WO2006129861A1 - Ｎｂ3Ｓｎ超伝導線、その製造方法、及びＮｂ3Ｓｎ超伝導線の製造に用いられる単芯複合線 - Google Patents

Ｎｂ3Ｓｎ超伝導線、その製造方法、及びＮｂ3Ｓｎ超伝導線の製造に用いられる単芯複合線 Download PDF

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Kiyoshi Inoue
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The University Of Tokushima
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    • H10—SEMICONDUCTOR DEVICES; ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10N—ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10N60/00—Superconducting devices
    • H10N60/01—Manufacture or treatment
    • H10N60/0184—Manufacture or treatment of devices comprising intermetallic compounds of type A-15, e.g. Nb3Sn
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    • Y10T29/49—Method of mechanical manufacture
    • Y10T29/49002—Electrical device making
    • Y10T29/49014—Superconductor

Definitions

  • Nb 3 Sn superconducting wire its manufacturing method, and single-core composite wire used for manufacturing Nb 3 Sn superconducting wire
  • the present invention Ag- Sn alloy Nb 3 Sn superconducting wire using a method for producing the same, about the single-core composite wire used in the manufacture of ⁇ Pi N b 3 Sn superconducting wire.
  • the present invention is highly clear.
  • the present invention relates to Nb 3 Sn having a J c (critical current density) value and a method for producing the same.
  • Nb 3 Sn wires As a method for producing a Nb 3 Sn wires have been put into practical use, a bronze process, the internal tin diffusion process, MJR method (improved jelly roll method), and a powder method is known, high-field generating Nb 3 Sn It is actually used as a method for manufacturing wire (see Non-Patent Document 1). In both production methods, Cu contributes to the diffusion reaction because Nb 3 Sn is generated at a low temperature in a short time.
  • Non-Patent Document 1 Superconducting technology and its applications (editor IS TEC Journal Editorial Committee) Publisher Nobuo Suzuki Tsuneo Fukayama Publishing Department Dept. Maruzen Co., Ltd. Published October 31, 1996 (I SBN 4-621- 04263-7 C 3054)
  • the Nb 3 Sn layer is formed by the diffusion reaction between Nb and bronze by heat-treating an ultra-fine multi-core wire with a composite of Nb filaments in a bronze (Cu-Sn alloy) matrix.
  • Nb 3 Sn wire has a large current value that can flow in permanent current mode operation with the resistance completely close to the neck when used in the NMR spectrometer high magnetic field magnet, which is the largest application. It is desirable.
  • I current value passed through the superconducting wire
  • V generated voltage
  • n value the physical meaning of this n value is not completely clear, it depends strongly on the uniformity of the shape and characteristics of the superconducting filament of the ultra-fine multifilamentary wire in the wire. It is known that the value increases.
  • the bronze method can produce Nb 3 Sn wire with a large n value. This is because the hardness of bronze and Nb is similar, so the processability of the composite in the wire manufacturing stage is extremely good, and it does not cause abnormal deformation and produces a wire with a uniform and uniform cross-sectional shape. This is because it is possible.
  • the internal tin diffusion method, MJR method (improved jelly roll method), and powder method which are methods for producing Nb 3 Sn wires other than the bronze method, are used for Sn concentration (pure Sn or Sn-rich) since S n are incorporated into compounds wire in the form of powder) is wire Yori high in bronze method, properties closer to stoichiometric composition excellent n b 3 S n is produced extra after spreading the completion of the reaction The volume fraction of residual Cu-Sn alloys can be reduced, and the high magnetic field characteristics can be greatly improved.
  • this manufacturing method is not suitable for use in the permanent current mode because the shape of the superconducting filament collapses and the n value decreases because the wire drawing workability is not so good. This is because pure Sn is too soft and composite processing is hindered, and the composite powder is also prone to abnormal deformation.
  • an object of the present invention is to obtain a superconducting wire by an approach different from the above-described prior art. Disclosure of the invention
  • the Sn concentration of the AgSn alloy is defined as the concentration at which the AgSn alloy can be in a state where force is mixed between the cccc and zeta meshes.
  • the composite is thinned at a temperature at which the Ag-Sn alloy becomes the ⁇ phase, with the Sn concentration of the AgSn alloy as the concentration at which the AgSn alloy can become the ⁇ phase, N b 3 S A method for manufacturing n superconducting wires is provided.
  • the alloy composition with good workability is up to ⁇ cc phase with Sn of about 9 at%, and if the Sn concentration is higher than this, the workability deteriorates and the practicality is low. It was thought to be.
  • the Ag_Sn alloy has a ⁇ phase and f c. It has been found that if the phase is mixed, or if the Ag-Sn alloy is in the ⁇ phase, good malleability can be obtained even at 3 ⁇ 4t or chamber 3 ⁇ 4J when the fine wire is added. From this knowledge,
  • the Sn concentration in the Ag-Sn alloy is the concentration at which the AgSn alloy can be in a state where both fcc and ⁇ particles are mixed. Or a thin wire at the temperature at which
  • the thinned composite Forming a multi-core composite containing a plurality of bodies, heat-treating so that Nb 3 Sn filament is generated after thinning the multi-core composite,
  • the composite is thinned at a temperature at which the Ag-Sn alloy becomes the ⁇ phase, with the Sn concentration of the Ag-Sn alloy as the concentration at which the Ag-Sn alloy can become the ⁇ phase.
  • a method of manufacturing a N b 3 S ⁇ superconducting wire is also provided.
  • the critical current value I c of a superconducting wire manufactured using a multicore composite has a large I c value of 10 to several hundred times that of a single core wire. by core of large I c value unpredictably it is obtained from the prior art.
  • Nb 3 S ⁇ is generated by performing diffusion heat treatment on the fine wire processed composite.
  • a composite of Nb and an Ag_Sn alloy can be produced, for example, as 1) to 4) below.
  • Fine wire processing of the multi-core composite thus obtained can be performed, for example, as described in 1) to 3) below.
  • S ⁇ concentration of Ag-S ⁇ is a preferable treatment in the vicinity of 20 to 22%.
  • the temperature during the thin wire processing needs to be a temperature at which N b 3 S ⁇ is not generated. Therefore, the existence range of ⁇ phase is up to 724 ° C.
  • the upper limit temperature at the time of fine wire processing is lower than this temperature, for example, 500 ° C or less, or 600 ° C or less
  • the heat treatment of the composite processed with fine wires can be performed as follows.
  • Nb is a matrix material
  • it heats at 500-900 ° C. Force in this case [I Heating time varies depending on heat temperature, but for example, heating temperature is 650 ° C, several hundred hours, 700 ° C is 40 hours, and 850 ° C is several hours.
  • the Ag-Sn alloy is a mixed state of fcc phase and ⁇ phase, or ⁇ phase, the workability of the Ag-Sn alloy is good, and processing below the annealing temperature, that is, cold heating is possible. It is.
  • Annealing of the Ag-Sn alloy is usually performed at about 350 to 490 ° C. At normal temperature to about 180 ° C, the Ag-Sn alloy has an Sn concentration of 9.35 at% or more, and fcc phase and ⁇ It becomes a state in which phases are mixed, and cold working becomes possible.
  • the minimum value of S ⁇ concentration for Ag-S n alloy to become ⁇ phase is 11.8 at%, and the maximum value is 22.85 at%. Therefore, Ag-S n alloy can become ⁇ phase.
  • the ⁇ concentration is preferably 11.8 at% to 22.85 at%.
  • the lower limit of the Sn concentration for the Ag-Sn alloy to become a ⁇ phase near room temperature is 11.8 at%, and the upper limit is 18 at%.
  • the Sn concentration is preferably 11.8 at% to l 8 at%. In this concentration range, there is an advantage that the Ag-Sn alloy always maintains the ⁇ phase even if it is heated for thinning and then cooled to room temperature.
  • the hardness of this Ag-Sn alloy is almost the same as that of Nb, and therefore, the composite workability with Nb is very good. can get.
  • the Sn concentration in the Ag-Sn alloy is 12-13.
  • the ⁇ phase precipitates as the AgS n alloy is cooled and deviates from the ⁇ phase region after the fine line is formed in the ⁇ phase.
  • the ⁇ phase precipitates in a granular state in the ⁇ phase with an S ⁇ concentration of about 18%.
  • the Sn concentration of the Ag—Sn alloy may decrease before the ⁇ phase disappears. Since the fcc phase itself is not fragile, unlike the ⁇ -net, there is no risk of the Ag-Sn alloy becoming brittle.
  • the superconducting wire produced by thinning at a concentration and temperature at which at least a part of the ⁇ phase is present according to the present invention may or may not contain the ⁇ -phase Ag-Sn alloy.
  • the superconducting wire Ag—Sn alloy containing the ⁇ phase was manufactured by thinning the ⁇ phase according to the present invention.
  • the caloric temperature at the time of thinning is the temperature at which the Ag-S ⁇ alloy becomes a mixed state of the fcc phase and the ⁇ phase, or the temperature at which the ⁇ phase is in the Nb 3 Any temperature at which Sn does not precipitate is acceptable. .
  • Nb 3 Sn which depends on the conditions started to analyze Degami at 500-550 ° C, in 650 ° C in most cases Nb 3 S n is precipitated. Therefore, the upper limit of the heating temperature at the time of thinning is preferably 650 ° C. or less, more preferably 600 ° C. or less, more preferably 550 ° C. or less, and further preferably 500 ° C. or less.
  • the annealing may not be performed.
  • fine wire processing is performed by cold processing at 100 ° C or less, annealing to prevent the composite from being broken (performed below the temperature at which Nb 3 Sn is not generated), and thinning. I do.
  • the thin line is not annealed at a temperature at which tearing does not easily occur, for example, 200 ° C.
  • the Ag-Sn Cold working becomes difficult because the alloy does not become ⁇ phase at room temperature.
  • the Sn concentration exceeds 18 at% if the cooling is performed after heating the Ag-Sn alloy to the ⁇ phase, if the cooling rate is high, it will not become the ⁇ phase in the phase diagram. Although it is unstable even in the low temperature region, it can remain in the ⁇ phase for some time. Thus, even if the S ⁇ concentration is 18 at% to 22.85 at%, it is possible to perform cold working by adjusting the cooling rate.
  • the phase diagram of the alloy generally shows the state after the infinite time has elapsed.
  • the Ag_Sn alloy is heated and the ⁇ phase is heated. If it is cooled at a high speed after this, it can remain in the ⁇ phase transiently even at a temperature of 100 ° C or lower at which cold working is performed, and cold working can be performed in this state.
  • the Sn concentration in the Ag-Sn alloy when performing the cold working by adjusting the cooling rate and the cold working time is 18 at% to 23 ⁇ 85 at%, preferably 18 at% to 22 at%.
  • Nb 3 Sn ultrafine multi-core superconducting wires the diffusion of Nb and Ag_Sn alloy is achieved by using an Ag-Sn alloy instead of the bronze conventionally used as the matrix material. S n concentration of n b 3 S n superconducting wire produced by the reaction is enhanced.
  • the upper limit of the Sn concentration in this Cu_Sn alloy is an intermetallic compound with poor workability in the Cu-Sn phase diagram. It is 9.1 at%, which is the solid solubility limit of fcc phase Sn where no precipitation occurs.
  • the solid solution limit of Sn in the Ag—Sn phase diagram fcc phase is 11.5 at%, and even if the Sn concentration is increased, the ⁇ . Therefore, the upper limit of the Sn concentration of the matrix material can be 22.85 at%, which is the solid solution limit of S ⁇ in the ⁇ phase.
  • an alloy having a Sn concentration higher than the maximum concentration of Sn in the bronze method can contribute to the diffusion reaction. wear. Therefore, the Ag-Sn alloy remaining after the diffusion reaction (which is necessary for the diffusion reaction but will eventually become an unnecessary phase in the wire) is approximately 1Z3 of the residual Cu-Sn alloy amount in the bronze method.
  • the wire design can be reduced to a maximum, and the superconducting properties of the obtained Nb 3 Sn can be greatly improved.
  • n value can be expected to be about the same as that of the Bronze normal wire, it can be suitably used for a high magnetic field magnet for an NMR spectrometer.
  • NMR spectrometers it is generally suitable for high magnetic field generation applications compared to conventional Nb 3 Sn wire, so high magnetic field energy storage, high magnetic field MR I, fusion reactor, high Suitable for applications such as magnetic dipole magnets.
  • the wire is in the form of an ultra-thin multi-core wire in order to suppress a flux jump accompanying a rapid rearrangement of magnetic flux lines.
  • the processing of the composite at the time of fine cutting uses extrusion processing or wire drawing by drawing (drawing processing), but it is preferable to extrude and stretch the composite.
  • the final superconducting filament preferably has a diameter of several tens of meters or less.
  • the diffusion temperature when the diffusion temperature is 900 ° C or higher, the crystal growth becomes intense, and Nb 3 Sn with a large Jc and high J c is difficult to form. Therefore, the diffusion temperature reaches 900 ° C.
  • the temperature is preferably up to 880 ° C.
  • a single-core composite is inserted into an Ag-Sn alloy pipe with an Sn concentration higher than 9.35 at% and lower than 2 2.85 at%
  • Sn concentration higher than 9.35 at% and lower than 2 2.85 at% it is preferable to prepare a multi-core composite and to obtain a multi-core Nb 3 Sn superconducting wire by thinning the multi-core composite.
  • the 'A g _ S n alloy is a matrix material and the Nb material is a core material.
  • the Nb material can be a matrix material and the Ag—Sn alloy can be a core material.
  • Nb 3 Sn is formed at the boundary between the Nb material and the Ag—Sn alloy, and an Nb 3 Sn superconducting wire is obtained.
  • the conditions such as the Sn concentration and the caloric temperature at the time of the thin wire are the same as those in the above form using the AgSn alloy as the matrix material and the Nb material as the core material.
  • the Ag—Sn alloy contains 4 at% or less of Ti and Z or 8 at% or less of Ta.
  • Nb 3 Sn H C2 upper critical magnetic field
  • J in a high magnetic field c can be improved.
  • addition of Ti at 4 at% or more or addition of Ta at 8 at% or more is not preferable because it may deteriorate the superconducting properties.
  • the Nb material contains 4 at% or less of Ti and Z or 8 a% or less of Ding &.
  • T i added to the Nb material, Ta added, or by performing Ta and T i simultaneously added, Nb 3 Sn of H C2 to improve the J c at (upper critical magnetic field) and high magnetic field it can.
  • Ti at 4 at% or more or addition of Ta at 8 at% or more is preferable because it degrades the superconducting properties! ,.
  • this matrix material is combined with a stabilizing material made of Cu or Ag via a diffusion barrier material made of Ta or Nb foil.
  • the stabilizer Ag and Cu to be combined with the matrix material have high purity in order to increase the stability of the superconducting phenomenon.
  • the stabilizing material must be combined with the matrix material via a pear material so that Sn in the Ag—Sn alloy of the matrix material does not diffuse into the stabilizing material. This can be achieved by sandwiching the barrier material between the matrix material and the stabilizing material.
  • Ta and Nb are suitable as diffusion barrier materials because they do not react with Cu and Ag and have good cold workability. Even in the final wire structure, the diffusion barrier material is a stabilizing material. The need to be sandwiched structure between the layers (1 ⁇ 13 3 311 layers Oyopi ⁇ over 311 alloy layer) containing Sn.
  • Nb 3 S n ultrafine multi-core superconducting wire produced by combining the stabilizer with the matrix material can be used for electrical bypass, magnetic damping, thermal diffusion, etc. And can improve the stability of the superconducting phenomenon.
  • Nb is used as a matrix material, the Nb matrix itself becomes a diffusion barrier, so there is no need to incorporate a new barrier material.
  • Nb is sandwiched between layers containing the stabilizer and Sn (1 ⁇ 1 3 311 layer Oyopi ⁇ over 311 alloy layer) serves diffusion barrier It needs to be a structure.
  • the core material including the Nb material is incorporated into the matrix material including the ⁇ -phase Ag-Sn alloy, and N b is formed at the boundary between the core material and the Ag-Sn alloy. 3 S n is formed Nb 3 Sn superconducting wire is also provided. Further, the core material comprising the A g-Sn alloy matrix material ⁇ phase containing Nb material is incorporated, the said core A g-Sn Nb in the boundary portion between the alloy 3 S Nb 3 which n is formed An Sn superconducting wire is also provided.
  • Sn concentration thereof is preferably in the multi-core Nb 3 Sn superconducting wire comprising a plurality of core members in any of the Nb 3 S n superconducting wire, also, the ⁇ phase Ag- Sn alloy 9.35 At% to 22.8, 5 at% is preferable.
  • the A g- S n alloys remaining after diffusion reaction can be reduced to about 1/3 of the amount of residual Cu—Sn alloy by the Buchn's method, and it can be suitably used for a high-field magnet for NMR spectrometers.
  • a single core wire for producing a multi-core Nb 3 Sn superconducting wire wherein a core material including an Nb material in a matrix material including a ⁇ -phase Ag—Sn alloy is provided.
  • An integrated single core wire is also provided.
  • a single-core wire for producing a multi-core Nb 3 Sn superconducting wire, in which a core material containing a ⁇ -phase AgS n alloy is incorporated in a matrix material containing the Nb material, is also provided. . '
  • These single-core wires are used in the production of the multi-core Nb 3 Sn superconducting wire described above.
  • a pipe made of AgSn alloy or Nb material By using a plurality of these single-core wires, it is preferable to use a pipe made of AgSn alloy or Nb material.
  • a multifilamentary Nb 3 Sn superconducting wire can be obtained by forming a Nb 3 Sn filament by intrusion and thinning, followed by heat treatment.
  • Single-core wires using ⁇ -phase Ag-Sn alloys in these forms have not been known in the past, and by using a plurality of these single-core wires, the multi-core N b having the above-mentioned excellent characteristics can be obtained.
  • 3 Sn superconducting wire can be manufactured.
  • Figure 1 is a phase diagram of an Ag-Sn alloy.
  • FIG. 2 is an explanatory diagram of a cross-sectional structure of a precursor wire according to Test Example 2.
  • FIG. 3 is an explanatory diagram of a cross-sectional structure of the precursor wire according to Test Example 3.
  • FIG. 4 is an explanatory diagram of a cross-sectional structure of a precursor wire according to Test Example 4.
  • Fig. 5A is a cross-sectional view of a superconducting wire.
  • Figure 5B is a cross-sectional view of the superconducting wire.
  • FIG. 6 is an explanatory diagram of a cross-sectional structure of a precursor wire according to Test Example 5.
  • FIG. 7 is an explanatory diagram of a cross-sectional structure of the precursor wire according to Test Example 6.
  • FIG. 8 is an explanatory diagram of a cross-sectional structure of the precursor wire according to Test Example 7.
  • FIG. 9 is an explanatory diagram of a cross-sectional structure of the precursor wire according to Test Example 8.
  • FIG. 10 is an explanatory diagram of a cross-sectional structure of a precursor wire according to Test Example 9.
  • FIG. 11 is an explanatory diagram of a cross-sectional structure of a precursor wire according to Test Example 10.
  • FIG. 12 is an explanatory diagram of a cross-sectional structure of the precursor wire according to Test Example 11.
  • FIG. 13 is an explanatory diagram of a cross-sectional structure of the precursor wire according to Test Example 12.
  • FIG. 14 is an explanatory diagram of the measurement results of the values of He 2, I c (A), and T c (K) for each superconducting wire.
  • Fig. 1 shows the phase diagram showing the S ⁇ concentration and temperature at which the Ag-Sn alloy becomes the ⁇ phase.
  • the S ⁇ concentration in the ⁇ -311 alloy with the 311 concentration on the horizontal axis and the temperature on the vertical axis, ranges from 11.8 at% to 22.885 In the region of at% and the temperature is 0 ° C. to 7 24 ° C., the Ag—Sn alloy can become ⁇ -net.
  • Nb 3 Sn superconducting wires can be obtained. 11. 8 at% ⁇ 2 2. 85 a% Using ⁇ -311 alloy with a concentration of 311 1 ⁇ 1) 3 311 superconducting wire can be obtained. Nb 3 Sn superconducting wire exhibits good characteristics.
  • a single-core composite rod is produced as a composite, and heat and thinning are performed.
  • stretching was performed while intermediate annealing at 400 ° C was performed to produce a single-core composite wire with a diameter of 0.87 mm.
  • This single-core composite wire was heat-treated in a temperature range of 650 to 850 ° C in vacuum to obtain a single-core superconducting wire. This calorie heat treatment is performed so that Nb 3 Sn is generated at the boundary between the Ag—Sn alloy and Nb.
  • force [I heat treatment is performed in several hours to 100 hours depending on the temperature, for example, several hundred hours at 650 ° C, 40 hours at 700 ° C, several hours at 850 ° C It is.
  • heat treatment was performed at 700 ° C for 50 hours, and then the superconducting properties were measured.
  • the 1S typically superconducting properties vary by the heat treatment conditions 15.2 ⁇ : showed 17.3 K of T c.
  • HC2 (4.2K) showed 15-19T.
  • I c is not so large compared to the bronze method Nb 3 Sn wire, but several hundreds of 111 to 1 at 14T, 4.21, and several tens at 8 to 4.2 mm: A value of 10 ⁇ was obtained. .
  • the thickness of the ⁇ 1 33 311 layer produced by the boundary between Nb and Ag—12a Ce 311 alloy is less than 0.5 ⁇ . found.
  • J c per compound layer of Nb 3 Sn can be estimated to be 1000 A / mm 2 or more at 4.2 K, 14 mm, which is about the same as or higher than that of the bronze Nb 3 Sn metal. .
  • the single-core wire obtained in Test Example 1 exhibits superconductivity and can be used as an Nb 3 Sn superconducting wire. Also, its superconducting properties are similar to the 3 ⁇ 4 conductive wire obtained by the bronze method.
  • Ag has a smaller Nb 3 Sn diffusion promotion effect than Cu, so when compared to the Bounzes method, the Nb 3 Sn layer thickness is reduced when Sn is at the same concentration. o V era 1 1 J c may be low, but since the superconducting wire in practical use is an ultrafine multi-core wire structure, the effect of the Nb 3 Sn layer thickness will not appear.
  • S II can be used at a higher concentration than in the bronze method, so the superconducting properties of the superconducting wire obtained are higher than those of the superconducting wire obtained by the bronze method. It is possible to improve.
  • single-core composite wire Ore obtained Te in this experiment can be used as a single-core composite wire for the manufacture of multi-core N b 3 S n superconducting wire shown in the following Test Example 2.
  • a single-core composite rod was manufactured as a single-core composite with an Nb rod inserted into an Ag-12at% Sn alloy pipe ( ⁇ 20 mm, inner diameter 14 mm, length 90 mm). Stretching with intermediate annealing and forming a single core composite wire with a diameter of 0.87 mm. Next, this single-core composite wire was cut to a length of 100 mm, bundled in 200 pieces, and inserted into an Ag_12 at% Sn alloy pipe (outer diameter 20 mm, inner diameter 14 mm, length 90 mm) to produce a 200-core composite rod. Thereafter, the 200-core composite rod was subjected to wire drawing while being subjected to intermediate annealing at 400 ° C.
  • this precursor wire rod which was a 200-core composite wire having a diameter of 0.87 mm.
  • An explanatory diagram of the cross-sectional structure of this precursor wire is shown in FIG. Then, this precursor wire was subjected to a calorie heat treatment in a range of 650 to 850 ° C. for several hours to 100 hours in vacuum to produce an Nb 3 Sn ultrafine multicore superconducting wire.
  • the superconducting properties varied depending on the heat treatment conditions, but showed a T c (critical temperature) of 16.5 ⁇ : 17.8K.
  • the T c value is T c of a typical Nb 3 Sn wires, Ag- N b 3 S n layer in the diffusion reaction of S n alloy and N b may be found that the alien to produce.
  • H c 2 (4.2K) was also 17 to 23T, which was consistent with the H C2 (4.2K) value of a typical additive-free Nb 3 Sn wire.
  • a 200-core composite rod is produced by bundling 200 Nb / Nb single-core composite wires and inserting them into a 200-core composite rod with an outer diameter of 0.87 mm by groove rolling and wire drawing.
  • Figure 3 shows an illustration of the cross-sectional structure of this precursor wire. Then, this precursor wire is heat-treated in a temperature range of 650 to 850 ° C. for several hours to 100 hours in a vacuum, whereby an Nb 3 Sn ultrafine multi-core superconducting wire can be produced.
  • N b 3 S n multifilamentary superconducting wire obtained is using a single-core composite wire that obtained in the form of Test Example 2, except the material of the pipe to ⁇ the single-core wire material test examples It is considered that superconducting properties similar to those of Nb 3 Sn superfine multicore superconducting wire can be obtained.
  • the bronze method the effect as a diffusion barrier material can be obtained by using Ta, but using Ag instead of Cu in the bronze method using Cu-Sn alloy, Ag- This is because even if the Sn alloy is used, that is, even when 1111 is replaced with ⁇ , there is no particular factor that hinders the effect of the diffusion Paria material.
  • Ta acts as a diffusion barrier material also in the Nb 3 Sn ultrafine multicore superconducting wire obtained in this embodiment.
  • the critical current I c is expected to be several hundred A when the magnetic field is 1 T or less.
  • I c is large and the resistance appears at the time of I c measurement even when I c is large, is expected.
  • the superconducting state is stabilized as in the bronze method.
  • Nb may be used as a diffusion barrier
  • Ag is used as a stabilizing material.
  • a Nb bar is processed into a pipe (outer diameter 20 mm, inner diameter 14 mm, length 9 Omm), and a composite bar, which is a composite in which an Ag_12 at% Sn alloy bar is packed, is manufactured. 450 in a vacuum on the composite rod.
  • a single core composite wire with a thickness of 0.87 mm was manufactured by thinning the wire by performing groove rolling and wire drawing while adding intermediate annealing for C1 hour.
  • this single-core composite wire is cut to a length of 10 Omm, bundled in 200 pieces, and inserted into an Nb pipe (outer diameter 20 mm, inner diameter 14 mm, length 9 Omm) to produce a 200-core composite rod, 400 ° C
  • the precursor wire which is a 200-core composite wire with a diameter of 0.87 mm, was produced by performing the wire drawing process while inserting the intermediate annealing.
  • Figure 4 shows an illustration of the cross-sectional structure of this precursor wire.
  • the precursor wire material heat treated between several hours to 100 in a temperature range of 650 to 850 ° C in vacuum, to prepare a Nb 3 S n multifilamentary superconducting wire.
  • the superconducting properties of the obtained Nb 3 Sn extra fine multi-core superconducting wire were measured. Although the superconducting properties vary depending on the heat treatment conditions, the Tc values of typical Nb 3 Sn wires were 16.5 to 17.8K. Also for H C2 (4.2K), a typical H C2 (4.2K) value of 17-23.T for the Nb 3 Sn wire with no additive was shown. On the other hand, I c (4.2K :, 14 T) was 10 A to 100 A as in Test Example 2.
  • each of the 200-core Nb 3 Sn superconducting wires has a uniform and uniform cross-sectional shape, and therefore the n value is also increased.
  • the Nb 3 Sn superconducting wires according to the other test examples were similarly uniform in cross-sectional shape, indicating that the n value was high. ' (Test Example 5)
  • Nb pipe with an outer diameter of 16 mm and an inner diameter of 14 mm was fitted into a Cu pipe with an outer diameter of 20 mm and an inner diameter of 16.2 mm, and Nb / A g-12 at% S n produced by the same method as in Test Example 4 200 single-core composite wires were bundled and inserted to produce a composite rod.
  • This composite rod was drawn to produce a precursor wire which was a 200-core composite wire having a diameter of 0.87 mm.
  • An explanatory view of the cross-sectional structure of this precursor wire is shown in FIG.
  • This precursor wire was heat-treated in a vacuum at a temperature range of 650 to 850 ° C. for several to 100 hours.
  • An Nb 3 Sn extra fine multicore superconducting wire was produced.
  • the Tc obtained after the heat treatment was 16.5-17.9 K, which was higher than the Tc of the single core wire shown in Comparative Example 13 described later.
  • I c (4.2K, 14 ⁇ ) also reached 10 ⁇ to 100 100, which was 100 times larger than the I c value of the single core wire.
  • Nb— 1 at% T i, Nb— 3 at% T i, and Nb_8 at% T i in an Ag-12 at% S n alloy pipe (outer diameter 20 mm, inner diameter 14 mm, length 90 mm)
  • Three types of single core composite rods are made by inserting alloy rods. While inserting C intermediate shochu, wire drawing is performed, and three types of single core composite wires with a diameter of 0 ⁇ 87 mm are obtained. Next, this single-core composite wire is cut into 10 Omm lengths, bundled into 200 pieces, and inserted into Ag-12at% Sn alloy pipes (outer diameter 20mm, inner diameter 14mm, length 9 Omm).
  • a 200-core composite rod is prepared, and wire drawing is performed while intermediate annealing at 400 ° C is performed, and three kinds of precursor wires that are 200-core composite wires with a diameter of 0.87 mm are manufactured.
  • An explanatory diagram of the cross-sectional structure of this precursor wire is shown in FIG.
  • These three types of precursor wires are then heat-treated for several hours to 100 hours in a temperature range of 650 to 850 ° C in vacuum, and three types of Nb 3 Sn ultrafine multi-core superconducting wires are used. Is made.
  • N b-1 at% Ti bar processed into a pipe (outer diameter 20 mm, inner diameter 14 mm, length 90 mm), and a composite bar packed with Ag—12 at% Sn alloy bars These composite rods were subjected to intermediate annealing at 450 ° C for 1 hour in a vacuum while performing grooving, wire drawing, etc., with a single-core composite wire with a thickness of 0.87 mm. To do.
  • this single-core composite wire is cut to a length of 10 Omm, bundled into 200 pieces, and inserted into a Nb—1a, t% Ti alloy pipe (outer diameter 20mm, inner diameter 14mm, length 9 Omm), Fabricate a 200-core composite rod and perform wire drawing with intermediate annealing at 400 ° C! ⁇ ⁇
  • Figure 8 shows an illustration of the cross-sectional structure of this precursor wire.
  • This precursor wire in a temperature range of 650-850 ° C in vacuum
  • an Nb 3 Sn superfine multi-core superconducting wire can be produced.
  • Nb—2 at% Ta, Nb—4 at% Ta, and Nb—8 at% Ta alloy in A g-12 at% S n alloy pipe ( ⁇ 20 mm, ID 14 mm, length 90 mm)
  • Three types of single-core composite rods are prepared by inserting the rods, and wire drawing is performed while intermediate annealing at 400 ° C is performed to obtain three types of single-core composite wires with a diameter of 0 ⁇ 87 mm.
  • this single-core composite wire is cut into 10 Omm lengths, bundled into 200 pieces, and inserted into Ag-12 at% Sn alloy pipes (outer diameter 2 Omm, inner diameter 14 mm, length 9 Omm).
  • Nb 3 S n multifilamentary superconducting wire can be obtained in a force this test examples improving effect is obtained of J c in high magnetic field and Nb 3 Sn of H C2 by T a ⁇ Ka ⁇ in blanking opening lens method It can be predicted that the same improvement effect can be obtained. This is because, in this test example, Ag-Sn alloy is used instead of bronze Cu. This is because even if 11 is replaced with ⁇ , there is no particular factor that hinders this improvement effect. From the knowledge of the bronze method, it is considered that the most excellent property improvement can be seen with the addition of 2 at% Ta. In addition, T c at this time is predicted to be about 17. 1-18. 1K.
  • T c l 6.4 to 17.5K
  • H C2 (4.2K) is a value of about 18 to 23 T, is expected. That is, it is predicted that a slight improvement will be seen when 3 at% Ta is added.
  • T c is less than 16K
  • H C2 (4.2 K) is also less than 16 T. It is predicted that That is, it is predicted that the superconducting properties are clearly inferior when 8 at% Ta is added.
  • Nb-2 at% Ta rod is processed into a pipe (outer diameter 2 Omm, inner diameter 14 mm, length 9 Omm), and a composite bar is packed with Ag—12 at% S n alloy rods. Then, these composite bars are subjected to grooving and wire drawing while applying an intermediate annealing at 450 ° C for 1 hour in a vacuum to form a single core composite wire with a thickness of 0.87 mm.
  • this single-core composite wire is cut to 10 Omm length and bundled into 200 Nb_2 at% Ta alloy pipes (outer diameter 20 mm, inner diameter 14 mm, length 9 Omm) to produce a 200-core composite rod
  • a precursor wire which is a 200-core composite wire with a diameter of 0.87 mm
  • Figure 10 shows an illustration of the cross-sectional structure of this precursor wire.
  • the precursor wire is heat-treated in a temperature range of 650 to 850 ° C. for several to 100 hours in a vacuum, whereby an Nb 3 Sn ultrafine multicore superconducting wire can be produced.
  • Nb bar is processed into a pipe (outer diameter 20mm, inner diameter 14mm, length 9 Omm), and a composite bar is packed with Ag_12at% Sn_1at% Ti alloy rods in it.
  • These composite bars are subjected to grooving roll processing, wire drawing, etc. while being subjected to intermediate annealing at 450 ° C for 1 hour in a vacuum, and a single core composite wire having a thickness of 0.87 mm is formed.
  • this single-core composite wire is cut to a length of 100 mm, bundled in 200 pieces, and inserted into an Nb pipe (outer diameter 20 mm, inner diameter '14 mm, length 9 Omm) to produce a 200-core composite rod.
  • the precursor wire which is a 200-core composite wire with a diameter of 0.87 mm, is drawn by performing an intermediate annealing at 400 ° C. An illustration of the cross-sectional structure of this precursor wire is shown in Fig. 11.
  • the precursor wire rod several to 100 in a temperature range of 650 to 850 ° C in vacuo, by heat treatment time can produce a N b 3 S n multifilamentary superconducting wire.
  • a Nb bar is processed into a pipe (outer diameter 20 mm, inner diameter 14 mm, length 9 Omm), and a composite bar in which an Ag—12 at% Sn—2 at% Ta alloy bar is packed. These composite rods are subjected to grooving, wire drawing, etc. while applying intermediate annealing at 450 ° C for 1 hour in a vacuum, and a single core composite wire with a thickness of 0.87 mm. Next, this single-core composite wire is cut to a length of 10 Omm, bundled in 200 pieces, and inserted into an Nb pipe (outer diameter 20 mm, inner diameter 14 mm, length 90 mm) to produce a 200-core composite rod. A precursor wire, which is a 200-core composite wire with a diameter of 0.87 mm, is drawn by performing an intermediate annealing of C.
  • FIG. 1 An explanatory diagram of the cross-sectional structure of this precursor wire is shown in FIG.
  • the precursor wire material by heat treatment several to 100 hours at a temperature range of 650 to 850 ° C in a vacuum, can be prepared N b 3 S n multifilamentary superconducting wire.
  • Nb-2 at% Ta alloy bar is processed into a pipe (outer diameter 20mm, inner diameter 14mm, length 90mm), and Ag-12at% Sn-1at% Ti alloy bar is packed in it
  • the composite rods were manufactured, and these composite rods were subjected to grooving roll processing, wire drawing processing, etc. while being subjected to intermediate annealing at 450 ° C for 1 hour in vacuum.
  • Single core composite wire
  • this single-core composite wire is cut to a length of 10 Omm, bundled in 200 pieces, and inserted into an Nb-2 at% Ta alloy pipe (outer diameter 20 mm, inner diameter 14 mm, length 90 mm), and 200 cores
  • a composite rod is manufactured, and a precursor wire that is a 200-core composite wire with a diameter of 0.87 mm is prepared while performing an intermediate annealing at 400 ° C.
  • An explanatory diagram of the cross-sectional structure of this precursor wire is shown in FIG.
  • the precursor wire out with heating child 'of several to 100 hours at a temperature range of 650 to 850 ° C in a vacuum can be prepared N b 3 S n multifilamentary superconducting wire.
  • Ag_9 a Ce 311 alloy is £ cc phase
  • Ag-1 2 at% Sn alloy and Ag-14 at% Sn alloy are ⁇ phase
  • the N b ZA g—24 at% S n composite breaks the core material, making it impossible to perform wire drawing on the way. Therefore, powder of ⁇ phase of Ag—Sn alloy is mixed into the Nb pipe. Measurements were made. All other composite bars could be drawn to the target wire diameter.
  • the Sn concentration used in Test Example 13 was 9 at% (fcc phase), 12 at% ( ⁇ phase), and 24 at% to investigate the characteristics of each phase.
  • ⁇ c2 (4.2 K), I c (A) (4.2 K, 12T), and Tc (K) were measured for the superconducting wires obtained using the ( ⁇ phase) alloy rods.
  • the results are shown in Fig. 14.
  • the triangle plot shows the measurement results for the Nb 3 Sn superconducting wire with a single core, the square plot with 200 cores, and the diamond plot with 40,000 cores.
  • the Nb 3 Sn than the high magnetic field generator such as a superconducting magnet for NMR scan Bae Kutorome one coater Conductive wire
  • the high magnetic field generator such as a superconducting magnet for NMR scan Bae Kutorome one coater Conductive wire
  • higher than conventional methods such as bronze method Since it is possible to supply wires with excellent magnetic field characteristics, it is possible to operate superconducting magnets in the permanent current mode of 22 to 24 T, which was impossible in the past. Since the magnetic field NMR spectrometer plays a decisive role in determining the high-order structure of proteins, which is important in the post-genome project, the present invention can be a key technology.
  • the wire that can be supplied according to the present invention is most suitable for use with an NMR spectrometer. It is generally suitable for high magnetic field generation applications compared to conventional N b 3 Sn wire. It is also suitable for applications such as storage, high magnetic field MR I, fusion reactor, and high magnetic field dipole magnet.

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Abstract

　Ａｇ−Ｓｎ合金を用いて、高い値のＪＣ値を有するＮｂ3Ｓｎ線材を得る。　Ｓｎ濃度９．３５～２２．８５ａｔ％のＡｇ−Ｓｎ合金のマトリックス材に複数のＮｂ芯材を組み込んだ複合体棒を作製し、次いで、該複合体棒を３５０～４９０℃の中間焼鈍を入れながら押し出し加工および／または伸線加工し、しかる後、５００～９００℃で加熱処理することにより、Ｎｂ3Ｓｎフィラメントを生成することで、Ｎｂ3Ｓｎ極細多芯超伝導線を製造する。

Description

Nb3Sn超伝導線、 その製造方法、 及ぴ Nb3Sn超伝導線の製造に用いられる 単芯複合線 技術分野
本発明は、 Ag— Sn合金を用いた Nb3Sn超伝導線、 その製造方法、及ぴ N b3Sn超伝導線の製造に用いられる単芯複合線に関する。 また、本発明は、 高い 明
値の Jc (臨界電流密度） 値を有する Nb3Sn及ぴその製造方法に関する。
糸 1
書
発明の背景
従来、実用化されている Nb3Sn線材の製造方法として、 ブロンズ法、 内部錫 拡散法、 MJR法（改良型ジェリーロール法)、および粉末法が知られており、高 磁場発生用 Nb3Sn線材の製造方法として実際に使われてレ、る（非特許文献 1参 照)。 いずれの製造方法も、 Nb3Snを低温、 短時間で生成させるため、 Cuが 拡散反応に寄与している。
[非特許文献 1] 超電導技術とその応用 （編者 I S TECジャーナル編集委員 会） 発行者 鈴木信夫 出版こと業部 深山恒雄 発行所 丸善株式会社 平成 8年 10月 31日発行 （I SBN 4-621-04263-7 C 3054) ブロンズ法は、 ブロンズ （Cu— Sn合金） マトリックスに Nbフィラメント を複合した極細多芯構造の線材をカロ熱処理して、 N bとブロンズの拡散反応によ り Nb3Sn層を生成する方法である。 この方法においては、最終的に、線材中に 多量の低濃度の S nを含んだ C uがマトリックスとして残留するため、 n o n— Cu o v e r a l l Jc (Cuを除いた線材の全断面積あたりの臨界電流密 度） が小さくなるという難点が知られている。
また、 Nb3Sn線材は、最大の応用である NMRスぺクトロメーター高磁場マ グネットで使用する時に、 抵抗が完全にゼ口に近レヽ状態の永久電流モード運転に て流しうる電流値が大きいことが望ましい。 永久電流モード運転を工学的に評価 する指標として、 超伝導線材に流した電流値を I、 発生した電圧を Vとしたとき に臨界電流値近傍での 1 o g V/l o g I =nと定義する n値が知られており、 n値が大きい線材ほど、 実測した o V e r a 1 1 Jc (線材の全断面積当たり の臨界電流密度） 近傍まで永久電流モードで使えることが知られている。 この n 値の物理的意味は完全には明らかになっていないが、 線材における極細多芯線の 超伝導フイラメントの形状およぴ特性の均一性に強く依存し、 均一性が高レ、程、 n値が大きくなることが知られている。 n値の面からいえば、 ブロンズ法は、 n 値が大きい Nb3Sn線材をつくることができる。 これは、ブロンズと Nbの硬度 が類似しているため、 線材の製造段階における複合体の加工性が極めて良好であ り、 異常変形を起こさず、 均一な整った断面形状を有する線材を作ることができ るためである。
一方、ブロンズ法以外の Nb3Sn線材の製造方法である内部錫拡散法、 MJR 法（改良型ジェリーロール法)、および粉末法は、線材中の Sn濃度（純 Snもし くは Sn— r i c hの化合物粉末の形で線材中に S nが組み込まれる） がブロン ズ法における線材ょり高いので、より化学量論組成に近い特性の優れた N b3S n が生成し拡散反応終了後の余分な残留 C u— S n合金の体積分率を減らすことが でき、 高磁場特性を大幅に改善することができる。 しかしながら、 この製造方法 では、 あまり伸線加工性が良くないため、 超伝導フイラメントの形状が崩れ、 n 値が小さくなるので、 永久電流モードでの使用には適さない。 これは、 純 Snを 使うため柔らカゝすぎて、 複合加工が阻害され、 また、 ィ匕合物粉末も、 異常変形を 起こしやすいためである。
そのため現在、 NMR用としてプロンズ法,镍材の、 固溶域ぎりぎりの Snある いは、 固溶域を若干上回る S nを含むプロンズで線材を作製する研究が盛んであ る。 し力 し、 ブロンズ中の S nの固溶限界は 9. l a t%とされ、 これ以上に S nを固溶させると金属間化合物が析出するので、 加工性が悪くなりこの方向での 特性改善は、 ほぼ限界まできている。
本発明者は、上記問題点を解消するために研究した結果、本発明に到達した。 即ち、 本発明の目的は、 上述した従来技術とは異なるアプローチにより超伝導線 を得ることにある。 発明の開示
本発明の一形態においては、 A g— S n合金を含むマトリックス材に N b材を 含む芯材を組み込んだ複合体を細線化した後に、 Nb3Snフィラメントが生成さ れるように加熱処理を行い、
前記 A g-S n合金の S n濃度を、 前記 A g-S n合金が ί c c†目と ζネ目と力 混在する状態になり得る濃度として前記複合体の細線ィ匕を前記 A g-S n合金が f c c相と ζ相とが混在する状態になる温度で行うカゝ、 または、
前記 A g-S n合金の S n濃度を前記 A g-S n合金が ζ相となり得る濃度と して前記複合体の細線化を前記 A g-Sn合金が ζ相となる温度で行う、 N b 3 S n超伝導線の製造方法が提供される。
従来、 A g— S n合金に関しては、 加工性が良い合金組成は S nが約 9 a t % の ί c c相までであり、 これより Sn濃度を高くすると加工性が悪くなつて実用 性が低くなると考えられていた。 本発明者らは、 Ag_Sn合金が、 ζ相と f c 。相とが混在する状態、 あるいは A g-Sn合金が ζ相の状態であれば、 細線加 ェ時の ¾tあるいは室 ¾Jこおいても良好な展性をとり得ることを見いだした。 この知見から、
1 ) Ag-S n合金における S n濃度を前記 A g-S n合金が f c cネ目と ζネ目 とが混在する状態になり得る濃度として、 Ag— Sn合金が f c c相と ζ相と力 S 混在する状態となる温度で細線ィヒするカゝ、 または、
2) §ー311合金にぉける311濃度を前記 §_311合金が 相となる濃度 として A g-S n合金が ζ相となる温度で細線化する、 ，
ことで、 超伝導線を製造した。
また、 このような Sn濃度の Ag— Sn合金は、 加工性が良いことから、 細線 化に特段の支障が生じることもない。
また、 本発明の他の形態によれば、 A g— S n合金を含むマトリッ,クス材に N b材を含む芯材を組み込んだ単芯複合体を細線化した後に、 前記細線化した複合 体を複数含んだ多芯複合体を形成し、該多芯複合体を細線化した後に Nb3S nフ ィラメントが生成されるように加熱処理を行い、
前記 A g-S n合金の S n'濃度を、 前記 A g-S n合金が f c c相と ζ相と；^ 混在する状態になり得る濃度として前記複合体の細線化を前記 A g-S n合金が f c c相と ζ相とが混在する状態になる温度で行う力、、 または、
前記 A g-S n合金の S n濃度を前記 A g-S n合金が ζ相となり得る濃度と して前記複合体の細線化を前記 A g-S n合金が ζ相となる温度で行う、
N b3S η超伝導線の製造方法も提供される。
このように、 単芯の複合体を作成したうえで、 この単芯の複合体を複数含んだ '多芯複合体を細線化することで、 更に良好な特性を有する超伝導線を得ることが できる。
特に、 多芯複合体を用いて製造された超伝導線における臨界電流値 I cは、 単 芯線材における I c値よりも 10倍〜数百倍という大きな I c値が得られており、 多芯線化することで、従来技術からは予測できないほど大きな I c値が得られる。 なお、 超伝導線の製造には、
1. Nbと Ag— S η合金の複合体を得る。
2. 複合体を細線加工する。
3. 細線加工した複合体に拡散熱処理を行って Nb3S ηを生成する。
の少なくとも 3つの工程が必要となる。
Nbと Ag_Sn合金の複合体は、 例えば以下の 1 ) 〜 4 ) のように製造でき る。
1) 細線加工後の単芯線を束ねる。
2) Nbの棒を複数本立てた容器に、 A g— S nを流し込む、 （例えば、 N b 芯材と A g— S n合金の体積比が 1 ： 1とすると、 常温 N b芯材を立てた容器に 1000°Cの Ag— Snを流し込むと、 数秒オーダーで 500 °Cまで温度が下が る。 Nbと Ag— Sn合金の拡散反応は数秒程度では起きないので、 この場合、 Nb3Snは生成されない)。
3) Ag_S n母材に多数の穴をガンドリルであけ、 Nb棒を萆し込む。
4) Nb母材に多数の穴をガンドリルであけ、 Ag_Sn棒を差し込む。 このように得られた多芯複合体の細線加工は、 例えば以下の 1) 〜3) のよう に行うことができる。
1 )中間焼鈍 (300 °C以上〜 500 °C未満） と細線加工（冷間：〜 100で まで） と焼鈍を繰り返し行う。 焼き鈍しを行うのは、 冷間のままで細線化加工す るとちぎれる可能性があるからである。 Ag— Snの Sn濃度が A g— S n合金 が ζ相となる 18 a t %以下であれば、 あるいは、 ε相が析出してもその析出量 が少ない 19 a t %以下であれば、 冷間加工を行うことができる。
2) 温間加工 （100°C以上〜 300°C未満、 例えば S iオイルをかけなが ら 250°C前後で行う）。
3 )熱間加工（ 300°C以上〜 500°C未満）、 A g— S ηの S η濃度が 20 〜 22 %付近に好ましい処理である。
細線加工時の温度は、後に詳述するように、 N b 3 S ηが生成しない温度とする 必要がある。 従って、 ζ相の存在範囲は 724°Cまでである力 細線加工時の上 限温度は、 この温度よりも低い温度、 例えば 500°C以下、 あるいは 600°C以 下とする
更に、 細線加工した複合体の熱処理は、 以下のように行うことができる。
1) Nbがマトリックス材の場合、 500〜900°Cにてカロ熱する。 この場 合の力 [I熱温度によって加熱時間は異なるが、 例えば加熱温度 650°Cだと数百時 間、 700 °Cだと 40時間、 850度だと数時間程度となる。
2) Ag— S n合金がマトリックス材の場合、 500〜724°Cにて加熱す る。 細線化により、 複合体は数十 μπι以下のフィラメントとなるので、 Nbの芯 材を所望の位置に保持するには、 A g— S n合金が固体であることが必要である。 Ag— Sn合金の温度が 724°Cを超えると、 A g— S n合金が液ィ匕し始めるこ と力 ら、 加熱時の温度を 724 °C以下にすることが必要である。
Ag— S n合金が f c c相と ζ相との混合状態、あるいは ζ相の状態であれば、 Ag-Sn合金の加工性は良好であり、 焼き鈍し温度以下の加工、 つまり冷間加 ェが可能である。
Ag-Sn合金の焼き鈍しは、 通常 350〜 490 °C程度で行われる 、 常温 〜 180°C程度においては、 Ag— S n合金は S n濃度が 9. 35 a t %以上で、 f c c相と ζ相とが混在する状態となり、 冷間加工が可能となる。
また、 常温〜 180。(：程度では、 Ag— S n合金が f c c相と ζ相とが混在す る状態となる上限の S η濃虔は 11. 8 a t%である。 ' 従って、 A g— S n合金が f c c相と ζ相とが混在する状態になり得る濃度の 下限値は 9. 35 a t %、 上限値は 11. 8 a t%とすることが好まし ヽ。
なお、 A g— S n合金は、 200 °C〜 724 °Cに温度が上昇するにつれて、 f c c相と ζ相とが混在するための Sn濃度の下限値は、 9. 35 a t%から 11. 5 a t%へと上昇していく。 Ag— Sn合金の焼き鈍しは、通常 350〜490°C 程度で行われること力 ら、 例えば A g-S n合金における S n濃度を 10. 0 a t%より高くすることで、 この焼き鈍し温度でも Ag— Sn合金は f c c相と ζ 相とが混在する状態となる。 従って、 Ag— Sn合金を f c c相と ζ相とが混在 する状態とするとための Sn濃度の下限値は、 好ましくは、 10. O a t°/0より 高いことが好ましい。
Ag-S n合金が ζ相となるための S η濃度の最小値は 11. 8 a t %、 最大 値は 22. 85 a t %であること力 ら、 Ag— S n合金が ζ相となり得る S η濃 度は、 11. 8 a t%〜22. 85 a t%とすることが好ましい。
より好ましくは、 常温付近において、 Ag— Sn合金が ζ相となるための Sn 濃度の下限値は 11. 8 a t %、 上限値は 18 a t %であること力、ら、 A g— S n合金の Sn濃度を 11. 8 a t%〜l 8 a t%とすることが好ましい。 この濃 度範囲では、 細線化のために加熱してから常温に冷却しても、 Ag— Sn合金が 常に ζ相を維持する、 という利点が得られる。
更に、 Ag— Sn合金において Sn濃度が 12〜13 a t %の範囲では、 この Ag-S n合金の硬度が N bと同程度の硬度となり、 従って非常に良好な N bと の複合加工性が得られる。 ί c c相では、 A g _ S n合金の硬度は N bの硬度と は一致せず、 N bの硬度のほうが高いことから、. A g— S n合金における S n濃 度を 12〜13 a t%とすることで、 従来の Ag_Sn合金を用いた製造方法よ りも複合加工性を高くすることができる。
なお、 S n濃度が 18 a t %〜 22. 85 a t %の範囲では、 ζ相で細線ィ匕を 行った後に A g-S n合金が冷却されて ζ相の領域をはずれるにつれて、 ε相が 析出していく。 例えば、 3∑1濃度21%の §— 311合金を、 ζ相となる温度で 細線加工した後に常温まで冷却すると、 S η濃度 18 %程度の ζ相に ε相が粒状 に析出するという状態になる。 このように、 冷却後 A g-S n合金が ζ相をはずれ ε相が析出した状態でも、 Nb3Snを生成するための加熱処理を行って得られる超伝導線における T c、 I c等の超伝導特性に特段悪影響を与えることはないが、 A g— S n合金がもろく なるので、 取り扱いには注意が必要となる。
ただし、 このように ε相が析出している状態から、 Nb3Sn生成のための加熱 処理を行うと、 Nbが Snと反応するので、 結果として Ag_Sn合金における S nの濃度は下がっていき、 殆どの場合 ε相は消滅するので、 S η濃度が 18 a t %〜22. 85 a t %の範囲で超伝導線を製造しても、 製造される超伝導線に は 「もろい」 といった影響はあまり現れない。
更に、 Nb3Sn生成のためのカロ熱処理を行うと、 ζ相が消滅するまでに Ag— Sn合金の Sn濃度が下がる場合もある。 f c c相自体は εネ目とは異なり、 もろ くはないので、 A g— S n合金がもろくなるおそれはない。
従って、 本発明により ζ相が少なくとも一部存在する濃度及ぴ温度で細線化を 行って製造した超伝導線は、 ζ相の A g-S n合金を含む場合と、 含まない場合 とがある。 ただし、 ζ相を含む超伝導線 Ag— Sn合金は、 本発明により、 ζ相 での細線化を行って製造したといえる。
また、 細線化時のカロ熱温度は、 A g— S η合金が、 f c c相と ζ相との混合状 態となる温度、 あるいは ζ相の状態となる温度であって、 なお力つ Nb3Snが析 出しない温度であればよい。. Nb3Snは、条件にもよるが 500〜550°Cで析 出がみられ始め、 650°Cでは殆どの場合 Nb3S nが析出する。 従って、細線化 時の加熱温度の上限は、好ましくは 650 °C以下、より好ましくは 600 °C以下、 より好ましくは 550 °C以下、 更に好ましくは 500 °C以下とする。
また、 細線ィヒ時には必ずしも焼き鈍しを行う必要はなく、 複合体がちぎれたり することなく細線化できるのであれば、焼き鈍しを行わなてもよい。一形態では、 100°C以下の冷間加工での細線加工と、 複合体がちぎれないようにするための 焼き鈍し （Nb3Snが生成されない温度以下で行う） と、 を繰り返し行うことで 細線化を行う。 また、 他の形態では、 ちぎれが生じにくい温度、 例えば 200°C で、 焼き鈍しを行わずに細線ィヒを行う。
なお、 A g— S n合金における S n濃度が 18 a t %を超えると、 A g— S n 合金が常温では ζ相とならなくなることから、 冷間加工は困難となる。 ただし、 Sn濃度が 18 a t%を超えても、 A g— S n合金を加熱して ζ相とした後に冷 却を行っていく場合、 冷却速度が大きい場合、 状態図では ζ相とはならない低温 領域でも、不安定ではあるが、ある程度の時間は ζ相のままとすることもできる。 このように、 S η濃度が 18 a t %〜 22. 85 a t %であっても、 冷却速度を 調整することで冷間加工を行うことも可能である。 合金の状態図は、 一般に合金 が無限時間経過した後の状態を示すものであり、 例えば A g-Sn合金における S n濃度が 22 a t %でも、 A g _ S n合金を加熱して ζ相にした後に高速に冷 却すると、 冷間加工を行う 100°C以下の温度でも、 過渡的に ζ相のままとする ことができ、 この状態で冷間加工を行うことができる。
このように冷却速度及び冷間加工時間を調整して冷間加工を行う場合の A g - S n合金における S n濃度は、 18 a t %〜 23 · 85 a t %、 好適には 18 a t %〜22 a t %である。
細線化を行う手法には特に制限はないが、 好適には押し出し加工おょぴ Zまた は伸線加工 （引抜き加工） 等で行うことができ、 更に好適にほ押し出し加工及び 押し出し加工後の引抜き加工により細線化を行う。
これらのような Nb3S n極細多芯超伝導線の製造方法では、マトリックス材と して従来用いられていたブロンズの代わりに A g— S n合金を用いることにより、 Nbと Ag_Sn合金の拡散反応により生成する N b 3 S n超伝導線の S n濃度 が高められている。
従来のブ'口ンズ法により C u— S n合金を用いた場合、 この C u _ S n合金に おける S n濃度の上限は、 C u— S n状態図において加工性が悪い金属間化合物 が析出しない f c c相の Snの固溶限界である 9. 1 a t %である。 しかし、 本 発明では、 Ag— Sn合金を用いることで、 Ag— Sn状態図 f c c相の Snの 固溶限界が 1 1. 5 a t%であり、 さらに高 Sn濃度になっても、 ζ.相と呼ばれ る冷間加工可能な合金相が現れること力 ら、 ζ相の S ηの固溶限界である 22. 85 a t%をマトリックス材の Sn濃度の上限とすることができる。
すなわち、 本発明では、 ブロンズ法における Snの最大濃度よりも高濃度、 詳 細には、 最大で 2. 6倍もめ高 Sn濃度の合金を拡散反応に寄与させることが きる。 従って、 拡散反応後に残存する Ag— Sn合金 （拡散反応には必要である が最終的に線材中で、 不必要な相となる） を、 ブロンズ法での残留 Cu— Sn合 金量の 1Z3程度まで減らすことが可能な線材設計ができ、 また、得られた Nb3 S nの超伝導特性も大幅に向上可能となる。
特に超伝導特性として、 20 T近傍の o V e r a 1 1 J cを向上でき、 特に 好適な形態では 3〜4倍程度向上することが可能となる。 しかも、 n値がブロン ズ法線材と同程度を期待できるため、 NMRスぺクトロメーター用高磁場マグネ ットに好適に使用できる。 また、 NMRスぺクトロメーターの他にも、 高磁場発 生用途に従来の Nb3S n線材と比べ一般的に適しているので、高磁場エネルギー 貯蔵、 高磁場 MR I、 核融合炉、 高磁場ダイポールマグネット等の用途に適して いる。 なお、 Nbの価格は A gと同程度であるため、 本発明では、 o ve r a 1 1 J cが、 好適形態では 3倍程度向上したことにより、 線材使用量が 1 Z 3に 低下するため、 NMRスぺクトロメーターの製造コストを引き下げることができ る。
また、本発明による多芯 Nb3S n超伝導線の製造方法では、磁束線の急激な再 配列に伴うフラックスジャンプを抑制するために、 線材を、 極細多芯線の形式に することが好ましい。 また、 細^]ロェ時における複合体の加工は、 押し出し加工 あるいは伸ばしによる伸線加工 （引抜き加工） を用いるが、 複合体を押し出して 伸ばすことが好ましい。 また、 最終的な超伝導フイラメントの径は数十 m以下 にすることが好ましい。 また、 Ag— Snと Nbの拡散反応により Nb3Sn層を 生成させるためには、 500°C以上の温度による加熱処理を行うことが好ましい。 また、 拡散温度が 900°C以上になると、 結晶成長が激しくなり、 細カゝぃ結晶粒 で、 Jcの大きい Nb3Snは生成しにくくなることから、 拡散温度は 900°Cま でとすることが好ましく、 更に好ましくは 880°Cまでの温度とする。
多芯 N b 3 S n超伝導線を製造する場合、 S n濃度が 9. 35 a t% り高く 2 2. 85 a t %以下である A g— S n合金パイプ内に単芯複合体を挿入すること で多芯複合体を作成し、この多芯複合体を細線化することで多芯 N b3Sn超伝導 線を得ることが好ましい。
なお、 上記の各形態では、 'A g _ S n合金をマトリックス材、 N b材を芯材ど したが、 他の形態として、 N b材をマトリックス材、 A g— S n合金を芯材とす ることもできる。 この場合でも、 Nb材と Ag— S n合金との境界部に、 Nb3 Snが形成され、 Nb3Sn超伝導線が得られる。 この形態においても、 S n濃度 や細線ィ匕時のカロ熱温度等の条件は、 上記の A g-S n合金をマトリックス材、 N b材を芯材とした形態と同様である。
好ましくは、 Ag— S n合金に 4 a t %以下の T iおよび Zまたは 8 a t %以 下の T aを含有させる。 このように Ag— S n合金マトリックス材に若干の T i 添加、 Ta添加、 または T aおよび T i同時添加を行うことにより、 Nb3Snの HC2 (上部臨界磁場） と高磁場での J cを改善することができる。 しかしながら、 4 a t %以上の T i添加や、 8 a t %以上の T a添加は、 かえって超伝導特性を 劣ィ匕させるおそれがあり、 好ましくない。
好ましくは Nb材に 4 a t%以下の T iおよび Zまたは 8 a ％以下の丁&を 含有させる。 このように Nb材に若干の T i添加、 Ta添加、 または Taおよび T i同時添加を行うことにより、 Nb3Snの HC2 (上部臨界磁場） と高磁場での J cを改善することができる。 しかしながら、 4 a t %以上の T i添加や、 8 a t %以上の T a添加は、 カえつて超伝導特性を劣化させるため好ましくな！、。 好ましくは、 A g— Sn合金をマトリックス材として用いた場合、. このマトリ ックス材に、 T aまたは Nb箔から成る拡散バリアー材を介して Cuまたは A g カ ら成る安定化材を複合させる。 この場合、 Ag— Sn合金のマトリックス材に 安定化材を複合させることにより、作成される N b3S n極細多芯超伝導線におい て、 超伝導が一時的に破れた時の電気的なバイパス、 磁気的なダンピング、 熱拡 散などの効果を付与することができ、超伝導現象の安定性を高めることができる。 マトリックス材に複合させる安定化材の A gや C uは、 超伝導現象の安定性を高 めるために高純度であることが望ましレ、。 このため、 安定化材はマトリックス材 の Ag— S n合金中の S nが安定化材中に拡散しないようにパリアー材を介して マトリックス材と複合させる必要がある。 これは、 バリアー材をマトリックス材 と安定化材との間に挟みこむことにより実現できる。 また、 Taと Nbは、 Cu や Agと反応せず、 冷間加工性が良好な材料であるため、 拡散バリアー材として 適している。 なお、 最終的 線材の構造においても、 拡散バリアー材は安定化材 と Snを含む層 （1^133311層ぉょぴ §ー311合金層） の間に挟みこまれた構造 となる必要がある。
好ましくは、 Nb材をマトリックス材として用いた場合、 じ または §から 成る安定化材を複合させる。 この場合、 マトリックス材に安定化材を複合させる ことにより、作成される N b 3 S n極細多芯超伝導線において、超伝導現象時の電 気的なバイパス、磁気的なダンピング、熱拡散などの効果を付与することができ、 超伝導現象の安定性を高めることができる。 なお、 Nbをマトリックス材として 用いるため、 Nbマトリックスそのものが拡散バリアーとなるので、 新たなバリ ァー材を組み込む必要がない。 なお、 最終的な線材の構造においても、 安定化材 と Snを含む層 （1^13311層ぉょぴ §ー311合金層） の間に Nbが挟まれ、拡 散バリアーの役割を果たす構造となる必要がある。
また、 本発明によれば、 ζ相の A g— S n合金を含むマトリックス材に Nb材 を含む芯材が組み込まれ、前記芯材と前記 A g— S n合金との境界部に N b 3 S n が形成された Nb3Sn超伝導線も提供される。更に、 Nb材を含むマトリックス 材に ζ相の A g-Sn合金を含む芯材が組み込まれ、 前記芯材と前記 A g-Sn 合金との境界部に Nb3S nが形成された Nb3S n超伝導線も提供される。
なお、これらいずれの Nb3S n超伝導線においても複数の芯材を含む多芯 Nb 3Sn超伝導線とすることが好ましく、また、 ζ相の Ag— Sn合金の Sn濃度は 9. 35 a t%〜22. 8 ,5 a t %とすることが好ましい。
このように、 ζ相の Ag— Sn合金を用いることで、 上述した本発明に係る N b3S n超伝導線の製造方法と同様に、拡散反応後に残存する A g— S n合金を、 ブ口ンズ法での残留 C u— S n合金量の 1/3程度に減らす線材設計ができる、 NMRスぺクトロメーター用高磁場マグネットに好適に使用できる等の効果が得 られる。
また、本発明の他の形態によれば、多芯 Nb3Sn超伝導線製造用の単芯線材で あって、 ζ相の Ag— S n合金を含むマトリックス材に Nb材を含む芯材が組み 込まれた、 単芯線材も提供される。 更に、多芯 Nb3Sn超伝導線製造用の単芯線 材であって、 Nb材を含むマトリックス材に ζ相の A g-S n合金を含む芯材が 組み込まれた、 単芯線材も提供される。 ' これらの単芯線材は、上述した多芯 Nb3Sn超伝導線の製造に用いられ、 この 単芯線材を複数用いることで、 好適には A g-S n合金又は N b材ょりなるパイ プに揷入して細線化した後に加熱処理して Nb3Snフィラメントを生成するこ とで、多芯 Nb3Sn超伝導線を得ることができる。 これらの形態における ζ相の Ag— Sn合金を用いた単芯線材は従来知られておらず、 かつ、 この単芯線材を 複数用いることで、上述のような優れた特性を有する多芯 N b 3 S n超伝導線を製 造することが可能となる。
N b 3 S nの高磁場特性を改良するため、 S n濃度を容易に上げることができる 内部 Sn拡散法、 MJR法、 粉末法等が研究されてきたが、 n値の高い線材が得 られず、 現実の NMRスぺクトロメーターではもっぱら限界まで Sn濃度を高め たブ口ンズを使つた線材が使われてきた。本発明の N b 3 S n極細多芯超伝導線の 製造方法によれば、 高磁場下での o V e r a 1 1 J cを改善し、 特に、 好適な 形態では 20T近傍の o V e r a 1 1 J cを 3〜 4倍程度向上し、 しかも、 n 値はプロンズ法による超伝導線材と同程度が期待できる N b 3 S n極細多芯超伝 導線を提供することができるため、 高性能の MMRスぺクトロメーターを製造す ることができる。
また、 ブロンズ法と比較した場合、 A gを Cxiの代わりに使っているので、 原 料コストは高くなるが、 Nbの価格は A gと同程度である。 このため、 むしろ A gを使って o V e r a 1 1. J cが向上 （好適形態では 3倍程度向上） したこと により、 線材使用量が低下 （好適形態では 1/3程度に低下） する効果が得られ るので、 NMRスぺクトロメーターの製造コストを引き下げることが可能である。 特に、 o v e r a l l J cが 3倍程度向上する好適な形態では、 NMRスぺク トロメ一ターの製造コストを大幅に引き下げることができる。
図面の簡単な説明
図 1は、 Ag— Sn合金の相図である。
図 2は、 試験例 2に係る前駆体線材の断面構造の説明図である。
図 3は、 試験例 3に係る前駆体線材の断面構造の説明図である。
図 4は、 試験例 4に係る俞駆体線材の断面構造の説明図である。 図 5 Aは、 超伝導線の断面図である。
図 5 Bは、 超伝導線の断面図である。
図 6は、 試験例 5に係る前駆体線材の断面構造の説明図である。
図 7は、 試験例 6に係る前駆体線材の断面構造の説明図である。
図 8は、 試験例 7に係る前駆体線材の断面構造の説明図である。
図 9は、 試験例 8に係る前駆体線材の断面構造の説明図である。
図 1 0は、 試験例 9に係る前駆体線材の断面構造の説明図である。
図 1 1は、 試験例 1 0に係る前駆体線材の断面構造の説明図である。
図 1 2は、 試験例 1 1に係る前駆体線材の断面構造の説明図である。
図 1 3は、 試験例 1 2に係る前駆体線材の断面構造の説明図である。
図 1 4は、各超伝導線における H e 2、 I c (A)、 T c (K) の値の測定結果 の説明図である。 発明を実施するための最良の形態
以下、 図面を参照して本発明の実施形態を説明する。 なお、 これにより本発明 が限定されるものではない。
まず、 A g— S n合金が ζ相となる S η濃度及ぴ温度を示す相図を図 1に示す。 この図に示されるように、 §ー3 11合金にぉける3 11濃度を横軸、 温度を縦軸 にとつた相図の、 S η濃度が 1 1 . 8 a t %〜 2 2. 8 5 a t %、 温度が 0 °C〜 7 2 4 °Cの領域において、 A g— S n合金が ζネ目となり得る。
図 1において S η濃度が 9 . 3 5 a t %以下で温度が極端に高温となっていな い領域では、 § _ 3 11合金は£ c c相をとり、 この f c c相においては十分な 加工性が得られることは従来から知られて!/ヽる。
一方、 A g— S n合金における S n濃度が高くなり、 A g— S n合金が f c c 相からはずれると、 加工性が悪くなって超伝導線製造時における細錄ィ匕が困難に なると考えられていたことから、 A g— S n合金の S n濃度を f c c相からはず れる濃度超伝導線の製造は行われていなかった。
し力 し、以下の試験例に示されるように、図 1に示される ζ相領域においては、 A g - S n合金の加工性が良いことから、 この ζ相において細線化加工を行つャ Nb3Sn超伝導線を得ることができることがみいだされた。 11. 8 a t %〜 2 2. 85 a ％とぃぅ高ぃ311濃度の §ー311合金を用ぃて1^1)3311超伝導線 を得ることができ、 カゝつ、得られた Nb3Sn超伝導線は、 良好な特性を呈する。
(試験例 1)
S n濃度が 12 a t %である A g - S n合金のパイプ、 即ち A g - 12 a t % Sn合金パイプ （^ 20mm、 内径 14mm、 長さ 9 Omm) の中に Nb棒を 挿入した単芯複合体として単芯複合体棒を作製し、 カロ熱及び細線化を行う。 この 試験例では、 400°Cの中間焼鈍を入れながら伸勵ロェを行い、 0. 87 mm径 の単芯複合線を製造した。 この単芯複合線を真空中で 650から 850°Cの温度 域で加熱処理を施し、 単芯超伝導線を得た。 このカロ熱処理は、 Ag— Sn合金と Nbとの境界に Nb3S nが生成されるように行われる。そのために、力 [I熱処理は、 温度に応じて数時間〜 100時間で行われ、 例えば 650°Cでは数百時間、 70 0 °Cでは 40時間、 850 °Cでは数時間程度行うことが必要である。 この試験例 では 700°Cで 50時間の加熱処理を行い、 その後に超伝導特性を測定した。 超伝導特性は加熱処理条件により変化する 1S 典型的には 15.2〜： 17.3 K の Tcを示した。 また、 HC2 (4. 2K) は 15〜19 Tを示した。 一方、 I c はブロンズ法 Nb3S n線材に比較して、それ程大きいわけではないが、 14T、 4. 211で数百111 〜1 程度、 また、 8Τ、 4. 2 Κで数 Α〜： 10 Αという値 が得られた。 .
線材の断面を光学顕微鏡や SEMを使って観察して見ると、 Nbと Ag— 12 a セ％311合金の境界生成された^^133311層の層厚は0. 5μπι以下であること が判明した。 このことは、 A gでは、 C u'にみられるような N b 3 S n拡散生成促 進効果が、 Cuに比較してかなり小さい、あるいは殆どないことを意味している。 さらに Nb3Snの化合物層当たりの Jcは 4. 2K、 14 Τで 1000 A/mm2 以上であると見積もることができ、この値はブロンズ法の Nb3Sn綠材と同程度 以上である。
以上のことから、この試験例 1により得られた単芯の線材は、超伝導性を示し、 Nb3Sn超伝導線として用いられ得ることが示される。 また、その超伝導特性は、 ブロンズ法により得られる ¾伝導線に類似したものとなっている。 ただし、 上述 のように Agは Cuに比較して N b 3 S n拡散生成促進効果が小さいことから、ブ 口ンズ法と比較した場合、 S nを同濃度とすると Nb3Snの層厚が薄くなつて o V e r a 1 1 Jcが低くなるおそれがあるが、 実用の超伝導線は極細多芯線構 造であることから、 Nb3Snの層厚の影響は現れないものと考える。 また、本努 明においてはプロンズ法よりも S IIを高濃度で用いることができるので、 得られ る超伝導線の超伝導特性を、 プロンズ法で得られた超伝導線の超伝導特性よりも 向上させることが可能となっている。
更に、 この試験例にぉレ、て得られる単芯複合線は、 下記試験例 2に示す多芯 N b3S n超伝導線の製造用の単芯複合線として用いることもできる。
(試験例 2)
A g - 12 a t % S n合金パイプ （舰 20 mm、 内径 14 mm、 長さ 90 m m) の中に Nb棒を挿入した単芯複合体として単芯複合体棒を作製し、 400°C の中間焼鈍を入れながら、 伸^!ロェを行い 0. 87 mm径の単芯複合線とする。 次いで、 この単芯複合線を 100 mm長に切って、 200本束ね、 Ag_12 a t%Sn合金パイプ （外径 20mm、 内径 14mm、 長さ 90mm) に挿入し、 200芯複合体棒を作製した。 その後、 この 200芯複合体棒を、 400°Cの-中 間焼鈍を入れながら伸線加工を行レヽ 0. 87 mm径の 200芯複合線である前駆 体線材を作製した。 この前駆体線材の断面構造の説明図を図 2に示す。 そして、 この前駆体線材を真空中で 650から 850°Cの 域で数時間〜 100時間カロ 熱処理し、 Nb3Sn極細多芯超伝導線を作製した。
超伝導特性は、 加熱処理条件により変ィ匕するが、 16. 5〜： 17. 8Kの Tc (臨界温度） を示した。 この Tc値は典型的な Nb3Sn線材の Tcであり、 Ag— S n合金と N bの拡散反応で N b 3 S n層が生成することが明らかになつた。 Hc 2 (4. 2K) も 17~23Tであり、典型的な無添加の Nb3S n線材の HC2 (4. 2K) 値と一致していた。 一方、 Ic (4. 2K、 14T) (4. 2 Κ 14丁で の臨界電流） は 10 Α〜： L 00 Aに達しており、 この値は、 単芯線の結果から期 待できる Ic (4. 2K、 14Τ) よりかなり高く、 実用的に興味深い値であつ た。 この線材の断面構造がまだ、 最適化されていないことを考慮すると、 今後の 検討によりさらに高い I。値 持つ線材にすることが可能である。 ' 言い換えるとブロンズ法実用 Nb3S n極細多芯線の典型的な n o n-Cu o v e r a l l Jc (4. 2 K、 14T) 〜600 AZmm2を上回る高い n o n-Cu o v e r a l l J cを得ることが、 本提案の製造法による N b 3S n 線材において、 断面構造を最適化することにより可能となることを示している。 このように、 多芯線化することで、 単芯線材ょりも I cが顕著に高くなること が示される。 その原因は十分には特定できてはいないが、 現段階では、 拡散距離 が短くなつたことと関連していると推定される。
(試験例 3)
外径 20mm、 内径 16. 5 mmの C uパイプに外径 16 mm、 内径 14mm の T aパイプをはめ込み、 さらにその中に試験例 2と同一の方法で作製する A g -12 a t %S n/Nb単芯複合線を 200本束ねて、 挿入して 200芯複合体 棒を作製し、 溝ロール加工、 伸線加工により、 外径 0. 87 mmの 200芯複合 線である前駆体線材を作製した。 この前駆体線材の断面構造の説明図を図 3に示 す。 そして、 この前駆体線材を真空中で 650から 850°Cの温度域で数時間〜 100時間にわたつて加熱処理し、これにより N b 3 S n極細多芯超伝導線を作製 できる。
これにより得られる N b3S n極細多芯超伝導線は、試験例 2の形態にて得られ る単芯複合線を用いており、 単芯線材を揷入するパイプの材質以外は試験例 2と 同様であり、 Nb3S n極細多芯超伝導線に類似する超伝導特性が得られると考え られる。 何故なら、 ブロンズ法においては、 T aを用いることで拡散バリア材と しての効果が得られるが、 C u— S n合金を用いるプロンズ法における C uに代 えて A gを用い、 Ag— Sn合金とする、 つまり、 〇11を §に代ぇても、 拡散 パリア材としての効果を阻害する要因は特に生じないからである。 従って、 この 実施の形態にて得られる Nb3S n極細多芯超伝導線についても、 T aが拡散バリ ァ材として働くことが当然の帰結として予測できる。 1 T以下の磁界になった時 の臨界電流 I cは数百 Aとなると予測され、 また、 このように I cが大き 1/、状態で も Ic測定時の抵抗出現は徐々に生じると予測される。 すなわち、 この外側に複 された Cuに分流することにより、 ブロンズ法と同様に、 超伝導状態が安定化 されることになる。 ' ' また、 この試験例 3では拡散バリアとして T a、 安定化材として Cuを用いた 力 ブロンズ法における知見から、 拡散バリアとしては Nbを用いてもよく、 ま た、 安定化材として A gを用いてもよレ、。
(試験例 4)
Nb棒をパイプ （外径 20mm、 内径 14mm、 長さ 9 Omm) 状に加工し、 その中に A g _ 12 a t %S n合金棒を詰め込んだ複合体である複合体棒を作製 し、 この複合体棒を真空中で 450。C1時間の中間焼鈍を加えながら、 溝ロール 加工、 伸線加工等を行うことで細線化して、 太さ 0. 87 mmの単芯複合線を製 造した。 次いで、 この単芯複合線を 10 Omm長に切って、 200本束ね、 Nb パイプ （外径 20mm、 内径 14mm、 長さ 9 Omm) に挿入し、 200芯複合 体棒を作製し、 400°Cの中間焼鈍を入れながら、 伸線加工を行い、 0. 87m m径の 200芯複合線である前駆体線材を作製した。 この前駆体線材の断面構造 の説明図を図 4に示す。
そして、 この前駆体線材を真空中で 650〜 850 °Cの温度域で数〜 100時 間の加熱処理し、 Nb3S n極細多芯超伝導線を作製した。 得られた Nb3Sn極 細多芯超伝導線の超伝導特性を測定した。 超伝導特性は加熱処理条件により変化 するが、 典型的な Nb3Sn線材の Tc値である 16. 5~17. 8Kを示した。 また、 HC2 (4. 2K) においても典型的な無添加の Nb3Sn線材の HC2 (4. 2K) 値である 17〜23.Tを示した。 一方、 Ic (4. 2K：、 14 T) は、 試 験例 2と同様に 10 A〜： 100 Aが得られた。
また、 上記試験例において、 N bパイプに挿入する A g— S n合金の S n濃度 を共に 9. 0 a t %とし、他は同じ条件で 200芯 N b 3 S n超伝導線を得た。 こ の試験例 4において得られた S n濃度 9. 0 a t %の 200芯 Nb3S n超伝導線 と、 Sn濃度 12. 0 a t %の 200芯 N b3S n超伝導線と、 の断面図をそれぞ れ図 5A、 図 5 Bに示す。
この図に示されるように、 200芯 Nb3Sn超伝導線のそれぞれは均一な整つ た断面形状を有し、 従って、 n値も高くなつていることが示される。 また、 その 他の試験例に係る Nb3Sn超伝導線についても、同様に、断面形状が均一で整つ たものとなり、 n値が高く つていることが示された。 ' (試験例 5)
外径 20mm、 内径 16. 2 mmの Cuパイプに、 外径 16mm、 内径 14m mの Nbパイプをはめ込み、 さらにその中に試験例 4と同じ方法で作製した Nb /A g - 12 a t % S n単芯複合線を 200本束ねて揷入し、 複合体棒を作製し た。 この複合体棒を伸線加工し、 0. 87 mmの径の 200芯複合線である前駆 体線材を作製した。 この前駆体線材の断面構造の説明図を図 6に示す。 この前駆 体線材を真空中で 650〜850°Cの温度域で数〜 100時間の加熱処理を施し. Nb3Sn極細多芯超伝導線を作製した。
加熱処理後得られた Tcは 16. 5-17. 9 Kであり、 後述する比較例 13 で示す単芯線材の Tcより高かった。 Ic (4. 2K、 14Τ) も 10Α〜100 Αに達しており、 単芯線材の I c値より 100倍も大きかった。
このように多芯線化することで I cが大幅に増加することが Nbマトリックス 線材でも観察された。 また、 外側に複合された Cuにより、 低磁場中で数百 Aの
I C値に達しても、 I c測定時に抵抗発生は徐々に起こり、 この線材の超伝導特性 が安定化されていることが明らかになった。
また、 この試験例 5では安定化材として Cuを用いたが、 ブロンズ法における 知見から、 安定化材として A gを用いてもよい。
(試験例 6)
A g - 12 a t % S n合金パイプ （外径 20 mm、 内径 14 mm, 長さ 90 m m) の中に Nb— 1 a t%T i、 Nb— 3 a t%T i、 および Nb_8 a t %T i合金棒を挿入して 3種類の単芯複合体棒を作製し、 400。Cの中間焼鲍を入れ ながら、 伸線加工を行レ、 0 · 87 mm径の 3種類の単芯複合線とする。 次いで、 この単芯複合線をそれぞれ 10 Omm長に切って、 200本束ね、 A g— 12 a t%Sn合金パイプ （外径 20mm、 内径 14mm、 長さ 9 Omm) にそれぞれ 挿入し、 3種類それぞれについて 200芯複合体棒を作製し、 400°Cの中間焼 鈍を入れながら、 伸線加工を行い 0. 87 mm径の 200芯複合線である前駆体 線材を 3種類作製する。 この前駆体線材の断面構造の説明図を図 7に示す。 そし て、 この 3種類の前駆体線材を真空中で 650から 850 °Cの温度域で数時間〜 100時間にわたってそれ れ加熱処理し、 3種類の Nb3Sn極細多芯超伝導線 を作製する。
ブロンズ法においては、 τ i添加による Nb3Snの HC2と高磁場での Jcの改 善効果が得られる力 この試験例において得られる Nb3S n極細多芯超伝導線で も、 同様の改善効果が得られると予測できる。 ィ可故なら、 この試験例においては ブロンズ法の Cuに代えて A g_S n合金を用いているが、 〇11を §に代ぇて も、 この改善効果を阻害する要因は特に生じないからである。 なお、 ブロンズ法 における知見から、 l a t%T i添加で最も優れた特性改善が見られると予測さ れる。 またこの時の Tcは、 17. 0-17. 9 K程度の値が得られると予測さ れる。 また、 HC2 (4. 2K) については、 23〜 29 T程度の値が得られると 予測される。 すなわち、 T i無添加の場合の Tc= 15. 2~17. 3Kや HC2 (4. 2K) =15〜19Tと比べ、 T iを添加することで、 これらが明瞭に改 善されると考える。
同様に、 ブロンズ法の知見から、 I cについても高磁界中では 2〜4T程度高 磁界側へシフトする改善が得られると予測される。 また、 3 a t%T i添加では Tc= 16. 3〜17. 4Kで、 このとき HC2 (4. 2 K) は 17〜23Tが得 られると予測される。 すなわち、 3 a t%T i添加では若干の改善が見られると 予測される。 さらに 8 a t%T i添加では Tcは 15K以下、 HC2 (4. 2K) も 15 T以下になると予測される。 すなわち、 8 a t %T i添加では明瞭に超伝 導特性が劣ィヒするであろう。
(試験例 7)
N b - 1 a t %T i棒をパイプ（外径 20 mm、内径 14 mm、長さ 90 mm) 状に加工し、 その中に A g— 12 a t %S n合金棒を詰め込んだ複合体棒を作製 し、 これらの複合体棒を真空中で 450°C1時間の中間焼鈍を加えながら、 溝口 —ル加工、 伸線加工等を行レ、、 太さ 0. 87 mmの単芯複合線とする。 次いで、 この単芯複合線を 10 Omm長に切って、 200本束ね、 N b— 1 a , t %T i合 金パイプ （外径 20mm、 内径 14mm、 長さ 9 Omm) に揷入し、 200芯複 合体棒を作製し、 400 °Cの中間焼鈍を入れながら、 伸線加工を行！ヽ 0. 87m m径の 200芯複合線である前駆体線材を作製する。 この前駆体線材の断面構造 の説明図を図 8に示す。 こ 前駆体線材を真空中で 650〜850°Cの温度域 数〜 100時間の加熱処理することで、 N b 3 S n極細多芯超伝導線を製造するこ ' とができる。
(試験例 8)
A g - 12 a t % S n合金パイプ （將 20 mm、 内径 14 mm、 長さ 90 m m) の中に Nb— 2 a t%Ta、 Nb— 4 a t%Ta、 および Nb— 8 a t %T a合金棒を挿入して 3種類の単芯複合体棒を作製し、 400°Cの中間焼鈍を入れ ながら、 伸線加工を行い 0 · 87 mm径の 3種類の単芯複合線とする。 次いで、 この単芯複合線をそれぞれ 10 Omm長に切って、 200本束ね、 Ag— 12 a t %S n合金パイプ （外径 2 Omm、 内径 14mm、 長さ 9 Omm) にそれぞれ 挿入し、 200芯複合体棒を作製し、 400°Cの中間焼鈍を入れながら、 伸線加 ェを行い 0. 87mm径の 200芯複合線である前駆体線材を 3種類作製する。 この前駆体線材の断面構造の説明図を図 9に示す。 そして、 この 3種類の前駆体 線材を真空中で 650から 850°Cの温度域で数時間〜 100時間にわたってそ れぞれ加熱処理し、 3種類の N b3S n極細多芯超伝導線を作製することができる。 ブ口ンズ法における T a添カ卩による Nb3Snの HC2と高磁場での J cの改善 効果が得られる力 この試験例においても得られる Nb3S n極細多芯超伝導線で も、同様の改善効果が得られると予測できる。何故なら、 この試験例においては、 ブロンズ法の Cuに代えて Ag— S n合金を用いているが、 。11を §に代ぇて も、 この改善効果を阻害する要因は特に生じないからである。 なお、 ブロンズ法 における知見から、 2 a t %T a添加で最も優れた特性改善が見られると考える。 またこの時の Tcは、 17. 1-18. 1Kぐらいの値が得られると予測される。 また、 HC2 (4. 2K) については、 24〜29 Tぐらいの値が得られると予測 される。 すなわち、 Ta無添加の場合の Tc= 15. 2~17. 3Kや HC2 (4. 2K) =15〜19 Tと比べ明瞭に改善されると考える。 また、 Icについても 高磁界中では 2〜4 T程度高磁界側へシフトする改善が得られると予測される。 また、 4 a t%Ta添加では Tc=l 6. 4〜17. 5K程度の値が得られると 予測され、 このとき HC2 (4. 2K) は 18〜 23 T程度の値が得られると予測 される。 すなわち、 3 a t%T a添加では若干の改善が見られると予測される。 さらに 8 a t%Ta添加で Tcは 16K以下、 HC2 (4. 2 K) も 16 T以卞 になると予測される。 すなわち、 8 a t%T a添加では明瞭に超伝導特性が劣ィ匕 すると予測される。
(試験例 9)
Nb - 2 a t %T a棒をパイプ（外径 2 Omm、内径 14mm、長さ 9 Omm) 状に加工し、 その中に A g— 12 a t % S n合金棒を詰め込んだ複合体棒を作製 し、 これらの複合体棒を真空中で 450°C1時間の中間焼鈍を加えながら、 溝口 ール加工、 伸線加工等を行い、 太さ 0. 87 mmの単芯複合線とする。 次いで、 この単芯複合線を 10 Omm長に切って、 200本束ね、 Nb_2 a t%Ta合 金パイプ （外径 20mm、 内径 14mm、 長さ 9 Omm) に挿入し、 200芯複 合体棒を作製し、 400 °Cの中間焼鈍を入れながち、 伸線加工を行レヽ 0. 87m m径の 200芯複合線である前駆体線材を作製する。 この前駆体線材の断面構造 の説明図を図 10に示す。 そして、 この前駆体線材を真空中で 650〜850°C の温度域で数〜 100時間の加熱処理することで、 N b 3 S n極細多芯超伝導線を 作製できる。
(試験例 10)
Nb棒をパイプ （外径 20mm、 内径 14mm、 長さ 9 Omm) 状に加工し、 その中に A g _ 12 a t % S n _ 1 a t %T i合金棒を詰め込んだ複合体棒を作 製し、 これらの複合体棒を真空中で 450°C1時間の中間焼鈍を加えながら、 溝 ロール加工、伸線加工等を行レ、、太さ 0. 87 mmの単芯複合線とする。次いで、 この単芯複合線を 100 mm長に切つて、 200本束ね、 N bパイプ (外径 20 mm、 内径' 14mm、 長さ 9 Omm) に揷入し、 200芯複合体棒を作製し、 4 00°Cの中間焼鈍を入れながら、 伸線加工を行い 0. 87mm径の 200芯複合 線である前駆体線材を作製する。 この前駆体線材の断面構造の説明図を図 1 1に 示す。
この前駆体線材を真空中で 650〜 850 °Cの温度域で数〜 100 ,時間の加熱 処理することで、 N b 3 S n極細多芯超伝導線を作製できる。
(試験例 11)
Nb棒をパイプ （外径 20mm、 内径 14mm、 長さ 9 Omm) 状に加工し、 その中に A g— 12 a t % S n— 2 a t %T a合金棒を詰め込んだ複合体棒を作 製し、 これらの複合体棒を真空中で 450°C1時間の中間焼鈍を加えながら、 溝 ロール加工、伸線加工等を行レ、、太さ 0. 87 mmの単芯複合線とする。次いで、 この単芯複合線を 10 Omm長に切って、 200本束ね、 Nbパイプ （外径 20 mm、 内径 14mm、 長さ 90mm) に挿入し、 200芯複合体棒を作製し、 4 00 °Cの中間焼鈍を入れながら、 伸線加工を行い 0. 87 mm径の 200芯複合 線である前駆体線材を作製する。
この前駆体線材の断面構造の説明図を図 12に示す。 この前駆体線材を真空中 で 650〜 850 °Cの温度域で数〜 100時間の加熱処理することで、 N b 3 S n 極細多芯超伝導線を作製できる。
(試験例 12)
Nb-2 a t%Ta合金棒をパイプ （外径 20mm、 内径 14mm、 長さ 90 mm) 状に加工し、 その中に A g- 12 a t % S n - 1 a t %T i合金棒を詰め 込んだ複合体棒を作製し、 これらの複合体棒を真空中で 450°C 1時間の中間焼 鈍をカ卩えながら、 溝ロール加工、 伸線加工等を行レヽ、 太さ 0. 87 mmの単芯複 合線とする。 次いで、 この単芯複合線を 10 Omm長に切って、 200本束ね、 Nb-2 a t %T a合金パイプ （外径 20 mm、 内径 14 mm、 長さ 90 mm) に揷入し、 200芯複合体棒を作製し、 400°Cの中間焼鈍を入れながら、 伸線 加工を行レヽ 0. 87 mm径の 200芯複合線である前駆体線材を作製する。 この 前駆体線材の断面構造の説明図を図 13に示す。
この前駆体線材を真空中で 650〜 850 °Cの温度域で数〜 100時間の加熱 処理するこ'とで、 N b 3 S n極細多芯超伝導線を作製できる。
(試験例 13)
Nb棒を 4本、 パイプ （外径 20mm、 内径 14mm) 状に加工し、 その中に Ag— 9 a t%Sn、 Ag— 12 a t%Sn、 Ag— 14 a t%Sn、 および A g-24 a t%S n合金棒を詰め込んだ複合体棒を作製し、 これらの.複合体棒を 真空中で 450°C1時間の中間焼鈍をカ卩えながら、 溝ロール加工、 伸,御ロェ等を 行い、 太さ 0. 87mmの 3種類の単芯複合線に伸勵卩ェした。
図 1の相図に示されるように、 Ag_9 a セ％311合金は£ c c相、 Ag— 1 2 a t %S n合金と A g - 14 a t %S n合金とは ζ相、 A g— 24 a t % S ή は ε相となっている。 N b ZA g— 24 a t % S n複合体は芯材が割れてしまつ て、 途中で伸線加工できなくなつたので、 Nbパイプに Ag— Sn合金の ε相を 粉体し混入して測定を行った。 他の複合体棒は、 全て、 目的線径まで伸線加工す ることができた。
これらの単芯複合線を真空中で 650〜 850 °Cの温度域で数〜 100時間の 加熱処理を施した後、 超伝導特性を測定した。 得られた超伝導特性は加熱処理条 件により変ィ匕するが、典型的 Tcは芯材の Sn濃度により異なり、 Ag— 9 a t% Sn芯材を使った：^、 14. 8-16. 5 K：、 A g— 12 a t % S n芯材では 15. ：!〜 17. 2K、 Ag— 14 a t %S n芯材を使った場合では 15. 5〜 17. 5Kの Tc値が得られ、 Ag— Sn合金中の Sn濃度が高いほど Tcが高く なっていることが された。
また、 Ag_Sn合金の相図において、 各相における特性を調べるために、 試 験例 13で用いた、 Sn濃度が 9 a t% (f c c相）、 12 a t % (ζ相）、 及ぴ 24 a t% (ε相） のそれぞれの合金棒を用いて得られた超伝導線において、 Η c2 (4. 2K)、 I c (A) (4. 2 K、 12T)、 Tc (K) を測定した。 その 結果を図 14に示す。 なお、 図 14において、 三角形のプロットは単芯、 四角形 のプロットは 200芯、菱形のプロットは 40000芯の Nb3S n超伝導線にお ける測定結果を示す。 また、図 14において用いた N b3S n超伝導線のそれぞれ は、 試験例 1の方法で、 S ϋ濃度をそれぞれにより得られたものを用いた。 図 14に示されるように、単芯の Nb3Sn超伝導線においては、 f c。相から ζ相に樹 fすることで He 2及び T cの値が顕著に上昇していることがわかる。 また、 いずれの濃度の A g— S n合金を用いた場合でも、 ζ相において、 ブロン ズ法と同等以上の性能、特に 200芯の N b3S n超伝導線においてはプロンズ法 よりも顕著に優れた性能が得られていることがわかる。 産業上の利用可能性
本発明によれば、従来のプロンズ法等に代わる新たな手法により Nb3S n超伝 導線を提供でき、 NMRスぺクトロメ一ター用超伝導マグネットの高磁界発生部 等にこの Nb3Sn超伝導線 使用できる。 また、ブロンズ法等の従来法よりも高 磁場特性が優れている線材を供給することも可能であることから、 従来、 不可能 であった 2 2〜 2 4 Tの永久電流モードでの超伝導マグネット運転を可能とする, なお、 超高磁場 NMRスぺクトロメーターは、 ポストゲノム計画で重要な、 蛋白 質の高次構造を決定する上で、 決定的役割を担うため、 本発明がキーテクノロジ —となり得る。 また、 本発明により供給できる線材は、 NMRスぺクトロメータ 一用に最も適している力 高磁場発生用途に従来の N b 3S n線材と比べ一般的に 適しているので、 高磁場エネ/レギー貯蔵、 高磁場 MR I、 核融合炉、 高磁場ダイ ポールマグネット等の用途にも適している。

Claims

請 求 の 範 囲
1. Ag-Sn合金を含むマトリックス材に N b材を含む芯材を組み込んだ複 合体を細線化した後に、 Nb3Snフィラメントが生成されるように加熱処理を行
5 レ、、
前記 Ag— Sn合金の Sn濃度を、 前記 Ag— Sn合金が f c c相と ζ相と力 S 混在する状態になり得る濃度として前記複合体の細線化を前記 A g-S n合金が f c c相と ζ相とが混在する状態になる温度で行う力、 または、
前記 A g-S n合金の S n濃度を前記 A g-S n合金が ζ相となり得る濃度と 0 して前記複合体の細線化を前記 A g-Sn合金が ζ相となる温度で行う、
Nb3S n超伝導線の製造方法。
2. Ag-Sn合金を含むマトリックス材に N b材を含む芯材を組み込んだ単 芯複合体を細線化した後に、 前記細線化した単芯複合体を複数含んだ多芯複合体 を形成し、該多芯複合体を細線化した後に N b3Sn.フィラメントが生成されるよ 5 うに加熱処理を行い、
前記 A g-S n合金の S n濃度を、 前記 A g-S n合金が ί c c相と ζ相と力 S • 混在する状態になり得る濃度として前記複合体の細線化を前記 A g-S n合金が f c c相と ζ相とが混在する状態になる温度で行う力、、 または、
前記 A g-S n合金の S.n濃度を前記 A g-S n合金が ζ相となり得る濃度と 0 して前記複合体の細線化を前記 A g-Sn合金が ζ相となる温度で行う、
Nb3S η·超伝導線の製造方法。
3. 前記 Ag— Sn合金の Sn濃度は 9. 35 a t%〜22. 85 a t %、 前 記細線化時の温度は常温以上〜 500 °C未満、前記 N b3Snフィラメントを生成 するための力 [I熱処理の温度は 500 °C〜 724 °Cである、 請求の範囲第 1項又は 5 第 2項記載の N b3Sn超伝導線の製造方法。 ,
4. 前記 Ag— S n合金の S n濃度は 9. 35 a t%〜22. 85 a t %、 前 記細線化時の温度は常温以上〜 500 °C未満、前記 N b3Snフィラメントを生成 するための加熱処理の温度は 500 °C〜 724 °Cであり、
前記単芯複合体を S n濃 i が 9. 35 a t%より高く 22. 85 a t %以下ャ ある A g— S n合金パイプ内に挿入することで前記多芯複合体を作成する、 請求 の範囲第 2項記載の N b 3 S n超伝導線の製造方法。
5. Nb材を含むマトリックス材に A g-S n合金を含む芯材を組み込んだ複 合体を細線化した後に、 Nb3Snフィラメントが生成されるように加熱処理を行 い、
'前記 A g-S n合金の S n濃度を、 前記 A g-S n合金が ί c c相と ζ相と力 S 混在する状態になり得る濃度として前記複合体の細線化を前記 A g-S n合金が f c c相と ζ相とが混在する状態になる温度で行うカゝ、 または、
前記 A g-Sn合金の S n濃度を前記 A g-S n合金が ζ相となり得る濃度と して前記複合体の細線化を前記 A g-S n合金が ζ相となる温度で行う、
Nb3Sn超伝導線の製造方法。
6. Nb材を含むマトリックス材に A g-Sn合金を含む芯材を組み込んだ単 芯複合体を細線化した後に、 前記細線化した単芯複合体を複数含んだ多芯複合体 を形成し、該多芯複合体を細線化した後に N b3S nフィラメントが生成されるよ うに加熱処理を行い、
前記 A g-S n合金の S n濃度を、 前記 A g-S n合金が f c c相と ζ相とが 混在する状態になり得る濃度として前記複合体の細線化を前記 A g-S n合金が ' f c c相と ζ相とが混在する状態になる温度で行うカゝ、 または、
前記 A g-S n合金の S n濃度を前記 A g-S n合金が ζ相となり得る濃度と して前記複合体の細線化を前記 A g-S n合金が ζ相となる温度で行う、
N b 3 S n超伝導線の製造方法。
7. 前記 Ag_S n合金の S n濃度は 9. 35 a t %〜22. 85 a t %、 前 記細線化時の ¾i は常温以上〜 500 °C未満、前記 N b3Snフィラメントを生成 するための力 tl熱処理の温度は 500〜900°Cである、 請求の範囲第 5項又は第 6項記載の N b 3 S n超伝導線の製造方法。 .
8. 前記 Ag— S n合金の S n濃度は 9. 35 a t %〜22. 85 a t %、 前 記細線化時の温度は常温以上〜 500 °C未満、前記 N b3Snフィラメントを生成 するための加熱処理の温度は 500〜 900 °Cであり、
前記単芯複合体を N b材 イプ内に挿入することで前記多芯複合体を作成す ¾、 請求の範囲第 6項記載の N b 3 S n超伝導線の製造方法。
9. 前記 A g-S n合金に 4 a t %以下の T iおよび/または 8 a t %以下の T aを含有させる、請求の範囲第 1項〜第 8項のいずれかに記載の N b 3 S n超伝 導線の製造方法。
10. 前記 Nb材に 4 a t %以下の T iおよび Zまたは 8 a t %以下の T aを 含有させる、請求の範囲第 1項〜第 9項のいずれかに記載の Nb3S n超伝導線の 製造方法。
11. 前記 A g— Sn合金を含むマトリックス材に T aまたは Nb箔から成る 拡散バリアー材を介して Cuまたは A gから成る安定化材を複合させる、 請求の 範囲第 1項〜第 4項のレ、ずれかに記載の N b 3 S n超伝導線の製造方法。
12. 前記 N bを含むマトリックス材に C uまたは A gから成る安定化材を複 合させる、 請求の範囲第 5項〜第 8項のいずれかに記載の超伝導線の製造方法。
13. ζ相の A g-S n合金を含むマトリックス材に N b材を含む芯材が組み 込まれ、
前記芯材と前記 A g-Sn合金との境界部に N b3S nが形成された N b 3 S n 超伝導線。
14. 多芯 Nb3Sn超伝導線であって、
' ζ相の A g-S n合金を含むマトリックス材に N b材を含む芯材が複数組み込 まれ、 .
それぞれの前記芯材と前記 A g-S n合金との境界部に N b3S nが形成され た Nb3Sn超伝導
15. Nb材を含むマトリックス材に ζ相の Ag— Sn合金を含む芯材が組み 込まれ、
前記芯材と前記 N b材との境界部に N b3Snが形成された N b 3 S n超伝導線。
16. 多芯 Nb3S n超伝導線であって、 ，
b材を含むマトリックス材に ζ相の A g— S n合金を含む芯材が複数組み込 まれ、
それぞれの前記芯材と前記 N b材との境界部に N b 3 S nが形成された N b 3 S π超伝導線。 · '
17. 前記 ζ相の Ag— Sn合金の Sn濃度は 9. 35 a t%〜22. 85 a t %である、請求の範囲第 13項〜第 16項のレ、ずれかに記載の N b3S n超伝導 線。
18. 多芯 N b3Sn超伝導線製造用の単芯複合線であつて、
ζ相の A g-S n合金を含むマトリックス材に N b材を含む芯材が組み込まれ た、 単芯複合
19. 多芯 N b 3 S n超伝導線製造用の単芯複合線であつて、
N b材を含むマトリックス材に ζ相の A g-S n合金を含む芯材が組み込まれ た、 単芯複合線。
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