(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
0.2at%を超えて10at%以下のCuが添加されているCu−Al合金がNb中にNbとの体積比がCu−Al合金：Nbとして1：2.5〜1：3.5の範囲で複合化されているマイクロ複合芯材を、マトリックス材としてのNb、Ta、Nb基合金またはTa基合金に多数本埋め込んでなる極細多芯構造を有する超伝導線材であって、前記のマイクロ複合芯材において、1700℃以上の温度に2秒以下での急加熱と室温付近への急冷によってＡ１５相化合物構造が形成され、さらに650〜900℃の温度で追加熱処理されていることを特徴とする、Cu添加Nb3Al極細多芯超伝導線材。
【請求項２】
マイクロ複合芯材において、Nb中に複合化されているCu−Al合金は、Nbとの体積比がCu−Al合金：Nbとして1：3である請求項１のCu添加Nb3Al極細多芯超伝導線材。
【請求項３】
マイクロ複合芯材において、Nb中に複合化されているCu−Al合金は、平均径が1μｍ以下である、請求項1または２のCu添加Nb3Al極細多芯超伝導線材。
【請求項４】
請求項１ないし３のいずれかの超伝導線材において、最外層として安定化Cu被覆がされているCu添加Nb3Al極細多芯超伝導線材。
【請求項５】
請求項１ないし３のいずれかの超伝導線材において、マトリックス材中には、NbまたはTaからなる拡散バリア層で囲んだ安定化Cuが配置されている、Cu添加Nb3Al極細多芯超伝導線材。
【請求項６】
請求項１ないし３のいずれかの超伝導線材の製造方法であって、極細多芯構造を有する線材を、2秒以下の急加熱によって1700℃以上の温度に到達させた後に室温付近に急冷し、次いで650〜900℃の温度で追加加熱処理を行なうことを特徴とする、Cu添加Nb3Al極細多芯超伝導線材の製造方法。
【請求項７】
請求項６の製造方法において、追加熱処理の前もしくは後に、線材表面に安定化Cu被覆する、Cu添加Nb3Al極細多芯超伝導線材の製造方法。
【請求項８】
請求項６の製造方法において、急加熱の前に、NbまたはTaからなる拡散バリア層で囲んだ安定化Cuをマトリックス材中に配置する、Cu添加Nb3Al極細多芯超伝導線材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この出願の発明は、Ｃｕ添加Ｎｂ３Ａｌ極細多芯超伝導線材とその製造方法に関するものである。さらに詳しくは、この出願の発明は、２６Ｔ程度以下のあらゆる磁場発生にも対応できる、Ｃｕを添加したＮｂ３Ａｌ極細多芯超伝導線材と、その製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術とその課題】
従来より、合金系超伝導体のなかでは、４．２Ｋで９Ｔ（テスラ）までの低磁場用にはＮｂ−Ｔｉ線材が、９〜２１Ｔの高磁場用にはＮｂ３Ｓｎ、Ｖ３Ｇａ線材が実用されている。その一方で、急熱急冷変態法で作製されたＮｂ３Ａｌ超伝導線材が、近年の研究によってその実用化が期待されている。このものは、既存の実用超伝導線材の３〜５倍大きいＪｃを示すことから、高磁場ＮＭＲスペクトロメータ、核融合炉、超伝導粒子加速器、ＳＭＥＳ等の超伝導応用機器の性能を大幅に向上できるため、実用超伝導材料に置き換わる可能性がある。図１には、急熱急冷変態法によるＮｂ３Ａｌ線材の作製工程を示しているが、この場合の急熱急冷変態法とは、前駆体線であるＮｂ／Ａｌ極細複合線を急熱急冷処理し、まず、線材中にＮｂ−Ａｌ  ｂｃｃ過飽和固溶体を直接生成させ、次に、８００℃付近で追加熱処理を行い、生成したｂｃｃ過飽和固溶体をＡｌ５相化合物に変態させることにより、極めて高いＪｃ特性を持つ超伝導線材を作製する方法である（登録番号２０２１９８６）。
【０００３】
また、類似の超伝導線材製法として、図２に示すように、ＧｅまたはＳｉを添加したＡｌ合金を使用して作製した前駆体複合線を急熱急冷処理し、まず、結晶の長距離秩序度の低いＡ１５相化合物としてのＮｂ３（Ａｌ，Ｇｅ）を直接生成させ、次いで８００℃付近で熱処理することで結晶の長距離秩序を回復させて、Ａ１５相化合物としてのＮｂ３（Ａｌ，Ｇｅ）超伝導線材を得る方法がこの出願の発明者らにより提案されている。この製法によるＮｂ３（Ａｌ，Ｇｅ）超伝導線材は、ＴｃとＨｃ２（４．２Ｋ）が大幅に向上し、高磁場でのＪｃが高いため、２３〜２９Ｔ級の超高磁場発生用の超伝導線材として、開発が進められている（出願番号１１−０５９９０７）。しかし、この超伝導線材は低磁場でのＪｃがあまり高くない。したがって、経済性を考慮すると、低磁場特性の優れたほかの超伝導線材と組み合わせて使用せざるをえない。
【０００４】
そこで、この出願の発明は、低磁場でのＪｃが低いという欠点を持たず、かつ、２６Ｔ程度以下のあらゆる磁場発生にも対応できる超伝導線材とその製造方法を提供することを課題としている。また、この出願の発明は、Ｎｂ３Ａｌ線材よりも高磁場中でのＪｃ特性が優れた超伝導線材を提供する。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
そこで、この出願の発明は、上記の問題点を解消するものとして、以下の通りの発明を提供する。
【０００６】
すなわち、まず第１には、この出願の発明は、0.2at%を超えて10at%以下のCuが添加されているCu−Al合金がNb中にNbとの体積比がCu−Al合金：Nbとして1：2.5〜1：3.5の範囲で複合化されているマイクロ複合芯材を、マトリックス材としてのNb、Ta、Nb基合金またはTa基合金に多数本埋め込んでなる極細多芯構造を有する超伝導線材であって、前記のマイクロ複合芯材において、1700℃以上の温度に2秒以下での急加熱と室温付近への急冷によってＡ１５相化合物構造が形成され、さらに650〜900℃の温度で追加熱処理されていることを特徴とする、Cu添加Nb3Al極細多芯超伝導線材を提供する。
【０００７】
そして、第２には、マイクロ複合芯材のNb中に複合化されているCu−Al合金において、Nbとの体積比がCu−Al合金：Nbとして1：3であることや、第３には、Cu−Al合金は、平均径が1μｍ以下であることなども、その態様とする上記第１の発明の超伝導線材を提供す
る。
【０００８】
さらに、この出願の発明は、第４には、最外層として安定化Ｃｕ被覆がされていることや、第５には、マトリックス材中には、ＮｂまたはＴａからなる拡散バリア層で囲んだ安定化Ｃｕが配置されていることなどを特徴とする、上記第１ないし第３のいずれかの発明の超伝導線材を提供する。
【０００９】
また、第６には、この出願の発明は、上記第１ないし第３のいずれかの発明の超伝導線材の製造方法であって、極細多芯構造を有する線材を、２秒以下の急加熱によって１７００℃以上の温度に到達させた後に室温付近に急冷し、次いで６５０〜９００℃の温度で追加熱処理を行うことを特徴とする、Ｃｕ添加Ｎｂ３Ａｌ極細多芯超伝導線材の製造方法を提供する。
【００１０】
加えて、第７には、追加熱処理の前もしくは後に、線材表面に安定化Ｃｕ被覆することや、第８には、急加熱の前に、ＮｂまたはＴａからなる拡散バリア層で囲んだ安定化Ｃｕをマトリックス材中に配置することを特徴とする、上記第６の発明の製造方法を提供する。
【００１１】
【発明の実施の形態】
この出願の発明は上記のとおりの特徴をもつものであるが、以下にその実施の形態について説明する。
【００１２】
まず、この出願の第１の発明が提供する超伝導線材は、次の要件によって特定される。
（１）０．２ａｔ％を超えて１０ａｔ％以下のＣｕが添加されているＣｕ−Ａｌ合金がＮｂ中に複合化されているマイクロ複合芯材を、
（２）マトリックス材としてのＮｂ、Ｔａ、Ｎｂ基合金またはＴａ基合金に多数本埋め込んでなる極細多芯構造を有し、
（３）前記（１）のマイクロ複合芯材において、１７００℃以上の温度に２秒以下での急加熱と室温付近への急冷によってＡ１５相化合物構造が形成され、さらに６５０〜９００℃の温度で追加熱処理されている。
【００１３】
そして、この出願の第２の発明では、要件（１）に係わるＣｕ−Ａｌ合金は、その平均外径が１μｍ以下であることを好適としており、また第３の発明では、Ｃｕ−Ａｌ合金とＮｂとの体積比を、１：２．５〜１：３．５の範囲を好適としている。なお、「多数本」との規定は、数十〜数百万本程度を意味し、「室温付近」との規定は、約１５〜５０℃程度の温度範囲を意味している。
【００１４】
また、この出願の第４の発明では、最外層として安定化Ｃｕ被覆されているＣｕ添加Ｎｂ３Ａｌ極細多芯超伝導線材であることを特徴とし、第５の発明では、マトリックス材中にＮｂまたはＴａからなる拡散バリア層で囲んだ安定化Ｃｕを配置することを好適としている。
【００１５】
ここでＣｕは、超伝導状態にある線材に電流を流した状態を安定化させる役割を果たしている。つまり、一般に、超伝導状態の線材に電流を流すと、電流は線材の表面から流れはじめて均等には流れず、線材にエネルギーが貯えられた不安定な状態が発生して、線材がこすれ合ったり動いたりする事態が生じる。そのため、線材中のエネルギーが局部的に開放されてその部分の超伝導を破壊し、ジュール熱が発生されるので、線材全体にまで超伝導状態の破壊が拡大してしまう。しかし、線材に高純度のＣｕを被覆させると、超伝導が壊れた部分（常伝導部分）において電流は高純度Ｃｕ部分を選択的に流れるため、大きな発熱は起こらない。その間に線材は周辺から冷却されて、常伝導部分は超伝導に復帰する。このように、Ｃｕ被覆により超伝導状態は安定に保たれることになる。
【００１６】
以上のようなこの出願の超伝導線材については、その製造方法としては、前記第６、第７、そして第８の発明が提供されることになる。
安定化Ｃｕ被覆したこの発明の超伝導線材においては、例えば図３の構造と製造プロセスとして例示される。製造プロセスとしては、第６の発明のように、極細多芯構造を有する線材を、２秒以下の急加熱によって１７００℃以上の温度に到達させた後に、室温付近に急冷し、次いで６５０〜９００℃の温度で追加熱処理する。そして、追加熱処理の前に線材表面に安定化Ｃｕ被覆を施しておく。一方、図４は、図３の例とは異なって、追加熱処理の後に、線材表面に安定化Ｃｕ被覆を施すプロセスを例示している。
【００１７】
さらに図５の例においては、前記の追加熱の前に、ＮｂまたはＴａからなる拡散バリア層で囲んだ安定化Ｃｕをマトリックス材中に配置している。
たとえば以上の図３、図４および図５に例示したようにして、この発明においては、Ａ１５相化合物の結晶化秩序をしっかりしたものとし、優れた超伝導線材としての特性を発揮できるものとしている。
【００１８】
以下、添付した図面に沿って実施例を示し、この発明の実施の形態についてさらに詳しく説明する。
【００１９】
【実施例】
＜Ｉ＞最初に、Ｃｕ−Ａｌ合金がＮｂ中に複合化されているＮｂ／Ａｌ−Ｃｕマイクロ複合芯材を、図６に示すＲｏｄ−ｉｎ−ｔｕｂｅ法により作製した。その手順は次のとおりとした。まず、Ｃｕ−Ａｌ合金の作製に際して、Ｃｕ−Ａｌ合金のＣｕ添加量は、各々の試料について、Ａ：０．２ａｔ％、Ｂ：２ａｔ％、Ｃ：８ａｔ％、Ｄ：１２ａｔ％とした。そして、それぞれの試料をタンマン溶解により作製した。これらのＣｕ−Ａｌ合金を、外径７ｍｍのロッド状に削り出し、Ｎｂパイプ（外径１４ｍｍ、内径７ｍｍ）に詰めた後、冷間溝ロール加工と伸線加工とを施して単芯線を作製した。しかし、ここで試料Ｄは異常変形による断線が発生したため伸線加工に失敗し、単芯線は得られなかった。Ｃｕの添加量が１０ａｔ％を超えると、Ｎｂとの複合加工が困難となり、単芯線の製作が不可能となる。その他の試料Ａ、Ｂ、ＣのＣｕ−Ａｌ合金については、ここまでの加工は順調に行われ、３種の単芯線が得られた。
【００２０】
＜ＩＩ＞次に、得られた試料Ａ、Ｂ、Ｃの各々の単芯線について、１２１×１２１芯複合体（１）と、３３０×３３０芯複合体（２）とをそれぞれ作製し、Ａ１、Ｂ１、Ｃ１、Ａ２、Ｂ２、およびＣ２のマイクロ複合芯材試料を作製した。これらのマイクロ複合芯材の作製においては、まず得られた各々の単芯線の一部を１．１４ｍｍφまで、残りを０．７ｍｍφまで伸線加工し、これを適当な寸法に切断した。次に、切断した１．１４ｍｍφの単芯線を１２１本束ねてＮｂパイプ（外径２０ｍｍ、内径１４ｍｍ）に詰め、今度は中間焼鈍しは無しで１．１４ｍｍφまで溝ロール加工および伸線加工を施した後、再び適当な長さに切断し、さらに１２１本束ねてＮｂパイプ（外径２０ｍｍ、内径１４ｍｍ）に詰めた。これによって、１２１×１２１芯複合体を得た。同様にして、０．７ｍｍφの単芯線は、３３０本を束ねてＮｂパイプ（外径２５ｍｍ、内径１６ｍｍ）に詰め、同様に中間焼鈍し無しで０．８ｍｍφにまで加工した後、再び切断し、さらに３３０本束ねてＮｂパイプ（外径２５ｍｍ、内径１６ｍｍ）に詰めた３３０×３３０芯複合体を得た。以上のとおりの１２１×１２１芯複合体と３３０×３３０複合体とを溝ロール加工および伸線加工により、０．８ｍｍψにまで加工し、極細多芯構造を有するＡ１、Ｂ１、Ｃ１、Ａ２、Ｂ２、およびＣ２のＮｂ／Ａｌ−Ｃｕマイクロ複合芯材の試料を得た。これらの試料において、Ｎｂ：Ａｌの体積比はおよそ３：１であった。ただし、Ａ１、Ａ２の試料については、１２１×１２１芯複合体であるＡ１の伸線加工には成功したが、３３０×３３０芯複合体であるＡ２では伸線加工に失敗した。このことから、０．２ａｔ％程度のＣｕ添加では、Ａｌ合金はＮｂに比べて柔らかすぎるため、複合加工性が悪く、このＲｏｄ−ｉｎ−ｔｕｂｅ法にてマイクロ複合芯材を作製することは難しいと判断される。
【００２１】
＜ＩＩＩ＞得られたＮｂ／Ａｌ−Ｃｕマイクロ複合芯材を、図７に示すような急熱急冷装置にかけた。この装置では、Ｎｂ／Ａｌ−Ｃｕマイクロ複合芯材を、１ｍ／ｓｅｃの速度で移動させながら電極プーリーとＧａ浴槽との間で通電加熱することにより、室温から約２０００℃に急熱させ、次いで、５０℃程度に保持されたＧａ浴槽中を通過させることで、急冷させる。この時の急冷速度は、１×１０５℃／ｓｅｃ程度であった。ここで、Ｇａ浴槽は電極と冷媒の役割を兼ねている。そして、巻き取られたＮｂ／Ａｌ−Ｃｕマイクロ複合芯材をＸ線回折装置で調べたところ、結晶の長距離秩序度の低いＡ１５相化合物フィラメントが生成していた（図８）。Ｃｕなどの添加元素を含まないＮｂ／Ａｌ線材を急熱急冷処理した場合には、過飽和ｂｂｃ固溶体が生成するのと対照的であった。ただし、Ａ１およびＡ２の試料は、Ａ１５相化合物からの回折線強度が弱かったので、Ｃｕを添加せずに純Ａｌを使用した場合、つまりＮｂ／Ａｌ線材を使用した場合のように、過飽和ｂｂｃ固溶体がある程度生成しているものと推定される。
【００２２】
＜ＩＩＩＩ＞この後、６５０〜９００℃の追加熱処理を行い、この発明のＣｕ添加Ｎｂ３Ａｌ極細多芯超伝導線材を作製した。試料Ａ１およびＡ２の場合のＴｃは１７．９Ｋであり、Ｈｃ２（４．２Ｋ）やＪｃ（４．２Ｋ）などの超伝導特性と共に、Ｎｂ／Ａｌ線材を使用した場合とほぼ同じであった。
【００２３】
一方、試料Ｂ１およびＢ２の場合は、Ｎｂ／Ａｌ−Ｃｕマイクロ複合芯材の追加熱処理の前と後とで、Ｔｃ、Ｈｃ２（４．２Ｋ）、Ｊｃ（４．２Ｋ）などの超伝導特性が変化していた。Ｔｃについては、処理前は１３．０Ｋであったが、７５０℃の追加熱処理により結晶の長距離秩序度が回復し、１８．２Ｋにまで向上した。Ｎｂ／Ａｌ線材を使用した場合の最も高いＴｃとしては、１７．９Ｋが得られているので、０．３Ｋ向上したこととなる。また、Ｈｃ２（４．２Ｋ）については、追加熱処理前は１８Ｔ程度であったが、７００〜９００℃の熱処理により、２７〜２８．５Ｔにまで向上した。Ｎｂ／Ａｌ線材を使用した場合のＨｃ２（４．２Ｋ）は２５〜２６Ｔであるので、Ｃｕの添加により、２Ｔ程度も改善された。図９には、３通りの追加熱処理温度で作製したＮｂ／Ａｌ−２ａｔ％ＣｕのＨｃ２（４．２Ｋ）特性について例示したが、どの場合についてもＨｃ２（４．２Ｋ）は改善されていた。さらに、Ｊｃ−Ｂ特性については注目すべきであった。Ｃｕの添加により、ＴｃおよびＨｃ２（４．２Ｋ）はある程度改善されたが、Ｊｃ（４．２Ｋ）については、現在の実用超伝導線材よりはるかに大きな値が得られた。図１０には、試料Ｂ１、Ｂ２および実用超伝導線材４種のＪｃ−Ｂ特性を示した。これを詳細に見ると、１８Ｔ以下の低磁場では、Ｂ１およびＢ２よりも、Ｎｂ／Ａｌ前駆体複合線（Ｎｂ箔とＡｌ箔とを巻き重ねた複合体を芯線加工するジェリーロール法により作製）を使用した急熱急冷変態法のＮｂ３Ａｌ線材の方が高いＪｃを示した。しかし、現在の超伝導応用技術ではこのような高いＪｃを利用する技術は確立されておらず、低磁場でのＪｃとしては、実用上、この実施例にあるＢ１およびＢ２程度のＪｃで充分といえる。一方、高磁場でのＪｃは、明らかにＣｕの添加により改善されている。金属系超伝導線材の高磁場でのＪｃは、どうしても低くなりすぎる傾向があるので、若干でも改善されることは実用上大きな意味を持つ。
【００２４】
また、試料Ｃ１およびＣ２については、Ｔｃが１８．１Ｋで、Ｈｃ２（４．２Ｋ）が２８．１Ｔを示し、Ｎｂ／Ａｌ線材を使用した場合よりも向上しており、Ｊｃ特性も、Ｂ１およびＢ２とほぼ同じの高い値を示した。
【００２５】
そして、いずれの線材においても、マイクロ複合芯材が１２１×１２１芯（芯径１．５μｍ）の場合よりも、３３０×３３０芯（芯径０．６μｍ）の場合の方が、Ｊｃ−Ｂ特性は大幅に向上していた。ＴｃおよびＨｃ２（４．２Ｋ）は芯径が細かくなっても０．２〜０．５％程しか向上しないが、Ｊｃ−Ｂ特性については大幅に向上することが示された。また、これに関連して、マイクロ複合芯材中のＡｌ合金の厚さが厚い場合、Ｊｃ（４．２Ｋ）が小さくなってしまい、実用上都合が悪い結果となった。
【００２６】
＜Ｖ＞以上のことより、Ｃｕ添加量が０．２ａｔ％以下であると、過飽和ｂｃｃ固溶体が優先して生成するので、その場合は、急熱急冷変態法と同じ製法となってしまう。また、Ｃｕ添加量が０．２ａｔ％以下であったり、１０ａｔ％を超えると、Ｎｂとの複合加工が困難となり、前駆体の複合線作製が不可能となることがわかった。しかしこの範囲内でのＣｕの添加は、伸線加工性を大幅に改善し、マイクロ複合芯材の製造歩留まりを向上させるので、線材製造コストが削減できる。
【００２７】
また、マイクロ複合芯材中のＡｌ合金の厚さが厚い場合、Ｊｃ（４．２Ｋ）が小さくなってしまい、実用上都合が悪くなることがわかった。
＜ＶＩ＞なお、以上の実施例では、ＮｂパイプにＣｕ−Ａｌ合金芯を挿入して伸線加工と複合を繰り返すことで、Ｎｂ／Ａｌ−Ｃｕマイクロ複合芯材を作製したが、この製法以外にも、Ｎｂ粉末とＡｌ合金粉末を混ぜ合わせた混合物を伸線加工するＰｏｗｄｅｒ−ｉｎ−ｔｕｂｅ法（図１１）や、ＮｂシートとＡｌ合金シートを重ねあわせてロール状に巻き込んだ複合体を伸線加工するＪｅｌｌｙ−ｒｏｌｌ法（図１２）、さらに、Ａｌ合金シートをＮｂシートに重ねた状態で軽度の加工を加え、次いで、適当な長方形チップ状に切って、押し出し加工によりマイクロ複合芯材を作製するＣｌａｄ−Ｃｈｉｐ−押し出し法（図１３）などの方法も、原理的にその特性は変化しないと考えられる。
【００２８】
さらに、上記の実施例ではマイクロ複合芯材のＮｂ／Ａｌ合金比を３：１に固定して行ったが、実用的にはこの組成からある程度、例えば２．５：１〜３．５：１程度ずれていても問題はない。ただし、大きくずれると他の非超伝導化合物や非超伝導合金の構成割合が大きくなるので好ましくない。
【００２９】
このほか、上記実施例の急熱急冷処理では、線材の移動速度は１ｍ／ｓｅｃを標準に行い、この場合の加熱時間は０．１秒であった。しかし、その他に線材移動速度を０．５ｍ／ｓｅｃ、０．２ｍ／ｓｅｃと遅くした場合でも、得られた超伝導特性はほとんど変わらなかった。ただし、線材移動速度を０．０５ｍ／ｓｅｃ以下にすると、Ｇａ浴槽中に溶け出すＮｂ量が増えるので、長尺線の急熱急冷処理には適さないことが判明した。よって、急加熱は２秒以下で行うことが好ましい。もちろん、急加熱、急冷の手順は、図７のようなＧａ浴槽を使用する方法に限られることはなく、様々な形態であってよい。
【００３０】
また上記実施例では、マトリックス材として純Ｎｂを使用した。これはマトリックス材として、１７００℃以上の温度に耐えることができ、かつ良好な冷間加工性を持つことが重要であり、加えてＮｂ３Ａｌとの拡散反応性に乏しいことも望まれるからである。このような要件を備えたマトリックス材としては、Ｎｂの他に、Ｔａ、Ｎｂ基合金およびＴａ基合金が考えられる。Ｎｂ基合金とＴａ基合金とでは、塑性加工性が類似している。価格はＴａ合金の方が圧倒的に高価であるが、Ｔａ基合金の方が融点が高いため、急熱急冷処理時に機械的強度が増すことからマトリックス材の量を減らすことが可能となる。マイクロ複合芯材に対するマトリックス材の量比をゼロにすると極細多芯構造が保てなくなり、超伝導状態が不安定になるため、超伝導特性の点からはマトリックス材の量比をゼロにすることはできないが、０．２程度にまで小さくすることが望ましい。Ｎｂ基合金を用いた場合には、マトリックス材の量比を０．４まで小さくした線材の作製に成功しているが、Ｔａ基合金をすれば、量比を０．２にまで小さくすることが可能であると考えられる。この場合、フィラメント部の超伝導特性が変わらなければ、超伝導電流容量の密度は、（１＋０．４）／（１＋０．２）だけ改善できることになる。Ｎｂ基合金およびＴａ基合金を具体的に例示すると、マトリックス材としては、Ｎｂ−Ｖ、Ｎｂ−Ｃｒ、Ｎｂ−Ｍｏ、Ｎｂ−Ｍｎ、Ｎｂ−Ｔａ、Ｎｂ−Ｔｉ、Ｎｂ−Ｚｒ、Ｔａ−Ｖ、Ｔａ−Ｃｒ、Ｔａ−Ｍｏ、Ｔａ−Ｍｎ、Ｔａ−Ｎｂ、Ｔａ−ＴｉおよびＴａ−Ｚｒなどが有望である。それぞれの基合金において、母相に対する添加元素の割合は、冷間加工性を損なわないという点から１０ａｔ％以下が好ましい。
【００３１】
もちろん、この発明は以上の例に限定されるものではなく、細部については様々な形態が可能であることは言うまでもない。
【００３２】
【発明の効果】
以上詳しく説明した通り、この発明によって、飛躍的に高磁場特性の優れたＮｂ３Ａｌ極細多芯超伝導線材の製造法が提供される。また、この発明の製造法によると、低磁場でのＪｃが低いという欠点を持たず、かつ２６Ｔ以下のあらゆる磁場発生に対応できるため、設計が簡単で、経済的な超高磁場超伝導線材を実現することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】急熱急冷変態法によるＮｂ３Ａｌ線材の作製を例示した工程図である。
【図２】急熱急冷法によるＮｂ３（Ａｌ，Ｇｅ）線材の作製を例示した工程図である。
【図３】追加熱処理の前に安定化Ｃｕを被覆するこの発明の製造法を例示した工程図である。
【図４】追加熱処理の後に安定化Ｃｕを被覆するこの発明の製造法を例示した工程図である。
【図５】急加熱の前に安定化Ｃｕをマトリックス材中に配置するこの発明の製造法を例示した工程図である。
【図６】Ｎｂ／Ａｌマイクロ複合芯材の加工法−１（Ｒｏｄ−ｉｎ−ｔｕｂｅ法）を例示した図である。
【図７】急熱急冷装置の原理図である。
【図８】Ｎｂ／Ａｌ−２ａｔ％Ｃｕマイクロ複合芯材を急熱急冷処理した線材のＸ線回折パターン図である。
【図９】高磁場Ｊｃ（４．２Ｋ）のクレーマープロットにより外挿で求めたＨｃ２（４．２Ｋ）を例示した図である。
【図１０】Ｎｂ／Ａｌ−２ａｔ％Ｃｕ超伝導線材および実用超伝導線材のＪｃ−Ｂ特性を例示した図である。
【図１１】Ｎｂ／Ａｌマイクロ複合芯材の加工法−２（Ｐｏｗｄｅｒ−ｉｎ−ｔｕｂｅ法）を例示した図である。
【図１２】Ｎｂ／Ａｌマイクロ複合芯材の加工法−３（Ｊｅｌｌｙ−ｒｏｌｌ法）を例示した図である。
【図１３】Ｎｂ／Ａｌマイクロ複合芯材の加工法−４（Ｃｌａｄ−Ｃｈｉｐ−押し出し法）を例示した図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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