JPH06283059A - Ｎｂ３ Ａｌ極細多芯超電導線材の製造法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 （修正有） 【目的】高磁界特性と耐歪特性に優れたＮｂ₃ Ａｌ超電
導材料により、その特長を失わせることなく、安定性、
交流特性ともに優れた極細多芯構造の長尺超電導線材を
製造する。 【構成】２〜１５at％Ｍｇ，２〜１０at％Ｚｎ，２〜１
０at％Ｌｉ，１〜８at％Ａｇまたは0.1 〜７at％Ｃｕの
１種以上を含むアルミニウム合金とニオブの複合体を作
製し、この複合体をアルミニウム合金の厚みが１０μｍ
以下となるまで冷間伸線加工し、次いで、この複合線を
移動させながら通電加熱により1500℃以上の温度で５秒
以下の熱処理を行い、液体金属中に導き、急冷し、Ｎｂ
−Ａｌ過飽和固溶合金フィラメントがニオブマトリック
ス中に配置された複合線とした後に、650〜950 ℃で追
加熱処理し、Ｎｂ−Ａｌ過飽和固溶合金フィラメントを
Ａ１５相化合物フィラメントに変態させてＮｂ₃ Ａｌ極
細多芯超電導線材とする。また、２〜８at％Ｓｉまたは
２〜２５at％Ｇｅの１種以上をアルミニウム合金に添加
する。

Description

【発明の詳細な説明】

【産業上の利用分野】この発明は、Ｎｂ₃ Ａｌ極細多芯
超電導線材の製造法に関するものである。さらに詳しく
は、この発明は、高磁界特性と耐歪特性に優れたＮｂ₃
Ａｌ超電導材料により、その特長を失わせることなく、
安定性、交流特性ともに優れた極細多芯構造の超電導線
材を製造することのできるＮｂ₃ Ａｌ極細多芯超電導線
材の製造法に関するものである。

【従来の技術とその課題】現在、高磁界用の超電導導体
としてＮｂ₃ Ｓｎ，Ｖ₃ Ｇａ極細多芯線材が、低磁界用
としてＮｂ−Ｔｉ極細多芯線材が、また、交流用として
Ｎｂ−Ｔｉ超極細多芯線材がそれぞれ実用化されてい
る。一方、Ｎｂ₃ Ａｌは、Ｎｂ₃ ＳｎやＶ₃ Ｇａに比べ
臨界温度と上部臨界磁界が高く、有望な高磁界用超電導
材料として注目されているものである。このＮｂ₃Ａｌ
については、ニオブとアルミニウムの粉末を混合プレス
した後、伸線加工して熱処理する粉末冶金法や、ニオブ
箔とアルミ箔を重ね合わせ、巻き込んだ複合体を伸線加
工し熱処理するジェリーロール法などの実験室レベルの
手法により作製された短尺線材が優れた特性を有すると
報告されているが、原料粉末あるいは原料箔材の表面か
らの酸化問題を完全に解決することが難しく、長尺の線
材としては未だ実用化されるまでに至ってはいない。こ
れに対し、この発明の発明者らは、先に、Ｎｂとこれと
加工硬化特性を類似させたＡｌ合金を複合し、伸線加工
と再複合を繰り返すことによりＮｂ／Ａｌ合金複合超極
細多芯線材を作製し、これを1000℃以下の比較的低い温
度で熱処理し、相互拡散反応させて長尺のＮｂ₃ Ａｌ超
電導線材を製造する方法を提案している。しかしなが
ら、この方法を用いて製造したＮｂ₃ Ａｌ超電導線材に
ついては、結晶粒は細かいが、化学量論組成からずれた
組成のＮｂ₃ Ａｌが生成してしまい、Ｊ_C は高くなるも
のの、Ｔ_C とＨ_C2が若干低くなるという欠点がある。こ
の線材を1500℃以上の高温で熱処理すると、結晶粒は粗
くなるが化学量論組成に近いＮｂ₃ Ａｌが生成し、Ｔ_C
とＨ_C2は高くなるが、その一方でＪ_C は低くなってしま
う。また、高温でのみ安定なＮｂ−Ａｌ過飽和固溶ｂｃ
ｃ合金を高温熱処理後急冷することにより擬安定状態で
生成させ、これを低温で熱処理し、細かい結晶粒で化学
量論組成に近いＮｂ₃ Ａｌを析出させて、Ｔ_C ，Ｈ_C2と
ともにＪ_C も高い線材を製造する方法がこれまでに検討
されてきてもいる。たとえば、IEEE Transactions on M
agnetics, Vol. MAG-13, No.1, January 1977 には、ニ
オブチューブに純アルミニウム棒を挿入した複合線を通
電加熱により高温で熱処理し、次いで通電を切り、ヘリ
ウムガスジェットを線材に吹き付けて急冷する方法が開
示されており、過飽和ｂｃｃ固溶体が生成し、さらに低
温熱処理することでＮｂ₃ Ａｌ短尺線が得られると報告
されている。同様に、米国特許第4,088,512 号公報に
は、Ｎｂ／Ａｌ複合単芯線を通電加熱し、ヘリウムガス
ジェットで連続的に急冷し、低温で追加熱処理するＮｂ
₃ Ａｌ線材の製造法が開示されている。しかしながら、
この方法によって連続的に長尺のＮｂ₃ Ａｌ線材を作製
することができたという報告はこれまでになされてはい
ない。これは、使用している複合線のＡｌ芯径が100 μ
ｍ程度と太すぎるため、熱処理に時間がかかり過ぎ、線
材をゆっくりとしか移動させることができず、連続的に
急冷することが実際には不可能であったためと考えられ
る。また、細いＡｌ芯径のＮｂ／Ａｌ複合体を実現する
には、Ａｌの硬度がＮｂの硬度に比べ柔らか過ぎ、加工
時に異常変形し、１０μｍ以下に加工するのが不可能で
あったこともその一因と考えられる。この発明は、以上
の通りの事情に鑑みてなされたものであり、従来方法の
欠点を解消し、高Ｊ_C ，高Ｈ_C2および高Ｔ_C 特性を合わ
せ持つ、実用に有用な極細多芯形状の長尺Ｎｂ₃ Ａｌ超
電導線材を得ることのできる、新しい製造法を提供する
ことを目的としている。

【課題を解決するための手段】この発明は、上記の課題
を解決するために、２〜１５at％Ｍｇ，２〜１０at％Ｚ
ｎ，２〜１０at％Ｌｉ，１〜８at％Ａｇまたは0.1 〜７
at％Ｃｕの１種以上を含むアルミニウム合金とニオブの
複合体を作製し、この複合体をアルミニウム合金の厚み
が１０μｍ以下となるまで冷間伸線加工し、次いで、こ
の複合線を移動させながら通電加熱により1500℃以上の
温度で５秒以下の熱処理を行い、液体金属中に導き、急
冷し、Ｎｂ−Ａｌ過飽和固溶合金フィラメントがニオブ
マトリックス中に配置された複合線とした後に、650 〜
950 ℃で追加熱処理し、Ｎｂ−Ａｌ過飽和固溶合金フィ
ラメントをＡ１５相化合物フィラメントに変態させて極
細多芯超電導線材とすることを特徴とするＮｂ₃ Ａｌ極
細多芯超電導線材の製造法を提供する。またこの発明
は、アルミニウムまたは上記のアルミニウム合金に２〜
８at％Ｓｉまたは２〜２５at％Ｇｅの１種以上を添加し
たインゴットを作製し、350 〜450 ℃で１〜３０時間熱
処理した後に冷間加工したアルミニウム合金とニオブか
ら複合体を作製するＮｂ₃ Ａｌ極細多芯超電導線材の製
造法を提供するものでもある。前述したように、純アル
ミニウム（Ａｌ）とニオブ（Ｎｂ）の複合体では複合加
工性が劣るので、複合体のＡｌ芯径（厚み）を１０μｍ
以下にすることができない。そこで、Ａｌを合金化し、
加工硬化特性をＮｂに類似させることが考えられるが、
この場合、添加する成分にはＡｌの硬度を適度に増加さ
せること、そしてＮｂ₃ Ａｌの超電導特性を劣化させな
いことが要求される。これを満足させるために、この発
明では、２〜１５at％Ｍｇ，２〜１０at％Ｚｎ，２〜１
０at％Ｌｉ，１〜８at％Ａｇまたは0.1 〜７at％Ｃｕの
１種以上をＡｌに添加する。この微量のＭｇ，Ｚｎ，Ｌ
ｉ，ＡｇまたはＣｕの１種以上を添加したＡｌ合金は、
Ｎｂと加工硬化特性が類似し、Ｎｂとの複合加工性が大
幅に向上する。このため、簡単に１０μｍ以下のＡｌ合
金芯径を持つＮｂ／Ａｌ複合線を作製することができ
る。しかも、添加元素は、生成するＮｂ₃ Ａｌの超電導
特性をほとんど劣化させない。また、２〜８at％Ｓｉま
たは２〜２５at％Ｇｅの１種以上をＡｌまたは上記のＡ
ｌ合金に添加することも有効である。この場合には、特
にＮｂ₃ Ａｌの超電導特性が改善される。このＳｉまた
はＧｅの添加についてはこれまでにも知られているが、
ＳｉやＧｅの添加はＡｌとＮｂの塑性加工性を著しく阻
害するため、長尺のＮｂ₃ Ａｌ線に実際に試みた例はき
わめて少ない。この発明では、ＳｉまたはＧｅを添加し
たＡｌ合金インゴットを、一旦、融点直下の温度350 〜
450 ℃で１〜３０時間熱処理し、インゴット中のＳｉも
しくはＧｅの析出粒子を球状化させる。このようにする
と、この合金に塑性加工性を持たせることができる。こ
の合金を用いて製造したＮｂ₃ Ａｌ極細多芯線は、他の
合金を使った場合よりも優れた超電導特性を示す。一
方、上記の添加元素がその組成範囲から外れると複合加
工は難しくなる。この発明におけるＡｌ合金芯の熱処理
直前の芯径（厚み）は、１０μｍ以下であることが必要
不可欠であり、望ましくは５μｍ以下とする。１０μｍ
以上の大きさになると、急冷がうまく行われず、均一な
Ｎｂ−Ａｌ過飽和固溶体が生成しにくくなるばかりでな
く、Ａｌ合金芯とＮｂマトリックスの間の拡散反応に時
間がかかる等の問題が生ずる。拡散反応を充分に行わせ
るためには熱処理時間を長くすればよいが、この場合に
は、Ｎｂ−Ａｌ過飽和固溶体層以外の化合物相層までも
が拡散生成し、線材がもろくなり、取扱が難しくなると
いう問題がある。このように、Ａｌ合金芯の厚みを１０
μｍ以上にすると、Ｎｂ₃ Ａｌ極細多芯線の超電導特性
と機械的特性が低下する。また、通電熱処理は５秒以下
で行う。たとえば典型的な例として、線材移動速度を１
ｍ／sec に、電極間距離を１０ｃｍとすると、この時の
熱処理時間は0.1秒とすることができる。電極間距離を
あまり長くすると、高温熱処理によって発生する線材の
高温伸びが著しくなり、たるみとなって線材を移動させ
るリールから外れやすくなる。従って、電極間距離を長
くし、長尺線を連続的に熱処理するためには、そのたる
みを吸収する機械的機構が必要となる。しかしながら、
実際には、1900℃付近の高温で熱処理を行うため、線材
は極めて柔らかくなり、強い引張力をかけることは不可
能で、吸収機構の実現は極めて難しい。一方、１０ｃｍ
程度に電極間距離を短くするとそのような特別のたるみ
吸収機構は必要ない。このように、電極間距離には制約
があるので、熱処理を充分に行うために線材移動速度を
遅くすることが考えられもするが、たとえば線材移動速
度を0.02ｍ／sec まで落とすと熱処理時間は５秒とする
ことはできるものの、冷却速度は５０分の１にもなるた
め、急冷条件が満足せず、準安定相の過飽和ｂｃｃ固溶
相が生成しにくくなり、特性の良好な超電導線材は得ら
れない。また、熱処理時間を５秒以上長くすると、Ｎｂ
マトリックス中にＡｌ原子が拡散し、Ｎｂマトリックス
中へ低濃度で固溶するＡｌが多くなるため、不必要な低
濃度固溶体が生成され、しかもＡｌが無駄に使用される
ことにもなるため、線材中のＮｂ₃ Ａｌ生成量が少なく
なり、線材の断面積当りのＪ_C が低下する。超電導特性
の良い線材を得ることはできない。通電熱処理の温度は
1500℃以上とし、1700〜2000℃程度の時が特性が最良と
なる。通電加熱後の急冷は、溶融金属中への焼入れによ
って行う。水焼入れ、油焼入れ、あるいは液体窒素中へ
の焼入れでは、充分な冷却速度を得ることはできない。
また、急冷操作がヘリウム等の低温ガス噴射による場合
よりも簡便である。溶融金属の種類については特に制限
はないが、室温近くに融点を持ち、あまり活性でない金
属または合金が望ましい。たとえばＧａ，Ｈｇ，Ｉｎ，
ローゼ合金（Ｂｉ−Ｐｂ−Ｓｎ合金）、ウッド合金（Ｂ
ｉ−Ｐｂ−Ｓｎ−Ｃｄ合金）等が例示される。熱処理し
た複合線にはＮｂ−Ａｌ過飽和固溶体が充分に生成す
る。このＮｂ−Ａｌ過飽和固溶体には塑性加工性がある
ので、たとえば安定化材としてのＣｕと複合する場合に
好適となる。Ｃｕを複合する方法としては、たとえばＮ
ｂ／Ａｌ複合線の表面にＣｕをメッキなどにより被覆し
たり、Ｃｕ線の周りに多数本の複合線を網組してかぶせ
ることなどが例示される。特に制限はない。このように
Ｃｕを安定化材として用いるのは、Ｎｂマトリックスが
Ｃｕと拡散反応しにくいという利点を利用したものであ
る。この発明においては、最終的に650 〜950 ℃の温度
で追加熱処理することにより、Ｎｂ−Ａｌｂｃｃ固溶体
フィラメントを細かい結晶粒のＡ１５相化合物フィラメ
ントに変態させる。この追加熱処理温度を950 ℃以上と
すると、Ｎｂ₃ Ａｌの結晶秩序度が悪くなり、結晶粒も
粗くなるため、超電導特性が劣化する。Ｎｂ₃ Ａｌ極細
多芯超電導線材を製造する場合には、たとえば図１に示
したように、Ａｌ合金棒（１）をＮｂパイプ（２）には
め込み複合加工し、単芯複合線（３）を作製し、この単
芯複合線（３）を多数本束ねてＮｂパイプ（４）中に詰
め込み再複合してＮｂ／Ａｌ極細多芯線とすることがで
きる。より細いＡｌ合金芯径を得るためには、さらに束
ねてＮｂパイプ（４）中に再々複合することもできる。
この複合線材を図２に示した装置において、連続通電熱
処理および連続急冷処理を行う。装置中の液体Ｇａ浴槽
（５）は、通電電極の役割とともに急冷のための冷媒の
役割を兼ねている。Ｎｂ／Ａｌ極細多芯複合線（６）
は、連続的に移動しながら通電加熱により急激に加熱さ
れ、液体Ｇａ浴槽（５）電極の直前で1700〜2000℃程度
の最高温度に達する。その直後、低温の液体Ｇａ浴槽
（５）中に浸され、急冷される。なお、線材中のＮｂマ
トリックスはＮｂ−Ａｌ過飽和固溶体生成のためのＮｂ
供給源の役割とともに、通電熱処理時に極細多芯線材構
造を保つ役割を担っている。通電熱処理後の複合線材に
は、Ｎｂマトリックス中に極細多芯形状のＮｂ−Ａｌ過
飽和ｂｃｃ固溶体フィラメントが形成する。この状態で
は、Ａ１５型化合物Ｎｂ₃ Ａｌはほとんど生成しておら
ず、線材はある程度の塑性加工性を有する。この状態で
Ｃｕメッキ、あるいはＣｕとの複合加工等で電気電導度
に優れたＣｕを複合することによって安定化することも
できる。そして、複合線材をそのまま、あるいは安定化
材としてのＣｕと複合後、650 〜950 ℃で追加熱処理
し、Ｎｂ−Ａｌ過飽和ｂｃｃ固溶体フィラメントをＡ１
５型Ｎｂ₃ Ａｌフィラメントに変態させる。このように
して作製したＮｂ₃ Ａｌ線材は化学量論組成に近い組成
比を持ち、結晶粒径が小さく、金属組織が微細なため、
優れた超電導特性を示す。高磁界中の臨界電流密度も大
きな値となる。より高磁界の発生が超電導マグネットで
可能となる。また、この発明では、加工途中の中間焼鈍
なしで芯径１μｍ以下のＮｂ₃ Ａｌフィラメントを線材
中に多量に生成させることもでき、線材の交流損失が極
めて小さくなり、商用周波数の交流に使用することが可
能となる。さらに、安定化材としてのＣｕの体積比率を
自由に変えることも可能で、各種応用に最も適した安定
度の線材を供給することができる。現在、唯一実用化さ
れているＮｂ−Ｔｉ交流線材の臨界温度は９Ｋであり、
4.2 Ｋの液体ヘリウム中で使用すると、温度マージンは
わずか4.8 Ｋしかない。一方、Ｎｂ₃ Ａｌ超電導線材の
Ｔ_C は１６〜１９Ｋであり、温度マージンは１０Ｋ以上
取ることができる。このような大きな温度マージンを持
つ線材は交流用にも有利となる。ＮＭＲ−分析装置用高
磁界マグネット、核融合炉、エネルギー貯蔵、電磁推進
船、超電導発電機、超電導変圧器、磁気レンズ等に用い
られる強磁界用および交流用超電導マグネット用の線材
として使用することができる。以下実施例を示し、さら
に詳しくこの発明について説明する。

【実施例】実施例１ 図１に例示した手順に従って、まず、外径７mmの純Ａ
ｌ，Ａｌ−２at％Ｍｇ，Ａｌ−６at％Ｍｇ，Ａｌ−１０
at％ＭｇおよびＡｌ−１５at％Ｍｇの丸棒を、それぞ
れ、外径１４mm，内径７mmのＮｂパイプ中に挿入し複合
体を作製し、冷間伸線加工により外径1.14mmの複合線に
加工した。この単芯複合線を121 本束ね、外径２０mm，
内径１４mmのＮｂパイプ中に挿入し複合体を作製し、冷
間伸線加工により外径1.14mmの121 芯複合線に加工し
た。この121 芯複合線をさらに121 本束ねて、外径２０
mm，内径１４mmのＮｂパイプ中に挿入した複合体を作製
し、冷間伸線加工により外径２mm，１mm，0.7mm および
0.35mmの121 ×121 芯複合線に加工した。なお、これら
の複合線のＡｌ合金芯径は、それぞれ４μｍ，２μｍ，
1.4 μｍ，0.7 μｍとした。以上において、一部の121
芯複合線については、１９本束ね、外径8.3mm ，内径5.
8mm のＮｂパイプに挿入し伸線加工を行い、外径３mm，
１mm，0.7mm および0.35mmの１９×121 芯複合線（Ａｌ
合金芯径は、それぞれ１４μｍ，4.8 μｍ，3.4 μｍ，
1.7 μｍ）に加工した。また、121 芯の複合線の一部
は、さらに外径0.7mm および0.35mm( Ａｌ合金フィラメ
ント芯径は、それぞれ２４μｍ，１２μｍ）にまで伸線
加工した。図２に例示した装置において、これらの複合
線材を真空中で移動させながら通電加熱し、液体Ｇａ浴
に通過させ連続的に急冷した。このＧａ浴は、通電加熱
の集電電極を兼用し、電極間距離は１０ｃｍとした。次
いで、このままの状態の線材と、600 〜1000℃で追加熱
処理した線材の超電導臨界温度Ｔ_C および臨界電流密度
Ｊ_C を測定した。その結果は表１に示した通りであっ
た。なお、光温度計による温度計測によると、通電加熱
時の線材温度はＧａ浴直前で最高温となる。その温度が
1500℃以上の場合に、最終的に優れた超電導特性が得ら
れた。最良の特性は1700〜2000℃の場合に得られた。

【表１】 芯材に純Ａｌを使った線材では、Ａｌフィラメント芯径
が３０μｍ以下になると、芯の形状が崩れ、加工がうま
くいかなかった。一方、Ａｌ−２at％ＭｇおよびＡｌ−
１５at％Ｍｇ合金を使用した線材の場合には、芯径１μ
ｍ程度までの加工は可能であったが、それ以下の芯径で
は異常変形し、断線するものもあった。Ａｌ−６at％Ｍ
ｇおよびＡｌ−１０at％Ｍｇ合金を使用した線材の場合
には、芯径１μｍ以下の超極細多芯線の作製が可能であ
った。Ｔ_C の測定は抵抗法で行った。追加熱処理をしな
い線材の場合には、主にＮｂのＴ_C （〜９Ｋ）に類似し
たＴ_C しか示さず、２Ｔ以上の磁界中でのＪ_C （4.2
Ｋ）は零であった。650 〜950 ℃で追加熱処理した線材
の場合には、１３Ｋ以上、多くは１６Ｋ以上の高いＴ_C
が得られた。Ｊ_C （4.2 Ｋ，１５Ｔ）は芯径に強く依存
し、芯径が１０μｍ以下の時に１×１０⁴ Ａ／cm² 以上
の高い値となった。実施例２ 実施例１と同様にして、Ａｌ−６at％Ｍｇ合金芯材を使
った121 ×121 芯複合線材（外径0.7mm ，Ａｌ合金フィ
ラメント芯径1.4 μｍ）を作製し、これを線材移動速度
を変えることにより300 Ａ×0.05sec ，150 Ａ×0.1se
c，５０Ａ×0.3sec，１８Ａ×１sec ，１５Ａ×１sec
，９Ａ×２sec ，８Ａ×２sec ，５Ａ×４sec ，４Ａ
×４sec ，３Ａ×６sec および２．５Ａ×６sec の通電
加熱および急冷処理を行った。そして、850 ℃×２ｈｒ
の追加熱処理を加えた後に、Ｔ_C およびＪ_C を測定し
た。その結果は表２に示した通りであった。

【表２】 優れた超電導特性は、いずれれも４秒以下の通電熱処理
の場合にのみ得られた。また、150 Ａ×0.1secで通電加
熱した試料を種々の条件で追加熱処理した。その熱処理
条件とＴ_C の関係を示したのが図３である。最適時間は
異なるものの、650 〜950 ℃の追加熱処理温度で良好な
Ｔ_C が得られた。実施例３ 外径７mmのＡｌ−0.05at％Ｃｕ，Ａｌ−0.1 at％Ｃ
ｕ，Ａｌ−２at％Ｃｕ，Ａｌ−５at％Ｃｕ，Ａｌ−８at
％Ｃｕ，Ａｌ−１at％Ｚｎ，Ａｌ−２at％Ｚｎ，Ａｌ−
４at％Ｚｎ，Ａｌ−８at％Ｚｎ，Ａｌ−１２at％Ｚｎ，
Ａｌ−１at％Ｌｉ，Ａｌ−２at％Ｌｉ，Ａｌ−４at％Ｌ
ｉ，Ａｌ−８at％Ｌｉ，Ａｌ−１２at％Ｌｉ，Ａｌ−１
at％Ａｇ，Ａｌ−２at％Ａｇ，Ａｌ−４at％Ａｇ，Ａｌ
−８at％ＡｇおよびＡｌ−１２at％Ａｇの合金丸棒を用
い、実施例１と同様にして複合および加工を繰り返し、
121 ×121 本のＡｌ合金芯を持つ外径0.7mm の複合線材
（Ａｌ合金芯径1.4 μｍ）を作製した。なお、Ａｌ−0.
05 at ％Ｃｕ，Ａｌ−８at％Ｃｕ，Ａｌ−１at％Ｚｎ，
Ａｌ−１２at％Ｚｎ，Ａｌ−１at％Ｌｉ，Ａｌ−１２at
％Ｌｉ，Ａｌ−１at％ＡｇおよびＡｌ−１２at％Ａｇ合
金を芯材に使用した線材の場合には、Ａｌ合金フィラメ
ント芯径が１５μｍ以下になると異常変形を起こし、多
芯線構造が保てなくなり、場合によっては伸線加工時に
断線し、それ以上の加工は不可能となった。 加工でき
た複合線を150 Ａ×0.1secの条件で通電加熱および急冷
処理を行い、次いで850 ℃×２ｈｒの追加熱処理を加え
た。得られた線材についてＴ_C とＪ_C を測定した。その
結果は表３に示した通りであった。

【表３】 良好な超電導特性が得られた。実施例４ 外径７mmのＡｌ−２at％Ｍｇ−２at％Ｃｕ−２at％Ｌｉ
−２at％ＡｇおよびＡｌ−３at％Ｍｇ−３at％Ｃｕ−３
at％Ｌｉ−３at％Ａｇ合金の丸棒を、それぞれ、外径１
４mm，内径７mmのＮｂパイプ中に挿入し複合体を作製
し、冷間伸線加工により外径1.14mmの複合線に加工し
た。この単芯複合線を121 本束ね、外径２０mm，内径１
４mmのＮｂパイプ中に挿入し複合体を作製し、冷間伸線
加工により外径1.14mmの121 芯複合線に加工した。この
121 芯複合線をさらに121 本束ね、外径２０mm，内径１
４mmのＮｂパイプ中に挿入した複合体を作製し、冷間伸
線加工により外径0.7mm の121 ×121 芯複合線（Ａｌ合
金フィラメント芯径1.4 μｍ）に加工した。この複合線
材を実施例１と同様にして連続的に通電加熱し、急冷し
た。この線材をさらに600 〜1000℃で追加熱処理した線
材の超電導臨界温度Ｔ_C と臨界電流密度Ｊ_C を測定し
た。追加熱処理をしない場合には、主にＮｂのＴ_C （〜
９Ｋ）と一致するＴ_C しか示さなかったが、650 〜950
℃で追加熱処理した線材については１６Ｋ以上の高いＴ
_C が得られた。Ｊ_C （4.2 Ｋ，１５Ｔ）も実施例１と類
似した６×１０⁴ Ａ／cm² 以上の優れた特性が得られ
た。実施例５ Ａｌ−１at％Ｇｅ，Ａｌ−２at％Ｇｅ，Ａｌ−１０at％
Ｇｅ，Ａｌ−２５at％Ｇｅ，Ａｌ−２８at％Ｇｅ，Ａｌ
−１at％Ｓｉ，Ａｌ−２at％Ｓｉ，Ａｌ−６at％Ｓｉ，
Ａｌ−８at％ＳｉおよびＡｌ−１０at％Ｓｉ合金インゴ
ットを、それぞれ、タンマン溶解炉で作製し、冷間加工
した。Ａｌ−１at％ＧｅとＡｌ−１at％Ｓｉは直接冷間
加工できたが、その他の合金インゴットは割れが生じ、
冷間加工することができなかった。この冷間加工できな
かった合金を、Ａｌ−Ｇｅ合金については350 ℃で６時
間、Ａｌ−Ｓｉ合金については450 ℃で６時間熱処理す
ると、Ａｌ−２８at％ＧｅおよびＡｌ−１０at％Ｓｉ合
金を除いて冷間加工できるようになった。ただし、Ａｌ
−２５at％ＧｅおよびＡｌ−８at％Ｓｉ合金は冷間加工
性が良くなかったため、加工度１０％の段階でさらに６
時間の熱処理を加えた。このような熱処理により合金中
のＧｅまたはＳｉ析出相が球状化し、Ａｌ−２８at％Ｇ
ｅとＡｌ−１０at％Ｓｉ合金を除く全ての合金インゴッ
トが冷間加工可能となった。冷間加工により作製した外
径７mmのＡｌ−ＧｅおよびＡｌ−Ｓｉ合金丸棒を、それ
ぞれ、外径１４mm，内径７mmのＮｂパイプ中に挿入し複
合体を作製し、冷間伸線加工により外径1.14mmの複合線
に加工した。この単芯複合線を121 本束ね、外径２０m
m，内径１４mmのＮｂパイプ中に挿入し複合体を作製
し、冷間伸線加工により外径1.14mmの121 芯複合線に加
工した。この121 芯複合線をさらに121 本束ね、外径２
０mm，内径１４mmのＮｂパイプ中に挿入した複合体を作
製し、冷間伸線加工により外径0.7mm の121 ×121 芯複
合線（Ａｌ合金フィラメント芯径1.4 μｍ）に加工し
た。Ａｌ−１at％ＧｅおよびＡｌ−１at％Ｓｉを芯材と
した線材の場合には、Ａｌ合金芯径が１５μｍ以下にな
ると異常変形を起こし、多芯線構造が保てなくなり、場
合によっては伸線加工時に断線し、それ以上の伸線加工
は不可能となった。その他の組成のＡｌ合金を使用した
線材の場合には、Ａｌ合金芯径が1.4 μｍ程度までは多
芯構造を保ったまま伸線加工を行うことが可能であっ
た。一方、１μｍ以下の芯径となると異常変形を起こ
し、多芯線構造が保てなくなり、場合によっては伸線加
工時に断線し、それ以上の伸線加工は不可能となった。
これらの複合線材を実施例１と同様にして連続的に通電
加熱および急冷処理を行った。その後、さらに600 〜10
00℃で追加熱処理し、得られた線材について超電導臨界
温度Ｔ_C および臨界電流密度Ｊ_C を測定した。追加熱処
理をしない場合には、主にニオブのＴ_C （〜９Ｋ）と同
程度のＴ_C しか示さなかったが、650 〜950 ℃の追加熱
処理を行ったものは17.5 Ｋ以上の比較的高いＴ_C を示
した。Ｊ_C （4.2 Ｋ，１５Ｔ）も実施例１より若干高い
８×１０⁴ Ａ／cm² 以上の優れた特性が得られた。これ
は、ＧｅまたはＳｉ添加効果によって超電導特性が向上
したためと考えられる。実施例６ Ａｌ−１０at％Ｇｅ−２at％Ｍｇ−２at％Ｚｎ−２at％
Ｌｉ−２at％Ａｇ−２at％Ｃｕ合金およびＡｌ−６at％
Ｓｉ−２at％Ｍｇ−２at％Ｚｎ−２at％Ｌｉ−２at％Ａ
ｇ−２at％Ｃｕ合金をタンマン溶解により作製した。こ
の合金は冷間加工性はないが、前者の合金では350 ℃で
６時間、後者の合金では450 ℃で６時間熱処理すると、
析出物の球状化が起こり冷間加工できるようになった。
このＡｌ合金を用い、実施例４と同様にしてＮｂとの複
合線を作製した。この複合線は実施例５に示したＡｌ−
Ｇｅ合金，Ａｌ−Ｓｉ合金を使った複合線より複合加工
性が優れており、Ａｌ合金芯径が0.4 μｍ程度でも極細
多芯形状を保ったまま、伸線加工することが可能であっ
た。これらの複合線材を実施例１と同様にして連続的に
通電加熱および急冷処理を行った。そして、600 〜1000
℃で追加熱処理し、得られた線材について超電導臨界温
度Ｔ_C と臨界電流密度Ｊ_C を測定した。得られた超電導
特性は、実施例５に示した線材の特性と同程度であった
が、この線材に用いた合金の方が実施例５に示した合金
より複合加工性が優れているため、実用上有望であると
考えられる。もちろんこの発明は以上の例によって限定
されることはない。細部については様々な態様が可能で
あることはいうまでもない。

【発明の効果】以上に詳しく述べたように、この発明に
より、化学量論組成に近い組成のＮｂ₃ Ａｌ（Ｔ_C およ
びＨ_C2が高い）で、細かい結晶粒径を持つ（Ｊ_C が高
い）極細多芯形状（安定度が高く、交流損失が少ない）
の長尺線材を連続的に製造することが可能となる。この
ような超電導線材は、ＮＭＲ−分析装置用高磁界マグネ
ット、核融合炉、エネルギー貯蔵、電磁推進船、超電導
発電機、超電導変圧器、磁気レンズ等に用いられる強磁
界用および交流用超電導マグネット用の線材に有効とな
る。

【図面の簡単な説明】

【図１】この発明のＮｂ₃ Ａｌ極細多芯超電導線材の製
造工程を例示したフローチャートである。

【図２】この発明に用いることのできる装置構成を例示
した断面図である。

【図３】組成Ａｌ−６at％Ｍｇ，芯径１．４μｍの芯材
を用いて製造したＮｂ₃ Ａｌ極細多芯超電導線材の追加
熱処理温度によるＴ_c の変化を示した相関図である。

【符号の説明】

１ Ａｌ合金棒 ２ Ｎｂパイプ ３ 単芯複合線 ４ Ｎｂパイプ ５ 液体Ｇａ浴槽 ６ Ｎｂ／Ａｌ極細多芯複合線

─────────────────────────────────────────────────────

【手続補正書】

【提出日】平成６年２月１７日

【手続補正１】

【補正対象書類名】図面

【補正対象項目名】全図

【補正方法】変更

【補正内容】

【図１】

【図２】

【図３】

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 小菅 通雄 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筑波支所内

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 ２〜１５at％Ｍｇ，２〜１０at％Ｚｎ，
   ２〜１０at％Ｌｉ，１〜８at％Ａｇまたは0.1 〜７at％
   Ｃｕの１種以上を含むアルミニウム合金とニオブの複合
   体を作製し、この複合体をアルミニウム合金の厚みが１
   ０μｍ以下となるまで冷間伸線加工し、次いで、この複
   合線を移動させながら通電加熱により1500℃以上の温度
   で５秒以下の熱処理を行い、液体金属中に導き、急冷
   し、Ｎｂ−Ａｌ過飽和固溶合金フィラメントがニオブマ
   トリックス中に配置された複合線とした後に、650 〜95
   0 ℃で追加熱処理し、Ｎｂ−Ａｌ過飽和固溶合金フィラ
   メントをＡ１５相化合物フィラメントに変態させて極細
   多芯超電導線材とすることを特徴とするＮｂ₃ Ａｌ極細
   多芯超電導線材の製造法。
2. 【請求項２】 ２〜１５at％Ｍｇ，２〜１０at％Ｚｎ，
   ２〜１０at％Ｌｉ，１〜８at％Ａｇまたは0.1 〜７at％
   Ｃｕの１種以上と、２〜８at％Ｓｉまたは２〜２５at％
   Ｇｅの１種以上を含むアルミニウム合金インゴットを作
   製し、350 〜450 ℃で１〜３０時間熱処理した後に冷間
   加工したアルミニウム合金とニオブから複合体を作製す
   る請求項１の製造法。
3. 【請求項３】 ２〜８at％Ｓｉまたは２〜２５at％Ｇｅ
   の１種以上を含むアルミニウム合金インゴットを作製
   し、350 〜450 ℃で１〜３０時間熱処理した後に冷間加
   工したアルミニウム合金とニオブから複合体を作製し、
   この複合体をアルミニウム合金の厚みが１０μｍ以下と
   なるまで冷間伸線加工し、次いで、この複合線を移動さ
   せながら通電加熱により1500℃以上の温度で５秒以下の
   熱処理を行い、液体金属中に導き、急冷し、Ｎｂ−Ａｌ
   過飽和固溶合金フィラメントがニオブマトリックス中に
   配置された複合線とした後に、650 〜950 ℃で追加熱処
   理し、Ｎｂ−Ａｌ過飽和固溶合金フィラメントをＡ１５
   相化合物フィラメントに変態させて極細多芯超電導線材
   とすることを特徴とするＮｂ₃ Ａｌ極細多芯超電導線材
   の製造法。