Ｍが合金添加さ
れてその組成がＮｂy （Ａｌ1-x Ｍx ）1-y で表記され
るとき、添加元素Ｇｅの場合ｘが０．０５〜０．２、添
加元素Ｓｉの場合ｘが０．０５〜０．１５であることを
特徴とするＮｂ3 Ａｌ超伝導多芯線の製造法を、第９に
は、Ｎｂマトリックスにｂｃｃ相Ｎｂ−Ａｌ過飽和固溶
体が分散した複合体がコイル状に巻かれていることを特
徴とするＮｂ3 Ａｌ超伝導多芯線の製造法を提供する。
ｂマトリックスに対するｂｃｃ相Ｎｂ−Ａｌ過飽和固溶
体の体積比が０．１〜３であることを特徴とするＮｂ3
Ａｌ超伝導多芯線の製造法を、第５には、ｂｃｃ相Ｎｂ
−Ａｌ過飽和固溶体が断面減少率で１〜９０％の成形加
工を受けていることを特徴とするＮｂ3 Ａｌ超伝導多芯
線の製造法を、第６には、Ｎｂマトリックスにｂｃｃ相
Ｎｂ−Ａｌ過飽和固溶体が分散した複合体の表面に安定
化材としてＣｕがクラッド加工または電気メッキにより
付与されていることを特徴とするＮｂ3 Ａｌ超伝導多芯
線の製造法を、第７には、Ｎｂマトリックスにｂｃｃ相
Ｎｂ−Ａｌ過飽和固溶体が分散した複合体の内部に安定
化材としてＡｇまたはＣｕがｂｃｃ相Ｎｂ−Ａｌ過飽和
固溶体とＮｂの拡散バリアで隔離されていることを特徴
とするＮｂ3 Ａｌ超伝導多芯線の製造法を、第８には、
ｂｃｃ相Ｎｂ−Ａｌ過飽和固溶体に元素Ｍが合金添加さ
れてその組成がＮｂy （Ａｌ1-x Ｍx ）1-y で表記され
るとき、添加元素Ｇｅの場合ｘが０．０５〜０．２、添
加元素Ｓｉの場合ｘが０．０５〜０．１５であることを
特徴とするＮｂ3 Ａｌ超伝導多芯線の製造法を、第９に
は、Ｎｂマトリックスにｂｃｃ相Ｎｂ−Ａｌ過飽和固溶
体が分散した複合体がコイル状に巻かれていることを特
徴とするＮｂ3 Ａｌ超伝導多芯線の製造法を提供する。
【００１２】この出願の上記発明は、次のとおりの発明
者による知見を踏まえて完成させたものである。
者による知見を踏まえて完成させたものである。
【００１３】すなわち、この出願の発明者らは、急熱急
冷変態法Ｎｂ3 Ａｌ線材の変態技術の最適化を図ってき
た。その結果、従来の変態法では、過飽和固溶体の規則
化反応とＡ１５相への変態反応が競合して進行すること
が判明した。つまり、変態する前にｂｃｃ相過飽和固溶
体が規則化すること、また、そのように規則化したｂｃ
ｃ相からの変態はＮｂ3 Ａｌ化合物の超伝導特性を劣化
させることがある。ｂｃｃ相が規則化してしまうと、は
じめからある程度規則化したＡ１５相が変態で生じ、そ
のようにして生成したＡ１５相は積層欠陥を大量に含む
ためと推察される。発明者らは、昇温過程で規則化する
過飽和固溶体も再度不規則化すればそのような超伝導特
性の劣化が抑制できるはずと洞察し、従来より高温側の
８５０℃−１１００℃、好ましくは９００℃から１０５
０℃の一定温度まで急加熱して、過飽和固溶体の不規則
化とそれからの変態を試みた。その結果、（１）そのよ
うな熱処理方法では、変態開始の直前まで過飽和固溶体
は規則化していないこと、（２）試料自身が変態の反応
熱のために試料温度が数十℃から数百℃も上昇するこ
と、（３）核生成した変態は試料全体に直ちに伝搬する
こと、（４）変態が完了すると直ちに変態前の一定温度
まで試料温度が下がることを見い出した。
冷変態法Ｎｂ3 Ａｌ線材の変態技術の最適化を図ってき
た。その結果、従来の変態法では、過飽和固溶体の規則
化反応とＡ１５相への変態反応が競合して進行すること
が判明した。つまり、変態する前にｂｃｃ相過飽和固溶
体が規則化すること、また、そのように規則化したｂｃ
ｃ相からの変態はＮｂ3 Ａｌ化合物の超伝導特性を劣化
させることがある。ｂｃｃ相が規則化してしまうと、は
じめからある程度規則化したＡ１５相が変態で生じ、そ
のようにして生成したＡ１５相は積層欠陥を大量に含む
ためと推察される。発明者らは、昇温過程で規則化する
過飽和固溶体も再度不規則化すればそのような超伝導特
性の劣化が抑制できるはずと洞察し、従来より高温側の
８５０℃−１１００℃、好ましくは９００℃から１０５
０℃の一定温度まで急加熱して、過飽和固溶体の不規則
化とそれからの変態を試みた。その結果、（１）そのよ
うな熱処理方法では、変態開始の直前まで過飽和固溶体
は規則化していないこと、（２）試料自身が変態の反応
熱のために試料温度が数十℃から数百℃も上昇するこ
と、（３）核生成した変態は試料全体に直ちに伝搬する
こと、（４）変態が完了すると直ちに変態前の一定温度
まで試料温度が下がることを見い出した。
【００１４】この出願の発明は、この現象（反応変態）
を利用した前記のとおりの新しい２段熱処理方法を提供
するものである。
を利用した前記のとおりの新しい２段熱処理方法を提供
するものである。
【００１５】
【発明の実施の形態】この出願の発明は上記のとおりの
特徴を有するものであるが、以下にその実施の形態につ
いて説明する。
特徴を有するものであるが、以下にその実施の形態につ
いて説明する。
【００１６】なによりも、この出願の発明の急熱急冷法
によって高性能なＮｂ3 Ａｌ超伝導多芯線を製造するた
めには、ｂｃｃ相Ｎｂ−Ａｌ過飽和固溶体のＡｌ原子が
不規則に固溶している状態からＡ１５相に変態させるこ
とが肝要である。そのためには昇温中に規則化してしま
う過飽和固溶体を先ず８５０℃以上の高温に保持して不
規則化を図るとともに反応変態を利用してｂｃｃ相の不
規則化を完璧なものにする必要がある。１段熱処理の温
度としては過飽和固溶体の不規則化がはじまる８５０℃
以上、好ましくは反応変態をいっそう高温・短時間で終
了させる９００℃以上にすることが望ましい。一方、１
段熱処理の温度が高くなりすぎると保持時間が１秒より
短くなり熱処理の制御が困難になるので、１段熱処理温
度は１１００℃以下、好ましくは変態の反応熱でＣｕ安
定化材が融解しないように１０５０℃以下にすることが
望ましい。また、変態したＡ１５相の結晶粒の粗大化を
抑制するためには１段熱処理時間を１時間より短くする
ことが望ましい。
によって高性能なＮｂ3 Ａｌ超伝導多芯線を製造するた
めには、ｂｃｃ相Ｎｂ−Ａｌ過飽和固溶体のＡｌ原子が
不規則に固溶している状態からＡ１５相に変態させるこ
とが肝要である。そのためには昇温中に規則化してしま
う過飽和固溶体を先ず８５０℃以上の高温に保持して不
規則化を図るとともに反応変態を利用してｂｃｃ相の不
規則化を完璧なものにする必要がある。１段熱処理の温
度としては過飽和固溶体の不規則化がはじまる８５０℃
以上、好ましくは反応変態をいっそう高温・短時間で終
了させる９００℃以上にすることが望ましい。一方、１
段熱処理の温度が高くなりすぎると保持時間が１秒より
短くなり熱処理の制御が困難になるので、１段熱処理温
度は１１００℃以下、好ましくは変態の反応熱でＣｕ安
定化材が融解しないように１０５０℃以下にすることが
望ましい。また、変態したＡ１５相の結晶粒の粗大化を
抑制するためには１段熱処理時間を１時間より短くする
ことが望ましい。
【００１７】反応変態をともなう第１段目の熱処理は、
発熱が過飽和固溶体の不規則化を促進させて不規則過飽
和固溶体からの変態を完全なものにする。したがって、
過飽和固溶体の規則化が原因である熱伝導特性の劣化を
抑制できる。
発熱が過飽和固溶体の不規則化を促進させて不規則過飽
和固溶体からの変態を完全なものにする。したがって、
過飽和固溶体の規則化が原因である熱伝導特性の劣化を
抑制できる。
【００１８】第１段熱処理において特徴的なことは、初
期に不規則化したｂｃｃ相をＡ１５相に変態させる際の
前記反応熱が、隣接する未反応部分を昇温してｂｃｃ相
の不規則化を促進しつつ高温の変態領域を伝播させて自
動的に高温熱処理による反応変態が進行することであ
る。
期に不規則化したｂｃｃ相をＡ１５相に変態させる際の
前記反応熱が、隣接する未反応部分を昇温してｂｃｃ相
の不規則化を促進しつつ高温の変態領域を伝播させて自
動的に高温熱処理による反応変態が進行することであ
る。
【００１９】しかもいわゆる着火温度である望ましい範
囲としての８５０℃−１１００℃での１段熱処理の時間
に超伝導特性が鋭敏に依存しないという特徴を有してい
る。これは実用的な熱処理方法としては有利に働く。連
続的な長尺線の反応変態処理する際に、１段熱処理の時
間に起因する超伝導特性のばらつきが少ないと期待され
るからである。この性質を利用して、パンケーキコイル
状に巻いた過飽和固溶体・多芯線材を８５０℃−１０５
０℃に急加熱し反応変態処理するワインド・アンド・リ
アクト法も適用が可能になる。
囲としての８５０℃−１１００℃での１段熱処理の時間
に超伝導特性が鋭敏に依存しないという特徴を有してい
る。これは実用的な熱処理方法としては有利に働く。連
続的な長尺線の反応変態処理する際に、１段熱処理の時
間に起因する超伝導特性のばらつきが少ないと期待され
るからである。この性質を利用して、パンケーキコイル
状に巻いた過飽和固溶体・多芯線材を８５０℃−１０５
０℃に急加熱し反応変態処理するワインド・アンド・リ
アクト法も適用が可能になる。
【００２０】また、この変態熱処理法はＧｅやＳｉが第
三元素として添加した過飽和固溶体の変態処理にも同様
に効果を発揮する。
三元素として添加した過飽和固溶体の変態処理にも同様
に効果を発揮する。
【００２１】２段熱処理の温度しては長範囲規則度が改
善するためには８００℃以下であることが望ましい。た
だし、２段熱処理温度が６５０℃より低くなると長範囲
規則度の改善のために必要な熱処理時間が２００時間以
上になり製造コストが増大してしまう。しかしながら、
８００℃において長範囲規則度の改善には最低３時間以
上必要である。
善するためには８００℃以下であることが望ましい。た
だし、２段熱処理温度が６５０℃より低くなると長範囲
規則度の改善のために必要な熱処理時間が２００時間以
上になり製造コストが増大してしまう。しかしながら、
８００℃において長範囲規則度の改善には最低３時間以
上必要である。
【００２２】変態による発熱は反応に寄与しないＮｂマ
トリックスも昇温させるので、反応変態で変態領域を伝
播させるには過飽和固溶体の体積率かある程度大きくな
ければならない。過飽和固溶体のＮｂマトリックスに対
する体積比を０．１以上にすることが望ましい。ただ
し、全断面積当たりのＪｃを向上する観点からは、好ま
しくは０．３以上にすることが望ましい。一方、過飽和
固溶体のＮｂマトリックスに対する体積比が３を越える
と、急熱急冷処理時のＮｂマトリックスによる機械的補
強が不十分になり過飽和固溶体・多芯線自身の製造が困
難になる。
トリックスも昇温させるので、反応変態で変態領域を伝
播させるには過飽和固溶体の体積率かある程度大きくな
ければならない。過飽和固溶体のＮｂマトリックスに対
する体積比を０．１以上にすることが望ましい。ただ
し、全断面積当たりのＪｃを向上する観点からは、好ま
しくは０．３以上にすることが望ましい。一方、過飽和
固溶体のＮｂマトリックスに対する体積比が３を越える
と、急熱急冷処理時のＮｂマトリックスによる機械的補
強が不十分になり過飽和固溶体・多芯線自身の製造が困
難になる。
【００２３】過飽和固溶体への加工歪みの付加は、反応
変態を短時間の内に完了させ、過飽和固溶体をより高温
に一瞬昇温させる。そのため積層欠陥のないＡ１５相を
不規則過飽和固溶体から変態で生成することが出来、超
伝導特性を大幅に改善する効果がある。そのためには１
％以上の加工歪みが最低必要である。Ｃｕクラッド加工
において断面減少率で４０〜９０％の変形を受けると、
Ｃｕと急冷材表面との電気的な界面抵抗が極めて小さく
なり、安定化材として有効に働く。一方、加工歪みが９
０％を越えると過飽和固溶体フィラメントの異常変形
（ソーセージング）が始まり、電流電圧特性のｎ指数や
ＪC 自体が劣化してしまう。
変態を短時間の内に完了させ、過飽和固溶体をより高温
に一瞬昇温させる。そのため積層欠陥のないＡ１５相を
不規則過飽和固溶体から変態で生成することが出来、超
伝導特性を大幅に改善する効果がある。そのためには１
％以上の加工歪みが最低必要である。Ｃｕクラッド加工
において断面減少率で４０〜９０％の変形を受けると、
Ｃｕと急冷材表面との電気的な界面抵抗が極めて小さく
なり、安定化材として有効に働く。一方、加工歪みが９
０％を越えると過飽和固溶体フィラメントの異常変形
（ソーセージング）が始まり、電流電圧特性のｎ指数や
ＪC 自体が劣化してしまう。
【００２４】Ｂｃｃ相過飽和固溶体へのＧｅおよびＳｉ
添加量がそれぞれ２０ａｔ％、１５ａｔ％を越えると、
急冷する前のＮｂ／Ａｌ合金複合体の加工性が劣化して
しまう。一方、変態後のＡ１５相に固溶したＧｅおよび
Ｓｉが顕著な著伝導特性の向上を生じるにはそれぞれ最
低５ａｔ％の添加とすることが望ましい。
添加量がそれぞれ２０ａｔ％、１５ａｔ％を越えると、
急冷する前のＮｂ／Ａｌ合金複合体の加工性が劣化して
しまう。一方、変態後のＡ１５相に固溶したＧｅおよび
Ｓｉが顕著な著伝導特性の向上を生じるにはそれぞれ最
低５ａｔ％の添加とすることが望ましい。
【００２５】反応変態の後で、たとえば６５０−８００
℃で２段目の熱処理を行うことにより長範囲規則度を改
善すると、たとえばＴC が１８．３Ｋ、ＢC2（４．２
Ｋ）が２９Ｔとなって、従来変態法よりもそれぞれ０．
５Ｋ、３Ｔも高い値が得られる。しかもこの反応変態は
短時間で終了するため、結晶粒の粗大化が抑制できる。
その結晶、高温で不規則Ａ１５相を直接拡散生成するの
と対照的に、低磁界側でのＪｃも劣化しない。結局、従
来変態法のＪC −Ｂ特性をそのまま３Ｔだけ高磁界側に
平行移動したＪC −Ｂ特性を特徴とする高性能・急熱急
冷法Ｎｂ3 Ａｌ超伝導多芯線が製造できる。
℃で２段目の熱処理を行うことにより長範囲規則度を改
善すると、たとえばＴC が１８．３Ｋ、ＢC2（４．２
Ｋ）が２９Ｔとなって、従来変態法よりもそれぞれ０．
５Ｋ、３Ｔも高い値が得られる。しかもこの反応変態は
短時間で終了するため、結晶粒の粗大化が抑制できる。
その結晶、高温で不規則Ａ１５相を直接拡散生成するの
と対照的に、低磁界側でのＪｃも劣化しない。結局、従
来変態法のＪC −Ｂ特性をそのまま３Ｔだけ高磁界側に
平行移動したＪC −Ｂ特性を特徴とする高性能・急熱急
冷法Ｎｂ3 Ａｌ超伝導多芯線が製造できる。
【００２６】特筆すべきは、急冷材の変形量が断面減少
率で９０％までＪｃが劣化せず、むしろ変形量が大きく
なるほどＴC ，ＢC ，ＪC のいずれの臨界値も改善され
ることである。これまで過飽和固溶体を加工して機械的
歪みを与えると、Ａ１５相への変態を促進すると同時に
７００−８００℃での変態処理では過飽和固溶体の規則
化も促進していた。したがって、４０％以上の加工歪み
を付加すると過飽和固溶体の規則化が顕著になってＪC
を劣化させていた。しかし、たとえばこの発明のような
８５０℃−１１００℃の変態処理では昇温過程で規則化
した過飽和固溶体を再び不規則化することができ、加工
歪みによるＪC の劣化が生じない。したがって、Ｃｕク
ラッドの加工の変形量を大きくできる。これによりＣｕ
との密着性を改善し安定化材としての機能を大幅に改善
できる副次的効果も得られる。
率で９０％までＪｃが劣化せず、むしろ変形量が大きく
なるほどＴC ，ＢC ，ＪC のいずれの臨界値も改善され
ることである。これまで過飽和固溶体を加工して機械的
歪みを与えると、Ａ１５相への変態を促進すると同時に
７００−８００℃での変態処理では過飽和固溶体の規則
化も促進していた。したがって、４０％以上の加工歪み
を付加すると過飽和固溶体の規則化が顕著になってＪC
を劣化させていた。しかし、たとえばこの発明のような
８５０℃−１１００℃の変態処理では昇温過程で規則化
した過飽和固溶体を再び不規則化することができ、加工
歪みによるＪC の劣化が生じない。したがって、Ｃｕク
ラッドの加工の変形量を大きくできる。これによりＣｕ
との密着性を改善し安定化材としての機能を大幅に改善
できる副次的効果も得られる。
【００２７】以上のとおり、この出願の発明は、発明者
によって新たに見出された反応変態現象を利用した新し
い２段熱処理方法を提供するものである。この反応変態
法では、１段目の熱処理において、発熱が過飽和固溶体
の不規則化を促進させて不規則過飽和固溶体からの変態
を完全なものにする。したがって、過飽和固溶体の規則
化が原因である超伝導特性の劣化を抑制できる。反応変
態の後でたとえば６５０−８００℃で２段目の熱処理を
行うことにより長範囲規則度を改善すると、従来の変態
法の場合と比較して、ＪC −Ｂ特性の勾配を低下させず
にそのまま、たとえば３Ｔも高磁界側にシフトできる。
これにより４．２Ｋ運転での１ＧＨｚＮＭＲマグネット
の製造が可能になる。
によって新たに見出された反応変態現象を利用した新し
い２段熱処理方法を提供するものである。この反応変態
法では、１段目の熱処理において、発熱が過飽和固溶体
の不規則化を促進させて不規則過飽和固溶体からの変態
を完全なものにする。したがって、過飽和固溶体の規則
化が原因である超伝導特性の劣化を抑制できる。反応変
態の後でたとえば６５０−８００℃で２段目の熱処理を
行うことにより長範囲規則度を改善すると、従来の変態
法の場合と比較して、ＪC −Ｂ特性の勾配を低下させず
にそのまま、たとえば３Ｔも高磁界側にシフトできる。
これにより４．２Ｋ運転での１ＧＨｚＮＭＲマグネット
の製造が可能になる。
【００２８】また、この出願の発明の方法は、安定化材
としてＣｕをクラッド加工で付与した急熱急冷Ｎｂ3 Ａ
ｌ線材の高磁界特性に特に有効である。これまでの変態
法では、ＪC を最適化するためにクラッド加工率を断面
減少率で４０％以上にすることができず、そのため、Ｃ
ｕと急冷材料と機械的、電気的密着性が必ずしも十分で
なかった。
としてＣｕをクラッド加工で付与した急熱急冷Ｎｂ3 Ａ
ｌ線材の高磁界特性に特に有効である。これまでの変態
法では、ＪC を最適化するためにクラッド加工率を断面
減少率で４０％以上にすることができず、そのため、Ｃ
ｕと急冷材料と機械的、電気的密着性が必ずしも十分で
なかった。
【００２９】これに対し、この発明の方法では、密着性
が改善する従来より大きな加工度９０％まで、Ｊｃも加
工度とともに向上する。したがって、この発明ではＣｕ
クラッド線材の超伝導特性の改善に加え、界面抵抗の低
減による安定性の向上も同時に達成できる。
が改善する従来より大きな加工度９０％まで、Ｊｃも加
工度とともに向上する。したがって、この発明ではＣｕ
クラッド線材の超伝導特性の改善に加え、界面抵抗の低
減による安定性の向上も同時に達成できる。
【００３０】高温での熱処理の後で低温で長範囲規則度
の改善を目的に２度目の熱処理を行う、いわゆる２段熱
処理そのものは、Ｎｂ／Ａｌ複合体を直接拡散反応して
Ｎｂ 3 Ａｌを製造する場合の１つの熱処理方法として確
立されている。しかし、この出願の発明において、１段
目の熱処理で変態に伴う発熱を過飽和固溶体の不規則化
に利用することや、変態領域の伝搬を利用して自動的に
進行させる高温短時間の熱処理はきわめて独創的なもの
と言える。
の改善を目的に２度目の熱処理を行う、いわゆる２段熱
処理そのものは、Ｎｂ／Ａｌ複合体を直接拡散反応して
Ｎｂ 3 Ａｌを製造する場合の１つの熱処理方法として確
立されている。しかし、この出願の発明において、１段
目の熱処理で変態に伴う発熱を過飽和固溶体の不規則化
に利用することや、変態領域の伝搬を利用して自動的に
進行させる高温短時間の熱処理はきわめて独創的なもの
と言える。
【００３１】反応変態法を利用した急熱急冷法による高
性能Ｎｂ3 Ａｌ超伝導多芯線の製造法では、Ｎｂマトリ
ックスにｂｃｃ相Ｎｂ−Ａｌ複合体を急熱急冷すること
により作成される。発明の実施例としては主にシェリー
ロールＪＲ法とロッドインチューブＲＩＴ法で作製した
Ｎｂ／Ｎｂ（Ａｌ）SS複合体について記述するが、クラ
ッドチップ押出し法、粉末押出し法で作成したＮｂ／Ａ
ｌ複合体を急熱急冷した場合についても全く同様の効果
が得られる。
性能Ｎｂ3 Ａｌ超伝導多芯線の製造法では、Ｎｂマトリ
ックスにｂｃｃ相Ｎｂ−Ａｌ複合体を急熱急冷すること
により作成される。発明の実施例としては主にシェリー
ロールＪＲ法とロッドインチューブＲＩＴ法で作製した
Ｎｂ／Ｎｂ（Ａｌ）SS複合体について記述するが、クラ
ッドチップ押出し法、粉末押出し法で作成したＮｂ／Ａ
ｌ複合体を急熱急冷した場合についても全く同様の効果
が得られる。
【００３２】そこで以下に実施例を示し、さらに詳しく
説明する。もちろんこの出願の発明は以下の例によって
限定されることはない。
説明する。もちろんこの出願の発明は以下の例によって
限定されることはない。
【００３３】
【実施例】＜実施例１＞ＪＲ法Ｎｂ／Ａｌ複合体を急熱
急冷して作成したＮｂマトリックスにｂｃｃ相Ｎｂ−Ａ
ｌ過飽和固溶体が分散した複合線（線径１．２４ｍｍ）
を、１０００℃で１分間の１段熱処理を施し、次いで８
００℃で１０時間の２段熱処理を行った。なお、反応変
態は１０００℃に保持してから３０秒後に生じた。表１
に示すように、従来の変態法で作成した標準試料２と比
較して、ＴC ，ＢC2（４．２Ｋ）、ＪC が大幅に向上し
ている。 ＜実施例２＞ＪＲ法Ｎｂ／Ａｌ複合体を急熱急冷して作
成したＮｂマトリックスにｂｃｃ相Ｎｂ−Ａｌ過飽和固
溶体が分散した複合線を平ロールで圧延加工した平角線
（断面減少率３０％および９０％）１０ｃｍを、１段熱
処理として１０００℃に保持したコールドファーネス炉
の中に１分間挿入すると、実施例１より早くそれぞれ約
１０秒と６秒後に、図１に示すように片端で着火した変
態領域（Ａ）がもう一方の端に向かって約２秒間で伝播
し、高温短時間熱処理を自動的に終了した。試料の各部
が実際に昇温されている時間は０．３秒以内であった。
このようにして１段熱処理した試料を８００℃で１０時
間で２段熱処理すると、表１に示すように、通常の変態
法で熱処理した試料と比べて、超伝導特性が格段に向上
する。
急冷して作成したＮｂマトリックスにｂｃｃ相Ｎｂ−Ａ
ｌ過飽和固溶体が分散した複合線（線径１．２４ｍｍ）
を、１０００℃で１分間の１段熱処理を施し、次いで８
００℃で１０時間の２段熱処理を行った。なお、反応変
態は１０００℃に保持してから３０秒後に生じた。表１
に示すように、従来の変態法で作成した標準試料２と比
較して、ＴC ，ＢC2（４．２Ｋ）、ＪC が大幅に向上し
ている。 ＜実施例２＞ＪＲ法Ｎｂ／Ａｌ複合体を急熱急冷して作
成したＮｂマトリックスにｂｃｃ相Ｎｂ−Ａｌ過飽和固
溶体が分散した複合線を平ロールで圧延加工した平角線
（断面減少率３０％および９０％）１０ｃｍを、１段熱
処理として１０００℃に保持したコールドファーネス炉
の中に１分間挿入すると、実施例１より早くそれぞれ約
１０秒と６秒後に、図１に示すように片端で着火した変
態領域（Ａ）がもう一方の端に向かって約２秒間で伝播
し、高温短時間熱処理を自動的に終了した。試料の各部
が実際に昇温されている時間は０．３秒以内であった。
このようにして１段熱処理した試料を８００℃で１０時
間で２段熱処理すると、表１に示すように、通常の変態
法で熱処理した試料と比べて、超伝導特性が格段に向上
する。
【００３４】標準試料３，４から判るように通常の変態
法では過飽和固溶体の変形量の最適値が３０〜４０％で
ある。しかし、表１の実施例１，２−１，２−２を比較
して明らかなように、この発明の場合は、過飽和固溶体
の変形量が多いほど超伝導特性が改善するという重要な
特徴を有している。その理由として、通常の変態法では
昇温中に過飽和固溶体の規則化が進行し、変形量が大き
いほどその規則化が顕著になることが考えられる。ただ
し、過飽和固溶体の変形は変態を促進する効果もあり、
そのため従来は変形量が３０〜４０％程度で超伝導特性
が最適になっていた。図２に示すように、従来の７００
℃や８００℃での変態熱処理ではｂｃｃ相の（１００）
面および（１１１）面の禁制反射が観察され、過飽和固
溶体の規則化が変態が生じる前に完了していることが判
る。一方、１０００℃の１段熱処理においては、着火す
る直前の４秒間熱処理した試料についてＸ線回折で調べ
るとｂｃｃ相の（１００）面および（１１１）面の禁制
反射が現れない。すなわち、１０００℃では規則化した
ｂｃｃ相が温度の上昇とともに再度不規則化していると
考えられる。さらに反応変態によって不規則ｂｃｃ相か
らＡ１５相への変態を完全なものにするため、積層欠陥
を含まないＡ１５相の生成が可能になり、超伝導特性が
著しく向上すると考えられる。
法では過飽和固溶体の変形量の最適値が３０〜４０％で
ある。しかし、表１の実施例１，２−１，２−２を比較
して明らかなように、この発明の場合は、過飽和固溶体
の変形量が多いほど超伝導特性が改善するという重要な
特徴を有している。その理由として、通常の変態法では
昇温中に過飽和固溶体の規則化が進行し、変形量が大き
いほどその規則化が顕著になることが考えられる。ただ
し、過飽和固溶体の変形は変態を促進する効果もあり、
そのため従来は変形量が３０〜４０％程度で超伝導特性
が最適になっていた。図２に示すように、従来の７００
℃や８００℃での変態熱処理ではｂｃｃ相の（１００）
面および（１１１）面の禁制反射が観察され、過飽和固
溶体の規則化が変態が生じる前に完了していることが判
る。一方、１０００℃の１段熱処理においては、着火す
る直前の４秒間熱処理した試料についてＸ線回折で調べ
るとｂｃｃ相の（１００）面および（１１１）面の禁制
反射が現れない。すなわち、１０００℃では規則化した
ｂｃｃ相が温度の上昇とともに再度不規則化していると
考えられる。さらに反応変態によって不規則ｂｃｃ相か
らＡ１５相への変態を完全なものにするため、積層欠陥
を含まないＡ１５相の生成が可能になり、超伝導特性が
著しく向上すると考えられる。
【００３５】
【表１】
【００３６】＜実施例３＞ＪＲ法Ｎｂ／Ａｌ複合体を急
熱急冷して作成したＮｂマトリックスにｂｃｃ相Ｎｂ−
Ａｌ過飽和固溶体が分散した複合線を平ロールで圧延加
工した平角線を、９００℃に急加熱して５分熱処理した
後、８００℃で１０時間熱処理した。表２に示したよう
に、実施例２と比較して着火温度が低いが、Ｔｃで１
８．１Ｋ、Ｂ C2（４．２Ｋ）で２７．５Ｔが得られてい
る。 ＜実施例４＞断面減少率が３０％と７０％でクラッド加
工により安定化材のＣｕを付与した平角線を１０００℃
の１段熱処理を行った。Ｃｕの熱容量が大きいため表面
温度の昇温として観察される反応変態開始時間は、安定
化材が付着していない試料と比べて若干遅くなる。しか
し、Ｃｕが付与されていない試料と比べると超伝導特性
は若干劣るものの、表２に示したように、前記の標準試
料と比べると超伝導特性の向上は十分現れている。
熱急冷して作成したＮｂマトリックスにｂｃｃ相Ｎｂ−
Ａｌ過飽和固溶体が分散した複合線を平ロールで圧延加
工した平角線を、９００℃に急加熱して５分熱処理した
後、８００℃で１０時間熱処理した。表２に示したよう
に、実施例２と比較して着火温度が低いが、Ｔｃで１
８．１Ｋ、Ｂ C2（４．２Ｋ）で２７．５Ｔが得られてい
る。 ＜実施例４＞断面減少率が３０％と７０％でクラッド加
工により安定化材のＣｕを付与した平角線を１０００℃
の１段熱処理を行った。Ｃｕの熱容量が大きいため表面
温度の昇温として観察される反応変態開始時間は、安定
化材が付着していない試料と比べて若干遅くなる。しか
し、Ｃｕが付与されていない試料と比べると超伝導特性
は若干劣るものの、表２に示したように、前記の標準試
料と比べると超伝導特性の向上は十分現れている。
【００３７】また、２段熱処理温度を７００℃まで下げ
ることにより高磁界特性が若干向上する。 ＜実施例５＞実施例３と形状が同じ平角線を９００℃に
急加熱して５分間熱処理した後、８００℃で１０時間熱
処理した。表２に示したように、着火温度が実施例３と
同様に実施例２と比べて低いが、Ｎｂマトリックスに対
する過飽和固溶体の体積比が２．０と大きくなっている
分、実施例３と比較して超伝導特性が向上している。
ることにより高磁界特性が若干向上する。 ＜実施例５＞実施例３と形状が同じ平角線を９００℃に
急加熱して５分間熱処理した後、８００℃で１０時間熱
処理した。表２に示したように、着火温度が実施例３と
同様に実施例２と比べて低いが、Ｎｂマトリックスに対
する過飽和固溶体の体積比が２．０と大きくなっている
分、実施例３と比較して超伝導特性が向上している。
【００３８】
【表２】
【００３９】＜実施例６＞高温で直接拡散生成されるＡ
１５相にＧｅやＳｉを添加すると、Ｔｃが２０ＫまたＢ
C2（４．２Ｋ）が３５Ｔを越えることが報告されてい
る。しかし、ＲＩＴ法Ｎｂ／Ａｌ−１５ａｔ％Ｇｅ複合
線を急冷して作成した３元系Ｎｂ−Ａｌ−Ｇｅ過飽和固
溶体を、従来の変態熱処理を施しても、ＴC は１８．２
Ｋが限界で、２元系の場合と同様に、昇温途中でｂｃｃ
相の規則化が顕著に生じるために超伝導特性が劣化して
いたと考えられる。１段熱処理条件として１００℃で１
分間の熱処理を行うと、反応変態が生じた。これを８０
０℃で１０時間の２段熱処理を施すと、ＴC は１８．９
Ｋに向上した。これより、３元系の過飽和固溶体の変態
にもこの出願の発明が有効であることが判った。 ＜実施例７＞線材長が３ｍのＣｕクラッド加工・過飽和
固溶体多芯線をアルミナ繊維で被覆し、これを外径が３
０ｍｍのステンレスボビンにソレノイド状に巻き込み、
窒素ガスを用いて１０００℃に保持された流動層炉で５
分間の１段熱処理を行った。次いで８００℃で１０時間
の２段熱処理を行った。ＴC で１８．１Ｋの値が得られ
ており、コイル形状でも反応変態による超伝導特性が改
善する効果が確認された。
１５相にＧｅやＳｉを添加すると、Ｔｃが２０ＫまたＢ
C2（４．２Ｋ）が３５Ｔを越えることが報告されてい
る。しかし、ＲＩＴ法Ｎｂ／Ａｌ−１５ａｔ％Ｇｅ複合
線を急冷して作成した３元系Ｎｂ−Ａｌ−Ｇｅ過飽和固
溶体を、従来の変態熱処理を施しても、ＴC は１８．２
Ｋが限界で、２元系の場合と同様に、昇温途中でｂｃｃ
相の規則化が顕著に生じるために超伝導特性が劣化して
いたと考えられる。１段熱処理条件として１００℃で１
分間の熱処理を行うと、反応変態が生じた。これを８０
０℃で１０時間の２段熱処理を施すと、ＴC は１８．９
Ｋに向上した。これより、３元系の過飽和固溶体の変態
にもこの出願の発明が有効であることが判った。 ＜実施例７＞線材長が３ｍのＣｕクラッド加工・過飽和
固溶体多芯線をアルミナ繊維で被覆し、これを外径が３
０ｍｍのステンレスボビンにソレノイド状に巻き込み、
窒素ガスを用いて１０００℃に保持された流動層炉で５
分間の１段熱処理を行った。次いで８００℃で１０時間
の２段熱処理を行った。ＴC で１８．１Ｋの値が得られ
ており、コイル形状でも反応変態による超伝導特性が改
善する効果が確認された。
【００４０】
【発明の効果】以上詳しく説明したとおり、この出願の
発明の方法による反応変態法を利用した超伝導特性の高
性能化は、極めて顕著である。そして、これまでの安定
化に関する技術をそのまま利用できるばかりでなく、外
部安定化技術に関してはむしろそれまでの密着性に関す
る欠点を改善するという、優れた特徴を有している。こ
の発明により、１ＧＨｚＮＭＲマグネットを４．２Ｋで
運転することも可能になる。
発明の方法による反応変態法を利用した超伝導特性の高
性能化は、極めて顕著である。そして、これまでの安定
化に関する技術をそのまま利用できるばかりでなく、外
部安定化技術に関してはむしろそれまでの密着性に関す
る欠点を改善するという、優れた特徴を有している。こ
の発明により、１ＧＨｚＮＭＲマグネットを４．２Ｋで
運転することも可能になる。
【００４１】超伝導特性においては、実用線材として使
用されているＮｂ3 Ｓｎの２倍以上の臨界電流密度を示
し、耐歪み特性においても優れている。現在使用されて
いるＮｂ3 Ｓｎ線材の領域の大部分で置き換えられる可
能性が高い。また核融合炉や高エネルギー加速器などの
大型超伝導システムの強磁場化を可能にし、システム全
体のコンパクト化したがって建設費の大幅な低減を実現
するものと期待される。
用されているＮｂ3 Ｓｎの２倍以上の臨界電流密度を示
し、耐歪み特性においても優れている。現在使用されて
いるＮｂ3 Ｓｎ線材の領域の大部分で置き換えられる可
能性が高い。また核融合炉や高エネルギー加速器などの
大型超伝導システムの強磁場化を可能にし、システム全
体のコンパクト化したがって建設費の大幅な低減を実現
するものと期待される。
【図１】Ｎｂマトリックスにｂｃｃ相過飽和固溶体が分
散した線をテープ状に平角成形し、これを１０００℃に
保持されたゴールドファーネス加熱部の中に挿入して１
分間の熱処理を行った際に観察された反応変態の様子を
示した図である。左端で着火すると、昇温した変態領域
（Ａ）は約２秒で１０ｃｍ離れた右端に伝播し、高温短
時間熱処理が自動的に終了する。
散した線をテープ状に平角成形し、これを１０００℃に
保持されたゴールドファーネス加熱部の中に挿入して１
分間の熱処理を行った際に観察された反応変態の様子を
示した図である。左端で着火すると、昇温した変態領域
（Ａ）は約２秒で１０ｃｍ離れた右端に伝播し、高温短
時間熱処理が自動的に終了する。
【図２】Ｎｂマトリックスにｂｃｃ相過飽和固溶体が分
散した線をテープ状に平角成形し、これを８００℃で１
分および１０時間で熱処理したときのＸ線回折図であ
る。１分間熱処理するとｂｃｃ相の禁制反射である（１
００）面と（１１１）面の回折線が現れる。ｂｃｃ相
（１００）面と（２００）面の極点図形が一致してお
り、２θが２７．１８度の回折ピークがｂｃｃ相の禁制
反射であることが判る。したがって、通常の変態法で
は、過飽和固溶体が先ず規則化し、それからＡ１５相に
変態する。
散した線をテープ状に平角成形し、これを８００℃で１
分および１０時間で熱処理したときのＸ線回折図であ
る。１分間熱処理するとｂｃｃ相の禁制反射である（１
００）面と（１１１）面の回折線が現れる。ｂｃｃ相
（１００）面と（２００）面の極点図形が一致してお
り、２θが２７．１８度の回折ピークがｂｃｃ相の禁制
反射であることが判る。したがって、通常の変態法で
は、過飽和固溶体が先ず規則化し、それからＡ１５相に
変態する。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 和田 仁 茨城県つくば市千現１丁目２番１号 科学 技術庁金属材料技術研究所内 Ｆターム(参考） 5G321 AA11 BA99 DC04 DC32 DC33 DC35
Claims (9)
- 【請求項１】 急熱急冷法によるＮｂ3 Ａｌ超伝導多芯
線の製造方法であって、Ｎｂマトリックスにｂｃｃ相Ｎ
ｂ−Ａｌ過飽和固溶体が分散した複合体を急加熱して第
１段熱処理する際に、昇温過程で規則化したｂｃｃ相Ｎ
ｂ−Ａｌ過飽和固溶体をその初期段階で不規則化させ、
この不規則ｂｃｃ相をＡ１５相に変態させる際の反応熱
を利用して隣接する未反応部分を昇温しｂｃｃ相の不規
則化を促進しつつ高温の変態領域を伝播させて高温熱処
理を自動的に進行させることによって反応変態を発生さ
せ、これによりＡ１５相の積層欠陥の生成と結晶粒の粗
大化を抑制し、次いでＡ１５相の長範囲規則度を改善す
るための第２段熱処理を行うことを特徴とするＮｂ3 Ａ
ｌ超伝導多芯線の製造方法。 - 【請求項２】 第１段熱処理の温度が８５０〜１１００
℃で、その保持時間が１秒〜１時間であることを特徴と
する請求項１のＮｂ3 Ａｌ超伝導多芯線の製造法。 - 【請求項３】 第２段熱処理の温度が６５０〜８００℃
で、その保持時間が３〜２００時間であることを特徴と
する請求項１または２のＮｂ3 Ａｌ超伝導多芯線の製造
法。 - 【請求項４】 Ｎｂマトリックスに対するｂｃｃ相Ｎｂ
−Ａｌ過飽和固溶体の体積比が０．１〜３であることを
特徴とする請求項１ないし３のいずれかのＮｂ3 Ａｌ超
伝導多芯線の製造法。 - 【請求項５】 ｂｃｃ相Ｎｂ−Ａｌ過飽和固溶体が断面
減少率で１〜９０％の成形加工を受けていることを特徴
とする請求項１ないし４のいずれかのＮｂ3Ａｌ超伝導
多芯線の製造法。 - 【請求項６】 Ｎｂマトリックスにｂｃｃ相Ｎｂ−Ａｌ
過飽和固溶体が分散した複合体の表面に安定化材として
Ｃｕがクラッド加工または電気メッキにより付与されて
いることを特徴とする請求項１ないし５のいずれかのＮ
ｂ3 Ａｌ超伝導多芯線の製造法。 - 【請求項７】 Ｎｂマトリックスにｂｃｃ相Ｎｂ−Ａｌ
過飽和固溶体が分散した複合体の内部に安定化材として
ＡｇまたはＣｕがｂｃｃ相Ｎｂ−Ａｌ過飽和固溶体とＮ
ｂの拡散バリアで隔離されていることを特徴とする請求
項１ないし６のいずれかのＮｂ3 Ａｌ超伝導多芯線の製
造法。 - 【請求項８】 ｂｃｃ相Ｎｂ−Ａｌ過飽和固溶体に元素
Ｍが合金添加されてその組成がＮｂy （Ａｌ1-x Ｍx ）
1-y で表記されるとき、添加元素Ｇｅの場合ｘが０．０
５〜０．２、添加元素Ｓｉの場合ｘが０．０５〜０．１
５であることを特徴とする請求項１ないし７のいずれか
のＮｂ3 Ａｌ超伝導多芯線の製造法。 - 【請求項９】 Ｎｂマトリックスにｂｃｃ相Ｎｂ−Ａｌ
過飽和固溶体が分散した複合体がコイル状に巻かれてい
ることを特徴とする請求項１ないし８のいずれかのＮｂ
3 Ａｌ超伝導多芯線の製造法。
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|---|---|---|---|
| JP2000157341A JP3588629B2 (ja) | 2000-05-26 | 2000-05-26 | Ｎｂ３Ａｌ超伝導多芯線の製造方法 |
| US09/864,228 US6570096B2 (en) | 2000-05-26 | 2001-05-25 | Production method of Nb3Al superconducting multifilamentary wire |
| DE10125929A DE10125929B4 (de) | 2000-05-26 | 2001-05-28 | Verfahren zur Herstellung eines Nb3Al-supraleitenden Mehrfaserdrahtes |
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| DE (1) | DE10125929B4 (ja) |
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| US4917965A (en) * | 1987-08-25 | 1990-04-17 | National Research Institute For Metals | Multifilament Nb3 Al superconducting linear composite articles |
| JP2693255B2 (ja) * | 1990-05-11 | 1997-12-24 | 日立電線株式会社 | Ｎｂ▲下３▼Ａｌ系超電導線材の製造方法並びに製造装置 |
| JPH06158212A (ja) * | 1992-11-30 | 1994-06-07 | Hitachi Ltd | Ｎｂ３Ａｌ系超電導導体とその製造方法、並びにＮｂ３Ａｌ系超電導前駆組成物、並びに高磁界発生用超電導マグネット |
| FI945390A (fi) * | 1993-11-19 | 1995-05-20 | Sumitomo Electric Industries | Menetelmät Nb3Al-suprajohtavan langan valmistamiseksi ja Nb3A1-suprajohtava kierretty lanka |
| US5504984A (en) * | 1993-12-13 | 1996-04-09 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Methods of manufacturing Nb3 Al superconducting wire and coil |
| US6372054B1 (en) * | 1999-06-04 | 2002-04-16 | Japan As Represented By Director General Of National Research Institute For Metals | Process for producing ultrafine multifilamentary Nb3(A1,Ge) or Nb3(A1,Si) superconducting wire |
| JP3577506B2 (ja) * | 1999-11-09 | 2004-10-13 | 独立行政法人物質・材料研究機構 | Ｃｕ添加Ｎｂ３Ａｌ極細多芯超伝導線材とその製造方法 |
-
2000
- 2000-05-26 JP JP2000157341A patent/JP3588629B2/ja not_active Expired - Lifetime
-
2001
- 2001-05-25 US US09/864,228 patent/US6570096B2/en not_active Expired - Fee Related
- 2001-05-28 DE DE10125929A patent/DE10125929B4/de not_active Expired - Fee Related
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| US7354486B2 (en) | 2003-07-15 | 2008-04-08 | National Institute For Materials Science | Process for producing Ge-added Nb3Al base superconducting wire material |
| JP2014201791A (ja) * | 2013-04-04 | 2014-10-27 | 日立金属株式会社 | 銅線及びその製造方法 |
| CN109609750A (zh) * | 2019-01-17 | 2019-04-12 | 西南石油大学 | 一种制备高性能超导线材的零张力同步传动热处理系统 |
| CN109609750B (zh) * | 2019-01-17 | 2024-04-12 | 西南石油大学 | 一种制备高性能超导线材的零张力同步传动热处理系统 |
| CN116200690A (zh) * | 2023-01-29 | 2023-06-02 | 西南交通大学 | 多次瞬时高温热处理制备高载流Nb3Al超导线材的方法 |
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| US20020037815A1 (en) | 2002-03-28 |
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