(57)【要約】【課題】5 T超のような高磁場中かつ広い範囲の外部磁場角度に対して高い臨界電流密度特性を有すると共に、多芯化ハンドリング性の高いMgB2薄膜超電導多芯線材および該多芯線材の製造方法を提供する。【解決手段】本発明に係るMgB2薄膜超電導多芯線材は、MgB2薄膜を通電フィラメントとする超電導多芯線材であって、断面形状が平面充填多角形である長尺金属基材の表面の一部に前記MgB2薄膜が形成され前記表面の残部がMgB2薄膜非形成面である複数本の一次素線を有し、前記多芯線材は、前記複数本の一次素線が低融点金属の層を介して一体接合されており、当該多芯線材の断面において前記MgB2薄膜が回転対称に配置され、かつ前記MgB2薄膜非形成面が当該多芯線材の外周面を構成していることを特徴とする。【選択図】図１０
2018120675.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
MgB2薄膜を通電フィラメントとする超電導多芯線材であって、
断面形状が平面充填多角形である長尺金属基材の表面の一部に前記MgB2薄膜が形成され前記表面の残部がMgB2薄膜非形成面である複数本の一次素線を有し、
前記多芯線材は、前記複数本の一次素線が低融点金属の層を介して一体接合されており、当該多芯線材の断面において前記MgB2薄膜が回転対称に配置され、かつ前記MgB2薄膜非形成面が当該多芯線材の外周面を構成していることを特徴とするMgB2薄膜超電導多芯線材。
【請求項２】
請求項１に記載のMgB2薄膜超電導多芯線材において、
前記MgB2薄膜は、前記長尺金属基材の表面に対してMgB2結晶粒が密接・林立する微細組織を有し、かつ30 K以上の臨界温度を示し、
前記MgB2薄膜の結晶粒界領域には、前記低融点金属の元素が分散・偏析しており、
前記低融点金属は、MgB2の融点（単位：K）の1/4以上1/3以下の融点（単位：K）を有する金属であることを特徴とするMgB2薄膜超電導多芯線材。
【請求項３】
請求項２に記載のMgB2薄膜超電導多芯線材において、
前記低融点金属は、SnもしくはIn、またはそれらの一を主要成分とする合金であることを特徴とするMgB2薄膜超電導多芯線材。
【請求項４】
請求項１乃至請求項３のいずれか一項に記載のMgB2薄膜超電導多芯線材において、
前記平面充填多角形は、三角形、四角形および／または六角形であることを特徴とするMgB2薄膜超電導多芯線材。
【請求項５】
請求項１乃至請求項４のいずれか一項に記載のMgB2薄膜超電導多芯線材において、
前記一次素線は、前記長尺金属基材に対する前記MgB2薄膜の断面積比率が2.5％以上であることを特徴とするMgB2薄膜超電導多芯線材。
【請求項６】
請求項１乃至請求項５のいずれか一項に記載のMgB2薄膜超電導多芯線材を二次素線とし、該二次素線が複数本束ねられていることを特徴とするMgB2薄膜超電導多芯線材。
【請求項７】
請求項１乃至請求項６のいずれか一項に記載のMgB2薄膜超電導多芯線材の外周に、補強材が被覆されていることを特徴とするMgB2薄膜超電導多芯線材。
【請求項８】
請求項１に記載のMgB2薄膜超電導多芯線材の製造方法であって、
断面形状が平面充填多角形である前記長尺金属基材の表面の一部に対して前記MgB2薄膜を形成し、前記表面の残部はMgB2薄膜非形成面とした一次素線を用意する一次素線用意工程と、
前記一次素線の少なくとも前記MgB2薄膜の表面に、低融点金属の層を形成する低融点金属層形成工程と、
複数本の前記一次素線を組み合わせて一次素線集合線を形成するにあたって、該一次素線集合線の断面を見たときに前記MgB2薄膜が回転対称になるように配置し、かつ前記MgB2薄膜非形成面が前記一次素線集合線の外周面を構成するように配置して前記一次素線集合線を形成する一次素線集合線形成工程と、
前記一次素線集合線に対して熱処理を行い、前記低融点金属を溶融させて当該一次素線集合線を一体接合する一次素線集合線一体接合熱処理工程とを有することを特徴とするMgB2薄膜超電導多芯線材の製造方法。
【請求項９】
請求項８に記載のMgB2薄膜超電導多芯線材の製造方法において、
前記一次素線用意工程は、前記長尺金属基材の表面に対してMgB2結晶粒が密接・林立する微細組織を有しかつ30 K以上の臨界温度を示すように、真空中、250℃以上300℃未満の温度条件で行う素工程を含む工程であり、
前記一次素線集合線一体接合熱処理工程の熱処理は、前記低融点金属の元素を前記MgB2薄膜の結晶粒界領域に選択的に拡散させる低融点金属元素拡散熱処理を兼ねており、
前記低融点金属は、MgB2の融点（単位：K）の1/4以上1/3以下の融点（単位：K）を有する金属であることを特徴とするMgB2薄膜超電導多芯線材の製造方法。
【請求項１０】
請求項９に記載のMgB2薄膜超電導多芯線材の製造方法において、
前記低融点金属元素拡散熱処理は、非酸化性雰囲気中、前記低融点金属の融点以上、MgB2の融点（単位：K）の1/3以下の温度条件で行われることを特徴とするMgB2薄膜超電導多芯線材の製造方法。
【請求項１１】
請求項９に記載のMgB2薄膜超電導多芯線材の製造方法において、
前記低融点金属の溶融浴中に前記一次素線集合線を浸漬することにより、前記低融点金属層形成工程および前記一次素線集合線一体接合熱処理工程を同時に行うことを特徴とするMgB2薄膜超電導多芯線材の製造方法。
【請求項１２】
請求項８乃至請求項１１のいずれか一項に記載のMgB2薄膜超電導多芯線材の製造方法において、
前記低融点金属は、SnもしくはIn、またはそれらの一を主要成分とする合金であることを特徴とするMgB2薄膜超電導多芯線材の製造方法。
【請求項１３】
請求項８乃至請求項１２のいずれか一項に記載のMgB2薄膜超電導多芯線材の製造方法において、
前記平面充填多角形は、三角形、四角形および／または六角形であることを特徴とするMgB2薄膜超電導多芯線材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、MgB2（二硼化マグネシウム）超電導線材に関し、特に超電導導体としてMgB2薄膜を用いたMgB2薄膜超電導多芯線材およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
MgB2超電導体は、金属系超電導体としては最高の臨界温度（Tc＝39 K）を有し、液体ヘリウムフリー（例えば10〜20 K）で運転する超電導電磁石を実現しうる超電導材料として期待されている。特に20 K冷却は、液体水素で冷却可能な温度領域であり、将来的に水素インフラ（例えば、水素ステーションなど）との連係による実現も期待される。
【０００３】
また、MgB2超電導体を液体ヘリウム冷却（4.2 K）運転の超電導マグネットシステム（例えば、核磁気共鳴装置（NMR）、磁気共鳴画像装置（MRI）など）の超電導電磁石に適用すれば、温度マージン（臨界温度と運転温度との差）を従来よりも大きくできるので、クエンチが生じにくく、熱的安定性の高い超電導マグネットシステムが実現可能となる。
【０００４】
超電導電磁石を構成するための超電導線材は、長尺線材（例えば1 km以上の長さ）であることと、超電導電磁石自身が発生する高磁場環境下（例えば5 T超の環境下）でも高い電流密度を維持できることとの両立が求められる。これらの観点において、MgB2超電導体自体が比較的新しい材料であり未だ開発途上であることから、MgB2超電導線材は、長尺線材の製造方法と超電導特性の向上との両方で様々な研究開発が行われている。
【０００５】
MgB2超電導線材の研究開発は、従来から、長尺線材を製造することを前提としてパウダー・イン・チューブ法で作製する超電導線材を対象とすることが多かった。パウダー・イン・チューブ（PIT）法とは、原料粉末（Mg（マグネシウム）粉末とB（硼素）粉末との混合粉末またはMgB2粉末、更にはそれらに第三元素を添加した混合粉末）を金属管に充填し、伸線加工した後に、超電導相を生成・焼結するための熱処理（通常600℃以上）を施す方法である。PIT法は長尺線材の製造に有利であるが、PIT法で作製したMgB2超電導線材は一般的に臨界電流密度（Jc）特性の観点で弱点を有する。
【０００６】
一方、ジョセフソン素子などの超電導デバイスの製造方法として、真空プロセス（薄膜プロセスとも言う）を利用した方法がある。真空プロセスで作製したMgB2超電導薄膜は、PIT法で作製したMgB2超電導線材に比して、4.2 K磁場中で1桁以上高いJc特性を示すという利点を有するが、従来は、真空プロセスであるが故に長尺線材の製造は困難という弱点を有していた。ところが、近年、酸化物超電導体において真空プロセスを利用した薄膜長尺線材の製造技術が進展したことにより、MgB2超電導体においても高い臨界電流密度特性を有する薄膜長尺線材が期待されるようになってきた。
【０００７】
例えば、特許文献１（特開2012-278377）には、丸線形状の芯材の送出ボビンおよび巻き取りボビンを芯材の中心軸に対して芯材の進行方向と垂直な面内で逐次的あるいは連続的に回転させながらMgB2を蒸着することで、丸線形状の芯材の周囲にMgB2超電導薄膜を形成した超電導線材の製造方法、および超電導線材が開示されている。また、MgB2超電導薄膜を成膜する際に、メタルマスクを用いたり、フォトレジストのリフトオフを利用したりすることでMgB2超電導薄膜を芯材の周方向に分割する方法が開示されている。
【０００８】
なお、MgB2薄膜は、薄膜の微細組織に起因して外部磁場方向によるJc特性の変動がある。具体的には、外部磁場に対して磁束ピンニングが有効に機能する磁場角度の範囲が狭いという弱点がある。
【０００９】
このような弱点に対し、特許文献２（特開2007-314362）では、高真空中において、マグネシウム蒸気とホウ素蒸気を基板法線軸に対して傾いた方向から供給することで、MgB2の柱状結晶粒を基板法線に対して傾けて成長させる方法が開示されている。また、基板に対するマグネシウム蒸気とホウ素蒸気の供給角度を制御することで、粒界の傾き角度が互いに異なるMgB2柱状結晶粒を含んだ複数の層から成るMgB2超電導薄膜が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特開２０１２−２４８３７７号公報
【特許文献２】特開２００７−３１４３６２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
特許文献１では、kmオーダの長尺のMgB2超電導線材が得られるとされている。特許文献２では、平板上の基材にMgB2薄膜の柱状結晶粒を基板法線に対して複数方向に傾けて成長させることにより、ピニングセンタとなる結晶粒界が複数の方向を向くことで、基材に垂直な磁場方向を中心に広い範囲（±20°）の外部磁場角度に対して高い臨界電流密度Jcを達成できるとされている。
【００１２】
しかしながら、本発明者等が調査・実験したところ、特許文献２に記載のようなMgB2薄膜であっても、高磁場領域（例えば5 T超の領域）においては急激にJcが低下する傾向が認められた。このことから、MgB2薄膜を5 T超の超電導電磁石用の超電導線材として利用するためには、MgB2薄膜における超電導特性の更なる改善が必要であると考えられた。
【００１３】
一方、超電導線材における通電時の安定性・信頼性を考慮すると、多芯線材化は必須である。ここで、特許文献１の超電導線材は、芯材の外周面に薄膜超電導層が形成されていることから、多芯化のために素線を撚り合わせる際、薄膜超電導層を損傷させないように注意する必要がある。言い換えると、特許文献１の超電導線材は、多芯化ハンドリング性の観点で弱点を有すると考えられる。そして、低い多芯化ハンドリング性は、製品コストの増大につながる。
【００１４】
超電導線材や超電導電磁石などの超電導製品はまだまだ高価であり、超電導製品の利用拡大のため、超電導製品の低コスト化は最重要課題のうちの一つである。
【００１５】
したがって、本発明の目的は、5 T超のような高磁場中かつ広い範囲の外部磁場角度に対して高い臨界電流密度特性を有すると共に、多芯化ハンドリング性の高いMgB2薄膜超電導多芯線材および該多芯線材の製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
（I）本発明の一態様は、MgB2薄膜を通電フィラメントとする超電導多芯線材であって、
断面形状が平面充填多角形である長尺金属基材の表面の一部に前記MgB2薄膜が形成され前記表面の残部がMgB2薄膜非形成面である複数本の一次素線を有し、
前記多芯線材は、前記複数本の一次素線が低融点金属の層を介して一体接合されており、当該多芯線材の断面において前記MgB2薄膜が回転対称に配置され、かつ前記MgB2薄膜非形成面が当該多芯線材の外周面を構成していることを特徴とするMgB2薄膜超電導多芯線材を提供するものである。
【００１７】
（II）本発明の他の一態様は、上記のMgB2薄膜超電導多芯線材の製造方法であって、
断面形状が平面充填多角形である前記長尺金属基材の表面の一部に対して前記MgB2薄膜を形成し、前記表面の残部はMgB2薄膜非形成面とした一次素線を用意する一次素線用意工程と、
前記一次素線の少なくとも前記MgB2薄膜の表面に、低融点金属の層を形成する低融点金属層形成工程と、
複数本の前記一次素線を組み合わせて一次素線集合線を形成するにあたって、該一次素線集合線の断面を見たときに前記MgB2薄膜が回転対称になるように配置し、かつ前記MgB2薄膜非形成面が前記一次素線集合線の外周面を構成するように配置して前記一次素線集合線を形成する一次素線集合線形成工程と、
前記一次素線集合線に対して熱処理を行い、前記低融点金属を溶融させて当該一次素線集合線を一体接合する一次素線集合線一体接合熱処理工程とを有することを特徴とするMgB2薄膜超電導多芯線材の製造方法を提供するものである。
【発明の効果】
【００１８】
本発明によれば、5 T超のような高磁場中かつ広い範囲の外部磁場角度に対して高い臨界電流密度特性を有すると共に、多芯化ハンドリング性の高いMgB2薄膜超電導多芯線材および該多芯線材の製造方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】臨界温度Tc＝33.5 KのMgB2薄膜における臨界電流密度Jcと外部磁場Bとの関係の一例を示すグラフである。
【図２】臨界温度Tc＝30.4 KのMgB2薄膜における垂直磁場のJc特性（Jc(B⊥表面)）に対する平行磁場のJc特性（Jc(B//表面)）の比（Jc(B//表面)／Jc(B⊥表面)）の一例を示すグラフである。
【図３】本発明に係るMgB2薄膜超電導多芯線材の製造方法の一例を示す工程図である。
【図４】本発明に係るMgB2薄膜超電導多芯線材の一次素線を製造する装置におけるMgB2薄膜形成機構の構成例を示す斜視模式図である。
【図５】本発明に係るMgB2薄膜超電導多芯線材の一次素線の例を示す断面模式図である。
【図６Ａ】一次素線の断面例を示した走査型電子顕微鏡（SEM）観察像である。
【図６Ｂ】一次素線のMgB2薄膜の断面微細組織の一例を示したSEM観察像である。
【図６Ｃ】図６Ｂの模式図である。
【図７Ａ】MgB2薄膜（膜厚：1.1μm）の表面微細組織例を示した原子間力顕微鏡（AFM）位相像である。
【図７Ｂ】他のMgB2薄膜（膜厚：6.6μm）の表面微細組織例を示したAFM位相像である。
【図７Ｃ】更に他のMgB2薄膜（膜厚：11μm）の表面微細組織例を示したAFM位相像である。
【図８】MgB2薄膜（膜厚1.1μm）およびMgB2薄膜（膜厚11μm）のXRDチャートである。
【図９】低融点金属層形成工程後のMgB2薄膜の断面微細組織の一例を示した模式図である。
【図１０】一次素線集合線の一例を示した断面模式図である。
【図１１】一次素線集合線一体接合熱処理によるMgB2薄膜近傍の様子を示した拡大断面模式図である。
【図１２Ａ】一次素線集合線一体接合熱処理工程を経て得られるMgB2薄膜超電導多芯線材の一例を示した断面模式図である。
【図１２Ｂ】MgB2薄膜超電導多芯線材の他の一例を示した断面模式図である。
【図１２Ｃ】MgB2薄膜超電導多芯線材の更に他の一例を示した断面模式図である。
【図１３】MgB2薄膜超電導多芯線材の外周に、補強材を被覆する様子の一例を示した斜視模式図である。
【図１４】再多芯化線材の一例を示した断面模式図である。
【図１５】本発明の一次素線における臨界電流密度Jcと外部磁場Bとの関係の一例を示すグラフである。
【図１６】本発明のMgB2薄膜超電導多芯線材における臨界電流密度Jcと外部磁場Bとの関係の一例を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
本発明は、前述した本発明に係るMgB2薄膜超電導多芯線材（I）において、以下のような改良や変更を加えることができる。
（i）前記MgB2薄膜は、前記長尺金属基材の表面に対してMgB2結晶粒が密接・林立する微細組織を有しかつ30 K以上の臨界温度を示し、
前記MgB2薄膜の結晶粒界領域には、前記低融点金属の元素が分散・偏析しており、
前記低融点金属は、MgB2の融点（単位：K）の1/4以上1/3以下の融点（単位：K）を有する金属である。
（ii）前記低融点金属は、Sn（スズ）もしくはIn（インジウム）、またはそれらの一を主要成分とする合金である。
（iii）前記平面充填多角形は、三角形、四角形および／または六角形である。
（iv）前記一次素線は、前記長尺金属基材に対する前記MgB2薄膜の断面積比率が2.5％以上である。
（v）他のMgB2薄膜超電導多芯線材は、上記のMgB2薄膜超電導多芯線材を二次素線とし、該二次素線が複数本束ねられている。
（vi）上記のMgB2薄膜超電導多芯線材の外周に、補強材が被覆されている。
【００２１】
また、本発明は、前述した本発明に係るMgB2薄膜超電導多芯線材の製造方法（II）において、以下のような改良や変更を加えることができる。
（vii）前記一次素線用意工程は、前記長尺金属基材の表面に対してMgB2結晶粒が密接・林立する微細組織を有しかつ30 K以上の臨界温度を示すように、真空中、250℃以上300℃未満の温度条件で行う素工程を含む工程であり、
前記一次素線集合線一体接合熱処理工程の熱処理は、前記低融点金属の元素を前記MgB2薄膜の結晶粒界領域に選択的に拡散させる低融点金属元素拡散熱処理を兼ねており、
前記低融点金属は、MgB2の融点（単位：K）の1/4以上1/3以下の融点（単位：K）を有する金属である。
（viii）前記低融点金属元素拡散熱処理は、非酸化性雰囲気中、前記低融点金属の融点以上、MgB2の融点（単位：K）の1/3以下の温度条件で行われる。
（ix）前記低融点金属の溶融浴中に前記一次素線集合線を浸漬することにより、前記低融点金属層形成工程および前記一次素線集合線一体接合熱処理工程を同時に行う。
（x）前記低融点金属は、SnもしくはIn、またはそれらの一を主要成分とする合金である。
（xi）前記平面充填多角形は、三角形、四角形および／または六角形である。
【００２２】
［従来技術における問題点、その要因調査および基礎検討］
はじめに、本発明者等は、従来技術の知見をベースにして金属テープ基材（幅2 mm、厚さ100μmのNi基合金テープ）の上にMgB2薄膜を形成したMgB2薄膜超電導単芯線材を作製し、磁場中でのJc特性（Jc−B特性）を測定した。MgB2薄膜の作製は、Mg蒸発源とB蒸発源とを用いた真空多元蒸着法（基材温度220℃）により行い、Jc−B測定は、薄膜表面に垂直方向の磁場を印加して通常の四端子通電法により行った。
【００２３】
作製したMgB2薄膜超電導単芯線材は、4.2 K中では、外部磁場0 T（自己磁界のみ）において約8.8×104 A/mm2のJcが得られた。また、外部磁場を増加させてもその影響をほとんど受けず、外部磁場10 Tにおいても104 A/mm2オーダの高いJc特性を示すことが確認された。
【００２４】
一方、20 K中では、外部磁場0 Tであっても4.2 K中よりもJcが1桁近く低下しており、外部磁場の増加に伴ってJcが更に低下した。特に外部磁場5 T超でのJc低下が著しかった。結果として、20 K磁場中でのJc特性は、4.2 K磁場中のJc特性から期待されるレベルを大きく下回るものであった。
【００２５】
この要因を調査するために、形成したMgB2薄膜の臨界温度（Tc）を超電導量子干渉計（SQUID）により測定した。その結果、当該MgB2薄膜のTcは、27.5 Kであり、MgB2本来のTc＝39 Kよりも大きく低下していることが判った。MgB2薄膜のTcが低下したことにより、測定温度の20 Kとのマージンが小さくなってJc特性が低下したものと考えられる。なお、Tcが低下したことの正確な要因は不明であるが、MgB2薄膜の低温成膜や基材上成膜に起因したMgB2結晶構造の不完全性が、その要因の一つとして考えられる。
【００２６】
一方、4.2 Kでは高磁場中でも高いJc特性が得られたことを簡単に考察する。測定したMgB2薄膜は、たとえTcが27.5 Kに低下したとしても、測定温度の4.2 Kとは依然として大きな温度マージンが確保されていたと言える。そのため、4.2 K中測定では、Tc低下の影響を実質的に受けなかったと考えられる。加えて、当該MgB2薄膜は、低温成膜に起因した微細結晶粒から構成されており、その結晶粒界密度の高さによって強い磁束ピンニング力が発揮されたものと考えられる。
【００２７】
そこで、MgB2薄膜のTc低下を抑制するため、MgB2薄膜のTcと成膜条件との関係を調査・検討したところ、成膜時の基材温度を上昇させることによりTc低下を抑制できることが判った。結果を表１に示す。
【００２８】
【表１】
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【００２９】
次に、これらTcの異なるMgB2薄膜超電導単芯線材のJc−B測定を行った。図１は、臨界温度Tc＝33.5 KのMgB2薄膜における臨界電流密度Jcと外部磁場Bとの関係の一例を示すグラフである。図１には、比較として前述した臨界温度Tc＝27.5 KのMgB2薄膜のJc−B特性も併せて示した。
【００３０】
図１に示したように、Tc＝33.5 Kを有するMgB2薄膜は、4.2 K、20 Kのいずれの温度においても、比較的低い外部磁場側でTc＝27.5 KのMgB2薄膜よりも高いJc特性を示した。特に、20 K、外部磁場0 T中でJcが大きく向上しており、20 K中ではTcの影響が大きいことが確認された。一方、外部磁場を増加させていくと、いずれの温度においても、Tc＝33.5 Kを有するMgB2薄膜のJcが、Tc＝27.5 KのMgB2薄膜のそれを下回る結果になった。
【００３１】
図１の結果について考察する。高磁場側でJcが低下したということは、当該超電導薄膜の磁束ピンニング力が低下したと考えられる。上記実験では、Tc低下の抑制を基材温度の上昇によって行っており、基材温度を高くすることによってMgB2薄膜の結晶粒がより大きく成長したと考えられる。言い換えると、MgB2結晶粒が大きくなって結晶粒界の密度が低下したため、磁束ピンニング力が低下したと考えられる。すなわち、MgB2薄膜に対して更なる磁束ピンニングセンタの導入が必要と考えられた。
【００３２】
これらの実験結果を受けて、磁束ピンニングセンタを導入すべくMg、B以外の第三元素（従来技術でJc特性向上に効果があると言われているもの）を共蒸着法により添加したMgB2薄膜を別途作製し、Jc−B測定を行った。その結果、得られたMgB2薄膜は、試料によるばらつきが非常に大きく、四端子通電法による測定に適さないものであった。
【００３３】
その要因としては、MgB2相の生成自体が阻害されたり（MgB2相の生成率が低下したり）、Tcが著しく低下したりした可能性が考えられた。また、Jc−B測定に供するような短尺試料（30 mm程度）ですらばらつきが大きかったことから、当該手法による長尺薄膜線材は、実現困難と思われた。
【００３４】
上記の調査・実験・考察から、20 K磁場中においても良好なJc特性を示すMgB2薄膜超電導線材を得るためには、MgB2薄膜のTc低下をできるだけ抑制すること、およびMgB2相生成を阻害せずに磁束ピンニングセンタの密度を向上させることが重要であるという指針を得た。また、磁束ピンニングセンタとして第三元素による非超電導相微粒子を導入しようとする場合、共蒸着法による第三元素の単純添加は好ましくないという指針を得た。
【００３５】
次に、30 K以上のTcを有するMgB2薄膜超電導単芯線材のJc−B特性における外部磁場角度の影響について調査した。本調査におけるMgB2薄膜は、先と同様の金属テープ基材上に、Tc≧30 Kとなるように基材温度250℃の条件で成膜した。
【００３６】
MgB2薄膜の表面に垂直方向の磁場を印加した場合のJc−B特性と、薄膜表面に平行方向の磁場を印加した場合のJc−B特性とをそれぞれ通常の四端子通電法により測定し、垂直磁場のJc特性に対する平行磁場のJc特性の比を算出した。図２は、臨界温度Tc＝30.4 KのMgB2薄膜における垂直磁場のJc特性（Jc(B⊥表面)）に対する平行磁場のJc特性（Jc(B//表面)）の比（Jc(B//表面)／Jc(B⊥表面)）の一例を示すグラフである。
【００３７】
厳密には測定温度によって境界となる外部磁場が少し変動するが、図２に示したように、外部磁場が5 T以下の場合はJc(B//表面)／Jc(B⊥表面)が1以下であり（すなわち、Jc(B⊥表面)がJc(B//表面)以上であり）、外部磁場が5 T超の場合はJc(B//表面)／Jc(B⊥表面)が1超であった（すなわち、Jc(B//表面)の方がJc(B⊥表面)よりも高かった）。
【００３８】
上記の実験から、MgB2薄膜は、Jc特性に外部磁場方向の異方性があることが再確認された。特に、外部磁場が増加するにつれてJc(B//表面)とJc(B⊥表面)との差異が急激に大きくなり、その比が10〜100程度にも拡大することが判った。一方、外部磁場が5 T以下の場合の差異は比較的小さく、その比は0.5程度あった。これらの結果から、MgB2薄膜を高磁場応用の超電導線材として実用化するためには、外部磁場方向によるJc特性の変動が問題にならないようにする工夫が必要であるという指針を得た。
【００３９】
本発明者等は、超電導特性の向上に適した微細構造を有するMgB2超電導薄膜を実現する手段を鋭意検討した。その結果、MgB2薄膜を形成した後にMgB2結晶粒の粒界領域に第三元素を選択的に拡散させるという製造方法を見出した。
【００４０】
また、本発明者等は、多芯化ハンドリング性の向上と外部磁場方向によるJc特性の変動抑制とを両立させるための多芯線材構造を鋭意検討した。その結果、平面充填多角形の断面形状を有する長尺金属基材の表面の一部にMgB2薄膜を形成した一次素線を用意し、該一次素線を複数本組み合わせて多芯線材を形成するにあたって、当該多芯線材の断面を見たときにMgB2薄膜を回転対称になるように配置し、かつ一次素線のMgB2薄膜非形成面が当該多芯線材の外周面を構成するように配置した構造が好ましいことを見出した。
【００４１】
本発明は、これらの知見に基づいて完成されたものである。
【００４２】
以下、図面を参照しながら、本発明に係る実施形態を製造手順に沿って説明する。ただし、本発明はここで取り上げた実施形態に限定されることはなく、発明の技術的思想を逸脱しない範囲で、公知技術と適宜組み合わせたり公知技術に基づいて改良したりすることが可能である。また、同義の部材・部位については、同じ符号を付して重複する説明を省略する。
【００４３】
［MgB2薄膜超電導多芯線材の製造方法］
図３は、本発明に係るMgB2薄膜超電導多芯線材の製造方法の一例を示す工程図である。図３に示したように、本発明の製造方法は、長尺金属基材の表面の一部にMgB2薄膜を形成した一次素線を用意する一次素線用意工程（S1）と、MgB2薄膜の表面に低融点金属の層を形成する低融点金属層形成工程（S2）と、複数本の一次素線を組み合わせて一次素線集合線を形成する一次素線集合線形成工程（S3）と、一次素線集合線に対して熱処理を行って低融点金属を溶融させて当該一次素線集合線を一体接合する一次素線集合線一体接合熱処理工程（S4）とを有する。
【００４４】
なお、図３には図示していないが、その後、必要に応じて、超電導線材を機械的に補強するための補強材被覆工程（S5）や大電流通電に対応するための再多芯化工程（S6）を行ってもよい。
【００４５】
以下、本発明に係るMgB2薄膜超電導多芯線材の製造方法の各工程をより具体的に説明する。
【００４６】
（一次素線用意工程S1）
上述したように、本工程は、長尺金属基材の表面の一部にMgB2薄膜を形成した一次素線を用意する工程である。なお、一次素線用意工程S1は、長尺金属基材を準備する長尺金属基材準備素工程（S1a）と、該長尺金属基材の表面の一部にMgB2薄膜を形成するMgB2薄膜形成素工程（S1b）とに分けて考えることができる。
【００４７】
長尺金属基材準備素工程S1aでは、表面上にMgB2薄膜を形成するための長尺金属基材を準備する。後工程の薄膜形成の障害とならないように、使用前に表面洗浄が行われることが望ましい。
【００４８】
長尺金属基材は、超電導線材として利用される用途に応じた長さ、機械的特性（例えば、0.2％耐力）および超電導線材の製造プロセス中の熱処理に耐える耐熱性を有する限り、その材質に特段の限定はない。例えば、ステンレス鋼、ケイ素鋼、Ni（ニッケル）基合金、Cu（銅）、Cu合金などを好ましく用いることができる。
【００４９】
また、長尺金属基材は、その断面形状が平面充填多角形であることが好ましい。これは、複数本の一次素線を組み合わせた一次素線集合線の断面内に（最終的な多芯線材の断面内に）望まない空隙が形成されることを防ぐためである。平面充填多角形としては、三角形、四角形、および／または六角形が好ましい。なお、本発明における平面充填多角形は、表面に形成するMgB2薄膜のチッピングや長尺金属基材の破断を抑制するため、角部が丸み面取り形状になっていることが好ましい。
【００５０】
MgB2薄膜形成素工程S1bは、上記の長尺金属基材の表面の一部にMgB2薄膜を形成する素工程である。図４は、本発明に係るMgB2薄膜超電導多芯線材の一次素線を製造する装置におけるMgB2薄膜形成機構の構成例を示す斜視模式図である。図４では、電子ビーム共蒸着法を利用する例を示した。
【００５１】
図４に示したMgB2薄膜形成機構10は、電子銃アレイ11から発射される電子ビーム11aを偏向加速して２つのリニア型原料蒸発源12（Mg蒸発源12a、B蒸発源12b）に照射し、加熱蒸発した原料蒸気13を、リール14に複数ターン巻き回された長尺金属基材15の上に共蒸着するものである。長尺金属基材15は、図示しないヒータ（例えば、リール14内に仕込まれたヒータや、長尺金属基材15を背面から加熱するヒータ）によって所定の温度に加熱され、長尺金属基材15上に到達したMg原子とB原子とが化合してMgB2薄膜が形成される。リール14には、長尺金属基材15が捻じれないようにガイドするガイド溝（図示せず）が形成されていることが好ましい。MgB2薄膜形成機構10は、その全体が真空チャンバ（図示せず）に収容されている。
【００５２】
MgB2薄膜形成素工程S1bは、真空中250℃以上300℃未満の基材温度条件で行われることが好ましく、280℃以上300℃未満がより好ましい。長尺金属基材15の温度が250℃未満であると、形成されるMgB2薄膜のTcが30 K未満になり易く、20 K磁場中での良好なJc特性が得られない。一方、長尺金属基材15の温度を300℃以上にすると、薄膜中のMgB2結晶粒径が過大になり易く（結晶粒界の密度が低下して）、磁束ピンニング力が低下する。
【００５３】
図５は、本発明に係るMgB2薄膜超電導多芯線材の一次素線の例を示す断面模式図である。図５に示したように、長尺金属基材15の断面形状が三角形および四角形の場合は、該三角形および四角形の一辺または隣接する二辺（基材表面の一面または隣接する二面）にMgB2薄膜16が形成され、基材表面の残部がMgB2薄膜非形成面となる。長尺金属基材15の断面形状が六角形の場合は、該六角形の隣接する二辺または隣接する三辺（基材表面の隣接する二面または隣接する三面）にMgB2薄膜16が形成され、基材表面の残部がMgB2薄膜非形成面となる。
【００５４】
なお、超電導電子デバイスにおいては、超電導導体のJc特性が高いことが重要であり通電電流値自体は非常に小さいため、超電導薄膜の膜厚はnmオーダ（例えば、10〜500 nm）でもよい。一方、パワー応用（例えば、超電導電磁石、電力ケーブル）の超電導線材では、高いJc特性に加えて大電流通電が可能であることが重要であるため、導体断面積を大きくする必要がある。そのため、パワー応用の超電導薄膜線材の場合、MgB2薄膜の膜厚はμmオーダ（例えば、1〜30μm）とすることが好ましい。
【００５５】
図６Ａは、一次素線の断面例を示した走査型電子顕微鏡（SEM）観察像であり、図６Ｂは、一次素線のMgB2薄膜の断面微細組織の一例を示したSEM観察像であり、図６Ｃは、図６Ｂの模式図である。
【００５６】
図６Ａに示したように、本発明の一次素線17は、MgB2薄膜16が長尺金属基材15の一部の表面に形成され、基材表面の残部がMgB2薄膜非形成面となっている。また、図６Ｂ〜図６Ｃに示したように、MgB2薄膜16は、長尺金属基材15の表面に対して多数のMgB2柱状結晶粒16aが密接・林立しており、その結果、MgB2柱状結晶粒16aの粒界領域16bが高密度で形成された微細組織を有していることが確認される。
【００５７】
図７Ａは、MgB2薄膜（膜厚：1.1μm）の表面微細組織例を示した原子間力顕微鏡（AFM）位相像であり、図７Ｂは、他のMgB2薄膜（膜厚：6.6μm）の表面微細組織例を示したAFM位相像であり、図７Ｃは、更に他のMgB2薄膜（膜厚：11μm）の表面微細組織例を示したAFM位相像である。
【００５８】
図７Ａ〜図７Ｃに示したように、MgB2薄膜16の表面におけるMgB2柱状結晶粒16aの平均粒径は、MgB2薄膜16の膜厚が厚くなるにつれて大きくなっていく（例えば、約50 nmから約300 nmになる）ことが判る。
【００５９】
図８は、MgB2薄膜（膜厚1.1μm）およびMgB2薄膜（膜厚11μm）のXRDチャートである。図８に示したように、MgB2結晶（六方晶）のc面回折ピーク（MgB2(0001)、MgB2(0002)）と金属基材の回折ピーク（Cu）とが観察され、長尺金属基材15上のMgB2薄膜16は強いc軸配向をしていることが判る。
【００６０】
なお、上記では、MgB2薄膜16の形成が電子ビーム蒸着法の場合の例を示したが、本発明の一次素線の製造方法（一次素線用意工程）は、それに限定されるものではなく、所望のMgB2薄膜16が得られる限り、他の公知の成膜方法（例えば、ヒータ加熱による蒸着法、スパッタ法）で各層を形成してもよい。
【００６１】
（低融点金属層形成工程S2）
本工程は、磁束ピンニングセンタとなる低融点金属元素をMgB2薄膜16に導入するための前段階として、MgB2薄膜16と接するように低融点金属層を形成する工程である。図９は、低融点金属層形成工程後のMgB2薄膜の断面微細組織の一例を示した模式図である。図９に示したように、MgB2薄膜16の表面に低融点金属層18を形成する。
【００６２】
従来技術では、MgB2相自体の超電導特性に悪影響を及ぼさずに磁束ピンニングセンタとして好適に機能させるため、磁束ピンニングセンタとして導入する元素は、MgB2相と化学反応しにくい元素が好ましいと考えられてきた。具体的には、六方晶系のMgB2結晶と化学反応し難いと考えられる体心立方格子構造（bcc構造）をとる遷移金属（例えば、V（バナジウム、融点1910℃）、Cr（クロム、融点1907℃）、Mn（マンガン、融点1246℃）、Fe（鉄、融点1538℃）、Nb（ニオブ、融点2477℃）、Mo（モリブデン、融点2623℃）、Ta（タンタル、融点3017℃）、W（タングステン、融点3422℃））が好ましいと考えられてきた。
【００６３】
しかしながら、これらの遷移金属は融点が比較的高いため、MgB2薄膜16内に拡散導入させるためには、比較的高温の熱処理が必要となる。なお、金属における実効的な格子拡散（工業的・実用的に許容できる時間内で制御可能な格子拡散）に必要な温度は、半経験的に、該金属の融点（ケルビン単位）の1/2〜1/2.5程度以上と言われている。また、粒界拡散や表面拡散の活性化エネルギは、格子拡散の活性化エネルギの2/3程度と言われている。
【００６４】
一方、MgB2の融点（1300℃＝1573 K）は上記の遷移金属の融点と比べて同等以下であるため、磁束ピンニングセンタを導入するための拡散熱処理の温度が787〜629 K（514〜356℃）程度以上になるとMgB2相の原子の拡散・再配列が活発化しはじめて、上記遷移金属と少しは化学反応する可能性がある（化学反応には原子の拡散・再配列が必須である）。ここで、薄膜中の拡散においては、薄膜を構成する個々の結晶粒が非常に小さいため、各結晶粒での化学反応量がわずかであっても薄膜全体としての化学反応量（それによる超電導特性の劣化）は大きいものとなる可能性がある。
【００６５】
そこで、本発明においては、磁束ピンニングセンタとして導入する元素とMgB2相との化学反応を極限まで抑制するために、MgB2相の原子の拡散・再配列を実質的に無視できるレベルの温度領域（MgB2の融点（単位：K）の1/3以下（524 K以下）の温度領域）で磁束ピンニングセンタを導入する拡散熱処理を行うこととした。言い換えると、MgB2の融点（単位：K）の1/3以下の温度領域でも拡散可能な低融点金属を、磁束ピンニングセンタとして導入する元素として選択した。
【００６６】
なお、MgB2薄膜超電導線材の取り扱い性の観点から、本発明で用いる低融点金属は、その融点がMgB2の融点（単位：K）の1/4以上（393 K以上、120℃以上）であることが好ましく、1/3.5以上（449 K以上、176℃以上）であることがより好ましい。当該規定を下回ると、MgB2薄膜超電導線材を用いた機器の製造時に低融点金属が溶け出し易くなり、取り扱い性が低下する。
【００６７】
具体的には、本発明で用いる低融点金属として、Sn（融点232℃＝505 K）、In（融点157℃＝430 K）、99.3Sn-0.7Cu合金（融点227℃＝500 K）、96.5Sn-3.5Ag合金（融点221℃＝494 K）、91.2Sn-8.8Zn合金（融点199℃＝472 K）、42Sn-58Bi合金（融点139℃＝412 K）などを好ましく用いることができる。
【００６８】
本発明において、低融点金属層18は、MgB2薄膜16への磁束ピンニングセンタの供給源の役割と、多芯線材を構成する複数本の一次素線17を一体接合する役割とを兼ねるものである。低融点金属層18の厚さとしては、厳密には多芯線材の構造に依存するが、概ね100 nm以上あることが好ましい。
【００６９】
低融点金属層18の形成方法には、大別して、真空プロセスと常圧プロセスとがある。
【００７０】
低融点金属層形成の真空プロセスとしては、例えば、前述のMgB2薄膜形成機構10と類似の低融点金属層形成機構（図示せず）を用いることができる。この場合、低融点金属層形成工程S2は、一次素線用意工程S1の直後に行うことが好ましい。また、低融点金属層形成機構は、MgB2薄膜形成機構10の真空チャンバと別の真空チャンバに収容され、MgB2薄膜形成機構10の真空チャンバと連結されていてもよい。
【００７１】
一方、低融点金属層形成の常圧プロセスとしては、例えば、低融点金属の溶融浴中に浸漬する方法が挙げられる。この場合、低融点金属層形成工程S2は、一次素線用意工程S1の直後に行う必要はない。具体的には、後述する一次素線集合線形成工程S3の後に（すなわち、複数本の一次素線を組み合わせて一次素線集合線を形成した後に）、低融点金属の溶融浴中に該一次素線集合線を浸漬することにより、一次素線集合線を構成する一次素線の間に溶融した低融点金属を含浸させる方法でもよい。
【００７２】
（一次素線集合線形成工程S3）
本工程は、複数本の一次素線17を組み合わせて一次素線集合線を形成する工程である。図１０は、一次素線集合線の一例を示した断面模式図である。図１０では、四角形の断面形状を有する長尺金属基材15の表面の一つの面にMgB2薄膜16が形成され、かつMgB2薄膜16上に低融点金属層18が形成された一次素線17を用い、該一次素線17を4本組み合わせた例を示した。図１０に示したように、一次素線集合線19は、横断面方向から見たときに、一次素線17のMgB2薄膜16が回転対称に配置され、かつ一次素線17のMgB2薄膜非形成面が一次素線集合線19の外周面を構成するように形成される。
【００７３】
一次素線集合線19の形成方法に特段の限定はなく、公知の方法を利用できる。例えば、図１０の一次素線集合線19の場合、一次素線17を巻き付けた4個の供給リールからそれぞれ一次素線17を引き出して、組み合わせダイス（実質的に減面しないダイス）を通して束ねた後、巻き取りリールで巻き取ればよい。複数本の一次素線17を束ねる際、必要に応じて、適当なピッチで撚り合わせてもよい。
【００７４】
本発明の一次素線集合線19は、その外周面が一次素線17のMgB2薄膜非形成面で構成されていることから、組み合わせダイスを通してもMgB2薄膜16が損傷することない。すなわち、一次素線集合線19（後のMgB2薄膜超電導多芯線材）を歩留りよく安定して製造することができる。
【００７５】
（一次素線集合線一体接合熱処理工程S4）
本工程は、一次素線集合線19に対して熱処理を行って低融点金属を溶融させて当該一次素線集合線19を一体接合する工程である。本工程により、低融点金属層18が溶融して一次素線集合線19が一体接合すると同時に、該低融点金属の元素がMgB2薄膜16の粒界領域16bに拡散侵入する。言い換えると、本工程の熱処理は、磁束ピンニングセンタを導入するための低融点金属元素拡散熱処理を兼ねている。
【００７６】
図１１は、一次素線集合線一体接合熱処理によるMgB2薄膜近傍の様子を示した拡大断面模式図である。図１１に示したように、低融点金属層17を構成する低融点金属の元素は選択的に粒界領域16bを拡散して（粒界拡散して）、低融点金属元素が分散・偏析した粒界領域16b’が形成される。
【００７７】
本工程の熱処理における好ましい条件の一つは、非酸化性雰囲気中（実質的に酸素がほとんど存在しない雰囲気、例えば、高純度アルゴン中）の輻射加熱、低融点金属の融点以上でMgB2の融点（単位：K）の1/3以下の温度とする。熱処理温度が低融点金属の融点未満では、絶対的な温度が低過ぎて拡散現象自体が実質的に起こらない。一方、熱処理温度がMgB2の融点（単位：K）の1/3超になると、MgB2相の原子の拡散・再配列を無視することが難しくなり、低融点金属元素との化学反応が生じ易くなる。
【００７８】
言い換えると、本工程の熱処理では、拡散現象として実質的に粒界拡散のみが生じるため、MgB2相に悪影響を及ぼすことなく、結晶粒界に沿って遷移金属元素が分散・偏析した粒界領域16b’を形成することができる。
【００７９】
また、本工程の熱処理は、上記の非酸化性雰囲気中の輻射加熱の代わりに、低融点金属の溶融浴中に浸漬して接触加熱する方法でもよい。溶融浴の温度は、上記と同様にMgB2の融点（単位：K）の1/3以下の温度が好ましい。この場合、一次素線集合線形成工程S3の前に低融点金属層形成工程S2を行わなくてもよい。低融点金属の溶融浴中に一次素線集合線を浸漬することにより、一次素線集合線を構成する一次素線の間に溶融した低融点金属が含浸すると同時に、低融点金属元素の拡散が生じる。言い換えると、低融点金属層形成工程S2と一次素線集合線一体接合熱処理工程S4とが同時に行われる。
【００８０】
図１２Ａ〜図１２Ｃは、一次素線集合線一体接合熱処理工程を経て得られるMgB2薄膜超電導多芯線材の例を示した断面模式図である。図１２Ａは、一次素線17の長尺金属基材15の断面形状が三角形の場合、図１２Ｂは、長尺金属基材15の断面形状が六角形の場合、図１２Ｃは、長尺金属基材15の断面形状が三角形と四角形と六角形との組み合わせの場合を示した。なお、図１２Ａ〜図１２Ｃでは、説明の重複を避けるため、図１０の例を除外した。
【００８１】
図１２Ａ〜図１２Ｃに示したように、MgB2薄膜超電導多芯線材20は、複数本の一次素線17が低融点金属層を介して一体接合されており、当該多芯線材の断面において一次素線17のMgB2薄膜非形成面が当該多芯線材の外周面を構成するように配置され、かつMgB2薄膜16が回転対称に配置されている。なお、一次素線集合線19の内部の空隙（一次素線17を組み合わせた際に残存する空隙）は、本工程において、溶融した低融点金属で充填される。
【００８２】
（補強材被覆工程S5）
本工程は、超電導線材に掛かる電磁力等に耐えるための補強材を、MgB2薄膜超電導多芯線材の外周に被覆する工程である。図１３は、MgB2薄膜超電導多芯線材の外周に、補強材を被覆する様子の一例を示した斜視模式図である。補強材21の種類・被覆方法に特段の限定はなく、超電導線材の機械的補強で用いられる従前の補強材・被覆方法（例えば、非磁性ステンレス鋼テープ材の螺旋状巻き付け）を利用することができる。なお、本工程は必須の工程ではないが、高磁場応用の超電導線材に対しては行うことが好ましい。
【００８３】
（再多芯化工程S6）
本工程は、一次素線集合線一体接合熱処理工程を経て得られたMgB2薄膜超電導多芯線材20を二次素線とし、該二次素線を複数本束ねる工程である。図１４は、再多芯化線材の一例を示した断面模式図である。図１４では、図１０から得られるMgB2薄膜超電導多芯線材20を4本組み合わせたMgB2薄膜超電導多芯線材30を示した。本工程は必須の工程ではないが、大電流通電用の超電導線材に対しては行うことが好ましい。
【００８４】
また、図１４に示したように、再多芯化線材（MgB2薄膜超電導多芯線材30）は、その外周が補強材21で被覆されていることが好ましい。言い換えると、再多芯化線材（MgB2薄膜超電導多芯線材30）を製造する際には、一次素線集合線一体接合熱処理工程S4の直後に再多芯化工程S6を行い、その後、補強材被覆工程S5を行うことが好ましい。なお、各二次素線の間は、先の低融点金属を介して接合してもよいし、物理的な接触のみでもよい。
【実施例】
【００８５】
［実験１］
（一次素線の作製とJc特性評価）
長尺金属基材15として断面形状が正方形（一辺0.35 mm）のCu線を用い、図４に示したような電子ビーム共蒸着法（基材温度280℃）により長尺金属基材15の一つの面上にMgB2薄膜16（厚さ10μm）を成膜して、図６Ａに示したような一次素線17を作製した。次に、MgB2薄膜16上に低融点金属層17としてSn層（厚さ100 nm）を成膜した。次に、高純度アルゴン雰囲気中250℃で5分間保持する拡散熱処理を施した。
【００８６】
上記で作製した一次素線17のJc−B測定を行った。外部磁場は、薄膜表面の垂直方向に印加した。図１５は、本発明の一次素線における臨界電流密度Jcと外部磁場Bとの関係の一例を示すグラフである。図１５には、比較として図１のMgB2薄膜のJc−B特性も併せて示した。
【００８７】
図１５に示したように、本発明の一次素線17は、4.2 K、20 Kのいずれの温度、外部磁場範囲（0〜7 T）において、図１のMgB2薄膜よりも高いJc特性を示した。特に、高磁場側でのJc向上が顕著であり、MgB2相に悪影響を及ぼすことなく、結晶粒界以外の磁束ピンニングセンタが導入されたことが実証された。
【００８８】
［実験２］
（多芯線材の作製とJc特性評価）
実験１と同様の一次素線17を用意し4本組み合わせて、図１０に示したような一次素線集合線19を形成した。次に、当該一次素線集合線19を250℃のSn溶融浴に5分間浸漬して、低融点金属層形成と一次素線集合線一体接合熱処理とを同時に行うかたちでMgB2薄膜超電導多芯線材20を作製した。なお、実験の簡単化のため、多芯線材外周への補強材被覆は行わなかった。
【００８９】
上記で作製した多芯線材20のJc−B測定を行った。外部磁場は、線材長手方向（通電方向）の垂直方向に印加した。図１６は、本発明のMgB2薄膜超電導多芯線材における臨界電流密度Jcと外部磁場Bとの関係の一例を示すグラフである。図１６には、比較として図１５の一次素線のJc−B特性も併せて示した。
【００９０】
図１６に示したように、本発明のMgB2薄膜超電導多芯線材20は、4.2 K、20 Kのいずれの温度においても、図１５の一次素線とほぼ同等のJc特性を示した。また、外部磁場方向による影響を調べるために、線材長手方向を軸として90°回転してJc−B測定を行ったところ、図１６とほぼ同一のJc特性を示した。これらの結果から、本発明のMgB2薄膜超電導多芯線材20は、極低温高磁場中かつ広い範囲の外部磁場角度に対して高い臨界電流密度特性を有することが確認された。
【００９１】
［実験３］
（長尺金属基材に対するMgB2薄膜の断面積比率の検討）
5 T超の超電導電磁石を効率的に設計するためには、基材や超電導安定化材を含めた断面積で臨界電流値を除した電流密度である工業的臨界電流密度で200 A/mm2以上が必要と言われている。図１６のJc特性をベースにして、工業的臨界電流密度を200 A/mm2以上とするのに必要なMgB2薄膜の断面積比率（MgB2薄膜16の断面積／長尺金属基材の断面積）を計算した。その結果、MgB2薄膜の断面積比率を2.5%以上とすることが好ましいことが判った。
【００９２】
上述した実施形態や実施例は、本発明の理解を助けるために説明したものであり、本発明は、記載した具体的な構成のみに限定されるものではない。例えば、実施形態の構成の一部を当業者の技術常識の構成に置き換えることが可能であり、また、実施形態の構成に当業者の技術常識の構成を加えることも可能である。すなわち、本発明は、本明細書の実施形態や実施例の構成の一部について、発明の技術的思想を逸脱しない範囲で、削除・他の構成に置換・他の構成の追加をすることが可能である。
【符号の説明】
【００９３】
10…MgB2薄膜形成機構、11…電子銃アレイ、11a…電子ビーム、
12…リニア型原料蒸発源、12a…Mg蒸発源、12b…B蒸発源、13…原料蒸気、
14…リール、15…長尺金属基材、
16…MgB2薄膜、16a…MgB2柱状結晶粒、16b，16b’…粒界領域、
17…一次素線、18…低融点金属層、
19…一次素線集合線、20…MgB2薄膜超電導多芯線材、21…補強材、
30…MgB2薄膜超電導多芯線材。
【図１】
2018120675.tif 000004
【図２】
2018120675.tif 000005
【図３】
2018120675.tif 000006
【図４】
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【図５】
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【図６Ａ】
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【図６Ｂ】
2018120675.tif 000010
【図６Ｃ】
2018120675.tif 000011
【図７Ａ】
2018120675.tif 000012
【図７Ｂ】
2018120675.tif 000013
【図７Ｃ】
2018120675.tif 000014
【図８】
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【図９】
2018120675.tif 000016
【図１０】
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【図１１】
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【図１２Ａ】
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【図１２Ｂ】
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【図１２Ｃ】
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【図１３】
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【図１４】
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【図１５】
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【図１６】
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