JP2002317232A - Ｓｎ−Ｔｉ系化合物を含むＳｎ基合金、その製造方法、及びそれを用いたＮｂ３Ｓｎ超電導線材の先駆体 - Google Patents
Ｓｎ−Ｔｉ系化合物を含むＳｎ基合金、その製造方法、及びそれを用いたＮｂ３Ｓｎ超電導線材の先駆体Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 微細な粒状のＳｎ−Ｔｉ系化合物がＳｎ基合
金中に均一に分散し、更に鋳造に際してインゴットに引
け巣が生じないＳｎ−Ｔｉ系化合物を含むＳｎ基合金、
及びその製造方法を提供すること。 【解決手段】 本発明は、真空、または不活性ガス雰囲
気下で、Ｓｎを１３００〜１５００℃に加熱溶融し、こ
れに０．１〜５％のＴｉを添加して加熱溶融し、この溶
湯を直接または受け口を介して銅製の鋳型に鋳込む、微
細なＳｎ−Ｔｉ系化合物を含むＳｎ基合金の製造方法、
この方法で得られた０．１〜５％のＴｉを含み、かつＳ
ｎ−Ｔｉ系化合物の最大粒径が３０μｍ以下で、平均粒
径が２０〜１５μｍのＳｎ−Ｔｉ系化合物を含むＳｎ基
合金、並びにこのＳｎ基合金を使用した内部拡散法によ
るＮｂ3Ｓｎ線材の先駆体である。 【効果】 このＳｎ基合金を使用して作られた内部拡散
法によるＮｂ3Ｓｎ線材は、優れた超電導特性を示す。
また、本発明の方法によれば、インゴットの製造時に引
け巣の発生がない。
金中に均一に分散し、更に鋳造に際してインゴットに引
け巣が生じないＳｎ−Ｔｉ系化合物を含むＳｎ基合金、
及びその製造方法を提供すること。 【解決手段】 本発明は、真空、または不活性ガス雰囲
気下で、Ｓｎを１３００〜１５００℃に加熱溶融し、こ
れに０．１〜５％のＴｉを添加して加熱溶融し、この溶
湯を直接または受け口を介して銅製の鋳型に鋳込む、微
細なＳｎ−Ｔｉ系化合物を含むＳｎ基合金の製造方法、
この方法で得られた０．１〜５％のＴｉを含み、かつＳ
ｎ−Ｔｉ系化合物の最大粒径が３０μｍ以下で、平均粒
径が２０〜１５μｍのＳｎ−Ｔｉ系化合物を含むＳｎ基
合金、並びにこのＳｎ基合金を使用した内部拡散法によ
るＮｂ3Ｓｎ線材の先駆体である。 【効果】 このＳｎ基合金を使用して作られた内部拡散
法によるＮｂ3Ｓｎ線材は、優れた超電導特性を示す。
また、本発明の方法によれば、インゴットの製造時に引
け巣の発生がない。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、内部拡散法による
Ｎｂ3Ｓｎ超電導線材の製造に用いられるＳｎ−Ｔｉ系
化合物を含むＳｎ基合金、その製造方法、及びこれを使
用したＮｂ3Ｓｎ超電導線材の先駆体に関するものであ
る。
Ｎｂ3Ｓｎ超電導線材の製造に用いられるＳｎ−Ｔｉ系
化合物を含むＳｎ基合金、その製造方法、及びこれを使
用したＮｂ3Ｓｎ超電導線材の先駆体に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】超電導線材の製造方法として、内部拡散
法によるＮｂ3Ｓｎ化合物を使用する方法が提案されて
いる。ここで、内部拡散法とは、Ｎｂ金属棒が相互接触
しない様、多数組み込まれたＣｕ基金属体の中心部にＳ
ｎ金属棒を組み込んだ構造のモジュールと呼ばれるＮｂ
3Ｓｎ超電導線材の先駆体を伸線加工して、約６５０℃
に加熱してＳｎの拡散熱処理によりＮｂ金属と反応さ
せ、最終的に超電導材料として有用なＮｂ3Ｓｎ線材を
製造する方法である。この内部拡散法によるＮｂ3Ｓｎ
超電導線材の高磁界での超電導特性を向上させる為に、
Ｓｎ基体にＴｉを添加したＳｎ−Ｔｉ系化合物を含むＳ
ｎ基合金を使用することで、Ｓｎ金属を使用したＮｂ3
Ｓｎ線材に比べ超電導特性のより改善されたものが得ら
れることが知られている。しかし、ここで用いられるＳ
ｎ−Ｔｉ系化合物を含むＳｎ基合金は、Ｔｉ添加Ｓｎ基
体を製造するに当たってＳｎの融点２３２℃とＴｉの融
点１６７０℃の間に大きな差があること、また、Ｔｉに
おいては酸化が著しいことのために、通常の溶融鋳造で
は未融解Ｔｉ及びＴｉ酸化物が発生し、これらのＳｎ基
合金中への混入によって欠陥が生ずるという問題があ
る。
法によるＮｂ3Ｓｎ化合物を使用する方法が提案されて
いる。ここで、内部拡散法とは、Ｎｂ金属棒が相互接触
しない様、多数組み込まれたＣｕ基金属体の中心部にＳ
ｎ金属棒を組み込んだ構造のモジュールと呼ばれるＮｂ
3Ｓｎ超電導線材の先駆体を伸線加工して、約６５０℃
に加熱してＳｎの拡散熱処理によりＮｂ金属と反応さ
せ、最終的に超電導材料として有用なＮｂ3Ｓｎ線材を
製造する方法である。この内部拡散法によるＮｂ3Ｓｎ
超電導線材の高磁界での超電導特性を向上させる為に、
Ｓｎ基体にＴｉを添加したＳｎ−Ｔｉ系化合物を含むＳ
ｎ基合金を使用することで、Ｓｎ金属を使用したＮｂ3
Ｓｎ線材に比べ超電導特性のより改善されたものが得ら
れることが知られている。しかし、ここで用いられるＳ
ｎ−Ｔｉ系化合物を含むＳｎ基合金は、Ｔｉ添加Ｓｎ基
体を製造するに当たってＳｎの融点２３２℃とＴｉの融
点１６７０℃の間に大きな差があること、また、Ｔｉに
おいては酸化が著しいことのために、通常の溶融鋳造で
は未融解Ｔｉ及びＴｉ酸化物が発生し、これらのＳｎ基
合金中への混入によって欠陥が生ずるという問題があ
る。
【０００３】このような欠陥のないＳｎ−Ｔｉ系化合物
を含むＳｎ基合金を製造する方法として、例えば、不活
性ガス雰囲気下で、Ｓｎを６００〜１７５０℃に加熱溶
融し、これにＳｎの重量比で０．３〜６．５％のＴｉを
添加して、５００〜１７５０℃で、鋳鉄製またはステン
レス製の鋳型に鋳造する方法が提案されている（特公平
６−７６６２５号公報）。
を含むＳｎ基合金を製造する方法として、例えば、不活
性ガス雰囲気下で、Ｓｎを６００〜１７５０℃に加熱溶
融し、これにＳｎの重量比で０．３〜６．５％のＴｉを
添加して、５００〜１７５０℃で、鋳鉄製またはステン
レス製の鋳型に鋳造する方法が提案されている（特公平
６−７６６２５号公報）。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかし、不活性ガス雰
囲気中での溶融と鋳鉄製またはステンレス製の鋳型を使
用して鋳造したＳｎ−Ｔｉ系化合物を含むＳｎ基合金で
は、Ｓｎ−Ｔｉ系化合物の微細化が十分に進んでいない
為に超電導特性の向上が望めないという問題があった。
また、得られたＳｎ−Ｔｉ系化合物を含むＳｎ基合金イ
ンゴットの引け巣が大きく、Ｓｎ−Ｔｉ系化合物を含む
Ｓｎ基合金の歩留りが悪く、Ｓｎ−Ｔｉ系化合物を含む
Ｓｎ基合金の製造方法の改善が必要であった。本発明
は、この様な従来の方法の問題を解決する為に考えられ
たものであり、微細な粒状の粒径のＳｎ−Ｔｉ系化合物
がＳｎ基合金中に均一に分散し、更に鋳造に際してイン
ゴットに引け巣が生じないＳｎ−Ｔｉ系化合物を含むＳ
ｎ基合金とその製造方法を得ることを目的としている。
囲気中での溶融と鋳鉄製またはステンレス製の鋳型を使
用して鋳造したＳｎ−Ｔｉ系化合物を含むＳｎ基合金で
は、Ｓｎ−Ｔｉ系化合物の微細化が十分に進んでいない
為に超電導特性の向上が望めないという問題があった。
また、得られたＳｎ−Ｔｉ系化合物を含むＳｎ基合金イ
ンゴットの引け巣が大きく、Ｓｎ−Ｔｉ系化合物を含む
Ｓｎ基合金の歩留りが悪く、Ｓｎ−Ｔｉ系化合物を含む
Ｓｎ基合金の製造方法の改善が必要であった。本発明
は、この様な従来の方法の問題を解決する為に考えられ
たものであり、微細な粒状の粒径のＳｎ−Ｔｉ系化合物
がＳｎ基合金中に均一に分散し、更に鋳造に際してイン
ゴットに引け巣が生じないＳｎ−Ｔｉ系化合物を含むＳ
ｎ基合金とその製造方法を得ることを目的としている。
【０００５】
【課題を解決するための手段】即ち、本発明は、Ｓｎに
対して重量基準で０．１〜５％のＴｉが添加されたＳｎ
−Ｔｉ系化合物を含むＳｎ基合金において、そのＳｎ−
Ｔｉ系化合物粒子の最大粒径が３０μｍ以下で、かつ平
均粒径が２０〜１５μｍの範囲にあるＳｎ−Ｔｉ系化合
物を含むことを特徴とするＳｎ基合金である。
対して重量基準で０．１〜５％のＴｉが添加されたＳｎ
−Ｔｉ系化合物を含むＳｎ基合金において、そのＳｎ−
Ｔｉ系化合物粒子の最大粒径が３０μｍ以下で、かつ平
均粒径が２０〜１５μｍの範囲にあるＳｎ−Ｔｉ系化合
物を含むことを特徴とするＳｎ基合金である。
【０００６】また、本発明は、真空、或いは不活性ガス
雰囲気下で、Ｓｎを１３００〜１５００℃に加熱溶融
し、これにＳｎに対して重量基準で０．１〜５％のＴｉ
を添加して１３００〜１５００℃に加熱溶融し、この溶
湯を銅製の鋳型に鋳込むことを特徴とする、微細に分散
したＳｎ−Ｔｉ系化合物を含むＳｎ基合金の製造方法で
ある。
雰囲気下で、Ｓｎを１３００〜１５００℃に加熱溶融
し、これにＳｎに対して重量基準で０．１〜５％のＴｉ
を添加して１３００〜１５００℃に加熱溶融し、この溶
湯を銅製の鋳型に鋳込むことを特徴とする、微細に分散
したＳｎ−Ｔｉ系化合物を含むＳｎ基合金の製造方法で
ある。
【０００７】更に、本発明は、真空、或いは不活性ガス
雰囲気下で、Ｓｎを１３００〜１５００℃に加熱溶融
し、これにＳｎに対して重量基準で０．１〜５％のＴｉ
を添加して１３００〜１５００℃に加熱溶融し、この溶
湯を鋳型の上に載置したカーボン製の受口を介して、銅
製の鋳型に鋳込むことを特徴とする、微細に分散したＳ
ｎ−Ｔｉ系化合物を含むＳｎ基合金の製造方法である。
雰囲気下で、Ｓｎを１３００〜１５００℃に加熱溶融
し、これにＳｎに対して重量基準で０．１〜５％のＴｉ
を添加して１３００〜１５００℃に加熱溶融し、この溶
湯を鋳型の上に載置したカーボン製の受口を介して、銅
製の鋳型に鋳込むことを特徴とする、微細に分散したＳ
ｎ−Ｔｉ系化合物を含むＳｎ基合金の製造方法である。
【０００８】更に、本発明は、Ｃｕ基金属材中に、Ｎｂ
基金属材と請求項１記載の微細に分散したＳｎ−Ｔｉ系
化合物を含むＳｎ基合金が多数本、相互接触しない様に
配置されているＮｂ3Ｓｎ超電導線材の先駆体である。
基金属材と請求項１記載の微細に分散したＳｎ−Ｔｉ系
化合物を含むＳｎ基合金が多数本、相互接触しない様に
配置されているＮｂ3Ｓｎ超電導線材の先駆体である。
【０００９】
【発明の実施の形態】本発明の微細に分散したＳｎ−Ｔ
ｉ系化合物を含むＳｎ基合金は、以下に述べる方法によ
って、Ｓｎに対して重量基準で０．１〜５％、好ましく
は０．５〜３％の割合でＳｎ基体にＴｉを添加し、微粒
状のＳｎ−Ｔｉ系化合物をＳｎ基体中に形成せしめたＳ
ｎ基合金である。このＳｎ基合金中に分散するＳｎ−Ｔ
ｉ系化合物は、その最大粒子径が３０μｍで、平均粒子
径が２０〜１５μｍの範囲であり、より好ましくは、最
大粒子径が１５μｍで、平均粒子径が１０〜５μｍの範
囲である。この本発明のＳｎ基合金に含まれるＳｎ−Ｔ
ｉ系化合物は、その主成分がＴｉ6Ｓｎ5の組成からなる
合金であり、Ｔｉ6Ｓｎ5を７０重量％以上、好ましくは
９０重量％以上含むものであり、最も好ましくは全てが
Ｔｉ6Ｓｎ5である。このほかにもＴｉ5Ｓｎ3等を含んで
もよい。
ｉ系化合物を含むＳｎ基合金は、以下に述べる方法によ
って、Ｓｎに対して重量基準で０．１〜５％、好ましく
は０．５〜３％の割合でＳｎ基体にＴｉを添加し、微粒
状のＳｎ−Ｔｉ系化合物をＳｎ基体中に形成せしめたＳ
ｎ基合金である。このＳｎ基合金中に分散するＳｎ−Ｔ
ｉ系化合物は、その最大粒子径が３０μｍで、平均粒子
径が２０〜１５μｍの範囲であり、より好ましくは、最
大粒子径が１５μｍで、平均粒子径が１０〜５μｍの範
囲である。この本発明のＳｎ基合金に含まれるＳｎ−Ｔ
ｉ系化合物は、その主成分がＴｉ6Ｓｎ5の組成からなる
合金であり、Ｔｉ6Ｓｎ5を７０重量％以上、好ましくは
９０重量％以上含むものであり、最も好ましくは全てが
Ｔｉ6Ｓｎ5である。このほかにもＴｉ5Ｓｎ3等を含んで
もよい。
【００１０】本発明の上記の微細に分散したＳｎ−Ｔｉ
系化合物を含むＳｎ基合金は、真空、或いは不活性ガス
雰囲気下で、Ｓｎを１３００〜１５００℃に加熱溶融
し、これにＳｎに対して重量基準で０．１〜５％、好ま
しくは０．５〜３％のＴｉを添加して１３００〜１５０
０℃に加熱溶融し、この溶湯を銅製の鋳型に鋳込むこと
によって、或いは鋳込みの際に鋳型の上に載置したカー
ボン製の受口を介して、銅製の鋳型に鋳込むことによっ
て得ることができる。本発明で使用する銅製の鋳型は、
材質が銅であれば単純な銅製の鋳型のほかに、水冷の銅
製鋳型、その他の種々の形態のものを使用することがで
きる。
系化合物を含むＳｎ基合金は、真空、或いは不活性ガス
雰囲気下で、Ｓｎを１３００〜１５００℃に加熱溶融
し、これにＳｎに対して重量基準で０．１〜５％、好ま
しくは０．５〜３％のＴｉを添加して１３００〜１５０
０℃に加熱溶融し、この溶湯を銅製の鋳型に鋳込むこと
によって、或いは鋳込みの際に鋳型の上に載置したカー
ボン製の受口を介して、銅製の鋳型に鋳込むことによっ
て得ることができる。本発明で使用する銅製の鋳型は、
材質が銅であれば単純な銅製の鋳型のほかに、水冷の銅
製鋳型、その他の種々の形態のものを使用することがで
きる。
【００１１】本発明の方法においては、真空または不活
性ガス雰囲気下で、Ｓｎ及びＴｉを１３００〜１５００
℃の範囲の温度で加熱・溶融することが必要である。ま
た、鋳込みに際しては、材質が銅製の鋳型を用いて鋳込
むことが必要である。鋳型が従来から使用されている材
質が鋳鉄製またはステンレス製の鋳型を用いて鋳造した
Ｓｎ基合金ではＳｎ−Ｔｉ系化合物の微細化が十分に進
行せず、５０μｍ以上の比較的粒子径の大きいＳｎ−Ｔ
ｉ系化合物を含むものしか得られない。また、鋳型とし
て銅製のものを使用しても、加熱溶融温度が１３００℃
未満では従来の方法と同様に、Ｓｎ基合金中のＳｎ−Ｔ
ｉ系化合物の微細化が十分に進行せず、５０μｍ程度の
比較的粒子径の大きいＳｎ−Ｔｉ系化合物を多く含むも
のしか得られない。
性ガス雰囲気下で、Ｓｎ及びＴｉを１３００〜１５００
℃の範囲の温度で加熱・溶融することが必要である。ま
た、鋳込みに際しては、材質が銅製の鋳型を用いて鋳込
むことが必要である。鋳型が従来から使用されている材
質が鋳鉄製またはステンレス製の鋳型を用いて鋳造した
Ｓｎ基合金ではＳｎ−Ｔｉ系化合物の微細化が十分に進
行せず、５０μｍ以上の比較的粒子径の大きいＳｎ−Ｔ
ｉ系化合物を含むものしか得られない。また、鋳型とし
て銅製のものを使用しても、加熱溶融温度が１３００℃
未満では従来の方法と同様に、Ｓｎ基合金中のＳｎ−Ｔ
ｉ系化合物の微細化が十分に進行せず、５０μｍ程度の
比較的粒子径の大きいＳｎ−Ｔｉ系化合物を多く含むも
のしか得られない。
【００１２】これに対して、本発明にしたがって、真空
または不活性ガス雰囲気下で、Ｓｎ及びＴｉを１３００
〜１５００℃の範囲の温度で加熱・溶融し、さらに銅製
の鋳型を用いて鋳造することによって、最大粒子径が３
０μｍで、平均粒子径が２０〜１５μｍの範囲の微細に
分散した微粒状のＳｎ−Ｔｉ系化合物を含んだＳｎ基合
金を得ることができる。加熱・溶融温度は１４００〜１
４５０℃とすることが更に好ましく、この場合は最大粒
子径が１５μｍで、平均粒子径が１０〜５μｍの範囲の
Ｓｎ−Ｔｉ系化合物を含んだＳｎ基合金を得ることがで
きる。これは銅製の鋳型の使用によって、鋳型の熱伝導
率が向上して急冷効果が増すため、Ｓｎ−Ｔｉ系化合物
を含むＳｎ基合金中に含まれるＳｎ−Ｔｉ系化合物が微
細分散するためである。なお、鋳込み温度が１５００℃
を超えるとＳｎ基合金中に含まれるＳｎ−Ｔｉ系化合物
の微細化の効果はあるが、１５００℃を超えるような高
温度を使用するため鋳型の寿命が短くなるという問題が
あり、特に量産の場合には好ましくない。
または不活性ガス雰囲気下で、Ｓｎ及びＴｉを１３００
〜１５００℃の範囲の温度で加熱・溶融し、さらに銅製
の鋳型を用いて鋳造することによって、最大粒子径が３
０μｍで、平均粒子径が２０〜１５μｍの範囲の微細に
分散した微粒状のＳｎ−Ｔｉ系化合物を含んだＳｎ基合
金を得ることができる。加熱・溶融温度は１４００〜１
４５０℃とすることが更に好ましく、この場合は最大粒
子径が１５μｍで、平均粒子径が１０〜５μｍの範囲の
Ｓｎ−Ｔｉ系化合物を含んだＳｎ基合金を得ることがで
きる。これは銅製の鋳型の使用によって、鋳型の熱伝導
率が向上して急冷効果が増すため、Ｓｎ−Ｔｉ系化合物
を含むＳｎ基合金中に含まれるＳｎ−Ｔｉ系化合物が微
細分散するためである。なお、鋳込み温度が１５００℃
を超えるとＳｎ基合金中に含まれるＳｎ−Ｔｉ系化合物
の微細化の効果はあるが、１５００℃を超えるような高
温度を使用するため鋳型の寿命が短くなるという問題が
あり、特に量産の場合には好ましくない。
【００１３】なお、このＳｎ基合金中に含まれる微粒状
のＳｎ−Ｔｉ系化合物粒子の大きさの測定は、Ｓｎ基合
金の断面の研磨を行ない、光学顕微鏡でその断面の写真
を撮影し、その写真から９．５×７．３ｃｍの画面内の
１０個の粒子についてＳｎ−Ｔｉ系化合物が粒状であれ
ば直径を、針状であれば短辺方向の長さを測定し、その
最大値と平均値を求める。
のＳｎ−Ｔｉ系化合物粒子の大きさの測定は、Ｓｎ基合
金の断面の研磨を行ない、光学顕微鏡でその断面の写真
を撮影し、その写真から９．５×７．３ｃｍの画面内の
１０個の粒子についてＳｎ−Ｔｉ系化合物が粒状であれ
ば直径を、針状であれば短辺方向の長さを測定し、その
最大値と平均値を求める。
【００１４】更に、本発明のＳｎ−Ｔｉ系化合物を含む
Ｓｎ基合金では、冷却時の収縮率が大きいためインゴッ
トが固化する際の引け巣が大きく、従ってＳｎ−Ｔｉ系
化合物を含むＳｎ基合金の歩留まりが悪くなるという問
題があった。これに対して、本発明の方法においては、
鋳型の上に載置したカーボン製の受口を介して、Ｓｎと
Ｔｉの溶湯を鋳型に鋳込むという方法を採用するもので
ある。このような方法を採用することにより、受口の溶
湯が押し湯の作用をしてインゴットの収縮する部分を埋
めて、引け巣の形成が防止でき、製品の歩留まりが向上
する。
Ｓｎ基合金では、冷却時の収縮率が大きいためインゴッ
トが固化する際の引け巣が大きく、従ってＳｎ−Ｔｉ系
化合物を含むＳｎ基合金の歩留まりが悪くなるという問
題があった。これに対して、本発明の方法においては、
鋳型の上に載置したカーボン製の受口を介して、Ｓｎと
Ｔｉの溶湯を鋳型に鋳込むという方法を採用するもので
ある。このような方法を採用することにより、受口の溶
湯が押し湯の作用をしてインゴットの収縮する部分を埋
めて、引け巣の形成が防止でき、製品の歩留まりが向上
する。
【００１５】本発明の微細に分散したＳｎ−Ｔｉ系化合
物を含むＳｎ基合金は、これを使用してＮｂ3Ｓｎ超電
導線材の先駆体を製造することができる。即ち、Ｃｕ基
金属材中に、Ｎｂ基金属材と共に、上記のＳｎ−Ｔｉ系
化合物を含むＳｎ基合金とを多数本、相互接触しない様
に配置した構造のＮｂ3Ｓｎ超電導線材の先駆体であ
る。更に具体的には、内部に多数本のＮｂ金属棒を組み
込んだ、棒状のＣｕ基金属材の中央部に、上記のＳｎ−
Ｔｉ系化合物を含むＳｎ基合金の金属棒を組み込んだ構
造のＮｂ3Ｓｎ超電導線材の先駆体である。
物を含むＳｎ基合金は、これを使用してＮｂ3Ｓｎ超電
導線材の先駆体を製造することができる。即ち、Ｃｕ基
金属材中に、Ｎｂ基金属材と共に、上記のＳｎ−Ｔｉ系
化合物を含むＳｎ基合金とを多数本、相互接触しない様
に配置した構造のＮｂ3Ｓｎ超電導線材の先駆体であ
る。更に具体的には、内部に多数本のＮｂ金属棒を組み
込んだ、棒状のＣｕ基金属材の中央部に、上記のＳｎ−
Ｔｉ系化合物を含むＳｎ基合金の金属棒を組み込んだ構
造のＮｂ3Ｓｎ超電導線材の先駆体である。
【００１６】このような先駆体を使用して内部拡散法に
よってＮｂ3Ｓｎ超電導線材を製造することができる。
即ち、まず、この本発明の先駆体を複数個組み合せて最
終的な目的とする直径になるまで伸線加工し、Ｎｂ−Ｓ
ｎ複合線を作る。次に、このＮｂ−Ｓｎ複合線を約６０
０〜８００℃に加熱してＳｎの拡散処理を行ない、複合
線内のＳｎを拡散させてＮｂと反応させ、最終的にニオ
ブ三錫（Ｎｂ3Ｓｎ）を形成させて、超電導特性の優れ
たＮｂ3Ｓｎ超電導線材が得られる。この際、本発明の
Ｓｎ基合金中の微細に分散したＳｎ−Ｔｉ系化合物粒子
はこの反応の過程で消失するが、前述のように、最大粒
子径が３０μｍで、平均粒子径が２０〜１５μｍの範囲
のＳｎ−Ｔｉ系化合物粒子を含むＳｎ基合金使用する場
合は優れた超電導特性を示すが、この範囲を超えるより
大きなＳｎ−Ｔｉ系化合物粒子を含むＳｎ基合金を使用
した場合には、十分な超電導特性を示さない。
よってＮｂ3Ｓｎ超電導線材を製造することができる。
即ち、まず、この本発明の先駆体を複数個組み合せて最
終的な目的とする直径になるまで伸線加工し、Ｎｂ−Ｓ
ｎ複合線を作る。次に、このＮｂ−Ｓｎ複合線を約６０
０〜８００℃に加熱してＳｎの拡散処理を行ない、複合
線内のＳｎを拡散させてＮｂと反応させ、最終的にニオ
ブ三錫（Ｎｂ3Ｓｎ）を形成させて、超電導特性の優れ
たＮｂ3Ｓｎ超電導線材が得られる。この際、本発明の
Ｓｎ基合金中の微細に分散したＳｎ−Ｔｉ系化合物粒子
はこの反応の過程で消失するが、前述のように、最大粒
子径が３０μｍで、平均粒子径が２０〜１５μｍの範囲
のＳｎ−Ｔｉ系化合物粒子を含むＳｎ基合金使用する場
合は優れた超電導特性を示すが、この範囲を超えるより
大きなＳｎ−Ｔｉ系化合物粒子を含むＳｎ基合金を使用
した場合には、十分な超電導特性を示さない。
【００１７】
【実施例】次に、実施例によって本発明を更に詳しく説
明する。 実施例１：Ｓｎ−Ｔｉ系化合物を含むＳｎ基合金の製造
は、不活性ガス雰囲気中で溶融鋳造が可能な高周波加熱
炉にてＡｒガス雰囲気で次の様に行った。初めに、溶解
ルツボ内にＳｎを５０Ｋｇと、添加材室に７〜８ｍｍ
角、厚さ１ｍｍの片状Ｔｉを１Ｋｇ（Ｓｎに対する重量
基準で２．０重量％のＴｉを配合）入れた。一方、内面
に離形剤を塗布した、外径２２０ｍｍ×内径(１)８５ｍ
ｍ×内径(２)６０ｍｍ×高さ５１０ｍｍの銅製の鋳型を
準備した。次に高周波加熱炉内及び添加材室内を１０-3
Ｔｏｒｒ台まで真空引きした後、炉内のＯ2濃度が１ｐ
ｐｍ以下になっていることを確認してから高周波加熱を
開始した。まず、Ｓｎを１３００℃まで加熱し、融解し
たところで、Ａｒガスを導入すると同時に、添加材室の
ＴｉをＳｎの溶湯中に添加し３０分間保持する。その
後、１４３０℃に加熱してＡｒガスを再導入した後、予
め準備した上記の銅製の鋳型に鋳込んだ。
明する。 実施例１：Ｓｎ−Ｔｉ系化合物を含むＳｎ基合金の製造
は、不活性ガス雰囲気中で溶融鋳造が可能な高周波加熱
炉にてＡｒガス雰囲気で次の様に行った。初めに、溶解
ルツボ内にＳｎを５０Ｋｇと、添加材室に７〜８ｍｍ
角、厚さ１ｍｍの片状Ｔｉを１Ｋｇ（Ｓｎに対する重量
基準で２．０重量％のＴｉを配合）入れた。一方、内面
に離形剤を塗布した、外径２２０ｍｍ×内径(１)８５ｍ
ｍ×内径(２)６０ｍｍ×高さ５１０ｍｍの銅製の鋳型を
準備した。次に高周波加熱炉内及び添加材室内を１０-3
Ｔｏｒｒ台まで真空引きした後、炉内のＯ2濃度が１ｐ
ｐｍ以下になっていることを確認してから高周波加熱を
開始した。まず、Ｓｎを１３００℃まで加熱し、融解し
たところで、Ａｒガスを導入すると同時に、添加材室の
ＴｉをＳｎの溶湯中に添加し３０分間保持する。その
後、１４３０℃に加熱してＡｒガスを再導入した後、予
め準備した上記の銅製の鋳型に鋳込んだ。
【００１８】この方法により得られたＳｎ−Ｔｉ系化合
物を含むＳｎ基合金の品質検査を行い、Ｔｉ添加量は目
標２．０重量％Ｔｉに対し、略目標の２．０２重量％Ｔ
ｉのインゴットが得られた。このインゴットの断面の顕
微鏡観察の結果、Ｓｎ基合金中のＳｎ−Ｔｉ系化合物の
粒径が最大で１５μｍで、平均粒径が１０μｍで、主た
るＳｎ−Ｔｉ系化合物であるＴｉ6Ｓｎ5が含まれる割合
がほぼ１００％の微細分散化したＳｎ−Ｔｉ系化合物を
含むＳｎ基合金のインゴットが得られた。
物を含むＳｎ基合金の品質検査を行い、Ｔｉ添加量は目
標２．０重量％Ｔｉに対し、略目標の２．０２重量％Ｔ
ｉのインゴットが得られた。このインゴットの断面の顕
微鏡観察の結果、Ｓｎ基合金中のＳｎ−Ｔｉ系化合物の
粒径が最大で１５μｍで、平均粒径が１０μｍで、主た
るＳｎ−Ｔｉ系化合物であるＴｉ6Ｓｎ5が含まれる割合
がほぼ１００％の微細分散化したＳｎ−Ｔｉ系化合物を
含むＳｎ基合金のインゴットが得られた。
【００１９】更に、得られたＳｎ−Ｔｉ系化合物を含む
Ｓｎ基合金インゴットは、内部拡散法Ｎｂ3Ｓｎ超電導
線材の製造に用いられる為に、次の様な加工を実施し
た。即ち、インゴットの頭・底部の収縮巣の部分を切断
除去しかつ少微なインゴット表面欠陥を除去する為、外
周切削し所定のビレット状とし、次に押出し機とドロー
ベンチによる引抜き加工で指定された外径に仕上げた。
このＳｎ基合金を用いて、Ｎｂ、Ｃｕとともに最終形状
まで伸線と熱拡散処理を行なって、内部拡散法によって
Ｎｂ3Ｓｎ超電導線材を製造した。このようにして得た
本発明のＳｎ基合金を使用したＮｂ3Ｓｎ超電導線材の
超電導特性評価では、第１図に示す様に電流特性が従来
法によるＳｎ基合金を用いたＮｂ3Ｓｎ線の臨界電流密
度６５０Ａ／ｍｍ2に対し、７５０Ａ／ｍｍ2となり約１
５％向上した。
Ｓｎ基合金インゴットは、内部拡散法Ｎｂ3Ｓｎ超電導
線材の製造に用いられる為に、次の様な加工を実施し
た。即ち、インゴットの頭・底部の収縮巣の部分を切断
除去しかつ少微なインゴット表面欠陥を除去する為、外
周切削し所定のビレット状とし、次に押出し機とドロー
ベンチによる引抜き加工で指定された外径に仕上げた。
このＳｎ基合金を用いて、Ｎｂ、Ｃｕとともに最終形状
まで伸線と熱拡散処理を行なって、内部拡散法によって
Ｎｂ3Ｓｎ超電導線材を製造した。このようにして得た
本発明のＳｎ基合金を使用したＮｂ3Ｓｎ超電導線材の
超電導特性評価では、第１図に示す様に電流特性が従来
法によるＳｎ基合金を用いたＮｂ3Ｓｎ線の臨界電流密
度６５０Ａ／ｍｍ2に対し、７５０Ａ／ｍｍ2となり約１
５％向上した。
【００２０】更にｎ値と呼ばれる超電導線の長手方向の
不均一性を示す値も、従来法のものが２０であるのに対
し、Ｓｎ−Ｔｉ化合物の微細分散化が進んだ実施例１で
得た本発明のものでは３０に向上した。尚、ｎ値は超電
導線の長手方向の不均一性を示すものであるが、更に詳
しくは、第１図に示すようなＳｎ基合金を使用したＮｂ
3Ｓｎ超電導線材の電流（Ｉ）−電圧（Ｖ）曲線におい
て、その立ち上がりの部分をＶ∝Ｉnで表した場合の冪
指数ｎを意味し、線材中の超電導フィラメント径の不揃
い、長手方向の均一性、安定化材との接触抵抗等の線材
の良否の判定に利用する指標であり、数値が大きいほど
線材の特性が良いことを表す。
不均一性を示す値も、従来法のものが２０であるのに対
し、Ｓｎ−Ｔｉ化合物の微細分散化が進んだ実施例１で
得た本発明のものでは３０に向上した。尚、ｎ値は超電
導線の長手方向の不均一性を示すものであるが、更に詳
しくは、第１図に示すようなＳｎ基合金を使用したＮｂ
3Ｓｎ超電導線材の電流（Ｉ）−電圧（Ｖ）曲線におい
て、その立ち上がりの部分をＶ∝Ｉnで表した場合の冪
指数ｎを意味し、線材中の超電導フィラメント径の不揃
い、長手方向の均一性、安定化材との接触抵抗等の線材
の良否の判定に利用する指標であり、数値が大きいほど
線材の特性が良いことを表す。
【００２１】比較例１：Ｓｎ−Ｔｉ系化合物を含むＳｎ
基合金の製造は、不活性ガス雰囲気が保持される溶解鋳
造が可能な高周波溶解炉にてＡｒガス雰囲気中で行っ
た。始めに、Ｓｎ２０Ｋｇを１３００℃で溶解し、この
温度で約６０分保持した後に、粒状のスポンジＴｉの
０．５Ｋｇ（Ｓｎに対し重量基準で２．５重量％のＴｉ
を配合）をＳｎ溶湯中に添加しカーボン棒で攪拌した。
この状態で５分間保持して溶湯表面のスラグを除去し
て、溶湯温度１２００℃で、第４図に示すステンレス製
の鋳型を用いて鋳造した。
基合金の製造は、不活性ガス雰囲気が保持される溶解鋳
造が可能な高周波溶解炉にてＡｒガス雰囲気中で行っ
た。始めに、Ｓｎ２０Ｋｇを１３００℃で溶解し、この
温度で約６０分保持した後に、粒状のスポンジＴｉの
０．５Ｋｇ（Ｓｎに対し重量基準で２．５重量％のＴｉ
を配合）をＳｎ溶湯中に添加しカーボン棒で攪拌した。
この状態で５分間保持して溶湯表面のスラグを除去し
て、溶湯温度１２００℃で、第４図に示すステンレス製
の鋳型を用いて鋳造した。
【００２２】この方法により得られたＳｎ−Ｔｉ系化合
物を含むＳｎ基合金は、品質検査の結果、目標２．５重
量％のＴｉに対し、２．３重量％のＴｉであった。実施
例１と同様にしてＳｎ基合金中のＳｎ−Ｔｉ系化合物の
粒径を測定したところ、最大で５０μｍで、平均粒径が
４０μｍのＳｎ−Ｔｉ系化合物を含むＳｎ基合金のイン
ゴットが得られた。更に、このＳｎ−Ｔｉ系化合物を含
むＳｎ基合金は、実施例１と同様の方法によって、内部
拡散法によりＮｂ3Ｓｎ超電導線材に加工した。このＮ
ｂ3Ｓｎ超電導線材の電流特性は、第１図に示すように
臨界電流密度６５０Ａ／ｍｍ2であった。
物を含むＳｎ基合金は、品質検査の結果、目標２．５重
量％のＴｉに対し、２．３重量％のＴｉであった。実施
例１と同様にしてＳｎ基合金中のＳｎ−Ｔｉ系化合物の
粒径を測定したところ、最大で５０μｍで、平均粒径が
４０μｍのＳｎ−Ｔｉ系化合物を含むＳｎ基合金のイン
ゴットが得られた。更に、このＳｎ−Ｔｉ系化合物を含
むＳｎ基合金は、実施例１と同様の方法によって、内部
拡散法によりＮｂ3Ｓｎ超電導線材に加工した。このＮ
ｂ3Ｓｎ超電導線材の電流特性は、第１図に示すように
臨界電流密度６５０Ａ／ｍｍ2であった。
【００２３】実施例２:鋳込み温度を１３００℃とする
以外は、実施例１と同様の条件と方法でＳｎ基合金イン
ゴットを作った。Ｓｎ基合金中のＳｎ−Ｔｉ系化合物の
粒子径を測定したところ、最大で３０μｍで、平均粒径
が１５μｍであった。
以外は、実施例１と同様の条件と方法でＳｎ基合金イン
ゴットを作った。Ｓｎ基合金中のＳｎ−Ｔｉ系化合物の
粒子径を測定したところ、最大で３０μｍで、平均粒径
が１５μｍであった。
【００２４】比較例２:鋳込み温度を１２００℃とする
以外は、実施例１と同様の条件と方法でＳｎ基合金イン
ゴットを作った。Ｓｎ基合金中のＳｎ−Ｔｉ系化合物の
粒子径を測定したところ、最大で５０μｍのものを多く
含み、平均粒径が３０μｍであった。
以外は、実施例１と同様の条件と方法でＳｎ基合金イン
ゴットを作った。Ｓｎ基合金中のＳｎ−Ｔｉ系化合物の
粒子径を測定したところ、最大で５０μｍのものを多く
含み、平均粒径が３０μｍであった。
【００２５】比較例３:鋳込み温度を１５５０℃とする
以外は、実施例１と同様の条件と方法でＳｎ基合金イン
ゴットを作った。Ｓｎ基合金中のＳｎ−Ｔｉ系化合物の
粒子径を測定したところ、最大で１５μｍ、平均粒径が
１０μｍであり、Ｓｎ−Ｔｉ系化合物が微細に分散した
Ｓｎ基合金が得られたが、合金の鋳型への焼付きが起こ
り、鋳型の損傷が激しかった。
以外は、実施例１と同様の条件と方法でＳｎ基合金イン
ゴットを作った。Ｓｎ基合金中のＳｎ−Ｔｉ系化合物の
粒子径を測定したところ、最大で１５μｍ、平均粒径が
１０μｍであり、Ｓｎ−Ｔｉ系化合物が微細に分散した
Ｓｎ基合金が得られたが、合金の鋳型への焼付きが起こ
り、鋳型の損傷が激しかった。
【００２６】実施例３：実施例１では、直接銅製の鋳型
へ鋳込んでいたが、ここでは第２図に示す様にカーボン
製の受口２を介して銅製の鋳型１へ鋳込む以外は、全て
実施例１と同一の条件と方法でＳｎ−Ｔｉ系化合物を含
むＳｎ基合金の溶解鋳造を行った。ここで得られたＳｎ
−Ｔｉ系化合物を含むＳｎ基合金を実施例１と同様にし
て品質検査と超電導特性評価行った。その結果、Ｓｎ基
合金中のＴｉ量は２．１５重量％であり、Ｓｎ−Ｔｉ系
化合物の粒径は最大で１５μｍで、平均粒径が１０μ
ｍ、Ｓｎ−Ｔｉ系化合物の組成はすべてＴｉ6Ｓｎ5であ
った。その後、実施例１と同様の方法によって、内部拡
散法によりＮｂ3Ｓｎ超電導線材に加工し、このＮｂ3Ｓ
ｎ超電導線材の評価を行なったところ、電流特性で７３
９Ａ／ｍｍ2、ｎ値が２８であり、実施例１と同等のも
のであった。また、受口２を介して銅製の鋳型１に鋳込
むことにより、第３図に示す様なインゴットが得られ、
受口内の湯が押湯の働きをして、第５図に示す様なイン
ゴットに発生する引け巣がなくなり、歩留りが向上し
た。
へ鋳込んでいたが、ここでは第２図に示す様にカーボン
製の受口２を介して銅製の鋳型１へ鋳込む以外は、全て
実施例１と同一の条件と方法でＳｎ−Ｔｉ系化合物を含
むＳｎ基合金の溶解鋳造を行った。ここで得られたＳｎ
−Ｔｉ系化合物を含むＳｎ基合金を実施例１と同様にし
て品質検査と超電導特性評価行った。その結果、Ｓｎ基
合金中のＴｉ量は２．１５重量％であり、Ｓｎ−Ｔｉ系
化合物の粒径は最大で１５μｍで、平均粒径が１０μ
ｍ、Ｓｎ−Ｔｉ系化合物の組成はすべてＴｉ6Ｓｎ5であ
った。その後、実施例１と同様の方法によって、内部拡
散法によりＮｂ3Ｓｎ超電導線材に加工し、このＮｂ3Ｓ
ｎ超電導線材の評価を行なったところ、電流特性で７３
９Ａ／ｍｍ2、ｎ値が２８であり、実施例１と同等のも
のであった。また、受口２を介して銅製の鋳型１に鋳込
むことにより、第３図に示す様なインゴットが得られ、
受口内の湯が押湯の働きをして、第５図に示す様なイン
ゴットに発生する引け巣がなくなり、歩留りが向上し
た。
【００２７】実施例４：実施例１〜３では、Ｓｎを高温
加熱溶融している所へＴｉを添加したが、ここでは、加
熱溶融前にＳｎとＴｉを溶解ルツボに入れる方法で行な
った。即ち、はじめに、溶解ルツボ内にＳｎを５０Ｋｇ
と、７〜８ｍｍ角、厚さ１ｍｍの片状Ｔｉを１Ｋｇ（Ｓ
ｎに対する重量基準で２．０重量％のＴｉを配合）入れ
た。一方、内面に離形剤を塗布した、外径２２０ｍｍ×
内径(１)８５ｍｍ×内径(２)６０ｍｍ×高さ５１０ｍｍ
の銅製の鋳型を準備した。次に高周波加熱炉内及び添加
材室内を１０-3Ｔｏｒｒ台まで真空引きした後、炉内の
Ｏ2濃度が１ｐｐｍ以下になっていることを確認してか
ら高周波加熱を開始した。まず、ＳｎとＴｉを１３００
℃まで加熱し、融解したところで、Ａｒガスを導入し、
３０分間保持する。その後、１４３０℃に加熱してＡｒ
ガスを再導入した後、第２図に示す様なカーボン製の受
け口２を介して銅製の鋳型１に鋳込んだ。
加熱溶融している所へＴｉを添加したが、ここでは、加
熱溶融前にＳｎとＴｉを溶解ルツボに入れる方法で行な
った。即ち、はじめに、溶解ルツボ内にＳｎを５０Ｋｇ
と、７〜８ｍｍ角、厚さ１ｍｍの片状Ｔｉを１Ｋｇ（Ｓ
ｎに対する重量基準で２．０重量％のＴｉを配合）入れ
た。一方、内面に離形剤を塗布した、外径２２０ｍｍ×
内径(１)８５ｍｍ×内径(２)６０ｍｍ×高さ５１０ｍｍ
の銅製の鋳型を準備した。次に高周波加熱炉内及び添加
材室内を１０-3Ｔｏｒｒ台まで真空引きした後、炉内の
Ｏ2濃度が１ｐｐｍ以下になっていることを確認してか
ら高周波加熱を開始した。まず、ＳｎとＴｉを１３００
℃まで加熱し、融解したところで、Ａｒガスを導入し、
３０分間保持する。その後、１４３０℃に加熱してＡｒ
ガスを再導入した後、第２図に示す様なカーボン製の受
け口２を介して銅製の鋳型１に鋳込んだ。
【００２８】ここで得られたＳｎ−Ｔｉ系化合物を含む
Ｓｎ基合金を実施例１と同様にして品質検査と超電導特
性評価行った。その結果、Ｓｎ基合金中のＴｉ量は１．
９５重量％であり、Ｓｎ−Ｔｉ系化合物の粒径は最大で
１５μｍで、平均粒径が１０μｍ、Ｓｎ−Ｔｉ系化合物
の組成はすべてＴｉ6Ｓｎ5であった。その後、実施例１
と同様の方法によって、内部拡散法によりＮｂ3Ｓｎ超
電導線材に加工し、このＮｂ3Ｓｎ超電導線材の評価を
行なったところ、電流特性で７４２Ａ／ｍｍ2、ｎ値が
３１であり、実施例１と同等のものであった。また、受
口２を介して銅製の鋳型１に鋳込むことにより、第３図
に示す様なインゴットが得られ、受口内の湯が押湯の働
きをしてインゴットに引け巣が発生せず、歩留りが向上
した。
Ｓｎ基合金を実施例１と同様にして品質検査と超電導特
性評価行った。その結果、Ｓｎ基合金中のＴｉ量は１．
９５重量％であり、Ｓｎ−Ｔｉ系化合物の粒径は最大で
１５μｍで、平均粒径が１０μｍ、Ｓｎ−Ｔｉ系化合物
の組成はすべてＴｉ6Ｓｎ5であった。その後、実施例１
と同様の方法によって、内部拡散法によりＮｂ3Ｓｎ超
電導線材に加工し、このＮｂ3Ｓｎ超電導線材の評価を
行なったところ、電流特性で７４２Ａ／ｍｍ2、ｎ値が
３１であり、実施例１と同等のものであった。また、受
口２を介して銅製の鋳型１に鋳込むことにより、第３図
に示す様なインゴットが得られ、受口内の湯が押湯の働
きをしてインゴットに引け巣が発生せず、歩留りが向上
した。
【００２９】また、従来の方法では高温溶解中に添加し
たＴｉを撹拌する為に、異物や溶湯表面のドロス（Ｓｎ
やＴｉの酸化物）がインゴット全体に撹拌され、これら
が原因で、超電導線材の製造過程での断線を引き起こす
という問題があったが、加熱溶解前にＳｎとＴｉを溶解
ルツボに同時に入れるこの実施例４の方法で得られたイ
ンゴットを使用した場合には、このような問題は発生し
なかった。
たＴｉを撹拌する為に、異物や溶湯表面のドロス（Ｓｎ
やＴｉの酸化物）がインゴット全体に撹拌され、これら
が原因で、超電導線材の製造過程での断線を引き起こす
という問題があったが、加熱溶解前にＳｎとＴｉを溶解
ルツボに同時に入れるこの実施例４の方法で得られたイ
ンゴットを使用した場合には、このような問題は発生し
なかった。
【００３０】最後に銅鋳型から水冷銅型に変更したり、
溶解装置を大型化し、複数本の溶解鋳造をしても、得ら
れる Ｓｎ−Ｔｉ系化合物を含むＳｎ基合金の品質が変
化することがないことはいうまでもない。
溶解装置を大型化し、複数本の溶解鋳造をしても、得ら
れる Ｓｎ−Ｔｉ系化合物を含むＳｎ基合金の品質が変
化することがないことはいうまでもない。
【００３１】
【発明の効果】請求項１の発明は、以上の様に真空及び
不活性ガス雰囲気中でＳｎとＴｉを溶解鋳造し、冷却性
の優れた銅製または水冷銅製の鋳型に鋳込む方法で得ら
れるＳｎ−Ｔｉ系化合物を含むＳｎ基合金であり、Ｓｎ
−Ｔｉ系化合物が３０μｍ以下の微粒子として微細分散
しており、Ｎｂ3Ｓｎ超電導線材に使用した場合に優れ
た超電導特性を示すという効果を奏する。
不活性ガス雰囲気中でＳｎとＴｉを溶解鋳造し、冷却性
の優れた銅製または水冷銅製の鋳型に鋳込む方法で得ら
れるＳｎ−Ｔｉ系化合物を含むＳｎ基合金であり、Ｓｎ
−Ｔｉ系化合物が３０μｍ以下の微粒子として微細分散
しており、Ｎｂ3Ｓｎ超電導線材に使用した場合に優れ
た超電導特性を示すという効果を奏する。
【００３２】請求項２の発明は、真空及び不活性ガス雰
囲気中でＳｎとＴｉを溶解鋳造し、冷却性の優れた銅製
または水冷銅製の鋳型に鋳込む方法で得られるＳｎ−Ｔ
ｉ系化合物を含むＳｎ基合金であり、Ｓｎ−Ｔｉ系化合
物が３０μｍ以下の微粒子として微細分散しており、Ｎ
ｂ3Ｓｎ超電導線材に使用した場合に優れた超電導特性
を示すという効果を奏する。
囲気中でＳｎとＴｉを溶解鋳造し、冷却性の優れた銅製
または水冷銅製の鋳型に鋳込む方法で得られるＳｎ−Ｔ
ｉ系化合物を含むＳｎ基合金であり、Ｓｎ−Ｔｉ系化合
物が３０μｍ以下の微粒子として微細分散しており、Ｎ
ｂ3Ｓｎ超電導線材に使用した場合に優れた超電導特性
を示すという効果を奏する。
【００３３】請求項３の発明は、真空及び不活性ガス雰
囲気中でＳｎとＴｉを溶解鋳造し、冷却性の優れた銅製
または水冷銅製の鋳型に鋳込む方法で得られるＳｎ−Ｔ
ｉ系化合物を含むＳｎ基合金であり、Ｓｎ−Ｔｉ系化合
物が３０μｍ以下の微粒子として微細分散しており、Ｎ
ｂ3Ｓｎ超電導線材に使用した場合に優れた超電導特性
を示すという効果を奏する。
囲気中でＳｎとＴｉを溶解鋳造し、冷却性の優れた銅製
または水冷銅製の鋳型に鋳込む方法で得られるＳｎ−Ｔ
ｉ系化合物を含むＳｎ基合金であり、Ｓｎ−Ｔｉ系化合
物が３０μｍ以下の微粒子として微細分散しており、Ｎ
ｂ3Ｓｎ超電導線材に使用した場合に優れた超電導特性
を示すという効果を奏する。
【００３４】請求項４の発明は、真空及び不活性ガス雰
囲気中でＳｎとＴｉを溶解鋳造し、冷却性の優れた銅製
または水冷銅製の鋳型に鋳込む、Ｓｎ−Ｔｉ系化合物を
含むＳｎ基合金の製造方法であり、Ｓｎ−Ｔｉ系化合物
が３０μｍ以下の微粒子として微細分散しており、Ｎｂ
3Ｓｎ超電導線材に使用した場合に優れた超電導特性を
示すという効果を奏する。
囲気中でＳｎとＴｉを溶解鋳造し、冷却性の優れた銅製
または水冷銅製の鋳型に鋳込む、Ｓｎ−Ｔｉ系化合物を
含むＳｎ基合金の製造方法であり、Ｓｎ−Ｔｉ系化合物
が３０μｍ以下の微粒子として微細分散しており、Ｎｂ
3Ｓｎ超電導線材に使用した場合に優れた超電導特性を
示すという効果を奏する。
【００３５】請求項５の発明は、真空及び不活性ガス雰
囲気中でＳｎとＴｉを溶解鋳造し、カーボンの受口を介
して冷却性の優れた銅製または水冷銅製の鋳型に鋳込
む、Ｓｎ−Ｔｉ系化合物を含むＳｎ基合金の製造方法で
あり、Ｓｎ−Ｔｉ系化合物が３０μｍ以下の微粒子とし
て微細分散しており、Ｎｂ3Ｓｎ超電導線材に使用した
場合に優れた超電導特性を示す。更に、受口の湯が押湯
の働きをするので、引け巣が発生せず、インゴットの歩
留りを向上させる効果があるという効果を奏する。
囲気中でＳｎとＴｉを溶解鋳造し、カーボンの受口を介
して冷却性の優れた銅製または水冷銅製の鋳型に鋳込
む、Ｓｎ−Ｔｉ系化合物を含むＳｎ基合金の製造方法で
あり、Ｓｎ−Ｔｉ系化合物が３０μｍ以下の微粒子とし
て微細分散しており、Ｎｂ3Ｓｎ超電導線材に使用した
場合に優れた超電導特性を示す。更に、受口の湯が押湯
の働きをするので、引け巣が発生せず、インゴットの歩
留りを向上させる効果があるという効果を奏する。
【００３６】請求項６の発明は、真空及び不活性ガス雰
囲気中でＳｎとＴｉを溶解鋳造し、冷却性の優れた銅製
または水冷銅製の鋳型に鋳込む、Ｓｎ−Ｔｉ系化合物を
含むＳｎ基合金の製造方法であり、Ｓｎ−Ｔｉ系化合物
が３０μｍ以下の微粒子として微細分散しており、Ｎｂ
3Ｓｎ超電導線材に使用した場合に優れた超電導特性を
示すという効果を奏する。
囲気中でＳｎとＴｉを溶解鋳造し、冷却性の優れた銅製
または水冷銅製の鋳型に鋳込む、Ｓｎ−Ｔｉ系化合物を
含むＳｎ基合金の製造方法であり、Ｓｎ−Ｔｉ系化合物
が３０μｍ以下の微粒子として微細分散しており、Ｎｂ
3Ｓｎ超電導線材に使用した場合に優れた超電導特性を
示すという効果を奏する。
【００３７】請求項７の発明は、真空及び不活性ガス雰
囲気中でＳｎとＴｉを溶解鋳造し、冷却性の優れた銅製
または水冷銅製の鋳型に鋳込む、Ｓｎ−Ｔｉ系化合物を
含むＳｎ基合金の製造方法であり、Ｓｎ−Ｔｉ系化合物
が３０μｍ以下の微粒子として微細分散しており、Ｎｂ
3Ｓｎ超電導線材に使用した場合に優れた超電導特性を
示すという効果を奏する。
囲気中でＳｎとＴｉを溶解鋳造し、冷却性の優れた銅製
または水冷銅製の鋳型に鋳込む、Ｓｎ−Ｔｉ系化合物を
含むＳｎ基合金の製造方法であり、Ｓｎ−Ｔｉ系化合物
が３０μｍ以下の微粒子として微細分散しており、Ｎｂ
3Ｓｎ超電導線材に使用した場合に優れた超電導特性を
示すという効果を奏する。
【００３８】請求項８の発明は、内部拡散法によってＮ
ｂ3Ｓｎ超電導線材に使用した場合に優れた超電導特性
を示す、Ｎｂ3Ｓｎ超電導線材の先駆体として有用であ
るという効果を奏する。
ｂ3Ｓｎ超電導線材に使用した場合に優れた超電導特性
を示す、Ｎｂ3Ｓｎ超電導線材の先駆体として有用であ
るという効果を奏する。
【００３９】請求項９の発明は、内部拡散法によってＮ
ｂ3Ｓｎ超電導線材に使用した場合に優れた超電導特性
を示す、Ｎｂ3Ｓｎ超電導線材の先駆体として有用であ
るという効果を奏する。
ｂ3Ｓｎ超電導線材に使用した場合に優れた超電導特性
を示す、Ｎｂ3Ｓｎ超電導線材の先駆体として有用であ
るという効果を奏する。
【図１】 本発明の実施例１による方法と比較例１で製
造したＳｎ−Ｔｉ系化合物を含むＳｎ基合金を内部拡散
法Ｎｂ3Ｓｎ線材先駆体に用いた、内部拡散法Ｎｂ3Ｓｎ
線材の超電導電流特性を示す図である。
造したＳｎ−Ｔｉ系化合物を含むＳｎ基合金を内部拡散
法Ｎｂ3Ｓｎ線材先駆体に用いた、内部拡散法Ｎｂ3Ｓｎ
線材の超電導電流特性を示す図である。
【図２】 本発明の実施例３による受け口を介した鋳込
み方法を示す図である。
み方法を示す図である。
【図３】 本発明の実施例３よる受け口を介した鋳込み
方法によって得られたＳｎ−Ｔｉ系化合物を含むＳｎ基
合金インゴットの断面図を示したものである。
方法によって得られたＳｎ−Ｔｉ系化合物を含むＳｎ基
合金インゴットの断面図を示したものである。
【図４】 比較例１による鋳込み方法を示す図である。
【図５】 比較例１による鋳込み方法によって得られた
Ｓｎ−Ｔｉ系化合物を含むＳｎ基合金インゴットの断面
図を示したものである。
Ｓｎ−Ｔｉ系化合物を含むＳｎ基合金インゴットの断面
図を示したものである。
１ 本発明に使用する鋳造用鋳型（銅製）、２ カーボ
ン製受口、３ Ｓｎ−Ｔｉ溶湯合金、４ 高周波加熱
炉、５ 実施例３により得られたＳｎ基合金インゴッ
ト、６ 押湯部分、７ 引け巣、８ 比較例１に使用す
る鋳造用鋳型（ステンレス）、９ Ｓｎ−Ｔｉ溶湯合
金、１０ 高周波加熱炉、１１ 比較例１により得られ
たＳｎ基合金インゴット、１２ 引け巣。
ン製受口、３ Ｓｎ−Ｔｉ溶湯合金、４ 高周波加熱
炉、５ 実施例３により得られたＳｎ基合金インゴッ
ト、６ 押湯部分、７ 引け巣、８ 比較例１に使用す
る鋳造用鋳型（ステンレス）、９ Ｓｎ−Ｔｉ溶湯合
金、１０ 高周波加熱炉、１１ 比較例１により得られ
たＳｎ基合金インゴット、１２ 引け巣。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 江川 邦彦 東京都千代田区丸の内二丁目２番３号 三 菱電機株式会社内 (72)発明者 田口 修 東京都千代田区丸の内二丁目２番３号 三 菱電機株式会社内 Ｆターム(参考） 5G321 AA11 CA31 CA32 DC06
Claims (9)
- 【請求項１】 Ｓｎに対して重量基準で０．１〜５％の
Ｔｉが添加されたＳｎ−Ｔｉ系化合物を含むＳｎ基合金
において、そのＳｎ−Ｔｉ系化合物粒子の最大粒径が３
０μｍ以下で、かつ平均粒径が２０〜１５μｍの範囲に
あるＳｎ−Ｔｉ系化合物を含むことを特徴とするＳｎ基
合金。 - 【請求項２】 Ｓｎ−Ｔｉ系化合物が、Ｔｉ6Ｓｎ5を主
成分とする合金であることを特徴とする請求項１記載の
Ｓｎ基合金。 - 【請求項３】 Ｓｎ−Ｔｉ系化合物粒子が、最大粒径が
１５μｍ以下で、かつ平均粒径が１０〜５μｍの範囲に
あることを特徴とする請求項１又は２記載のＳｎ基合
金。 - 【請求項４】 真空、或いは不活性ガス雰囲気下で、Ｓ
ｎを１３００〜１５００℃に加熱溶融し、これにＳｎに
対して重量基準で０．１〜５％のＴｉを添加して１３０
０〜１５００℃に加熱溶融し、この溶湯を銅製の鋳型に
鋳込むことを特徴とする、微細に分散したＳｎ−Ｔｉ系
化合物を含むＳｎ基合金の製造方法。 - 【請求項５】 真空、或いは不活性ガス雰囲気下で、Ｓ
ｎを１３００〜１５００℃に加熱溶融し、これにＳｎに
対して重量基準で０．１〜５％のＴｉを添加して１３０
０〜１５００℃に加熱溶融し、この溶湯を鋳型の上に載
置したカーボン製の受口を介して、銅製の鋳型に鋳込む
ことを特徴とする、微細に分散したＳｎ−Ｔｉ系化合物
を含むＳｎ基合金の製造方法。 - 【請求項６】 Ｓｎ及びＴｉの加熱溶融温度が、１４０
０〜１４５０℃であることを特徴とする、請求項４又は
５記載のＳｎ基合金の製造方法。 - 【請求項７】 不活性ガス雰囲気が、アルゴンガス雰囲
気であることを特徴とする、請求項４乃至６のいずれか
に記載のＳｎ基合金の製造方法。 - 【請求項８】 Ｃｕ基金属中に、１本又は複数本のＮｂ
基金属棒と１本又は複数本の請求項１記載の微細に分散
したＳｎ−Ｔｉ系化合物を含むＳｎ基合金が、相互接触
しない様に組み込まれた構造のＮｂ3Ｓｎ超電導線材の
先駆体。 - 【請求項９】 内部に複数本のＮｂ金属棒を組み込ん
だ、棒状のＣｕ基金属材の中心部に、請求項１記載のＳ
ｎ基合金棒を組み込んだ構造であることを特徴とする、
請求項８記載のＮｂ3Ｓｎ超電導線材の先駆体。
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|---|---|
| JP2002317232A true JP2002317232A (ja) | 2002-10-31 |
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| CN100366773C (zh) * | 2005-12-28 | 2008-02-06 | 西北有色金属研究院 | 一种含Ti的Sn基合金熔炼制备方法 |
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| JPS62174354A (ja) * | 1986-01-25 | 1987-07-31 | Natl Res Inst For Metals | Ｔｉ添加Ｎｂ３Ｓｎ複合超電導線材の製造法 |
| JPH0676625B2 (ja) | 1988-09-09 | 1994-09-28 | 三菱電機株式会社 | Ｓｎ−Ｔｉ合金の製造方法 |
| JPH06196031A (ja) * | 1992-12-22 | 1994-07-15 | Natl Res Inst For Metals | 酸化物超電導線材の製造方法 |
| JP3080500B2 (ja) * | 1993-02-22 | 2000-08-28 | 三菱電機株式会社 | 化合物超電導線材の製造方法 |
| JP3012436B2 (ja) * | 1993-04-02 | 2000-02-21 | 三菱電機株式会社 | 化合物系超電導線およびその製法 |
| US5501746A (en) * | 1993-12-16 | 1996-03-26 | Mitsubishi Denki Kabushiki Kaisha | Process for preparing superconducting wire |
| JPH09245540A (ja) * | 1996-03-07 | 1997-09-19 | Mitsubishi Electric Corp | Ｎｂ―Ｓｎ系化合物超電導線の先駆体及びその製造方法並びにＮｂ―Ｓｎ系化合物超電導線の製造方法 |
| US5998336A (en) * | 1997-02-26 | 1999-12-07 | The Board Of Trustees Of The Leland Stanford Junior University | Ceramic/metal and A15/metal superconducting composite materials exploiting the superconducting proximity effect and method of making the same |
| FR2770928B1 (fr) * | 1997-11-13 | 1999-12-31 | Gec Alsthom Electromec | Procede de fabrication d'un brin supraconducteur multifilamentaire, stable et a pertes reduites |
-
2001
- 2001-04-19 JP JP2001121195A patent/JP3946966B2/ja not_active Expired - Fee Related
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