(57)【要約】  MgB２薄膜線材に関して、ピン止め力を増大してJcを向上を図るために、最適な平均粒径範囲を提供し、最適な平均粒径を有するMgB２薄膜線材を実現する製造方法を提供する。  面直方向に配向制御された柱状構造を有することを特徴とするMgB2粒子の凝集体より形成され、薄膜線材全体積に占めるMgB2の割合が９０％以上で、その短手方向において1000nm以上10000nm以下の膜厚の薄膜MgB2を形成し、粒子の平均粒径30nm以上200nm以下、好ましくは40nm以上100nm以下ととすることを特徴とするＭｇＢ２薄膜超伝導線材の製造方法が開示されている。
2016132522.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
基材上に面直方向に配向制御された柱状構造を有することを特徴とするMgB2粒子の凝集体より形成され、薄膜線材全体積に占めるMgB2の割合が９０％以上であるMgB2線材の製造方法であって、
ＭｇとＢを真空中でテープ状の基材に共蒸着することにより形成する薄膜ＭｇＢ２線材を製造するものであり、
Ｍｇ金属とＢ金属の材料が充填された２つの蒸発源（１００）に対して、リニア電子銃（１１０）よりそれぞれ電子ビームを偏向加速して照射し、リール（１２０）で送り出し及び巻き取りされる複数のテープ状の基材（１３０）上にＭｇとＢを共蒸着するものであり、
前記基材（１３０）は金属製の基材を用い、
薄膜MgB2の膜厚を1000nm以上10000nm以下とすることにより、前記粒子の平均粒径が30nm以上で、かつ、200nm以下となるように前記薄膜を製造することを特徴とする薄膜MgB2線材の製造方法。
【請求項２】
前記粒子の平均粒径が40nm以上で、かつ、100nm以下であることを特徴とする請求項１記載の薄膜MgB2線材の製造方法。
【請求項３】
前記基材としてジュラルミン、銅、アルミニウムの少なくとも一つを用いたことを特徴とする請求項１記載の薄膜MgB2線材の製造方法。
【請求項４】
基材上に面直方向に配向制御された柱状構造を有することを特徴とするMgB2粒子の凝集体より形成され、薄膜線材全体積に占めるMgB2の割合が９０％以上であるMgB2線材の製造方法であって、
薄膜MgB2の膜厚を1000nm以上10000nm以下とすることにより、前記粒子の平均粒径が30nm以上で、かつ、200nm以下であることを特徴とする薄膜MgB2線材の製造方法。
【請求項５】
前記粒子の平均粒径が40nm以上で、かつ、100nm以下であることを特徴とする請求項４記載の薄膜MgB2線材の製造方法。
【請求項６】
前記基材としてジュラルミン、銅、アルミニウムの少なくとも一つを用いたことを特徴とする請求項４記載の薄膜MgB2線材の製造方法。
【請求項７】
金属基材上に面直方向に配向制御された柱状構造を有することを特徴とするMgB2粒子の凝集体より形成され、薄膜線材全体積に占めるMgB2の割合が９０％以上の薄膜MgB2で、薄膜MgB2の膜厚が1000nm以上10000nm以下、粒子の平均粒径が30nm以上で、かつ、200nm以下であることを特徴とする薄膜MgB2線材。
【請求項８】
前記粒子の平均粒径が40nm以上で、かつ、100nm以下であることを特徴とする請求項７記載の薄膜MgB2線材。
【請求項９】
前記基材としてジュラルミン、銅、アルミニウムの少なくとも一つを用いたことを特徴とする請求項７記載の薄膜MgB2線材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、二ホウ化マグネシウム超伝導薄膜線材の製造方法および二ホウ化マグネシウム超伝導薄膜線材に関し、特に高い臨界電流密度および臨界電流容量を有する二ホウ化マグネシウム超伝導薄膜線材の製造方法および二ホウ化マグネシウム超伝導薄膜線材に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、強磁界マグネット等に適用されている超伝導線材の材料としてはＮｂＴｉ、Ｎｂ３Ｓｎ等の金属系超電導材料が用いられている。しかしながら、これらの材料は超伝導転移温度（以下、Tcと略す）が２０K以下と低いため、実用においては２０Kよりも十分低い温度で運転しなければならず、ヘリウム冷却が必要であった。【０００３】
このような状況下で、非特許文献1にあるように、２００１年に発見された二ホウ化マグネシウム（以下、ＭｇＢ２と略す）は転移温度が39Kと高いため、伝導冷却による20Kで十分運転可能となる。その物性については、非特許文献２、３、４などで、積極的な研究がなされてきた。【０００４】
応用上では、ＭｇＢ２は主として次の２つの利点がある. ひとつは、金属系超伝導体で最高のTcを持つため、ヘリウムフリーな小型の冷凍機で超伝導状態が十分に実現できることであり、もうひとつは、非特許文献５で報告されているように、良好な粒間結合を有するため、比較的簡単な線材作製法が適用可能で低コスト化が期待できることである。【０００５】
特に、磁気共鳴映像法（Magnetic Resonance Imaging）装置等の医療機器に使用される超伝導マグネットには、医療診断精度を上げるためにより高い磁場中でのデータ収集が望まれる。【０００６】
したがって、超伝導線材には、磁場中での高い臨界電流密度（以下、Jcと略す）および、高い電流容量（以下、Icと略す）が求められる。しかしながら、非特許文献６で報告されているように、Jcは磁場下では著しく低下する。【０００７】
このため、 磁場中での Jc の改善が重要課題となっている。磁場中でのJcの低下は、超伝導体中に侵入した磁束量子の運動が電流により誘起されるためである。MgB2線材は、サブミクロンオーダーの超伝導粒の集合であり、その粒界によるピン止めが磁束の運動を阻害することがわかっている。【０００８】
図１-aは、粒界15のある超伝導線材14に対し、磁場を線材の厚さ方向（z-方向）に平行に、電流を厚さ方向に垂直かつ線材の長手方向に（-x-方向）平行に印加した場合の、超伝導線材内に侵入した磁束量子12、および、ローレンツ力の方向13を示す線材の断面図である。y-方向は線材の短手方向に対応する。MgB２は第２種超伝導体であり、下部臨界磁場以上の磁場10を印加すると、磁場10は磁束量子12として超伝導体14内部に侵入する。さらに、電流11が印加されると、磁束量子12はローレンツ力13により、電流11および磁場10の両方に垂直な方向に磁束量子12は運動する。これにより、電圧が励起され、抵抗が生じ、臨界電流密度低下の要因となる。このため、磁束12のピン止めにより、磁束の運動を抑制する必要がある。磁束量子12の中心部分は、コヒーレンス長ξの半径にわたって、超伝導状態が部分的に壊れた常伝導核を形成し、超伝導凝集エネルギー損(超伝導-常伝導状態間の最大エネルギー密度差)が生じる。一方、粒界15があると、粒界近傍での電子散乱が電子の平均自由行程を減少させ、コヒーレンス長が減少する。これに伴う常伝導核領域の減少が、超伝導凝集エネルギーの利得をピンポテンシャルとしてもたらし、粒界に15よる磁束12のピン止めが可能となる。【０００９】
従来のMgB２線材１４１の断面図を図１-１-１に示す。xが長手方向、y短手方向、zが厚さ方向に対応する。MgB２超伝導粒子１４１０のランダムな凝集体がMgB２線材１４１を形成する。このため、磁場１０を線材の厚さ方向（z-方向）に平行に、電流１１を厚さ方向に垂直かつ線材の長手方向に（-x-方向）平行に印加した場合の粒界１５１によるピン止め分布は図１-１-２のようになり、厚さ方向にランダムになり点状ピン止め分布となる。これに対し、MgB２超伝導薄膜線材１４２に断面図を図１-２-１に示す。超伝導粒子１４２０は厚さ方向に揃っており、柱状構造体をなして凝集する。その結果、粒界１５２によるピン止め分布は、図１-２-２に示すように、厚さ方向に相関を持ち、従来のMgB２線材のピン止め分布とは異なる。非特許文献８で論じられているように、従来のMgB２線材では、点状ピン止めサイトの分布によってボルテックスグラスと呼ばれる磁束線の状態を有するのに対し、MgB２超伝導薄膜線材では、磁場方向に相関を有するピン止めサイトの分布がボーズグラスと呼ばれる磁束線の状態を有し、MgB２超伝導薄膜線材はその磁束線の状態が質的に異なる。柱状のMgB２粒界に起因する磁場方向に相関を持つピンポテンシャルは、磁場方向に相関を有する磁束線を強くピン止めする。従って、MgB２薄膜は、従来のMgB２線材と比べてピン止め力が強くなると考えられる。実際、MgB２薄膜のJc特性は線材に比べて非常に優れていることがわかっている。エピタキシャル成長膜を用いた結晶粒の配向組織を有するMgB２薄膜に関する非特許文献8では、２０K、５Tで１０万A/cm2のJcが報告され、柱状成長した結晶粒界がピン止めとして有効に働いていることが示された。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】日本特許第４８１２２７９号公報。
【非特許文献】
【００１１】
【非特許文献１】Nagamatsu J, Nakagawa N, Marunaka T, Zenitani Y and Akimitsu J, Nature 410 63 (2001).
【非特許文献２】T. Muranaka and J. Akimitsu, Z. Kristallogr. 226385 (2011).
【非特許文献３】M. Eisterer, Supercond. Sci. Technol. 20 R47 (2007).
【非特許文献４】Paul C. Canfield and George W. Crabtree, Phys. Today 56 (3), 34 (2003)
【非特許文献５】D. C. Larbalestier, et al., Nature 410, 186 (2001).
【非特許文献６】R. Flukiger, H. L. Suo, N. Musolino, C. Beneduce, P. Toulemonde, and P. Lezza, Physica C 385, 286 (2003)
【非特許文献７】G. Blatter, M. V. Feigelman, V. B. Geshkenbein, A. I. Larkin, and V. M. Vinokur, Rev. Moid. Phys. 66, 1125 (1994)
【非特許文献８】M Haruta, T Fujiyoshi, S Kihara, T Sueyoshi, K Miyahara, Y Harada, M Yoshizawa, T Takahashi, H Iriuda, T Oba, S Awaji, K Watanabe and R Miyagawa, Supercond. Sci. Technol. 20, L1 (2007)
【非特許文献９】P. Mikheenko, Journal of Physics: Conference Series 371 (2012) 012064
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
粒界密度が上がると磁束がピン止めされる確率が上がるため、粒界密度は高いほどJcは高くなると考えられる。線材においては、粒界は超伝導粒間の界面に相当するため、粒界密度は平均粒径の逆数に対応する。特許文献１には、MgとBを金属チューブに封入して作成したMgB２線材について、超伝導組成物中のMgB２粒子の最大寸法に関して、上限として500nm平均粒径を開示している。また、非特許文献9は、平均粒径がJcに反比例することを報告している。しかしながら、特許文献１および９で生成される線材は図１-１-１の構造を有し、MgB２超伝導粒子は、薄膜線材の特徴である柱状構造を持たない。より高いJcが期待される、柱状構造を有するMgB２薄膜線材に関しての適切な粒径範囲はまだ開示されていない。さらに、平均粒径が小さい場合、もしくは、粒界密度が高い場合には、粒界近傍でピンポテンシャルは重なり、有効な粒界密度には上限が、言い換えると、有効な粒径には下限が存在するはずである。しかしながら、特許文献１に示されているMgB２粒子の平均粒径の下限の開示はない。粒界密度と有効的な要素ピン止め力の競合を考慮する必要がある。【００１３】
本発明では、厚さ方向に柱状構造を有することを特徴とするMgB２超伝導粒子からなるMgB２薄膜線材に関して、ピン止め力を増大してJcを向上を図るために、適切な平均粒径範囲を開示する。そして、適切な平均粒径を有するMgB２薄膜線材を実現する製造方法を開示する。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
前記課題を解決するため、本発明者らが鋭意検討した結果、以下のような知見を得た。【００１５】
本発明のMgB２薄膜線材は、金属基材上に面直方向に配向制御された厚さ方向に柱状構造を有することを特徴とするMgB2粒子の凝集体を有して構成され、薄膜線材全体積に占めるMgB2材料の体積の割合が９０％以上で、その短手(lateral)方向において、膜厚を1000nm以上10000nm以下とすることにより、粒子の平均粒径が30nm以上200nm以下とすることにより、JcおよびIcを好適化する。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によると、薄膜線材のJcおよびIcを増大することができる。【００１７】
上記した以外の、課題、構成及び効果は、以下の実施形態の説明により明らかにされる。
【図面の簡単な説明】
【００１８】
【図１−ａ】粒界のある超伝導体に侵入した磁束量子、および、ローレンツ力の方向を示す模式図。
【図１−１−１】粒界のある超伝導体に侵入した磁束量子、および、ローレンツ力の方向を示す模式図。
【図１−１−２】粒界のある超伝導体に侵入した磁束量子、および、ローレンツ力の方向を示す模式図。
【図１−２−１】粒界のある超伝導体に侵入した磁束量子、および、ローレンツ力の方向を示す模式図。
【図１−２−２】粒界のある超伝導体に侵入した磁束量子、および、ローレンツ力の方向を示す模式図。
【図２】周期的な場合の粒界間隔に依存したピンポテンシャルの分布を示す模式図。
【図３】周期的な場合の粒界間隔に依存した粒界近傍のピンポテンシャル分布図。
【図４】周期的な場合の粒界間隔に依存した粒界近傍のピン力の分布図。
【図５】本発明におけるJcを向上させる最適平均粒径の存在を表す模式図。
【図６】本発明における粒径を定義する模式図。
【図７】粒界密度と要素ピン止め力の競合を考慮したJcの平均粒径依存性。
【図８】本発明の実施例における平均結晶粒径のMgB2膜厚依存性。
【図９】本発明の実施例における異なる膜厚を有するMgB２膜の走査顕微鏡像。
【図１０】本発明の実施例におけるMgB２薄膜線材の20K、5Tで測定されたJcの平均粒径依存性。
【図１１】図１１は基材の加熱温度を２００℃、２５０℃、３００℃とし、膜厚1000nmで作成した薄膜ＭｇＢ２１４０を原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）で測定した位相像である。
【図１２】図１２は薄膜MgB2の平均粒径の膜厚依存性である。
【図１３】図１３は作成したMgB２薄膜線材の20K、5Tで測定されたJcを図７に重ねてプロットしたものである。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
図２は、周期的な粒界が存在する場合の粒界間隔に依存したピンポテンシャル（以下、Uで略す）の分布を示した模式図である。粒界間隔が密になりすぎると、ピンポテンシャルの空間変化量ΔU（以下、ΔUで略す）が低下し、要素ピン止め力が低下すると考えられる。
【００２０】
図３は、周期的な粒界を考慮した場合の、粒界間隔に依存した粒界近傍のピンポテンシャル分布図である。粒界間隔をaGB（以下、aGBで略す）として、aGBをコヒーレンス長ξab（以下、ξabで略す）の２倍から１２倍まで変えた場合の粒界近傍におけるΔUは、aGBがξabの８倍以上はΔUは変化しないが、aGBがξabの８倍未満ではΔUは減少する。Uの空間微分がピン止め力を与えるため、粒界間隔が密になりすぎるとピン止め力が低下し、Jcが低下すると考えられる。
【００２１】
図４は、図３の空間微分で、粒界間隔をパラメータとした粒界近傍の一つの粒界ピンあたりのピン止め力の分布である。aGBがξabの８倍以上は１本の曲線に収束しており、一つの粒界ピンあたりのピン止め力は変化しないため、粒界密度の増加に伴い、単位体積あたりの要素ピン止め力は線形に増加する。しかし、aGBがξabの８倍未満になると、一つの粒界ピンあたりピン止め力が減少するため、要素ピン止め力と粒界密度の間に比例関係は成り立たない。
【００２２】
図５は、本発明によるJcを向上させる最適領域を模式図である。粒界密度と一粒界ピンあたりのピン止め力の競合効果を考慮して得られる。横軸が平均粒径、縦軸はJcを示す。平均粒径を制御することによって、Jcの最適化を図ることができる。
【００２３】
図６は、本発明による粒径２５（aGB）を定義する模式図である。本発明によるMgB2薄膜線材２００は、薄膜線材全体積に占めるMgB2の割合が９０％以上の、面直方向に配向制御された厚さ方向に柱状構造を有することを特徴とするMgB2粒子２１の凝集体からなり、超伝導粒間の界面に相当する粒界２２の間隔が粒径を決める。
【００２４】
本発明において、粒径２５は、薄膜線材の短手方向２４で、粒の最大径をとることとし、その平均値として平均粒径を与える。本発明では、以下に示す手法で、最適なMgB2の平均粒径を数値限定する。
【００２５】
本発明によるMgB２薄膜超伝導線材は、磁場（B）中、電流（J）印加時は、磁束量子に単位長さあたり次式、数１のローレンツ力がはたらく。
【００２６】
【数１】
2016132522.tif 000003
【００２７】
このときΦ0は磁束量子で次式、数２で与えられる。
【００２８】
【数２】
2016132522.tif 000004
【００２９】
磁場Bのもとで、平均磁束間距離 <a0>（以下、<a0>で略す）は、次式、数３
【００３０】
【数３】
2016132522.tif 000005
【００３１】
となり、単位面積あたり平均してnv=B／Φ0 [本/m2]の磁束量子が存在する。
【００３２】
粒界密度と一粒界ピン当たりのピン止め力の競合を考慮して、磁束量子１本あたりのエネルギーは次式、数４となる。
【００３３】
【数４】
2016132522.tif 000006
【００３４】
右辺第一項はピン止めの寄与、第二項は斥力型磁束量子間相互作用で変形ベッセル関数で表される。第三項がローレンツ力の寄与を示す。ripは粒界と磁束量子間の距離、U0を一粒界ピン当たりのピンポテンシャル、ξabおよび、λabは、面直方向に配向制御されたMgB2粒のコヒーレンス長、および、磁場侵入長を示す。また、ezはz方向の単位ベクトルである。右辺からの寄与は、次の式、数５〜数７で与えられる。
【００３５】
【数５】
2016132522.tif 000007
【００３６】
【数６】
2016132522.tif 000008
【００３７】
【数７】
2016132522.tif 000009
【００３８】
数４をもとに、一定面積中で印加電流J、平均粒径< aGB >、および、磁場に相当する平均磁束間距離<a0> をパラメータとして、定常状態における２０Ｋでの磁束量子の平均ドリフト距離 <vdrift> をモンテカルロ法を用いて数値計算した。
【００３９】
これをもとに、一定値を超える <vdrift> が実現するJの値からJcを評価した。図７に、粒界密度と一粒界ピン当たりのピン止め力の競合を考慮して算出した、磁場をパラメータとする２０ＫでのJcの平均粒径依存性を示す。
【００４０】
Jcが最大値をとる平均粒径は磁場に依存せず、50 nm 近傍で最大をとり、30nm未満では著しく低下する。一方、粒界密度の低い平均の大きな領域では、平均粒径の増大に伴いJcは減少していき、100nmではピーク値の1/2程度、200nmではピーク値の1/3以下程度まで低下する。
【００４１】
以上の数値計算の結果から、高いJcが得られるMgB２薄膜線材は、面直方向に配向制御されたMgB2粒子の凝集体より形成され、薄膜線材全体積に占めるMgB2の割合が９０％以上で、その短手方向において、粒子の平均粒径の下限は少なくとも30nm以上、好ましくは40nm以上のものが適当であることが分かる。一方、薄膜MgB2の平均粒径の上限については、少なくとも200nm以下、好ましくは100nm以下とすることにより、Jcを向上させることができる。そこで平均粒径を上記の範囲内に制御する薄膜MgB2の製造方法の実施例について次に示す。
【実施例１】
【００４２】
上記数値計算の結果から得られる最適な平均粒径範囲を実現する薄膜ＭｇＢ２超電導線材の製造方法と、それによって得られる薄膜ＭｇＢ２超電導体の超電導特性について説明する。【００４３】
図８は、ＭｇとＢを真空中でテープ状の基材に共蒸着することにより形成する薄膜ＭｇＢ２線材の作製方法を示すものである。【００４４】
本実施例では、ＭｇとＢの蒸着にともに電子ビーム蒸着を用いており、Ｍｇ金属とＢ金属の材料が充填された２つのリニア型蒸発源１００に、リニア電子銃１１０よりそれぞれ電子ビームを偏向加速して照射し、リール１２０で送り出し及び巻き取りされる複数のテープ状の基材１３０上にＭｇとＢを共蒸着する。薄膜ＭｇＢ２を成膜する基材１３０は金属基材を用いる。金属基材を用いると、蒸着されたＭｇとＢが金属基材の表面が反応し、基材および薄膜ＭｇＢ２の両方に対して接着性の強い中間層１４５が形成され、後述する厚い薄膜ＭｇＢ２膜でも剥離なく成膜することができる。【００４５】
金属の材質は他の銅酸化物超電導体などとは異なり配向処理が不要であるため、とくに制約はない。たとえばＣｕ合金やＡｌ合金、ステンレスなどの鉄合金、ハステロイなどのＮｉ基合金、ＮｂやＴａ、Ｔｉなどの高融点金属など様々な材質のものが適用可能であり、コストや用途に応じて使い分けることが可能である。例えば自己磁場しかかからない送電線向けには低コストのＣｕ合金やＡｌ合金、強い電磁応力がかかるコイル用にステンレスや、ハステロイなどのＮｉ基合金などである。基材１３はリール１２内に仕込まれたヒーター（図示せず）、またはチャンバ内に設けられ基材１３０を背面または側面から加熱するシースヒーターや赤外線ヒーター（図示せず）などにより基材１３０を２００〜３００℃の範囲で加熱され、基材１３０上に到達したＭｇとＢが反応、結合することにより薄膜ＭｇＢ２を形成する。この温度範囲の下限は、２００℃以下ではＭｇとＢの反応が十分促進されないことから決まり、上限は３００℃以上で揮発性の高いＭｇが基材１３０に付着しなくなり、ＭｇとＢが反応しなくなることによる。【００４６】
ここでは、ＭｇとＢをともに電子ビーム蒸着で成膜したが、低温でも高い蒸気圧が得られるＭｇはセラミックや金属製の坩堝（クヌードセンセルやエフュージョンセルなど）をヒーターで加熱して蒸着し、高融点で蒸気圧の低いＢのみ電子ビーム蒸着を用いることも可能である。また同じ真空中での成膜法として、ＭｇとＢをともにスパッタリング法を用いて成膜することも可能である。なお、基材１３０上に薄膜ＭｇＢ２１４０を成膜した後、さらにＣｕやＡｌの低抵抗金属膜を安定化層１７０として、本成膜装置に連結された別の真空チャンバ（図示せず）で積層する。【００４７】
図９（ａ）は基材１３０上に真空蒸着で成膜した典型的な薄膜ＭｇＢ２１４０の断面走査電子顕微鏡像、図２(ｂ)はその結晶構造を模式的に表した図である。薄膜ＭｇＢ２１４は、基材１３に中間層１４５を介して垂直に成長した微細な柱状結晶粒１５０とその粒界１６０から形成されている。図１０は、薄膜ＭｇＢ２１４０の表面を原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）で測定した形状像と位相像である。薄膜ＭｇＢ２１４０は微細な柱状結晶粒１５０が密接しており、その間に多数の粒界１６０を有していることがわかる。薄膜ＭｇＢ２１４０ではこの柱状結晶粒１５の粒界１６０が磁束をピニングするため高い臨界電流密度Ｊｃが得られる。【００４８】
薄膜ＭｇＢ２１４０の平均粒径は、成膜時の基材１３０の加熱温度、および膜厚で制御できる。図１１は基材の加熱温度を２００℃、２５０℃、３００℃とし、膜厚1000nmで作成した薄膜ＭｇＢ２１４０を原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）で測定した位相像である。それぞれの平均粒径は約４０ｎｍ、約６０ｎｍ、約８０ｎｍである。【００４９】
図１２は薄膜MgB2の平均粒径の膜厚依存性である。平均粒径は加熱温度によって幅を持つが、主に膜厚に依存し、膜厚が厚くなるほど大きくなる。。【００５０】
図１３は作成したMgB２薄膜線材の20K、5Tで測定されたJcを図７に重ねてプロットしたものである。平均結晶粒径が30nmのものがJc=0.8×105A/cm2、50nmのものは2.0×105A/cm2、110nmのものは1.0×105A/cm2、150nmのものが0.5×105A/cm2となった。図７のシミュレーション結果と比べると絶対値はやや低めであるが、膜厚依存性はよい一致を示し、シミュレーションの妥当性を検証すことができた。【００５１】
図１２から、MgB２薄膜線材として適切な膜厚範囲が求められる。すなわちMgB２薄膜線材は膜厚が1000nm以下と薄い場合は、基板温度を調整しても平均結晶粒径を30nm以上にするのは困難である。一方、MgB２薄膜線材の平均結晶粒径を200nm以下に収めるには、膜厚の上限条件は10000nmである。【００５２】
なお、膜厚1000nm以上の膜はジュラルミン、銅、アルミニウム等の金属基材を用いた場合にのみ形成可能である。基材として超電導電子デバイスで一般的なＳｉやサファイアなどの半導体や絶縁性基板を用いた場合は、中間層１４５が形成されないことによる膜の接着性の不足や、熱応力により膜厚1000nm以上の膜は容易に剥離してしまい作成困難であった。【００５３】
本発明におけるJcを最適化するMgB２薄膜線材は、面直方向に配向制御されたMgB2粒子の凝集体より形成され、薄膜線材全体積に占めるMgB2の割合が９０％以上で、その短手方向において、粒子の最大径が30nm以上200nm以下となる平均粒径を有し、1000nm以上10000nm以下の膜厚を有することを特徴とする。さらに粒子の最大径が40nm以上100nm以下、1000nm以上10000nm以下の膜厚を有することがより好ましい。
【符号の説明】
【００５４】
１０      印加磁場
１１      印加電流
１２      磁束量子
１３      ローレンツ力
１４      超伝導体
１５      粒界
１４１    従来超伝導線材
１４１０  従来超伝導線材を構成する超伝導粒子
１５１    従来超伝導線材の粒界
１４２    超伝導薄膜線材
１４２０  厚さ方向に柱状構造を有する超伝導粒子
１５２    超伝導薄膜線材の粒界
２００    MgB２超伝導薄膜線材
２１      MgB２超伝導粒子
２２      MgB２超伝導粒界
２３      線材長手方向
２４      線材短手方向
２５      MgB２超伝導粒径aGB
１００    リニア型蒸発源
１１０    リニア電子銃
１２０    リール
１３０    基材
１４０    薄膜ＭｇＢ２
１４５    中間層
１５０    柱状結晶粒
１６０    粒界
１７０    安定化層
【図１−ａ】
2016132522.tif 000010
【図１−１−１】
2016132522.tif 000011
【図１−１−２】
2016132522.tif 000012
【図１−２−１】
2016132522.tif 000013
【図１−２−２】
2016132522.tif 000014
【図２】
2016132522.tif 000015
【図３】
2016132522.tif 000016
【図４】
2016132522.tif 000017
【図５】
2016132522.tif 000018
【図６】
2016132522.tif 000019
【図７】
2016132522.tif 000020
【図８】
2016132522.tif 000021
【図９】
2016132522.tif 000022
【図１０】
2016132522.tif 000023
【図１１】
2016132522.tif 000024
【図１２】
2016132522.tif 000025
【図１３】
2016132522.tif 000026
【手続補正書】
【提出日】平成28年6月15日(2016.6.15)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
基材上に面直方向に配向制御された柱状構造を有するＭｇＢ２粒子の凝集体により形成されたＭｇＢ２薄膜線材であって、
前記ＭｇＢ２粒子により形成される粒界間隔がコヒーレンス長の８倍以上であり、
前記ＭｇＢ２薄膜線材の膜厚が１０００ｎｍ以上１００００ｎｍ以下であり、
前記ＭｇＢ２粒子の平均粒径が３０ｎｍ以上で、かつ、２００ｎｍ以下であることを特徴とするＭｇＢ２薄膜線材。
【請求項２】
請求項１に記載のＭｇＢ２薄膜線材であって、
前記ＭｇＢ２粒子の平均粒径が４０ｎｍ以上で、かつ、１００ｎｍ以下であることを特徴とするＭｇＢ２薄膜線材。
【請求項３】
基材上に面直方向に配向制御された柱状構造を有するＭｇＢ２粒子の凝集体により形成されたＭｇＢ２薄膜線材の製造方法であって、
基材に対し、蒸着またはスパッタリングによりＭｇ及びＢを成膜し、
前記ＭｇＢ２粒子により形成される粒界間隔をコヒーレンス長の８倍以上とし、
前記ＭｇＢ２薄膜線材の膜厚を１０００ｎｍ以上１００００ｎｍ以下とし、
前記ＭｇＢ２粒子の平均粒径が３０ｎｍ以上で、かつ、２００ｎｍ以下とすることを特徴とするＭｇＢ２薄膜線材の製造方法。
【請求項４】
請求項３に記載のＭｇＢ２薄膜線材の製造方法であって、
前記ＭｇＢ２粒子の平均粒径が４０ｎｍ以上で、かつ、１００ｎｍ以下とすることを特徴とするＭｇＢ２薄膜線材の製造方法。
【請求項５】
（削除）
【請求項６】
（削除）
【請求項７】
（削除）
【請求項８】
（削除）
【請求項９】
（削除）
【国際調査報告】
2016132522.tif 000027
2016132522.tif 000028
2016132522.tif 000029
2016132522.tif 000030