JP3588629B2 - Ｎｂ３Ａｌ超伝導多芯線の製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この出願の発明は、Ｎｂ３ Ａｌ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。
【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。
【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ＪＣ 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Ｂｃ２ （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ＢＣ２（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。
【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。
【００１０】
また、第２には、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、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。
【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ｂｃｃ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１０５０℃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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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℃−１０５０℃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。
【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。
【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。
【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９０％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。
【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（４．２Ｋ）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。
【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。
【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 Ａｌ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、Ｃｕ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。
【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Ｎｂ３ 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／Ａｌ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。
【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−Ａｌ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８００℃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。
【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１８．１Ｋ、ＢＣ２（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。
【００３８】
【表２】
【００３９】
＜実施例６＞
高温で直接拡散生成されるＡ１５相にＧｅやＳｉを添加すると、Ｔｃが２０ＫまたＢＣ２（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１８．２Ｋ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８００℃で１０時間の２段熱処理を施すと、ＴＣ は１８．９Ｋ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３０ｍｍ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。
【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。
【図面の簡単な説明】
【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。
【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（１００）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。
【発明の属する技術分野】
この出願の発明は、Ｎｂ３ Ａｌ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。
【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。
【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ＪＣ 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Ｂｃ２ （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ＢＣ２（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。
【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。
【００１０】
また、第２には、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、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。
【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ｂｃｃ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１０５０℃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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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℃−１０５０℃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。
【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。
【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。
【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９０％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。
【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（４．２Ｋ）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。
【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。
【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 Ａｌ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、Ｃｕ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。
【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Ｎｂ３ 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／Ａｌ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。
【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−Ａｌ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８００℃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。
【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１８．１Ｋ、ＢＣ２（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。
【００３８】
【表２】
【００３９】
＜実施例６＞
高温で直接拡散生成されるＡ１５相にＧｅやＳｉを添加すると、Ｔｃが２０ＫまたＢＣ２（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１８．２Ｋ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８００℃で１０時間の２段熱処理を施すと、ＴＣ は１８．９Ｋ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３０ｍｍ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。
【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。
【図面の簡単な説明】
【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。
【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（１００）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。
Claims (9)
- 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。
- 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。
- 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。
- 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。
- 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Ｎｂ３ Ａｌ超伝導多芯線の製造法。
- 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Ｎｂ３ Ａｌ超伝導多芯線の製造法。
- 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。
- 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。
- 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Ｎｂ３ Ａｌ超伝導多芯線の製造法。
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