JP5401487B2 - ＭｇＢ２超電導線材 - Google Patents

Description

本発明は、ニホウ化マグネシウム超電導線材に関する。

ニホウ化マグネシウム（ＭｇＢ₂）線材の作製に適用される一般的な手法としては、主に工業化に適するパウダー・イン・チューブ（ＰＩＴ）法が用いられる。このＰＩＴ法は、（ｉ）ＭｇＢ₂粉末を金属管に充填して伸線加工するex-situ法、（ii）ＭｇとＢの混合粉末を金属管に充填して伸線加工した後、熱処理によって超電導化するin-situ法の２方式に大別される。

ex-situ法の場合、ＭｇＢ₂粒同士の反応となるため、高温長時間の熱処理は実質的に避けられない。熱処理工程において、温度の高温化，時間の長時間化はコスト増大につながるため、応用上好ましくない。また、充填するＭｇＢ₂超電導粉末の特性に左右されるところが大きい。具体的には、ＭｇＢ₂粉末の表面に酸化膜が形成されると、最終的な熱処理の際に粉末粒子の界面で異相が生成し、電流パスを遮断する。さらには、熱処理中に蒸気圧の高いＭｇが蒸発し、組成ずれ（Mg-poor）を引き起こす。このため、現段階では、in-situ法に比べて高Ｊｃ化に課題がある。

一方、in-situ法の場合、Ｍｇ粉末とＢ粉末との拡散反応でＭｇＢ₂を生成する方法が一般的である。この反応形態（Ｍｇ＋２Ｂ→ＭｇＢ₂）を考えると、モル体積としてＭｇ：１４×１０^-3ｍ³／mol，２Ｂ：９×１０^-3ｍ³／molの各粉末を熱処理によってＭｇＢ₂：１７×１０^-3ｍ³／molにすることになるため、焼結密度は約２６％減少することになる。これより、線材コア中の高密度化が困難な問題がある。

特許文献１では、焼結密度の低下を少しでも抑制するような手法として、粒径の大きなＭｇ粒子の表面に、粒径の細かいＭｇ粒子とＢ粒子からなる生成物を付着させ、熱処理によってＭｇＢ₂を生成させるＭｇＢ₂線材化手法を検討している。

特開２００８−１４０５５６号公報

しかしながら、特許文献１では、熱処理工程では粒径の大きなＭｇが、粒径の細かいＭｇ粒子とＢ粒子からなる生成物側に拡散する反応形態になる。その結果、元々存在していた粒径の大きなＭｇ粒子の領域が空隙になってしまう。線材内部の広い領域が空隙となるため、機械的強度が低下し、磁場中でのＪｃが大きく低下する。このため、ＭｇＢ₂が本来持つ性能を引き出せていない。

本発明は、このような事情に鑑みてなされたものであり、実用線材とするために必要な、長尺線材化，高Ｊｃ化を同時に達成することができるＭｇＢ₂超電導線材を提供することを課題とする。

本発明は、マグネシウムまたはマグネシウム合金と、ＭｇＢ_X（Ｘ＝４，７，１２）で表されるホウ化マグネシウムとを、熱処理を行うことにより反応させることを特徴とする超電導線の製造方法にある。特に、ＭｇＢ_Xを、マグネシウム或いはマグネシウム合金よりなるチューブに充填し、熱処理を行うことが好ましい。

本発明の超電導線材は、ＭｇＢ_X（Ｘ＝４，７，１２）で表されるホウ化マグネシウムが一部に含まれることを特徴とする。特に、ＭｇＢ_X（Ｘ＝４，７，１２）が中央部に芯状に残存し、かつその周囲にＭｇＢ₂が生成している形状であることが好ましい。

上記構成によれば、ＭｇＢ₂超電導線材の長尺線材化，高Ｊｃ化を同時に達成することができる。

ＭｇＢ₂超電導線材の作製プロセスを示すフロー図。 ＭｇＢ₂超電導線材の熱処理前後の断面変化を示す模式図。 ＭｇＢ₂超電導線材の臨界電流密度の磁場依存性を示す図。

２１世紀に入って、ニホウ化マグネシウム（ＭｇＢ₂）が３９Ｋで超電導を示すことが発見された（Nature ４１０，６３−６４（２００１年））。ニホウ化マグネシウム（ＭｇＢ₂）は、主に以下の特徴が知られている。
（１）臨界温度（以下、Ｔｃ）が３９Ｋと、従来の金属系超電導体と比べて２０Ｋ以上高い。
（２）上部臨界磁界（以下、Ｈｃ２）が２０Ｔ程度あるいはそれ以上と、従来の金属系超電導体より優れる。
（３）輸送臨界電流密度（以下、Ｊｃ）は、印加磁場中で１０００Ａ／mm²オーダーである。
（４）磁気異方性が小さく、結晶のａ軸，ｂ軸およびｃ軸のどの方向にも同様の電流を流すことができる。

このように、従来の金属系超電導体に比して、ＭｇＢ₂超電導体はＴｃ及びＨｃ２ともに高い超電導性を発現するため、臨界温度以下の環境においてＭｇＢ₂系超電導線材では高い超電導臨界電流密度が得られる。

超電導マグネットに適用すれば、クエンチ事故のない極めて安定したシステムを構築できる。具体的には、電流リード，送電ケーブル，大型マグネット，核磁気共鳴分析装置，医療用磁気共鳴診断装置，超電導電力貯蔵装置，磁気分離装置，磁場中単結晶引き上げ装置，冷凍機冷却超電導マグネット装置，超電導エネルギー貯蔵，超電導発電機，核融合炉用マグネット等の機器に適用される。

高性能な超電導線材を作製するために必要不可欠な項目として、特に以下の４項目が重要である。すなわち、
（１）超電導体と冶金的に反応しない金属シース材の選定
（２）最終形状に加工したときの超電導体充填密度の向上
（３）結晶粒同士の接合性の向上
（４）量子化された磁束線をトラップして、侵入した磁束線を動かないようにするピンニングセンタの導入
である。以上の項目を同時に実現することで、高い特性を有する超電導線材が得られる。

しかし、Ｊｃは、物質固有の値ではなく、線材コア部の構成や線材の製造方法にも大きく依存する。このため、従来の金属系超電導線材および酸化物系超電導線材に適用してきた製造方法だけでは、ＭｇＢ₂超電導線材のＪｃはあまり向上しないことが分かった。したがって、超電導材料によってそれぞれ最適化を行う必要があり、ＭｇＢ₂超電導体についても独自の検討が必要になった。

そこで、本発明者らは、課題を解決するＭｇＢ₂超電導線材の製造方法を鋭意検討した結果、課題を解決する手段を見出した。この手段を適用することにより、線材形状がどのような場合でも高いＪｃを持つ長尺線材が容易に製造可能となる。

すなわち、ＭｇとＭｇＢ_X（Ｘ＝４，７，１２）を出発原料にし、熱処理を行うことによって、ＭｇＢ₂を生成させたＭｇＢ₂超電導線材である。ＭｇＢ_X（Ｘ＝４，７，１２）を含む出発原料を、ＭｇあるいはＭｇ合金チューブに充填し、超電導化の熱処理後にＭｇＢ_X（Ｘ＝４，７，１２）を残存させる。超電導化の熱処理後の断面微細組織において、未反応のＢが存在しないことが好ましい。出発原料に少なくとも１重量％以上で、かつ５０重量％以下のＭｇＢ₂粉を混合してもよい。超電導化するための熱処理温度は、Ｍｇの融点である６５０℃よりも高く、ＭｇＢ₂の分解温度よりも低いことが好ましく、上限は１３００℃である。

このような方法で得られる超電導線材では、超電導化の熱処理後の断面微細組織において、ＭｇＢ_X（Ｘ＝４，７，１２）が中央部に芯状に残存し、かつその周囲にＭｇＢ₂が生成していることを特徴とする。そして、それらが線材の長手方向で連続的につながっていることを特徴とする。芯状に残存するＭｇＢ_X（Ｘ＝４，７，１２）は、ピンニングセンタとして寄与する。

このような構成によれば、実用線材とするために必要な高い超電導特性を有するＭｇＢ₂超電導線材が得られるようになる。液体ヘリウムによる冷却はもちろんのこと、液体水素，冷凍機伝導冷却等による冷却によっても機器の運転が可能となり、かつ高磁場領域においても高い超電導特性が得られる。

詳細に説述するために、図面により、作用及び各種態様について説明する。但し、本発明は、これらに限定されるものではない。

図１に超電導線材の作製方法の例をフロー図で示す。まず、原料となるＭｇＢ_Xを作製する。Ｍｇ粉とＢ粉を用いて、所定の原子モル比が１：４になるように秤量した後、両者を混合し、得られた混合粉を８００〜１２００℃の温度で熱処理する。この熱処理でＭｇとＢから構成されるＭｇＢ₄化合物が得られる。次に、得られたＭｇＢ₄化合物を用いて超電導線材を作製する。ＭｇＢ₄化合物を粉砕し、外周部に純Ｆｅ、内周部に純Ｍｇが配置されたＦｅ／Ｍｇ複合シース管に充填し、線材の直径で０.５〜２.０mmまで伸線加工を行った後、１９本に切り分ける。これを再度、Ｃｕ管に組み込んで、線材の直径で０.５〜１.２mmまで伸線加工した後、６５０〜９００℃で熱処理することにより超電導線材を得る。

上記の説明では、パイプ状の金属シース材に、粉末を充填して塑性加工を施すＰＩＴ法を用いて線材を作製した例としたが、粉末を成形した圧粉成形体をパイプ状の金属シース材に充填し、塑性加工を施すロッド・イン・チューブ法等を採用しても構わない。超電導体と金属シース材が熱的に反応し、Ｊｃが低下するおそれがあるので、超電導体と直接接する金属シース材には、超電導体と反応しない材料を選択するのが好ましい。

線材を縮径するために行う伸線加工には、ドローベンチ，静水圧押出，スエージャー，カセットローラーダイスあるいは溝ロールを用いることができ、１パス当たりの断面減少率が８〜１２％程度の伸線加工を繰り返し行う。また、曲げ特性の改善や超電導コア部の高密度化を行うために、上述のように必要に応じて多芯化を行う。多芯化に際しては、一般に、丸断面形状あるいは六角断面形状に伸線加工した線材を多芯用の金属パイプの中に組み込む。

このように作製した線材は、線材長手方向に連続的にＭｇＢ₂が形成される。その中心部にＭｇＢ₄が０.１〜３.０μｍ以下の平均径で残るようにさせてもよい。

図２は、熱処理前後の多芯のＭｇＢ₂線材の断面変化を表す模式図である。原料粉末として、ＭｇとＢを熱処理して合成したＭｇＢ₄化合物１を用いる。これをボールミル等により粉砕して平均粒径を１０μｍ以下にすると、反応性の点で有効である。ＭｇＢ₄粉末の充填時に生じるＦｅ／Ｍｇ管内（外周：Ｆｅ管２，内周：Ｍｇ管３）の空隙は、これを伸線加工していくにつれ次第に埋められ、粉末同士が密着し、空隙は低下していく。複数の伸線加工した線材をＣｕ管４に再度充填し、超電導フィラメント６を複数有する多芯線を形成する。この多芯線を最終径が直径０.５mmになるまで伸線加工すると、空隙率はおおむね１５％前後になる。

伸線加工後、所定の温度で熱処理すると、ＭｇがＭｇＢ₄側に拡散していき、ＭｇＢ₂超電導体５が形成される。シースのＭｇが拡散するため、熱処理によりシースの厚みは減少する。したがって、厚み減少分を考慮した断面設計が必要になる。

作製した線材は、目的に応じて２本以上複合させてスパイラル状に巻いたり、リード線状やケーブル線状に成形して利用することができる。上記の方法以外にも、ＭｇＢ_Xとマグネシウムを原料として使用し、たとえば、溶射法，ドクターブレード法，ディップコート法，スプレーパイロシス法あるいはジェリーロール法等により超電導体を作製しても、高い超電導特性を得ることができる。

以下に本発明を実施例によってさらに詳細に説明する。

平均粒径が４５μｍのマグネシウム粉末（Ｍｇ純度：９８％以上）と平均粒径が１μｍ以下のアモルファス状ホウ素粉末（Ｂ純度：９５％以上）を用い、ＭｇとＢが原子比で１：４となるように秤量し、遊星ボールミルを用いて、アルゴン雰囲気中で３時間混合した。本実施例及び以下の実施例において、混合時に使用した容器とボールの材質は全てＺｒＯ₂製である。得られた混合粉末を、ニオブ（Ｎｂ）シートで作製した容器内につめた後、Ｎｂ板で蓋をし、アルゴン雰囲気中において９７０℃で熱処理することにより、ＭｇＢ₄粉末を作製した。本実施例において、熱処理は０.１〜１Torrの減圧下で行った。Ｘ線回折強度からＭｇＢ₄生成率を算出したところ、約９８％であった。熱処理して得られたＭｇＢ₄粉末を遊星ボールミルにより、アルゴン雰囲気中で３０分粉砕した。

これと並行して、外径１５mm，内径１３mm，長さ６００mmの鉄（Ｆｅ）パイプと、外径１２mm，内径８mm，長さ６００mmのマグネシウム（Ｍｇ）パイプを組み合わせたＦｅ／Ｍｇ複合管を作製した。複合管の片端を封止した後、上述のＭｇＢ₄粉末を充填した。充填後、片端を封止したＦｅ／Ｍｇ複合管を１パス当たりの断面積減少率が８〜１２％の範囲内となるように伸線加工を繰り返し、線材の直径で２.０mmまで伸線加工した。加工中に焼鈍などは一切行わなくても全ての線材は無断線で加工することができた。加工した線材を１９本に切り分け、それらを、外径１４mm，内径１１mm，長さ３００mmの銅（Ｃｕ）パイプに組み込むことにより、多芯（１９芯）構造の線材とした。

さらにこれを１パス当たりの断面積減少率が８〜１２％の範囲内となるように伸線加工を繰り返し、線材の直径で１.２mmまで伸線加工した。加工した線材は、アルゴン雰囲気中において６７０℃で熱処理することにより、ＭｇＢ₂超電導線材とした。超電導化熱処理前後の線材をランダムに切断し、その断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて断面観察を行ったところ、シース材のＭｇがＭｇＢ₄粉末側に拡散し、ＭｇＢ₂が生成されていることがわかった。得られた線材のＴｃを測定した結果、３７〜３８Ｋであった。

断面内の未反応のＭｇＢ₄の芯部の径を調整し、線材の性能を確認した。６７０℃の熱処理温度で、時間を増減することにより、ＭｇＢ₄の径を制御した。作製した線材は、ＭｇＢ₄の芯部の径が０（芯なし）、０.２，０.５，１.０，３.０μｍの５種類である。径を０にするには５０時間，３.０μｍにするには５時間が必要であった。

その結果、図３のように断面内に残存する未反応のＭｇＢ₄の芯部の径（割合）により臨界電流（Ｉｃ）が変化することがわかった。すなわち、高磁場領域でのＩｃを向上させるには、断面内の中心に未反応のＭｇＢ₄を残存させることが望ましく、これを３.０μｍ以下にすることがさらに望ましい。さらに好ましくは、１μｍ以下のｎｍレベルまで細かくすると一層効果的である。径が３.０μｍ以上だと、線材断面コアに占めるＭｇＢ₄の割合が多くなり、結果的に超電導ＭｇＢ₂の割合が少なくなるため超電導性能が低下する。

また、図３のように、ＭｇＢ_Xを芯として残すほうがＩｃの磁場依存性が小さい。残存するＭｇＢ₄は線材の長手方向に連続的に形成されており、ピンニングセンタとして寄与していた。ＭｇＢ₄の径は３.０μｍ以下なら有効であるが、ＭｇＢ₄の粒径が細かい場合は、相対的にＭｇＢ₂の生成量が増加するので、図３のように、ＭｇＢ₂生成量分はＩｃが高くなる。なお、線材長手方向で連続的につながっていない場合（どこかで芯がゼロの箇所がある場合）には、Ｉｃの磁場依存性は芯の径がゼロの場合と同じになり、磁場中でのＩｃが低くなる。

一方で、ＭｇＢ₄をまったく残存させない場合には、低磁場領域でのＩｃは高くなるが、高磁場領域ではピンニングセンタがないため、Ｉｃの低下が大きいことがわかった。

後述のＭｇＢ₇あるいはＭｇＢ₁₂を用いた場合も同様であって、ＭｇとＭｇＢ_X（Ｘ＝４，７，１２）を出発原料にし、熱処理を行うことによって、超電導化の熱処理後にＭｇＢ_X（Ｘ＝４，７，１２）が中央部に芯状に残存し、その周囲にＭｇＢ₂が生成する断面微細組織にすることで、高いＩｃが得られるようになる。ＭｇＢ_X（Ｘ＝４，７，１２）は、ピンニングセンタとして寄与し、高磁場領域でのＩｃ特性の向上に寄与していることを明らかにした。さらに、残存するＭｇＢ_X（Ｘ＝４，７，１２）はｎｍサイズの粒径が長手方向に連続的につながっている断面にすると、Ｉｃ特性の観点で一層効果的である。

本実施例の線材の微細組織を詳細に調査した。その結果、線材の熱処理後の超電導コア部には、未反応のＢが一切存在しないことがわかった。従来のマグネシウムとホウ素の混合粉末からＭｇＢ₂を生成させるin-situ法では、未反応のホウ素が残存していた。ＭｇとＢとの距離が離れていて両者が拡散反応できない、あるいはＭｇの一部がＭｇＯになってしまい、ホウ素と反応してＭｇＢ₂を生成するだけのＭｇの供給量が不足する等の理由と推察される。このＭｇＢ₂超電導線材に残存するＢは、電流パスを遮断し、Ｉｃの低下を招く要因になるため好ましくない。本実施例では、ＭｇＢ_X（Ｘ＝４，７，１２）を生成する際に未反応Ｂが残存しない条件で熱処理を実施したため、未反応Ｂをなくすことが可能であったと思われる。未反応のホウ素が含まれないことは、本実施例の線材のＩｃが向上した理由のひとつと考えられる。

実施例１に記載した充填粉末をＭｇＢ₄でなく、ＭｇＢ₇あるいはＭｇＢ₁₂を用いた以外は、実施例１と全く同様にして線材を作製した。ＭｇＢ₇あるいはＭｇＢ₁₂を中央部に芯状に残存させ、その周囲にＭｇＢ₂が生成した線材となった。その結果、ＭｇＢ₇あるいはＭｇＢ₁₂を原料粉末として使用した場合であっても、超電導線の特性では、ほぼ同様の結果が得られた。

実施例１に記載したＭｇパイプをマグネシウム−リチウム（Ｍｇ−Ｌｉ）合金パイプに変えた以外は、実施例１と全く同様にして線材を作製した。Ｉｃは、Ｍｇパイプを用いた場合に比べて、約２０％低下した。具体的には、４.２Ｋ，１０Ｔ中でのＩｃは、Ｍｇパイプを用いた場合には３９Ａであったものが、Ｍｇ−Ｌｉ合金パイプを用いた場合には３１Ａに低下した。理由は、ＬｉとＢの化合物が形成されるためである。

しかしながら、多芯線材の加工性は著しく向上した。すなわち、Ｍｇパイプを用いた場合には、線材の直径が０.４mm以下になると断線が頻発しそれ以上の加工ができなくなったが、Ｍｇ−Ｌｉ合金パイプを用いた場合には、それが０.３mmまで加工しても断線が生じることはなかった。

したがって、マグネシウム合金よりなる合金パイプを適用することにより、超電導線材の製造時の加工性が大きく改善可能であった。

Ｌｉ以外にも、Ｍｇに重量で１５％以下のＡｌ，Ａｇ，Ａｕ，Ｓｎ，Ｚｎを含む合金パイプを適用することにより、同様に加工性が改善できる。

本実施例は、マグネシウム，ＭｇＢ₄の他、ＭｇＢ₂を原料粉末に加えて線材を作製した例を説明する。実施例１に記載した充填粉末にＭｇＢ₂を０〜９０％加えた以外は、実施例１と全く同様にして９種類の線材を作製した。表１にそれぞれの線材の４.２Ｋ，１０Ｔ中におけるＩｃ及び断面内の空隙率を示す。空隙率は、線材の横断面を撮像し、超電導体が存在するフィラメント部分を画像解析することで求めた。

Ｉｃは、ＭｇＢ₂の添加量が１重量％を超えると増加した。また、空隙率は、ＭｇＢ₂の添加量に伴って減少した。Ｍｇ＋ＭｇＢ₄→ＭｇＢ₂の反応を考えると、ＭｇＢ₂になるときに比重が増大するため、理論上１５％の空隙が生じる計算となる。ここに、ＭｇＢ₂を添加していれば、ＭｇＢ₂は熱処理前後に比重の変化がないことから、相対的に空隙率は小さくなる。しかしながら、表１に示すように、ＭｇＢ₂を初めから多量に添加しておくと、Ｉｃはむしろ低下することがわかった。Ｉｃ低下は、ＭｇＢ₂の添加量が５０重量％を超える領域から生じた。

したがって、Ｍｇ＋ＭｇＢ₄からＭｇＢ₂を生成させるほうが良質なＭｇＢ₂ができていることを示唆している。本実施例より、充填粉末のＭｇＢ₄に、１重量％以上５０重量％以下のＭｇＢ₂粉を含むことで、空隙率が小さく、かつＩｃが高いＭｇＢ₂超電導線材ができるようになることがわかった。

本実施例は、超電導線材の熱処理条件について検討した例である。実施例１と同様にして、１９芯を有する多芯化した線材を作製した。その後、超電導化するための熱処理温度を、Ｍｇの融点（６５０℃）に対して直下あるいは直上にして、かつその温度での保持時間を調整した。なお、熱処理はアルゴン雰囲気で行った。表２に熱処理条件（温度，時間）と、得られた超電導線材の４.２Ｋ，１０Ｔ中でのＩｃの関係を示す。

Ｍｇの融点である６５０℃よりも高くすることがＭｇＢ₂超電導線材のＩｃを高めるのに有効であり、８５０℃以下とすることが好ましい。

１ ＭｇＢ_X化合物
２ Ｆｅシース
３ マグネシウム
４ Ｃｕシース
５ ＭｇＢ₂超電導体
６ 超電導フィラメント

Claims (15)

1. マグネシウムと、ＭｇＢ_X（Ｘ＝４，７，１２）で表されるホウ化マグネシウムとを出発原料として用い、前記ホウ化マグネシウムをＭｇあるいはＭｇ合金よりなるチューブに充填する工程と、熱処理によりＭｇＢ₂を生成させる工程を有するＭｇＢ₂超電導線材の製造方法。
2. 請求項１に記載のＭｇＢ₂超電導線材の製造方法であって、
   前記熱処理の工程は、前記ＭｇＢ_X（Ｘ＝４，７，１２）で表されるホウ化マグネシウムの少なくとも一部を残留させることを特徴とする超電導線材の製造方法。
3. 請求項１に記載のＭｇＢ₂超電導線材の製造方法であって、
   前記出発原料としてＭｇＢ₂を含むことを特徴とする超電導線材の製造方法。
4. 請求項３に記載のＭｇＢ₂超電導線材の製造方法であって、
   前記出発原料に含まれるＭｇＢ₂は、１重量％以上５０重量％以下であることを特徴とする超電導線材の製造方法。
5. 請求項１に記載のＭｇＢ₂超電導線材の製造方法であって、
   前記熱処理の工程は、６５０℃以上の温度で行われることを特徴とする超電導線材の製造方法。
6. 請求項１に記載のＭｇＢ₂超電導線材の製造方法であって、
   前記充填する工程の後であって、熱処理の工程の前に、線材を伸線加工する工程を有することを特徴とする超電導線材の製造方法。
7. 請求項１に記載のＭｇＢ₂超電導線材の製造方法であって、
   前記充填する工程の後であって、熱処理の工程の前に、線材をシース材に組み込んで多芯化する工程を有することを特徴とする超電導線材の製造方法。
8. ＭｇＢ₂超電導線材であって、
   線材の断面の少なくとも一部にＭｇＢ_X（Ｘ＝４，７，１２）で表されるホウ化マグネシウムを有し、前記ＭｇＢ_Xで表されるホウ化マグネシウム部分の周囲にＭｇＢ₂を有することを特徴とするＭｇＢ₂超電導線材。
9. 請求項８に記載されたＭｇＢ₂超電導線材であって、
   前記ＭｇＢ_Xで表されるホウ化マグネシウム部分及び前記ＭｇＢ₂部分が線材の長手方向に連続的につながっていることを特徴とするＭｇＢ₂超電導線材。
10. 請求項８に記載されたＭｇＢ₂超電導線材であって、
    ホウ素単体を含まないことを特徴とするＭｇＢ₂超電導線材。
11. 請求項８に記載されたＭｇＢ₂超電導線材であって、
    前記ＭｇＢ₂部分の周囲にシース材を有することを特徴とするＭｇＢ₂超電導線材。
12. 請求項１１に記載されたＭｇＢ₂超電導線材であって、
    一のシース材中に、複数の超電導フィラメントを有することを特徴とするＭｇＢ₂超電導線材。
13. ＭｇＢｘ（Ｘ＝４，７，１２）で表されるホウ化マグネシウムと、
    前記ホウ化マグネシウムの外側に設けられたＭｇＢ ₂ と、
    前記ＭｇＢ ₂ の外側に設けられたＭｇと、
    前記Ｍｇの外側に設けられた金属シースと、を有する積層構造で構成するＭｇＢ ₂ 超電導線材。
14. 請求項１３に記載されたＭｇＢ ₂ 超電導線材であって、
    前記金属シースは、Ｍｇと異なる金属からなるシースであるＭｇＢ ₂ 超電導線材。
15. 請求項１３に記載されたＭｇＢ ₂ 超電導線材であって、
    前記金属シースは、ＦｅシースであるＭｇＢ ₂ 超電導線材。

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