JP4434576B2 - Ｎｂ３（Ａｌ，Ｇｅ）又はＮｂ３（Ａｌ，Ｓｉ）化合物系超伝導多芯線の製造法 - Google Patents
Ｎｂ３（Ａｌ，Ｇｅ）又はＮｂ３（Ａｌ，Ｓｉ）化合物系超伝導多芯線の製造法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP4434576B2 JP4434576B2 JP2002378102A JP2002378102A JP4434576B2 JP 4434576 B2 JP4434576 B2 JP 4434576B2 JP 2002378102 A JP2002378102 A JP 2002378102A JP 2002378102 A JP2002378102 A JP 2002378102A JP 4434576 B2 JP4434576 B2 JP 4434576B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- aluminum
- compound
- wire
- powder
- rapidly solidified
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
Images
Landscapes
- Superconductors And Manufacturing Methods Therefor (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この出願の発明は、Nb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導多芯線の製造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、高磁場下で高い臨界電流密度を示すNb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導多芯線を、球状化処理を行うことなく作製することのできるNb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導多芯線の製造法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
高磁場下で高い臨界電流密度を示すNb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導線材を作製するためには、熱処理前のマルチ前駆体線材中のAl−Ge合金又はAl−Si合金の厚さを１μｍ以下に構成する必要がある（たとえば、特許文献１参照）。そのためには、マルチ前駆体線材製造のための冷間加工時に、数回〜数十回もの焼鈍熱処理が必要になっている。これは、鋳造法で作製された原料となるAl−Ge又はAl−Si合金中の晶出物の平均厚みが、数十〜数百μｍと大きいことに起因している。Al−Ge又はAl−Si合金中の晶出物は固く脆い機械的性質を有しており、塑性加工を行うことができない。したがって、そのように大きな晶出物が不均一に分布しているAl−Ge又はAl−Si合金を破断することなくNbと複合加工するためには、数％の体積変形率の機械加工により晶出物のみを粉砕し、次いで400℃程度の焼鈍熱処理により粉砕した晶出物を球状化する、いわゆる球状化処理が必要となる。
【０００３】
【特許文献１】
特開２００１−５２５４６号公報
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
優れた超伝導特性を得るためには、Al合金中のGe又はSi濃度を１５at%以上に増加させなければならないが、Ge又はSi濃度の増加は晶出物の平均厚みを増加させてしまう。このため、冷間加工と焼鈍熱処理を繰り返す行程（球状化処理）は、超伝導線材の製造コストを増大させる原因となる。球状化処理を必要としないマルチ前駆体線材の製造法の開発が求められる。
【０００５】
また、Ge又はSi濃度が２５at%以上になると、球状化処理は有効ではなくなり、焼鈍熱処理を行ってもNbと複合加工することができない。Nb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導線材の性能向上には、Al合金中のGe又はSi濃度を大幅に増加させてもNbとの複合加工が可能なマルチ前駆体線材の製造法の開発も求められる。
【０００６】
この出願の発明は、以上のとおりの事情に鑑みてなされたものであり、高磁場下で高い臨界電流密度を示すNb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導多芯線を、球状化処理を行うことなく作製することのできるNb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導多芯線の製造法を提供することを解決すべき課題としている。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
Nb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導多芯線作製のための原料となるAl-Ge合金又はAl-Si合金は、その凝固課程において最初に晶出する晶出物が初晶Ge又は初晶Siであり、次いで晶出する晶出物が共晶Ge又は共晶Siである。冷却速度の遅い鋳造法では、共晶Ge又は共晶Siがラメラ状に晶出して粗大化するため、Al-Ge合金又はAl-Si合金の塑性加工性はきわめて乏しく、しかも硬度がNbよりもはるかに大きいためNbとの複合加工は困難を極める。塑性加工性を改善するためには、Al合金中の晶出物をできる限り微細にする必要があり、そのためには、Al合金の凝固時の冷却速度を高めることが有効であると考えられる。Al-Ge合金又はAl-Si合金を溶融させ、その溶融体を回転する金属ロールへ吹き付けたり（急冷ロール法）、室温近傍の高速ガス気流中に導入したり（ガスアトマイズ法）することで作製したアルミニウム基急冷凝固粉末は、晶出物が微細に分散する。このため、塑性加工性が向上し、また、Al合金の硬度が低下してNbとの複合加工性が飛躍的に向上する。
【０００８】
また、急冷凝固合金粉末を粉末押出若しくはホットプレスすることにより、粉末間に大きな剪断変形を与えて粉末同士を機械的に結合させ、高度の伸線加工に耐え得る粉末固化成形体を得ることができる。この急冷凝固粉末固化成形体は、円柱ロッド状、テープ状、薄膜状等の各種の形状に容易に作製することが可能であり、これにより、Nb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導多芯線作製のためのロッドインチューブ法やジェリーロール法等の従来型の複合加工プロセスを適応することが可能となる。しかも、原料に鋳造材を用いた場合よりもNbとAl合金の微細複合が可能であるため、従来の超伝導線材よりも大幅に特性が向上したNb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導多芯線を作製することができる。
【０００９】
以上の知見に基づき、この出願の発明は完成されたものである。
【００１０】
すなわち、この出願の発明は、上記の課題を解決するために、第１には、少なくともGeを２〜５０ａｔ％又はSiを２〜２０at%含有し、晶出物の平均厚みが１μｍ以下のアルミニウム基急冷凝固粉末若しくはアルミニウム基急冷凝固粉末固化成形体とNb又はNb合金との複合体の周囲にマトリックス金属を被覆したシングル線を作製し、これを数十から数百万本束ねた後、再びマトリックス金属を被覆したマルチ線材を作製し、これを、マトリックス金属が、Nb又はNb合金の場合、1200℃以上2400℃未満、Ta又はTa合金の場合、1200℃以上2950℃未満で加熱処理し、次いで冷却用金属材への接触による冷却処理を施した後、650℃以上950℃未満で再加熱処理してNb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物相フィラメントを生成させることを特徴としている。
【００１１】
この出願の発明は、第２には、上記第１の特徴において、アルミニウム基急冷凝固粉末は、酸素量が0.15wt%以下であることを特徴とし、第３には、上記１又は２の特徴において、アルミニウム基急冷凝固粉末において、添加元素、不可避不純物は総量で0.05wt%以下であることを特徴とし、第４には、上記１、２又は３のいずれかの特徴において、アルミニウム基急冷凝固粉末は、ガスアトマイズ法により作製されたものであることを特徴とすることを特徴としている。
【００１２】
また、この出願の発明は、第５には、上記第１の特徴において、アルミニウム基急冷凝固粉末固化成形体は、上記第２、３又は４の特徴におけるアルミニウム基急冷凝固合金粉末から作製した予備成形体を、Geを含有する場合には420℃以下、Siを含有する場合には577℃以下に加熱した後に押出若しくはホットプレスにより作製されたものであることを特徴としている。
【００１３】
さらに、この出願の発明は、第６には、上記第１、２、３、４又は５のいずれかの特徴において、冷却用金属材がGaであることを特徴としている。
【００１４】
【発明の実施の形態】
この出願の発明のNb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導多芯線の製造法では、上述のとおり、少なくともGe又はSiを２at%以上含有し、晶出物の平均厚みが１μｍ以下のアルミニウム基急冷凝固粉末若しくはアルミニウム基急冷凝固粉末固化成形体とNb又はNb合金との複合体の周囲にマトリックス金属を被覆したシングル線を作製し、これを数十から数百万本束ねた後、再びマトリックス金属を被覆したマルチ線材を作製し、これを所定温度で加熱処理し、次いで冷却用金属材への接触による冷却処理を施した後、所定温度で再加熱処理してNb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物相フィラメントを生成させる。
【００１５】
アルミニウム基急冷凝固粉末若しくはアルミニウム基急冷凝固粉末固化成形体において、晶出物の平均厚みは１μｍ以下である。これは、晶出物の平均厚みが１μｍを超えると、Nb/Al合金複合線の機械加工性が著しく低下するためである。このような晶出物の平均厚みが１μｍ以下のアルミニウム基急冷凝固粉末若しくはアルミニウム基急冷凝固粉末固化成形体により、シングル線を球状化処理することなく作製し、また、シングル線材を数十から数百万本束ねた後、再びマトリックス金属を被覆したマルチ線材を球状化処理することなく作製することができる。
【００１６】
アルミニウム基急冷凝固粉末若しくはアルミニウム基急冷凝固粉末固化成形体のGe量は、２〜５０at%、好ましくは１０〜４０at%、さらに好ましくは２０〜３０at%である。Ge量が２at%未満の場合、過飽和固溶体が優先して生成するため、従来のGeを含まないNb3Alと同等の超伝導特性しか得られない。Ge量が５０at%を超えると、超伝導特性を示すＡ１５相以外の超伝導特性を示さない相が形成し、超伝導特性が低下する。
【００１７】
Si量は、２〜２０at%、好ましくは５〜１５at%である。Si量が２at%未満の場合、過飽和固溶体が優先して生成するため、従来のSiを含まないNb3Alと同等の超伝導特性しか得られない。添加量が２０at%を超えると、超伝導特性を示すＡ１５相以外の超伝導特性を示さない相が形成し、超伝導特性が低下する。
【００１８】
また、アルミニウム基急冷凝固粉末若しくはアルミニウム基急冷凝固粉末固化成形体の酸素量は好ましくは0.15wt%以下、より好ましくは0.1wt%以下である。酸素量が0.15wt%を超えると、超伝導特性が低下する。
【００１９】
アルミニウム基急冷凝固粉末若しくはアルミニウム基急冷凝固粉末固化成形体には、Mg, Zn, Li, Ag, Cu等の添加元素、不可避不純物が含まれても良いが、その総量は0.05wt%以下が好ましい。0.05wt%を超えると、超伝導特性が低下する。
【００２０】
以上のアルミニウム基急冷凝固粉末を作製する方法としては、ガスアトマイズ法、急冷ロール法、回転円盤法、噴霧ドラム法、超音波粉砕法等が挙げられる。この中でも工業的規模で最も安定して生産できる方法は、ガスアトマイズ法である。ガスアトマイズ法における噴霧媒及び噴霧雰囲気は、窒素、アルゴン等の不活性ガス又は空気とすることができる。
【００２１】
アルミニウム基急冷凝固粉末固化成形体は、以上のアルミニウム基急冷凝固合金粉末から作製した予備成形体を、Geを含有する場合には420℃以下、Siを含有する場合には577℃以下に加熱した後に押出若しくはホットプレスにより作製することができる。予備成形体を作製する際の加熱温度をある温度よりも上昇させると、合金が部分的に溶融し、合金中に一部液相が生成する。その結果、急冷により微細に分散していたGe又はSi粒子が再び溶融して凝集し、予備成形体の塑性加工性が著しく低下する。このため、加熱温度の上限をGeを含有する場合には420℃以下、Siを含有する場合には577℃以下としている。
【００２２】
この出願の発明のNb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導多芯線の製造法では、シングル線材は以下のようにして作製することができる。
【００２３】
たとえば図１（ａ）に示したように、ジェリーロール法により作製することができる。
【００２４】
まず、工程(イ)において、Nbの中心材（１）にNbシート（２）とアルミニウム基急冷凝固粉末固化成形シート（３）を巻き付け、次いで工程（ロ）において、Nb管（４）、Cu合金管（５）の中に順に入れ、工程（ハ）において伸線して断面六角形に減面加工し、そして、Cu合金（５）を除去してシングル線材（６）とすることができる。図１（ｂ）は、以上の加工手順をまとめたフローチャートである。
【００２５】
また、図２（ａ）に示したように、ロッドインチューブ法により作製することができる。
【００２６】
工程 (イ)において、アルミニウム基急冷凝固粉末固化成形棒（７）をNb 管（８）の中に入れ、工程(ロ)に示した構成とした後、工程（ハ）において、伸線加工により断面六角形の構造にし、シングル線材（６）とすることができる。図２（ｂ）は、以上の加工手順をまとめたフローチャートである。
【００２７】
さらに、図３（ａ）に示したように、クラッドチップ押出法により作製することもできる。
【００２８】
工程（イ）に示したように、貼り合わせ面を研磨したNbシート（９）とアルミニウム基急冷凝固粉末固化成形シート（１０）を準備し、工程（ロ）において圧延加工を行い、クラッド材（１１）とし、次いでクラッド材（１１）から切断した小片（１２）を工程(ハ)においてNb管（１３）に入れ、充填し、工程（ニ）において押し出して伸線加工を行い、断面六角形のシングル線材（６）とすることができる。図３（ｂ）は、以上の加工手順をまとめたフローチャートである。
【００２９】
さらにまた、図４（ａ）に示したように、シングル線材は粉末押出法により作製することができる。
【００３０】
工程 (イ)において、Nbの粉末とアルミニウム基急冷凝固粉末粉末の混合物（１４）をNb管（１５）に入れ、充填し、工程（ロ）において、押し出してから伸線加工を行い、断面六角形のシングル線材（６）とすることができる。図４（ｂ）は、以上の加工手順をまとめたフローチャートである。
【００３１】
たとえば以上のように作製することのできるシングル線材からマルチ線材を作製し、Nb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導多芯線する際には以下のプロセスを経ることができる。
【００３２】
図５（ａ）（ｂ）に示したプロセスでは、図５（ａ）に示した工程 (イ)において、シングル線材（６）を数十から数百万本束ねてNb管（１６）に入れ、押し出し、次いで図５（ａ）に示した工程（ロ）においてダイス伸線し、所定サイズに減面加工してマルチ線材（１７）を作製する。そして、急熱急冷装置によりそのマルチ線材（１７）を所定温度に急加熱した後、直ちに液体Ga中に浸漬して急冷し、次いで所定温度に再加熱し、シングル線材（６）の部分にNb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物相フィラメントを生成させ、Nb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導多芯線を製造することができる。図５（ｂ）は、以上のプロセスをまとめたフローチャートである。
【００３３】
図６（ａ）（ｂ）に示したプロセスでは、安定化材であるCuを急熱急冷処理の前にあらかじめマルチ線材に組み込む。すなわち、図６（ａ）に示した工程 (イ)において、シングル線材（６）の数十から数百万本と、Nb管で被覆したCu安定化材を複数本束ねてNb管（１６）に入れて押し出し、次いで図６（ａ）に示した工程（ロ）において、ダイス伸線し、所定サイズに減面加工してマルチ線材（１７）を作製する。そして、急熱急冷装置によりそのマルチ線材（１７）を所定温度に急加熱した後、直ちに液体Ga中に浸漬して急冷し、次いで所定温度に再加熱し、シングル線材（６）の部分にNb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物相フィラメントを生成させ、Nb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導多芯線を製造することができる。図６（ｂ）は、以上のプロセスをまとめたフローチャートである。安定化材であるCuは、Cu合金、又はAg若しくはAg合金に替えることができる。
【００３４】
図７（ａ）（ｂ）に示したプロセスでは、安定化のためのCuを加熱処理後の再加熱処理の前若しくは後に被覆する。すなわち、図７（ａ）に示した工程(イ)において、シングル線材（６）の数十から数百万本を束ねてNb管（１６）に入れて押し出し、次いで図７（ａ）に示した工程（ロ）において、ダイス伸線し、所定サイズに減面加工してマルチ線材（１７）を作製する。そして、急熱急冷装置によりそのマルチ線材（１７）を所定温度に急加熱した後、直ちに液体Ga中に浸漬して急冷し、次いで安定化材であるCuを被覆した後に所定温度に再加熱処理を行うか、若しくは再加熱処理を行った後、安定化材であるCuを被覆し、シングル線材（６）の部分にNb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物相フィラメントを生成させ、Nb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導多芯線を製造することができる。図７（ｂ）は、以上のプロセスをまとめたフローチャートである。安定化材であるCuは、Cu合金、又はAg若しくはAg合金に替えることができる。
【００３５】
なお、シングル線材及びマルチ線材を作製する際のマトリックス金属は、Nbに替えてNb合金（たとえば、Nb-Ti合金、Nb-Hf合金等）、Ta又はTa合金とすることもできる。
【００３６】
加熱処理温度は、上述したように、マトリックス金属がNb又はNb合金の場合1200℃以上2400℃未満、Ta又はTa合金の場合1200℃以上2950℃未満である。マトリックス金属がNb又はNb合金の場合、1200℃未満では生成する超伝導フィラメントが少なく、未反応Nbや非超伝導相が生成する。2400℃以上ではマトリックス金属の溶融により線材が破断する。同様に、マトリックス金属がTa又はTa合金の場合、1200℃未満では生成する超伝導フィラメントが少なく、未反応Nbや非超伝導相が生成する。2950℃以上ではマトリックス金属の溶融により線材が破断する。
【００３７】
再加熱処理温度は650℃以上950℃未満である。650℃未満では超伝導フィラメントの長距離秩序規則化のために膨大な時間を要し、実用的でない。950℃以上では拡散反応が著しく生じて非超伝導相が生成し、特性が低下する。
【００３８】
冷却用金属材には上述のとおりGaを一般に用いることができる。これは、Gaは室温近傍で液体状態であり、かつ蒸気圧が低い純金属であり、しかも大気との反応性が低く、取扱いが容易であるという理由による。
【００３９】
次に実施例を示す。
【００４０】
【実施例】
各物性は、それぞれ、下記の方法により測定した。
（粉末の晶出物の平均厚み）
走査型電子顕微鏡を用いた観察により任意に選び出した100個の晶出物の厚みの算術平均値を平均厚みとした。晶出物が球状の場合には、直径の算術平均値を平均厚みとした。晶出物の確認は、走査型電子顕微鏡−エネルギー分散型Ｘ線分光法（SEM-EDX）で行った。
（粉末の酸素量測定）
不活性ガス溶解赤外線吸収法(LECO法)により、粉末の酸素量の測定を行った。
（粉末固化成形体の硬度）
マイクロビッカース硬度計により硬度の測定を行った。
（複合加工性）
φ1０mm、長さ１０cmのNb/Al複合合金線５本をφ0.5mmになるまで室温で伸線加工を繰り返した。加工性は、５本中５本がφ0.5mmまで加工できたものを○、５本中４〜１本がφ0.5mmまで加工できたものを△、５本中１本もφ0.5mmまで加工できなかったものを×(断線)として評価した。
（超伝導温度Tc）
直流４端子法により、温度を変化させながら試料の電気抵抗の測定を行った。温度制御は、液体ヘリウム（4.2K）を用いた熱漏れ法により行った。
（超伝導臨界電流密度Jc）
液体ヘリウム(4.2K)中で、直流４端子法により試料に通電する直流電流の大きさと、試料の電気抵抗の大きさを計測し、超伝導部の断面積で除した値を測定した。測定時には、最大30Tの定常磁場を印加した。
［実施例１、２、４、６〜１２、比較例１〜５］
ガスアトマイズ法により噴霧媒を窒素、噴霧雰囲気を空気とし、表１に示した組成のアルミニウム基急冷凝固合金粉末を作製し、晶出物の平均厚み及び酸素量を測定した。
【００４１】
各粉末をステンレス金網により355μｍ以下に篩い分け、355μｍ以下の粉末を原料として冷間プレス成形によりφ３０mm、高さ７０mmの予備成形体を作製し、予備成形体をアルゴンガス雰囲気中で300℃に加熱し、粉末押出法によりφ５mmの粉末固化成形体を得た。押出比は３６：１である。
【００４２】
φ５mm、長さ１０cmの各粉末固化成形体をＮｂパイプ（外径φ１０mm、内径φ５mm、長さ１０cm）に挿入したNb/Al複合合金線を、φ0.5mmになるまで伸線加工し、加工性を評価した。さらに、φ0.5mmで加工することができた試料について、超伝導臨界温度 Tcを測定した。
【００４３】
評価及び測定結果は表１に示したとおりである。
【００４４】
【表１】
［実施例３］
噴霧雰囲気を窒素とする以外は、実施例１と同様とした。組成、評価及び測定結果は表１に示したとおりである。
［実施例５］
噴霧媒を空気とする以外は、実施例１と同様に行った。組成、評価ならびに測定結果を表１に示す。
［比較例６、７］
鋳造法により、表１に示した組成のアルミニウム合金をφ５mm、長さ１０cmに鋳込み、晶出物の平均厚みを測定した。
【００４５】
φ５mm、長さ１０cmの各鋳造材をＮｂパイプ（外径φ１０mm、内径φ５mm、長さ１０cm）に挿入したNb/Al複合合金線を、φ0.5mmになるまで伸線加工し、加工性を評価した。評価結果は表１に示したとおりである。
［実施例１３］
ガスアトマイズ法により噴霧媒を窒素、噴霧雰囲気を空気とし、Al-20at%Ge、Al-23at%Ge及びAl-25at%Geのアルミニウム基急冷凝固合金粉末を作製し、これを原料に冷間プレス成形によりφ３０mm、高さ７０mmの予備成形体を作製し、予備成形体をアルゴンガス雰囲気中で350℃に加熱し、粉末押出法によりφ４mmの粉末固化成形体を得た。押出比は５６：１である。粉末固化成形体の硬度をマイクロビッカース硬度計により計測した。比較のために、タンマン溶解炉を用いて作製したAl-0at%Ge、Al-2at%Ge、Al-5at%Ge、Al-10at%Ge及びAl-20at%Geの鋳造材及び純度99.8%のNbの硬度を計測した。比較結果は図８に示したとおりである。アルミニウム基急冷凝固粉末固化成形体は、鋳造材に比べ、Geを多く含んでも硬度の上昇が小さく、純Nbとの硬度差が小さい。
［実施例１４］
試料1として、実施例２において作製したAl-20at%Geの組成をもつ急冷凝固合金固化成形材（直径3.8mm）を７芯Nbに組み込み、外径1.14mmまで伸線加工後、短尺に切断して121本束ね、外径20mm、内径14mmのNb管に挿入し、直径1.14mmまで伸線加工後、再び直径1.14mmまで伸線加工を行い、切断して121本束ね、Nb管に挿入して、最終的に外径が0.6mmのNb/Al-20at%Ge複合多芯線材を作製した。このNb/Al-20at%Ge複合多芯線材を真空中で１m/秒の速度で連続的に移動させながら約1950℃まで0.1秒で急加熱し、次いで室温近傍に保たれた金属Ga浴へ浸漬して急冷した。この急熱急冷処理後、800℃で12時間の二次加熱処理を行った。
【００４６】
試料２として、原料にAl-20at%Geの組成をもつ鋳造材を用い、試料1と同様の行程で線材を作製した。
【００４７】
作製した試料１、２は、4.2K、磁場中における臨界電流密度の測定を行った。臨界電流密度の比較結果は図９に示したとおりである。アルミニウム基急冷凝固粉末固化成形材を原料に作製した超伝導多芯線（試料１）は、鋳造材を原料に作製した超伝導多芯線（試料２）に比べ、臨界電流密度が高い。
[実施例１５]
純度99.9%のNb粉末とAl-20at%Geの組成を持つガスアトマイズ粉末をモル比で３：１に混合し、外径20mm、内径15mmのTaパイプに充填し、溝ロールにより4mm角の角棒に加工した。この後、カセットローラーダイスにより直径1.14mmの線材を作製した。この線材を121本に切断して束ね、直径20mm、内径14mmのTaパイプに挿入し、溝ロール、カセットローラーダイスにより直径0.75mmの前躯体多芯線材を作製した。この前躯体多芯線材を真空中で0.5m/秒の速度で連続的に移動させながら約2000℃まで0.2秒で急加熱し、次いで室温近傍に保たれた金属Ga浴へ浸漬した。この急熱急冷処理を行った後、850℃で10時間の二次加熱処理を行った。
【００４８】
二次加熱処理後の121芯線材の臨界電流密度（4.2K）は、25Tで320A/mm2、20Tで650A/mm2、15Tで1000A/mm2であり、実施例１４の試料１と同等に優れた特性が得られた。
【００４９】
【発明の効果】
この出願の発明により、以上詳しく説明したとおり、高磁場下で高い臨界電流密度を示すNb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導多芯線を、球状化処理を行うことなく作製することが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】（ａ）（ｂ）は、それぞれ、ジェリーロール法によるシングル線材の製造工程を示す工程図、フローチャートである。
【図２】（ａ）（ｂ）は、それぞれ、ロッドインチューブ法によるシングル線材の製造工程を示す工程図、フローチャートである。
【図３】（ａ）（ｂ）は、それぞれ、グラッドチップ押出法によるシングル線材の製造工程を示す工程図、フローチャートである。
【図４】（ａ）（ｂ）は、それぞれ、粉末押出法によるシングル線材の製造工程を示す工程図、フローチャートである。
【図５】（ａ）（ｂ）は、それぞれ、シングル線材からマルチ線材を作製し、Nb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導多芯線する一プロセスを示した工程図、フローチャートである。
【図６】（ａ）（ｂ）は、それぞれ、シングル線材からマルチ線材を作製し、Nb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導多芯線する一プロセスとして、安定化材であるCuを急熱急冷処理の前にあらかじめマルチ線材に組み込む場合を示した工程図、フローチャートである。
【図７】（ａ）（ｂ）は、それぞれ、シングル線材からマルチ線材を作製し、Nb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導多芯線する一プロセスとして、安定化材であるCuを、加熱処理後の再加熱処理の前後に被覆する場合を示した工程図、フローチャートである。
【図８】アルミニウム基急冷凝固粉末固化成形材、鋳造材及び純Nbのビッカース硬度を比較したグラフである。
【図９】アルミニウム基急冷凝固粉末固化成形材を原料に作製した超伝導多芯線（試料１）と鋳造材を原料に作製した超伝導多芯線（試料２）の4.2Ｋ、磁場中での臨界電流密度Jcを比較したグラフである。
【符号の説明】
１ 中心材
２ Nbシート
３ アルミニウム基急冷凝固粉末固化成形シート
４ Nb管
５ Cu合金管
６ シングル線材
７ アルミニウム基急冷凝固粉末固化成形棒
８ Nb管
９ Nbシート
１０ アルミニウム基急冷凝固粉末固化成形シート
１１ クラッド材
１２ 小片
１３ Nb管
１４ Nbの粉末とアルミニウム基急冷凝固粉末粉末の混合物
１５ Nb管
１６ Nb管
１７ マルチ線材
【発明の属する技術分野】
この出願の発明は、Nb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導多芯線の製造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、高磁場下で高い臨界電流密度を示すNb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導多芯線を、球状化処理を行うことなく作製することのできるNb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導多芯線の製造法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
高磁場下で高い臨界電流密度を示すNb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導線材を作製するためには、熱処理前のマルチ前駆体線材中のAl−Ge合金又はAl−Si合金の厚さを１μｍ以下に構成する必要がある（たとえば、特許文献１参照）。そのためには、マルチ前駆体線材製造のための冷間加工時に、数回〜数十回もの焼鈍熱処理が必要になっている。これは、鋳造法で作製された原料となるAl−Ge又はAl−Si合金中の晶出物の平均厚みが、数十〜数百μｍと大きいことに起因している。Al−Ge又はAl−Si合金中の晶出物は固く脆い機械的性質を有しており、塑性加工を行うことができない。したがって、そのように大きな晶出物が不均一に分布しているAl−Ge又はAl−Si合金を破断することなくNbと複合加工するためには、数％の体積変形率の機械加工により晶出物のみを粉砕し、次いで400℃程度の焼鈍熱処理により粉砕した晶出物を球状化する、いわゆる球状化処理が必要となる。
【０００３】
【特許文献１】
特開２００１−５２５４６号公報
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
優れた超伝導特性を得るためには、Al合金中のGe又はSi濃度を１５at%以上に増加させなければならないが、Ge又はSi濃度の増加は晶出物の平均厚みを増加させてしまう。このため、冷間加工と焼鈍熱処理を繰り返す行程（球状化処理）は、超伝導線材の製造コストを増大させる原因となる。球状化処理を必要としないマルチ前駆体線材の製造法の開発が求められる。
【０００５】
また、Ge又はSi濃度が２５at%以上になると、球状化処理は有効ではなくなり、焼鈍熱処理を行ってもNbと複合加工することができない。Nb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導線材の性能向上には、Al合金中のGe又はSi濃度を大幅に増加させてもNbとの複合加工が可能なマルチ前駆体線材の製造法の開発も求められる。
【０００６】
この出願の発明は、以上のとおりの事情に鑑みてなされたものであり、高磁場下で高い臨界電流密度を示すNb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導多芯線を、球状化処理を行うことなく作製することのできるNb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導多芯線の製造法を提供することを解決すべき課題としている。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
Nb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導多芯線作製のための原料となるAl-Ge合金又はAl-Si合金は、その凝固課程において最初に晶出する晶出物が初晶Ge又は初晶Siであり、次いで晶出する晶出物が共晶Ge又は共晶Siである。冷却速度の遅い鋳造法では、共晶Ge又は共晶Siがラメラ状に晶出して粗大化するため、Al-Ge合金又はAl-Si合金の塑性加工性はきわめて乏しく、しかも硬度がNbよりもはるかに大きいためNbとの複合加工は困難を極める。塑性加工性を改善するためには、Al合金中の晶出物をできる限り微細にする必要があり、そのためには、Al合金の凝固時の冷却速度を高めることが有効であると考えられる。Al-Ge合金又はAl-Si合金を溶融させ、その溶融体を回転する金属ロールへ吹き付けたり（急冷ロール法）、室温近傍の高速ガス気流中に導入したり（ガスアトマイズ法）することで作製したアルミニウム基急冷凝固粉末は、晶出物が微細に分散する。このため、塑性加工性が向上し、また、Al合金の硬度が低下してNbとの複合加工性が飛躍的に向上する。
【０００８】
また、急冷凝固合金粉末を粉末押出若しくはホットプレスすることにより、粉末間に大きな剪断変形を与えて粉末同士を機械的に結合させ、高度の伸線加工に耐え得る粉末固化成形体を得ることができる。この急冷凝固粉末固化成形体は、円柱ロッド状、テープ状、薄膜状等の各種の形状に容易に作製することが可能であり、これにより、Nb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導多芯線作製のためのロッドインチューブ法やジェリーロール法等の従来型の複合加工プロセスを適応することが可能となる。しかも、原料に鋳造材を用いた場合よりもNbとAl合金の微細複合が可能であるため、従来の超伝導線材よりも大幅に特性が向上したNb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導多芯線を作製することができる。
【０００９】
以上の知見に基づき、この出願の発明は完成されたものである。
【００１０】
すなわち、この出願の発明は、上記の課題を解決するために、第１には、少なくともGeを２〜５０ａｔ％又はSiを２〜２０at%含有し、晶出物の平均厚みが１μｍ以下のアルミニウム基急冷凝固粉末若しくはアルミニウム基急冷凝固粉末固化成形体とNb又はNb合金との複合体の周囲にマトリックス金属を被覆したシングル線を作製し、これを数十から数百万本束ねた後、再びマトリックス金属を被覆したマルチ線材を作製し、これを、マトリックス金属が、Nb又はNb合金の場合、1200℃以上2400℃未満、Ta又はTa合金の場合、1200℃以上2950℃未満で加熱処理し、次いで冷却用金属材への接触による冷却処理を施した後、650℃以上950℃未満で再加熱処理してNb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物相フィラメントを生成させることを特徴としている。
【００１１】
この出願の発明は、第２には、上記第１の特徴において、アルミニウム基急冷凝固粉末は、酸素量が0.15wt%以下であることを特徴とし、第３には、上記１又は２の特徴において、アルミニウム基急冷凝固粉末において、添加元素、不可避不純物は総量で0.05wt%以下であることを特徴とし、第４には、上記１、２又は３のいずれかの特徴において、アルミニウム基急冷凝固粉末は、ガスアトマイズ法により作製されたものであることを特徴とすることを特徴としている。
【００１２】
また、この出願の発明は、第５には、上記第１の特徴において、アルミニウム基急冷凝固粉末固化成形体は、上記第２、３又は４の特徴におけるアルミニウム基急冷凝固合金粉末から作製した予備成形体を、Geを含有する場合には420℃以下、Siを含有する場合には577℃以下に加熱した後に押出若しくはホットプレスにより作製されたものであることを特徴としている。
【００１３】
さらに、この出願の発明は、第６には、上記第１、２、３、４又は５のいずれかの特徴において、冷却用金属材がGaであることを特徴としている。
【００１４】
【発明の実施の形態】
この出願の発明のNb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導多芯線の製造法では、上述のとおり、少なくともGe又はSiを２at%以上含有し、晶出物の平均厚みが１μｍ以下のアルミニウム基急冷凝固粉末若しくはアルミニウム基急冷凝固粉末固化成形体とNb又はNb合金との複合体の周囲にマトリックス金属を被覆したシングル線を作製し、これを数十から数百万本束ねた後、再びマトリックス金属を被覆したマルチ線材を作製し、これを所定温度で加熱処理し、次いで冷却用金属材への接触による冷却処理を施した後、所定温度で再加熱処理してNb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物相フィラメントを生成させる。
【００１５】
アルミニウム基急冷凝固粉末若しくはアルミニウム基急冷凝固粉末固化成形体において、晶出物の平均厚みは１μｍ以下である。これは、晶出物の平均厚みが１μｍを超えると、Nb/Al合金複合線の機械加工性が著しく低下するためである。このような晶出物の平均厚みが１μｍ以下のアルミニウム基急冷凝固粉末若しくはアルミニウム基急冷凝固粉末固化成形体により、シングル線を球状化処理することなく作製し、また、シングル線材を数十から数百万本束ねた後、再びマトリックス金属を被覆したマルチ線材を球状化処理することなく作製することができる。
【００１６】
アルミニウム基急冷凝固粉末若しくはアルミニウム基急冷凝固粉末固化成形体のGe量は、２〜５０at%、好ましくは１０〜４０at%、さらに好ましくは２０〜３０at%である。Ge量が２at%未満の場合、過飽和固溶体が優先して生成するため、従来のGeを含まないNb3Alと同等の超伝導特性しか得られない。Ge量が５０at%を超えると、超伝導特性を示すＡ１５相以外の超伝導特性を示さない相が形成し、超伝導特性が低下する。
【００１７】
Si量は、２〜２０at%、好ましくは５〜１５at%である。Si量が２at%未満の場合、過飽和固溶体が優先して生成するため、従来のSiを含まないNb3Alと同等の超伝導特性しか得られない。添加量が２０at%を超えると、超伝導特性を示すＡ１５相以外の超伝導特性を示さない相が形成し、超伝導特性が低下する。
【００１８】
また、アルミニウム基急冷凝固粉末若しくはアルミニウム基急冷凝固粉末固化成形体の酸素量は好ましくは0.15wt%以下、より好ましくは0.1wt%以下である。酸素量が0.15wt%を超えると、超伝導特性が低下する。
【００１９】
アルミニウム基急冷凝固粉末若しくはアルミニウム基急冷凝固粉末固化成形体には、Mg, Zn, Li, Ag, Cu等の添加元素、不可避不純物が含まれても良いが、その総量は0.05wt%以下が好ましい。0.05wt%を超えると、超伝導特性が低下する。
【００２０】
以上のアルミニウム基急冷凝固粉末を作製する方法としては、ガスアトマイズ法、急冷ロール法、回転円盤法、噴霧ドラム法、超音波粉砕法等が挙げられる。この中でも工業的規模で最も安定して生産できる方法は、ガスアトマイズ法である。ガスアトマイズ法における噴霧媒及び噴霧雰囲気は、窒素、アルゴン等の不活性ガス又は空気とすることができる。
【００２１】
アルミニウム基急冷凝固粉末固化成形体は、以上のアルミニウム基急冷凝固合金粉末から作製した予備成形体を、Geを含有する場合には420℃以下、Siを含有する場合には577℃以下に加熱した後に押出若しくはホットプレスにより作製することができる。予備成形体を作製する際の加熱温度をある温度よりも上昇させると、合金が部分的に溶融し、合金中に一部液相が生成する。その結果、急冷により微細に分散していたGe又はSi粒子が再び溶融して凝集し、予備成形体の塑性加工性が著しく低下する。このため、加熱温度の上限をGeを含有する場合には420℃以下、Siを含有する場合には577℃以下としている。
【００２２】
この出願の発明のNb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導多芯線の製造法では、シングル線材は以下のようにして作製することができる。
【００２３】
たとえば図１（ａ）に示したように、ジェリーロール法により作製することができる。
【００２４】
まず、工程(イ)において、Nbの中心材（１）にNbシート（２）とアルミニウム基急冷凝固粉末固化成形シート（３）を巻き付け、次いで工程（ロ）において、Nb管（４）、Cu合金管（５）の中に順に入れ、工程（ハ）において伸線して断面六角形に減面加工し、そして、Cu合金（５）を除去してシングル線材（６）とすることができる。図１（ｂ）は、以上の加工手順をまとめたフローチャートである。
【００２５】
また、図２（ａ）に示したように、ロッドインチューブ法により作製することができる。
【００２６】
工程 (イ)において、アルミニウム基急冷凝固粉末固化成形棒（７）をNb 管（８）の中に入れ、工程(ロ)に示した構成とした後、工程（ハ）において、伸線加工により断面六角形の構造にし、シングル線材（６）とすることができる。図２（ｂ）は、以上の加工手順をまとめたフローチャートである。
【００２７】
さらに、図３（ａ）に示したように、クラッドチップ押出法により作製することもできる。
【００２８】
工程（イ）に示したように、貼り合わせ面を研磨したNbシート（９）とアルミニウム基急冷凝固粉末固化成形シート（１０）を準備し、工程（ロ）において圧延加工を行い、クラッド材（１１）とし、次いでクラッド材（１１）から切断した小片（１２）を工程(ハ)においてNb管（１３）に入れ、充填し、工程（ニ）において押し出して伸線加工を行い、断面六角形のシングル線材（６）とすることができる。図３（ｂ）は、以上の加工手順をまとめたフローチャートである。
【００２９】
さらにまた、図４（ａ）に示したように、シングル線材は粉末押出法により作製することができる。
【００３０】
工程 (イ)において、Nbの粉末とアルミニウム基急冷凝固粉末粉末の混合物（１４）をNb管（１５）に入れ、充填し、工程（ロ）において、押し出してから伸線加工を行い、断面六角形のシングル線材（６）とすることができる。図４（ｂ）は、以上の加工手順をまとめたフローチャートである。
【００３１】
たとえば以上のように作製することのできるシングル線材からマルチ線材を作製し、Nb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導多芯線する際には以下のプロセスを経ることができる。
【００３２】
図５（ａ）（ｂ）に示したプロセスでは、図５（ａ）に示した工程 (イ)において、シングル線材（６）を数十から数百万本束ねてNb管（１６）に入れ、押し出し、次いで図５（ａ）に示した工程（ロ）においてダイス伸線し、所定サイズに減面加工してマルチ線材（１７）を作製する。そして、急熱急冷装置によりそのマルチ線材（１７）を所定温度に急加熱した後、直ちに液体Ga中に浸漬して急冷し、次いで所定温度に再加熱し、シングル線材（６）の部分にNb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物相フィラメントを生成させ、Nb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導多芯線を製造することができる。図５（ｂ）は、以上のプロセスをまとめたフローチャートである。
【００３３】
図６（ａ）（ｂ）に示したプロセスでは、安定化材であるCuを急熱急冷処理の前にあらかじめマルチ線材に組み込む。すなわち、図６（ａ）に示した工程 (イ)において、シングル線材（６）の数十から数百万本と、Nb管で被覆したCu安定化材を複数本束ねてNb管（１６）に入れて押し出し、次いで図６（ａ）に示した工程（ロ）において、ダイス伸線し、所定サイズに減面加工してマルチ線材（１７）を作製する。そして、急熱急冷装置によりそのマルチ線材（１７）を所定温度に急加熱した後、直ちに液体Ga中に浸漬して急冷し、次いで所定温度に再加熱し、シングル線材（６）の部分にNb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物相フィラメントを生成させ、Nb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導多芯線を製造することができる。図６（ｂ）は、以上のプロセスをまとめたフローチャートである。安定化材であるCuは、Cu合金、又はAg若しくはAg合金に替えることができる。
【００３４】
図７（ａ）（ｂ）に示したプロセスでは、安定化のためのCuを加熱処理後の再加熱処理の前若しくは後に被覆する。すなわち、図７（ａ）に示した工程(イ)において、シングル線材（６）の数十から数百万本を束ねてNb管（１６）に入れて押し出し、次いで図７（ａ）に示した工程（ロ）において、ダイス伸線し、所定サイズに減面加工してマルチ線材（１７）を作製する。そして、急熱急冷装置によりそのマルチ線材（１７）を所定温度に急加熱した後、直ちに液体Ga中に浸漬して急冷し、次いで安定化材であるCuを被覆した後に所定温度に再加熱処理を行うか、若しくは再加熱処理を行った後、安定化材であるCuを被覆し、シングル線材（６）の部分にNb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物相フィラメントを生成させ、Nb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導多芯線を製造することができる。図７（ｂ）は、以上のプロセスをまとめたフローチャートである。安定化材であるCuは、Cu合金、又はAg若しくはAg合金に替えることができる。
【００３５】
なお、シングル線材及びマルチ線材を作製する際のマトリックス金属は、Nbに替えてNb合金（たとえば、Nb-Ti合金、Nb-Hf合金等）、Ta又はTa合金とすることもできる。
【００３６】
加熱処理温度は、上述したように、マトリックス金属がNb又はNb合金の場合1200℃以上2400℃未満、Ta又はTa合金の場合1200℃以上2950℃未満である。マトリックス金属がNb又はNb合金の場合、1200℃未満では生成する超伝導フィラメントが少なく、未反応Nbや非超伝導相が生成する。2400℃以上ではマトリックス金属の溶融により線材が破断する。同様に、マトリックス金属がTa又はTa合金の場合、1200℃未満では生成する超伝導フィラメントが少なく、未反応Nbや非超伝導相が生成する。2950℃以上ではマトリックス金属の溶融により線材が破断する。
【００３７】
再加熱処理温度は650℃以上950℃未満である。650℃未満では超伝導フィラメントの長距離秩序規則化のために膨大な時間を要し、実用的でない。950℃以上では拡散反応が著しく生じて非超伝導相が生成し、特性が低下する。
【００３８】
冷却用金属材には上述のとおりGaを一般に用いることができる。これは、Gaは室温近傍で液体状態であり、かつ蒸気圧が低い純金属であり、しかも大気との反応性が低く、取扱いが容易であるという理由による。
【００３９】
次に実施例を示す。
【００４０】
【実施例】
各物性は、それぞれ、下記の方法により測定した。
（粉末の晶出物の平均厚み）
走査型電子顕微鏡を用いた観察により任意に選び出した100個の晶出物の厚みの算術平均値を平均厚みとした。晶出物が球状の場合には、直径の算術平均値を平均厚みとした。晶出物の確認は、走査型電子顕微鏡−エネルギー分散型Ｘ線分光法（SEM-EDX）で行った。
（粉末の酸素量測定）
不活性ガス溶解赤外線吸収法(LECO法)により、粉末の酸素量の測定を行った。
（粉末固化成形体の硬度）
マイクロビッカース硬度計により硬度の測定を行った。
（複合加工性）
φ1０mm、長さ１０cmのNb/Al複合合金線５本をφ0.5mmになるまで室温で伸線加工を繰り返した。加工性は、５本中５本がφ0.5mmまで加工できたものを○、５本中４〜１本がφ0.5mmまで加工できたものを△、５本中１本もφ0.5mmまで加工できなかったものを×(断線)として評価した。
（超伝導温度Tc）
直流４端子法により、温度を変化させながら試料の電気抵抗の測定を行った。温度制御は、液体ヘリウム（4.2K）を用いた熱漏れ法により行った。
（超伝導臨界電流密度Jc）
液体ヘリウム(4.2K)中で、直流４端子法により試料に通電する直流電流の大きさと、試料の電気抵抗の大きさを計測し、超伝導部の断面積で除した値を測定した。測定時には、最大30Tの定常磁場を印加した。
［実施例１、２、４、６〜１２、比較例１〜５］
ガスアトマイズ法により噴霧媒を窒素、噴霧雰囲気を空気とし、表１に示した組成のアルミニウム基急冷凝固合金粉末を作製し、晶出物の平均厚み及び酸素量を測定した。
【００４１】
各粉末をステンレス金網により355μｍ以下に篩い分け、355μｍ以下の粉末を原料として冷間プレス成形によりφ３０mm、高さ７０mmの予備成形体を作製し、予備成形体をアルゴンガス雰囲気中で300℃に加熱し、粉末押出法によりφ５mmの粉末固化成形体を得た。押出比は３６：１である。
【００４２】
φ５mm、長さ１０cmの各粉末固化成形体をＮｂパイプ（外径φ１０mm、内径φ５mm、長さ１０cm）に挿入したNb/Al複合合金線を、φ0.5mmになるまで伸線加工し、加工性を評価した。さらに、φ0.5mmで加工することができた試料について、超伝導臨界温度 Tcを測定した。
【００４３】
評価及び測定結果は表１に示したとおりである。
【００４４】
【表１】
噴霧雰囲気を窒素とする以外は、実施例１と同様とした。組成、評価及び測定結果は表１に示したとおりである。
［実施例５］
噴霧媒を空気とする以外は、実施例１と同様に行った。組成、評価ならびに測定結果を表１に示す。
［比較例６、７］
鋳造法により、表１に示した組成のアルミニウム合金をφ５mm、長さ１０cmに鋳込み、晶出物の平均厚みを測定した。
【００４５】
φ５mm、長さ１０cmの各鋳造材をＮｂパイプ（外径φ１０mm、内径φ５mm、長さ１０cm）に挿入したNb/Al複合合金線を、φ0.5mmになるまで伸線加工し、加工性を評価した。評価結果は表１に示したとおりである。
［実施例１３］
ガスアトマイズ法により噴霧媒を窒素、噴霧雰囲気を空気とし、Al-20at%Ge、Al-23at%Ge及びAl-25at%Geのアルミニウム基急冷凝固合金粉末を作製し、これを原料に冷間プレス成形によりφ３０mm、高さ７０mmの予備成形体を作製し、予備成形体をアルゴンガス雰囲気中で350℃に加熱し、粉末押出法によりφ４mmの粉末固化成形体を得た。押出比は５６：１である。粉末固化成形体の硬度をマイクロビッカース硬度計により計測した。比較のために、タンマン溶解炉を用いて作製したAl-0at%Ge、Al-2at%Ge、Al-5at%Ge、Al-10at%Ge及びAl-20at%Geの鋳造材及び純度99.8%のNbの硬度を計測した。比較結果は図８に示したとおりである。アルミニウム基急冷凝固粉末固化成形体は、鋳造材に比べ、Geを多く含んでも硬度の上昇が小さく、純Nbとの硬度差が小さい。
［実施例１４］
試料1として、実施例２において作製したAl-20at%Geの組成をもつ急冷凝固合金固化成形材（直径3.8mm）を７芯Nbに組み込み、外径1.14mmまで伸線加工後、短尺に切断して121本束ね、外径20mm、内径14mmのNb管に挿入し、直径1.14mmまで伸線加工後、再び直径1.14mmまで伸線加工を行い、切断して121本束ね、Nb管に挿入して、最終的に外径が0.6mmのNb/Al-20at%Ge複合多芯線材を作製した。このNb/Al-20at%Ge複合多芯線材を真空中で１m/秒の速度で連続的に移動させながら約1950℃まで0.1秒で急加熱し、次いで室温近傍に保たれた金属Ga浴へ浸漬して急冷した。この急熱急冷処理後、800℃で12時間の二次加熱処理を行った。
【００４６】
試料２として、原料にAl-20at%Geの組成をもつ鋳造材を用い、試料1と同様の行程で線材を作製した。
【００４７】
作製した試料１、２は、4.2K、磁場中における臨界電流密度の測定を行った。臨界電流密度の比較結果は図９に示したとおりである。アルミニウム基急冷凝固粉末固化成形材を原料に作製した超伝導多芯線（試料１）は、鋳造材を原料に作製した超伝導多芯線（試料２）に比べ、臨界電流密度が高い。
[実施例１５]
純度99.9%のNb粉末とAl-20at%Geの組成を持つガスアトマイズ粉末をモル比で３：１に混合し、外径20mm、内径15mmのTaパイプに充填し、溝ロールにより4mm角の角棒に加工した。この後、カセットローラーダイスにより直径1.14mmの線材を作製した。この線材を121本に切断して束ね、直径20mm、内径14mmのTaパイプに挿入し、溝ロール、カセットローラーダイスにより直径0.75mmの前躯体多芯線材を作製した。この前躯体多芯線材を真空中で0.5m/秒の速度で連続的に移動させながら約2000℃まで0.2秒で急加熱し、次いで室温近傍に保たれた金属Ga浴へ浸漬した。この急熱急冷処理を行った後、850℃で10時間の二次加熱処理を行った。
【００４８】
二次加熱処理後の121芯線材の臨界電流密度（4.2K）は、25Tで320A/mm2、20Tで650A/mm2、15Tで1000A/mm2であり、実施例１４の試料１と同等に優れた特性が得られた。
【００４９】
【発明の効果】
この出願の発明により、以上詳しく説明したとおり、高磁場下で高い臨界電流密度を示すNb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導多芯線を、球状化処理を行うことなく作製することが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】（ａ）（ｂ）は、それぞれ、ジェリーロール法によるシングル線材の製造工程を示す工程図、フローチャートである。
【図２】（ａ）（ｂ）は、それぞれ、ロッドインチューブ法によるシングル線材の製造工程を示す工程図、フローチャートである。
【図３】（ａ）（ｂ）は、それぞれ、グラッドチップ押出法によるシングル線材の製造工程を示す工程図、フローチャートである。
【図４】（ａ）（ｂ）は、それぞれ、粉末押出法によるシングル線材の製造工程を示す工程図、フローチャートである。
【図５】（ａ）（ｂ）は、それぞれ、シングル線材からマルチ線材を作製し、Nb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導多芯線する一プロセスを示した工程図、フローチャートである。
【図６】（ａ）（ｂ）は、それぞれ、シングル線材からマルチ線材を作製し、Nb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導多芯線する一プロセスとして、安定化材であるCuを急熱急冷処理の前にあらかじめマルチ線材に組み込む場合を示した工程図、フローチャートである。
【図７】（ａ）（ｂ）は、それぞれ、シングル線材からマルチ線材を作製し、Nb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導多芯線する一プロセスとして、安定化材であるCuを、加熱処理後の再加熱処理の前後に被覆する場合を示した工程図、フローチャートである。
【図８】アルミニウム基急冷凝固粉末固化成形材、鋳造材及び純Nbのビッカース硬度を比較したグラフである。
【図９】アルミニウム基急冷凝固粉末固化成形材を原料に作製した超伝導多芯線（試料１）と鋳造材を原料に作製した超伝導多芯線（試料２）の4.2Ｋ、磁場中での臨界電流密度Jcを比較したグラフである。
【符号の説明】
１ 中心材
２ Nbシート
３ アルミニウム基急冷凝固粉末固化成形シート
４ Nb管
５ Cu合金管
６ シングル線材
７ アルミニウム基急冷凝固粉末固化成形棒
８ Nb管
９ Nbシート
１０ アルミニウム基急冷凝固粉末固化成形シート
１１ クラッド材
１２ 小片
１３ Nb管
１４ Nbの粉末とアルミニウム基急冷凝固粉末粉末の混合物
１５ Nb管
１６ Nb管
１７ マルチ線材
Claims (6)
- 少なくともGeを２〜５０ａｔ％又はSiを２〜２０at%含有し、晶出物の平均厚みが１μｍ以下のアルミニウム基急冷凝固粉末若しくはアルミニウム基急冷凝固粉末固化成形体とNb又はNb合金との複合体の周囲にマトリックス金属を被覆したシングル線を作製し、これを数十から数百万本束ねた後、再びマトリックス金属を被覆したマルチ線材を作製し、これを、マトリックス金属が、Nb又はNb合金の場合、1200℃以上2400℃未満、Ta又はTa合金の場合、1200℃以上2950℃未満で加熱処理し、次いで冷却用金属材への接触による冷却処理を施した後、650℃以上950℃未満で再加熱処理してNb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物相フィラメントを生成させることを特徴とするNb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導多芯線の製造法。
- アルミニウム基急冷凝固粉末は、酸素量が0.15wt%以下であることを特徴とする請求項１記載のNb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導多芯線の製造法。
- アルミニウム基急冷凝固粉末において、添加元素、不可避不純物は総量で0.05wt%以下であることを特徴とする請求項１又は２記載のNb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導多芯線の製造法。
- アルミニウム基急冷凝固粉末は、ガスアトマイズ法により作製されたものであることを特徴とする請求項1、２又は３いずれかに記載のNb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導多芯線の製造法。
- アルミニウム基急冷凝固粉末固化成形体は、請求項２、３又は４いずれかに記載のアルミニウム基急冷凝固合金粉末から作製した予備成形体を、Geを含有する場合には420℃以下、Siを含有する場合には577℃以下に加熱した後に押出若しくはホットプレスにより作製されたものであることを特徴とする請求項1記載のNb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導多芯線の製造法。
- 冷却用金属材がGaであることを特徴とする請求項１、２、３、４又は５いずれかに記載のNb3(Al,Ge)又はNb3(Al,Si)化合物系超伝導多芯線の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002378102A JP4434576B2 (ja) | 2002-12-26 | 2002-12-26 | Ｎｂ３（Ａｌ，Ｇｅ）又はＮｂ３（Ａｌ，Ｓｉ）化合物系超伝導多芯線の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002378102A JP4434576B2 (ja) | 2002-12-26 | 2002-12-26 | Ｎｂ３（Ａｌ，Ｇｅ）又はＮｂ３（Ａｌ，Ｓｉ）化合物系超伝導多芯線の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2004207179A JP2004207179A (ja) | 2004-07-22 |
| JP4434576B2 true JP4434576B2 (ja) | 2010-03-17 |
Family
ID=32815075
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2002378102A Expired - Lifetime JP4434576B2 (ja) | 2002-12-26 | 2002-12-26 | Ｎｂ３（Ａｌ，Ｇｅ）又はＮｂ３（Ａｌ，Ｓｉ）化合物系超伝導多芯線の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4434576B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN106531354B (zh) * | 2016-12-02 | 2017-10-24 | 江阴神创电子材料有限公司 | Mcc极细同轴电缆冷却装置及其冷却方法 |
-
2002
- 2002-12-26 JP JP2002378102A patent/JP4434576B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2004207179A (ja) | 2004-07-22 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US7566414B2 (en) | Method for manufacturing power-metallurgy processed Nb3Sn superconducting wire, precursor to powder-metallurgy processed Nb3Sn superconducting wire | |
| JP4034802B2 (ja) | 超電導線材製造用ＮｂまたはＮｂ基合金棒およびＮｂ３Ｓｎ超電導線材の製造方法 | |
| JPH01100003A (ja) | 超伝導酸化物および超伝導酸化物／金属複合材の作製 | |
| JPS6260847A (ja) | 多線条の超伝導線材の製造法 | |
| USRE32178E (en) | Process for producing compound based superconductor wire | |
| JP4434576B2 (ja) | Ｎｂ３（Ａｌ，Ｇｅ）又はＮｂ３（Ａｌ，Ｓｉ）化合物系超伝導多芯線の製造法 | |
| JP4667638B2 (ja) | ＭｇＢ２超電導線の製造方法 | |
| US6699821B2 (en) | Nb3Al superconductor and method of manufacture | |
| US6376099B1 (en) | CU-containing NB3A1 multifilamentary superconductive wire and process for producing the same | |
| JP3948291B2 (ja) | Ｎｂ３Ａｌ系化合物超電導線およびその製造方法 | |
| JPS63225413A (ja) | 化合物超伝導線の製造方法 | |
| JP2001052547A (ja) | Ｎｂ３Ａｌ化合物系超電導線およびその製造方法 | |
| JP2000067667A (ja) | Ｎｂ３ Ａｌ系超電導線材の前駆体と、Ｎｂ３ Ａｌ系超電導線材およびその製造方法 | |
| JPH0528860A (ja) | Ｎｂ３Ｓｎ系超電導線材の製造方法 | |
| RU2170969C2 (ru) | Способ получения изделий на основе высокотемпературных сверхпроводящих соединений для электротехнических устройств | |
| JP3080500B2 (ja) | 化合物超電導線材の製造方法 | |
| JPH01140521A (ja) | Ｎｂ↓３Ａ１化合物超電導線材の製造法 | |
| JPH03134917A (ja) | セラミックス超電導々体の製造方法 | |
| JP3780332B2 (ja) | ＮｂとＡｌ共晶合金の複合化方法 | |
| JPH0528859A (ja) | Ｎｂ３Ｓｎ系超電導線材の製造方法 | |
| JP2004296253A (ja) | ビスマス系酸化物超電導線材の製造方法 | |
| JPH03246830A (ja) | 化合物超電導線の製造方法 | |
| JPS5858765B2 (ja) | ゴクホソタシンフクゴウチヨウデンドウセン | |
| JPH05325679A (ja) | Ｎｂ３ Ｓｎ化合物超電導線の製造方法 | |
| JP2004214020A (ja) | Ｎｂ３Ｓｎ線材の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20050908 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20080331 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20090120 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20090323 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20091201 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20091222 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 4434576 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130108 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130108 Year of fee payment: 3 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313117 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |