1B-a01

バルク着磁・応用

超電導バルクのパルス着磁における応力解析シミュレーション
Stress analysis in superconducting bulk during pulsed field magnetization
下屋敷 郁陽，藤代 博之，内藤 智之 (岩手大) ; Ainslie Mark (Cambridge 大)
SHIMOYASHIKI Fumiya, FUJISHIRO Hiroyuki, NAITO Tomoyuki (Iwate Univ.); AINSLIE Mark (Univ. of Cambridge)
E-mail: g0317083@iwate-u.ac.jp

10
8

6

4

4

2

2

0

0

-2

0

10

(b)

6step
7step
8step
10step12step

8

BT (T)

6

10

(a)

0step
1step
2step
3step
4step
5step

20

r (mm)

30

40

-2

0

10

20

r (mm)

30

40

Fig. 1. Time step dependence of the trapped field profile, BT,at the center of the bulk (z=0) for the (a) ascending and (b)descending stage during PFM from 6.25 T at 30 K.
5

15

(a)

0
-5

5

-10
-15

0step
1step
2step
3step
4step
5step

-20
-25
-30

(b)

10

r (MPa)

3.結果と考察
Figｓ. 1(a)、1(b)に増磁過程(0～5step) 及び減磁過程(6～12step) のバルク中心 (z=0 mm) における GdBaCuO バルクの捕捉磁場分布 BT をそれぞれ示す。増磁過程では磁束は外周からバルク中心に侵入し、減磁過程では磁束は外周から次第に減少した。最終的(12 step)な最大捕捉磁場はｒ＝5 mm において 2.83 T であった。
Figｓ. 2(a)、2(b)に増磁過程及び減磁過程でのバルク中心(z=0 mm) における GaBaCuO バルクの径方向の電磁応力σr分布をそれぞれ示す。(a)より、増磁過程において、 σｒは常に負の値を示した。これは増磁過程ではバルク内部では圧縮応力が働いていることを示している。また、σｒは時間経過に伴い圧縮応力が増大する傾向にあった。また、Fig. 1 との比較から、どの時間においても σ ｒの最大値は捕捉磁場の立ち上がりと同じ位置で見られた。
Fig. 2(b)より、減磁過程においてσｒは時間経過に伴って増加した。これは、減磁過程では増磁過程と異なり、印加磁場が徐々に減衰するため、バルク内の誘導電流が逆方向に流れることに起因して、バルク内に働くローレンツ力の方向が変化
していることを示す。また、σｒは 7step (40 ms) において、ｒ＝
18 ｍｍで最大値 (11.6 MPa) を示し、その後σｒは減衰し、バルク全体で正の値を示した。これは減磁過程において、バルク内で引張応力が働いていることを示す結果である。また、Fig.

参考文献[1] H. Wu et al., Supercond. Sci. Technol. 31 (2018) 045008[2] H. Fujishiro et al., Supercond. Sci. Technol. 30 (2017)085008.

BT (T)

2.実験方法
試料として GdBaCuO バルク(Φ65 mm × H20 mm) を想定し、着磁には solenoid コイル (内径 99 mm, 外径 121 mm,
高さ 50 mm) を用いた。バルクはインジウム薄板を挟んで cold
stage の上に設置し、バルクの c 軸方向への冷却を仮定した。
PFM 中の電磁場・温度―応力シミュレーションには(株)フォトンの PHOTO-series を用い、実験環境を再現するように 3 次
元有限要素モデルを構築し解析を行った。最大印加パルス
磁場 Bex を 6.25 T(立ち上がり時間 13 ms、パルス終了時間 300ms)、着磁温度 Tｓ＝30 K で行った。また、臨界電流密度 Jc の
磁場依存性は Wu の結果との比較のため Kim モデルを用いた。

2(a)と異なり、σｒは捕捉磁場の最大値と同じ位置で最大となった。以上の結果は Wu らの結果を定性的に再現し、PFM 中におけるバルクに働く電磁応力は増磁過程では圧縮応力、減磁
過程では誘導電流の方向が変化するために引張応力が働くことが分かった。Ag 添加 REBaCuO バルクの破壊強度は 50～
70 MPa 程度と考えられ[2]、今回の解析結果では破壊強度に達していないが、さらに大きな磁場を印加する場合には、金属リングなどの機械的補強を検討する必要がある。
講演では円周方向の電磁応力σ分布、金属リングをはめた場合の解析、及びバルクの Jc の磁場依存性として Jirsa モ
デルを用いた場合の結果についても報告し、PFM におけるバ
ルクに印加される応力について議論する。

r (MPa)

1.はじめに超電導バルクは磁場中冷却着磁(FCM)により高い着磁特性を持つ一方で、着磁過程において電流磁気相互作用により電磁応力を受けて破壊挙動を示す。バルクの破壊挙動のメ
カニズムの理解は、今後の超電導バルク応用や更なる捕捉磁場向上において重要な課題である。一方、応用を目指した着磁においては、装置が比較的安価で小型化が可能であるため、パルス着磁(PFM)の利用が望ましい。Wu らはパルス着磁中のバルクの破壊挙動についてシミュレーション解析を行っている[1]。その中でバルクの超電導電流密度 Jc には Kim モデ
ルを用いているが、Jc の決定には実際のバルクの Jc を再現した Jirsa モデルを用いることで、現実のバルクの破壊挙動の推定が可能と考えられる。本研究では有限要素法を用いて、パルス着磁過程における超電導バルクの捕捉磁場・発熱・電磁応力を算出し、Wu らの結果を確認し、さらに現実的な Jc における解析を行った。これにより、パルス着磁中のバルクの破壊挙動を解析的に明らかにし、効果的な補強方法の検討を行う。

0

10

20

r (mm)

30

0

-5

6step
7step
8step
10step12step

-10

40

-15

0

10

20

r (mm)

30

40

Fig. 2. Time step dependence of the radial stress profile, σｒ,
at the center of the bulk (z=0) for the (a) ascending and (b)descending stage during PFM from 6.25 T at 30 K.

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第97回

2018年度秋季低温工学・超電導学会

1B-a02

バルク着磁・応用

磁場中冷却着磁における REBaCuO ディスク及びリングバルクのひずみ測定
Magnetic strain measurements on disk- and ring-shaped REBaCuO superconducting bulks
during field-cooled magnetization
難波 空, 藤代 博之, 内藤 智之 （岩手大）; AINSLIE Mark （Cambridge 大）
NAMBA Sora, FUJISHIRO Hiroyuki, NAITO Tomoyuki (Iwate Univ.); AINSLIE Mark (Univ. of Cambridge)
E-mail: g0318128@iwate-u.ac.jp
1．はじめに
強磁場着磁中の REBaCuO 系超電導バルクの破壊はバルク応用における最重要課題のひとつである。破壊の克服に向けて、バルク内の力学的挙動の理解は必須であり、バルクのひずみ測定は小試料片を用いた曲げ試験よりも正確に応力を見積もることができる。バルクに作用する主応力は周方向に作用するフープ応力であるとして、周方向のひずみ測定が主に行われてきた[1]。しかし、実際の着磁過程では周方向だけ
でなく、径方向にもひずみが生じ、これらの相関関係によって応力は決定される。また、リング形状とディスク形状のバルクでは、着磁中の応力挙動が異なることが解析的に明らかとなっているが[2]、実験による比較・検討は行われていない。本
研究では、FCM 中のリング及びディスクバルクに対して周方向と径方向のひずみを同時に測定し、バルクに働く応力について考察する。

Fig. 1. A schematic view of EuBaCuO ring bulk reinforcedby the Al alloy ring and the measuring configuration of eightstrain gauges.
0.05

2．実験方法
EuBaCuO リングバルク (外径 64 mm, 内径 28 mm, 厚さ
20 mm, Nippon steel) の外周に厚さ 5 mm のアルミ合金リング
をスタイキャストで接着し、試料を準備した。Fig. 1 に示すように、バルク上面にひずみゲージ （Tokyo Sokki, CFLA-1350-11） を周方向に 4 つ (r = 17, 23, 30, 35 (Al ring)) 、左右対称な位置の径方向に 4 つ貼りつけた。バルクのｃ軸方向に 5 T の磁場を印加し、-0.5 K/min で 50 K まで冷却した後、-0.222 T/min で減磁した。バルク中心の捕捉磁場をホールセンサーにより測定した。



0.04

0.03

0.02

0.01

0

0

2

4

TS

6

8

10

Fig. 2. Time step dependence of the magnetic strain, ,along the θ-direction on the bulk during the FCM processfrom 5 T at 50 K.
0.005

0

r

3．測定結果Fig. 2 に 5 T, 50 K の FCM におけるリングバルクの周方向
ひずみのステップ依存性を示す。減磁開始、及び終了をそれぞれ TS = 0, 10 と定義する。周方向ひずみはバルク内周
ほど大きく増加し、TS = 7 付近でピークを迎える。また、Al リン
グ (r = 35 mm) のひずみも正に変化していることから、冷却過程における Al リングの収縮によって生じるバルクへの圧縮応力を超える電磁的引張応力がバルクに働いていることが分かる。
Fig. 3 に 5 T, 50 K の FCM におけるリングバルクの径方向
ひずみr のステップ依存性を示す。すべての測定位置において、r はよりも小さい値であることが確認できる。バルク内
縁 (r = 17 mm) のひずみは、Fig. 2 とは対照的に着磁中において負の値を示した。これはバルクが周方向に伸びた分、ポアソン比によって径方向に収縮したためであると考えられる。
また、外周からの変位拘束を受けない Al リングも負のひずみを示した。バルク中間 (r = 23 mm) のひずみは着磁初期において正の変化を示しており、この傾向は解析によって再現されている。この原因はバルク全体のひずみとポアソン比の相関によるものであると考えられる。バルク外縁 (r = 30 mm) は
Al リングにより変位が制限されており、かつバルク内周側から引張方向の電磁気的応力が印加されるために大きな負のひずみが生じた。
ディスクバルクのひずみ測定結果、及び実験結果と解析
結果との比較については当日報告する。

r = 17 mm
r = 23 mm
r = 30 mm
r = 35 mm (Al ring)-0.005-0.01
r = 17 mm
r = 23 mm
r = 30 mm
r = 35 mm (Al ring)-0.015

-0.02

0

2

4

TS

6

8

10

Fig 3. Time step dependence of the magnetic strain, r,along the r-direction during the FCM process from 5 T at
50 K.
参考文献
[1] T. Miyamoto et al.: Phys. C, Vol.340 (2000) pp.41-50.
[2] K. Takahashi et al.: accepted in IEEE Trans. Appl.
Supercond. Vol. 28 (2018) 6800705.

― 13 ―

第97回

2018年度秋季低温工学・超電導学会

1B-a03

バルク着磁・応用

リング状 QMG ®バルクマグネットの 15T 級着磁
15T class magnetization of QMG ring bulk magnet
森田 充，手嶋 英一，成木 紳也（新日鐵住金）；淡路 智（東北大学)
MORITA Mitsuru, TESHIMA Hidekazu, NARIKI Shinya（NSSMC）；AWAJI Satoshi(Tohoku University)
E-mail:morita.d98.mitsuru@jp.nssmc.com
１．はじめに優れた特性を有するQMG®（単結晶状の123相中に211相が微細分散したバルク状酸化物超電導材料）は，1988年に初めて開発された[1-4]。その後，希土類元素（RE）を置換した種結晶を使用する単結晶育成技術により大型のQMGが製造可能となり種々の応用開発が進められた[5-6]。バルクマグネット
応用は，1989年に提案されRE置換種結晶技術によりその基本形が完成した[7,8]。最近では，特に低温・強磁場での着磁により数Tの磁場が捕捉可能となり，各種のバルクマグネット応用例が報告されている。
最近の進展として，新しい補強方法（MSR-QMG： Metal
Sheet Reinforced-QMG）の開発により割れを抑制し，直径60ｍｍの大型のMSR-QMGリングを用いた10T着磁の成功が挙げられる[9,10]。今回，MSR-QMGリングによるより高磁場の着磁を目指し，15T無冷媒マグネットを用いて15T着磁を行い成功したので報告する。

↑◎◎：Hallelement：Cu：SUS316
：QMG

Φ7mm
Φ32mm

Fig. 1 Cross-sectional structure of sample.

２．実験方法2-1 試 料 準 備 ： Fig.1 に 示 し た よ う に 外 径 26.5mm ， 内 径
11.0mm， 厚さ4.0mmのQMGリングを積層し，それらの間にス
テンレス鋼および無酸素銅を配置し，さらに内周リング，外周
リング，最内周リングおよび最外周リングを半田で接続することによって作製した。
2-2 着磁方法：100Kで15Tの外部磁場を印加した後， 28K，
24K,20Kで，種々の減磁速度で減磁し着磁を行った。その時の試料中央に配置したホール素子により捕捉磁場を測定した。
３．実験結果28Kでは，0.079T/分の減磁速度で減磁を完了し，クエンチすることなく着磁することができた。24Kでは，0.079T/分の減
磁速度で減磁したところ，約9Tでクエンチが発生したが，試料にダメ－ジはなく，再度，15T印加後，0.039T/分で減磁した。
その結果，クエンチすることなく着磁を完了することができた。
20Kでは，15T印加後，0.046T/分で減磁したところ，約9Tでフラックスジャンプによる僅かな温度上昇が見られたもののクエ
ンチすることなく着磁することができた。
Fig.2に28Kで着磁後，55Kまで0.1K/分，続いて100Kまで
0.4K/分で消磁した時の捕捉磁場の温度変化を示す。
４．考察
28K では 0.079T/分の減磁速度でクエンチせずに着磁できたが，24K では，0.079T/分でクエンチが発生し，0.034T/分では，クエンチしなかった。このことから，減磁速度の低減は試料内の電界を下げ，クエンチ抑制に有効であると思われる。
また，15T から約 9T へのクエンチに対し，損傷がなかったことから，MSR-QMG は，クエンチによる衝撃に対し，ある程度の耐久性があることが分かった。また，着磁後の捕捉磁場の温度依存性からクエンチが発生しなければ，今後，20K 以下の温度領域で 20T 級着磁が可能になるものと思われる。
謝辞
着磁実験は強磁場超伝導材料研究センターにて実施した。

Fig. 2 Temperature dependence of trapped magnetic field
参考文献
1. 森田充, 松田昭一：New Superconducting Materials Forum
News, No10 (1988) 15
2. M. Morita, et al.: Patent No. US-5508253, Priority date:
06.06.1988.
3. M. Morita, et al.: Physica C 172(1990)383-387[参考文献 1.の英訳]
4. 森田 充：博士論文「溶融成長法による大型酸化物超伝導体の作製と高臨界電流密度化に関する研究」
北海道大学学術成果コレクション（HUSACP）
http://eprints.lib.hokudai.ac.jp/statistics/statslist.php?staturl=fma3serq5o2379t
5. 森田 充等：特許登録番号：2556401
6. M. Morita et al.: Advances in Superconductivity Ⅲ(1991)733
7. 森田 充: 特許登録番号：2055511
8. M. Morita, et al.: Abstracts of CSJ Conference, Vol. 41(1989) p.14
9. M. Morita, et al.:Abstracts of ICMC-CSSJ Conference(2016) p.108
10. 森田 充等：新日鐵住金技報 第 407 号（2017）― 14 ―

第97回

2018年度秋季低温工学・超電導学会

1B-a04

バルク着磁・応用

スプリット型コイルを用いた 㻞 段階パルス着磁における㻌
㻾㻱㻮㼍㻯㼡㻻 バルクの捕捉磁場特性㻌㼀㼞㼍㼜㼜㼑㼐㻌㼒㼕㼑㼘㼐㻌㼜㼞㼛㼜㼑㼞㼠㼕㼑㼟㻌㼛㼒㻌㻾㻱㻮㼍㻯㼡㻻㻌㼟㼡㼜㼑㼞㼏㼛㼚㼐㼡㼏㼠㼕㼚㼓㻌㼎㼡㼘㼗㻌㼙㼍㼓㼚㼑㼠㼕㼦㼑㼐㻌㼎㼥㻌㼐㼛㼡㼎㼘㼑㻙㼜㼡㼘㼟㼑㼐㻌㼒㼕㼑㼘㼐㻌㼡㼟㼕㼚㼓㻌㼟㼜㼘㼕㼠㻌㼏㼛㼕㼘㻌

ΔTmax (K)

T (K)

B (T)

Bt (T)T (K)㻌平野㻌 達也，藤代㻌 博之㻘㻌 内藤㻌 智之㻌 㻔岩手大㻕；㻹㼍㼞㼗㻌㻰㼛㼡㼓㼘㼍㼟㻌㻭㼕㼚㼟㼘㼕㼑㻌 （㻯㼍㼙㼎㼞㼕㼐㼓㼑 大）㻌
㻴㻵㻾㻭㻺㻻㻌㼀㼍㼠㼟㼡㼥㼍，㻌 㻲㼁㻶㻵㻿㻴㻵㻾㻻㻌㻴㼕㼞㼛㼥㼡㼗㼕㻘㻌㻺㻭㻵㼀㻻㻌㼀㼛㼙㼛㼥㼡㼗㼕㻌㻔㻵㼣㼍㼠㼑㻌㼁㼚㼕㼢㻚㻕㻧㻌㻹㼍㼞㼗㻌㻰㼛㼡㼓㼘㼍㼟㻌㻭㼕㼚㼟㼘㼕㼑㻌㻔㼁㼚㼕㼢㻚㻌㼛㼒㻌㻯㼍㼙㼎㼞㼕㼐㼓㼑㻕㻌㻱㻙㼙㼍㼕㼘㻦㻌㼓㻜㻟㻝㻤㻝㻟㻞㻬㼕㼣㼍㼠㼑㻙㼡㻚㼍㼏㻚㼖㼜㻌㻌
㻝．はじめに㻌
段階パルス着磁における 㻮㼠㼙㼍㼤（㼀㼟㻞㻌 㻩㻌 㻞㻡㻌 㻷、㻮㼑㼤㻞㻌 㻩㻌 㻠㻚㻥㻥㻌 㼀）でバルク超電導体の特徴的な応用の一つである超電導バ
は、㻲㼕㼓㻚㻌 㻟㻔㼎㻕に示すように 㻮㼕㼚㻌 ＝㻌 㻠㻚㻟㻞㻌 㼀、㻮㼕㼚㻛㻮㼑㼤㻌 㻩㻌㻤㻢㻚㻢㻑であルク磁石は強力な磁場発生源としての実用化に向け、バルクり、㻞 段階パルス着磁において単一パルスより磁束侵入は減作製技術及び着磁技術の研究が進んでいる。簡便なパルス
少することが分かった。実験結果より、㻞 段階パルス着磁によ着磁法㻌 㻔㻼㻲㻹㻦㻌㻼㼡㼘㼟㼑㼐㻌㼒㼕㼑㼘㼐㻌㼙㼍㼓㼚㼑㼠㼕㼦㼍㼠㼕㼛㼚㻕㻌 は、超電導バルク
り温度上昇の抑制を得られるが、磁束侵入が減少するために、磁石の広い応用において適するが、急激な磁束運動に伴うさらなる捕捉磁場の向上を得られないことを明らかとした。講発熱が原因で、㻼㻲㻹 の捕捉磁場特性はバルク本来の特性よ
演では、これらに解析結果を加え、スプリット型コイルを用いたり低下することが知られている。ソレノイド型コイルを用いて着㻞 段階パルス着磁による捕捉磁場特性について議論する。㻌 㻌
磁温度と印加磁場の最適化を行ったマルチパルス着磁により、
参考文献㻌
㻝㻚㻌 㻴㻚㻌 㻲㼡㼖㼕㼟㼔㼕㼞㼛㻘㻌 㼑㼠㻌 㼍㼘㻚㻦㻌 㻼㼔㼥㼟㼕㼏㼍㻌 㻯㻘㻌 㼂㼛㼘㻚㻌 㻠㻠㻡㻙㻠㻠㻤㻌 㻔㻞㻜㻜㻢㻕㻌
直径 㻠㻡㻌 㼙㼙 の 㻳㼐㻮㼍㻯㼡㻻 バルクに対して 㻼㻲㻹 では最高とな㼜㻚㻟㻟㻠㻙㻟㻟㻤㻚㻌る 㻡㻚㻞㻌㼀㻌㻔㻟㻜㻌㻷㻕㻌 を達成した㼇㻝㼉。また、バルクの上下にコイルを㻞㻚㻌 㻹㻚㻌㻰㻚㻌㻭㼕㼚㼟㼘㼕㼑㻘㻌㼑㼠㻌㼍㼘㻚㻦㻌㻿㼡㼜㼑㼞㼏㼛㼚㼐㻚㻌㻿㼏㼕㻚㻌㼀㼑㼏㼔㼚㼛㼘㻚㻘㻌㼂㼛㼘㻚㻌 㻞㻥㻌
配置するスプリット型コイルを用いることにより捕捉磁場の向上
㻔㻞㻜㻝㻢㻕㻌㻞㻥㻜㻣㻠㻜㻜㻟㻚㻌が報告されている㼇㻞㼉。本研究では 㻳㼐㻮㼍㻯㼡㻻 バルクに対して(b) 65 K - 25 K double-pulse(a) single-pulse
スプリット型コイルを用いた 㻞 段階パルス着磁を適用し、単一
Bex1 = 3 T
Bex1 = 3 T ~ 6 T
パルス着磁の捕捉磁場特性との比較を行った。また、着磁シBex2 = 3 T ~ 6 T
ミュレーションにより磁束運動と温度上昇の両面から着磁過程65Ts1 = 65 Kを解析し、㻞 段階パルス着磁による捕捉磁場特性を検討した。㻌
Ts1 = 65 K or 25 K 25
㻌
Ts2 = 25 K
㻞．実験方法㻌直径 㻠㻝㻌㼙㼙、厚さ 㻝㻞㻌㼙㼙 の 㻳㼐㻮㼍㻯㼡㻻 バルク㻌 （㻯㼍㼙㼎㼞㼕㼓㼑Time (ms)Time (ms)
大学で作製㻕㻌 に対して、スプリット型コイルを用い 㻼㻲㻹 を行っ㻲㼕㼓㻚㻌㻝㻌㼀㼕㼙㼑㻌㼟㼑㼝㼡㼑㼚㼏㼑㼟㻌㼛㼒㻌㼠㼔㼑㻌㼟㼏㼔㼑㼙㼍㼠㼕㼏㻌㼠㼑㼙㼜㼑㼞㼍㼠㼡㼞㼑㻌㼏㼔㼍㼚㼓㼑㻌㼕㼚㻌㼠㼔㼕㼟㻌㼟㼠㼡㼐㼥㻌㼒㼛㼞㻌㻔㼍㻕㻌㻢㻡㻌㻷㻌㼛㼞㻌㻞㻡㻌㻷㻌㼟㼕㼚㼓㼘㼑㻙㼜㼡㼘㼟㼑㻘㻌㻔㼎㻕㻌㻢㻡㻌㻷㻙㻞㻡㻌㻷㻌
た。本研究における 㻞 つの着磁条件を 㻲㼕㼓㻚㻌㻝 に示す。単一パ㼐㼛㼡㼎㼘㼑㻙㼜㼡㼘㼟㼑㻚㻌ルス着磁となる 㻲㼕㼓㻚㻌㻝㻔㼍㻕において、着磁温度 㼀㼟㻝㻌㻩㻌㻢㻡㻌㻷、また
20
6は 㻞㻡㻌㻷 に冷却し、パルス磁場を印加した。㻞 段階パルス着磁
Single(65 K)(a)(b)
Single(65 K)
Single(25 K)
Single(25 K)となる 㻲㼕㼓㻚㻌㻝㻔㼎㻕において、着磁温度 㼀㼟㻝㻌㻩㻌㻢㻡㻌㻷 に冷却し、㻮㼑㼤㻝㻌
Double(65 K, 25 K)
5
Double(65 K, 25 K)
15㻩㻌㻟㻌㼀 のパルス磁場を印加後、着磁温度 㼀㼟㻞㻌㻩㻌㻞㻡㻌㻷 に冷却し、4
再度パルス磁場を印加した。着磁中の捕捉磁場はバルク表
310
面中心において、ホールセンサにより測定した。また、温度測
定はバルクを固定している真鍮製の冶具上で、セルノックス抵
25
抗温度計により測定した。また、電磁界‐熱伝導シミュレーショ
1
ンには 㻼㻴㻻㼀㻻㻙㼟㼑㼞㼕㼑㼟㻌 㻔（株）フォトン㻕㻌 を用い、実験環境を再0
現するように 㻞 次元軸対称モデルを構築し解析を行った。㻌
0
3
4
5
6
3
4
5
6

Bex (T)
Bex (T)㻟．結果と考察㻌㻮㻘㻌㼐㼑㼜㼑㼚㼐㼑㼚㼏㼑㻌㼛㼒㻌㼠㼔㼑㻌㼠㼞㼍㼜㼜㼑㼐㻌㻲㼕㼓㻚㻌㻞㻌㻔㼍㻕㻌㻭㼜㼜㼘㼕㼑㼐㻌㼜㼡㼘㼟㼑㼐㻌㼒㼕㼑㼘㼐㻘㻌㼑㼤㻲㼕㼓㻚㻌 㻞㻔㼍㻕に、単一及び 㻞 段階パルス着磁における捕捉磁㼒㼕㼑㼘㼐㻘㻌 㻮㼠㻘㻌 㼍㼠㻌 㼠㼔㼑㻌 㼏㼑㼚㼠㼑㼞㻌 㼛㼒㻌 㼠㼔㼑㻌 㼎㼡㼘㼗㻌 㼟㼡㼞㼒㼍㼏㼑㻚㻌 㻔㼎㻕㻌 㻹㼍㼤㼕㼙㼡㼙㻌場の印加磁場依存性を示す。単一パルス着磁において、着㼠㼑㼙㼜㼑㼞㼍㼠㼡㼞㼑㻌㼞㼕㼟㼑㻘㻌Δ㼀㼙㼍㼤㻘㻌㼐㼡㼞㼕㼚㼓㻌㻼㻲㻹㻘㻌㼍㼟㻌㼍㻌㼒㼡㼚㼏㼠㼕㼛㼚㻌㼛㼒㻌㼍㼜㼜㼘㼕㼑㼐㻌
磁温度を下げると最高捕捉磁場 㻮㼠㼙㼍㼤 は向上し、㼀㼟㻌㻩㻌㻞㻡㻌 㻷 に㼜㼡㼘㼟㼑㼐㻌 㼒㼕㼑㼘㼐㻘㻌 㻮㼑㼤㻘㻌 㼡㼟㼕㼚㼓㻌 㼠㼔㼑㻌 㼟㼜㼘㼕㼠㻙㼠㼥㼜㼑㻌 㼏㼛㼕㼘㻌 㼒㼛㼞㻌 㼢㼍㼞㼕㼛㼡㼟㻌㼟㼑㼝㼡㼑㼚㼏㼑㼟㻚㻌
おいて 㻮㼠㼙㼍㼤㻌㻩㻌㻟㻚㻥㻢㻌㼀 を示した。㼀㼟㻝㻌㻩㻌㻞㻡㻌㻷 での単一パルス着磁において印加磁場 㻮㼑㼤㻌㻩㻌㻠㻚㻢㻜㻌㼀 で捕捉磁場 㻮㼠 が増加する
7(a) Single(25 K)(b) Double(65 K, 25 K)のに対して、㻞 段階パルス着磁では 㻮㼑㼤 の増加した 㻮㼑㼤㻌 㻩㻌 㻠㻚㻥㻥㻌6
Bex1=5.43 T
Bex2=4.99 TBex㼙㼍㼤㼀 で 㻮㼠 は増加し 㻮㼠 㻌 㻩㻌 㻟㻚㻞㻥㻌 㼀 を示した。㻮㼑㼤㻌 ≧㻌 㻡㻚㻜㻌 㼀 に
ťLQ
Bex
5
㼙㼍㼤
おいて、㻮㼠 は単一パルス着磁では増加し 㻮㼠 を示すが、㻞 段
ťLQ
Bt
4
Bt
階パルス着磁では減少したため、さらなる向上を得られなかっ3た。㻲㼕㼓㻚㻌 㻞㻔㼎㻕に、各着磁条件における温度上昇の印加磁場依存性を示す。㻞 段階パルス着磁において同等の印加磁場で2は単一パルス着磁と比較して温度上昇は抑制した。㻲㼕㼓㻚㻌 㻟 に
1
各着磁条件における最高捕捉磁場での印加磁場と捕捉磁場0の時間依存性を示す。㻲㼕㼓㻚㻌 㻟㻔㼍㻕に示すように単一パルス着磁
0
100
200
300 0
100
200
300
Time (ms)Time (ms)における 㻮㼠㼙㼍㼤㻌㻔㼀㼟㻝㻌㻩㻌㻞㻡㻌㻷、㻮㼑㼤㻝㻌㻩㻌㻡㻚㻠㻟㻌㼀㻕では、㻮㼠 は磁場印加㻲㼕㼓㻚㻌㻟㻌㼀㼕㼙㼑㻌㼑㼢㼛㼘㼡㼠㼕㼛㼚㻌㼛㼒㻌㼠㼔㼑㻌㼍㼜㼜㼘㼕㼑㼐㻌㼒㼕㼑㼘㼐㻘㻌 㻮㼑㼤㻔㼠㻕㻘㻌㼍㼚㼐㻌㼠㼞㼍㼜㼜㼑㼐㻌
後、急激に上昇しピークを迎える。この磁場を侵入磁場 㻮㼕㼚 と㼒㼕㼑㼘㼐㻘㻌 㻮㼠㻔㼠㻕㻘㻌㼍㼠㻌㼠㼔㼑㻌㼏㼑㼚㼠㼑㼞㻌㼛㼒㻌㼠㼔㼑㻌㼎㼡㼘㼗㻌㼟㼡㼞㼒㼍㼏㼑㻌㼒㼛㼞㻌㻔㼍㻕㻌㻿㼕㼚㼓㼘㼑㻔㻞㻡㻌
定義すると 㻮㼕㼚㻌 ＝㻌 㻡㻚㻝㻜㻌 㼀 を示し、㻮㼕㼚㻛㻮㼑㼤㻌 㻩㻌 㻥㻟㻚㻥㻑となった。㻞
㻷㻕㻌㼒㼛㼞㻌㻮㼑㼤㻝㻌㻩㻌㻡㻚㻠㻟㻌㼀㻘㻌㻔㼎㻕㻌㻰㼛㼡㼎㼘㼑㻔㻢㻡㻌㻷㻘㻌㻞㻡㻌㻷㻕㻌㼒㼛㼞㻌㻮㼑㼤㻞㻌㻩㻌㻠㻚㻥㻥㻌㼀㻚㻌― 15 ―

第97回

2018年度秋季低温工学・超電導学会

1B-a05

バルク着磁・応用

大型ヨークを用いたパルス着磁によるバルク磁石の捕捉磁場の評価
Trapped field evaluation of bulk magnet excited by pulsed field magnetization
using large-size soft-iron yoke
横山 和哉（足利大）；岡 徹雄（芝浦工大）
YOKOYAMA Kazuya (Ashikaga Univ.); OKA Tetsuo (SIT)
E-mail: k-yokoyama@ashitech.ac.jp
4．まとめ

1．はじめにバルク磁石は小型・安価な装置で 2 T を超える磁場を発生

本文はパルス着磁の際に用いる軟鉄ヨークに注目し，そのでき，様々な応用が検討されている。バルク磁石の着磁方法

大きさが捕捉磁場特性に及ぼす影響を検討した。従来のφの一つであるパルス磁化法は，汎用の装置を用いて簡便に

40 mm のヨークと今回新たに製作したφ64 mm のものを用い着磁できるため，実用化において有効な手法である。一方でて，温度及び印加磁場を変えて単一パルス磁場を印加する

捕捉磁場が小さい問題があり，その要因の一つとしてパルス実験を行った。その結果，大型ヨークを用いた場合に，最大幅が数十 ms 程度と短く，試料が短時間しか磁場に曝されな磁束密度及び総磁束量の改善を確認した。今後，複数回着いことがある。そこで，軟鉄ヨークを用いて印加磁場の立下り

磁などを行い，捕捉磁場の向上を目指したい。

を遅らせる方法がある。本研究室の従来の装置にも軟鉄ヨークを取り付けているが，以前の試料はφ36 mm と小さく，それに合わせたヨークを用いていた。本文では，現在の試料の大きさに合わせた大型の軟鉄ヨークを製作し，それを用いた時の磁束密度等を測定して，ヨークの大きさが捕捉磁場特性に及ぼす影響を検討する。
2．実験方法
Fig. 1 に着磁コイルを取り付けた状態でのバルク磁石装置の磁極部分の概要を示す。φ60×20 mm の GdBCO バルク体
（新日鉄住金製）を 2 つのヨークで挟む形になっている。上部のFig. 1. Schematic of bulk magnet system when a magnetizing
coil with a soft-iron yoke is attached.

ヨークに関して，従来はφ40×47mm に対し，今回はφ64×47mm を新たに製作した。材料は両者とも快削純鉄である。
実験は，試料を2段GM冷凍機（RM20，アルバック製）により，20，30，40，50 K に冷却する。各温度において 3.1～6.2 T のパルス磁場（立上時間：10 ms，全パルス幅：100 ms）を 1 回印
加し，試料表面の中央に貼り付けたホールセンサ（BHT-921）
により，着磁中の磁束密度の時間変化を測定した。着磁コイ
ルを取り外した後，三次元ホールセンサ（BH-703）を用いて磁極表面（試料表面から約 4 mm）の磁束密度分布を測定した。さらに，実測した磁場密度の値から総磁束量を算出した。
3．結果及び考察
Fig. 2 に (a)試料表面中央における磁束密度，及び(b)磁極Fig. 2. Magnetic flux density at (a) bulk surface and (b) polesurface for Bapp=3.1-6.2 T

表面における最大磁束密度の印加磁場依存性を示す。印加
磁場が 3.1～5.4 T において，いずれの場合も大型ヨーク（Lyoke）の値が大きくなっている。試料表面において，小型ヨーク（S-yoke）の場合の最大値が 3.59 T であったのに対し，大型ヨークの場合は 3.85 T と約 7%の増加がみられた。ただし，印加磁場 6.2 T の時はフラックスジャンプのため，値が大きく減少している。
Fig. 3 に総磁束量の印加磁場依存性を示す。Fig. 2 の結果と同様に，いずれの印加磁場でも大型ヨークの値が大きくなっている。大小ヨークとも印加磁場 5.4 T の時に最大値をとり，小型ヨークの場合が 2.89 mWb，大型ヨークの場合が 3.28
mWb となり，約 13%の向上が確認できた。

3.1

3.9

4.6

5.4

6.2

Fig. 3. Total magnetic flux as a function of applied field― 16 ―

第97回

2018年度秋季低温工学・超電導学会

1B-a06

バルク着磁・応用

バルク超電導磁石へのマルチシムコイルの実装

Implementation of multi-shim coil on bulk superconducting magnet
仲村 髙志（理研）；玉田 大輝（山梨大）
NAKAMURA Takashi (RIKEN); TAMADA Daiki (Yamanashi Univ)
E-mail: takashi.nakamura@riken.jp
1．はじめに
我々は高分解能 NMR を観測可能とするバルク超電導磁石を開発している。NMR 磁石の開発に重要な課題で、
特にバルク磁石で開発ポイントになっているのは観測のための試料空間を非常に均一な磁場空間を形成する技術である。このため従来の線材をコイルにした超電導磁石
は高分解能 NMR 観測を可能とする高均一磁場が生成されるよう精密に設計し、製作されている。このため、円周方向に非対称な不均一性が問題となることはなく、円筒状の試料が挿入された際に生じる磁場不均一性を補正するために室温シムコイルが実装されている。しかし、バルク体の場合は必ずしもそうではない。我々が前年に報告している高分解能 NMR スペクトルには製品化のためのハードルとなるブロードな成分[1]が残っており、これを補正する手法が必要となってくる。これは従来型のコイルでは考慮されてこなかった周方向の不均一性に起因すると考えられる。従来のシムは高均一磁場を生成するために設計、製造された超電導磁石の対称成分の磁場補正を行うために開発されており、円周方向の非対称成分には対応できない。そこで、円周方向に非対称なモデ
ルコイルを作成し、均一性に対する評価を実施することにした。
2．マルチシムコイル
マルチシムコイルのオリジナルのアイデアは NMR のシムコイルとしてではなく、ボアサイズの大きいより大きなサンプル（小動物、人頭）が挿入された際に生じる磁場の不均一を多数の小コイルを組み合わせて磁場補正
し、より鮮明な MRI 画像を得るために開発された MRIの技術である[2][3]。このアイデアは大きな試料によって生じる不均一性のみならず、NMR 試料菅のような円柱形
状の試料空間でも円周方向に非対称な不均一な成分がある場合に、これらの補正にも適応可能であることを示しており、バルク磁石が円周方向に不均一な成分を持てば、これらを補正することができる。したがって、図 1 に示すように前回報告した従来型シムコイル（内径 16 mm）とその内側に２ターン 5 mm 角コイルを円周に６分割する形で配置し、Z 方向の磁場中心位置とその上下に配置された 6 X 3 の合計 18 個の小コイルを作製し、前年度に報告した従来型シムの内側に組み込むことで磁場補正の効果を評価する。
3．コンパクト電源
我々が目標としているのは卓上に置けるような非常にコンパクトな超電導磁石であり、現在市販されている分光計では大きすぎ、小型化は必須である。しかし、マル
チシムコイルによってシム項数が増加すればシム電源は増強する必要がある。このため我々は新規の小型シム電源の開発を行う。バイポーラで 2 A の駆動で安定した定電流を発生し、磁場補正を安定にできるかの基礎評価を開始した。

Multi Shim Coil
6X3

Conventional Shim CoilZ, Z , X, Y, ZX, ZY, X , Y
2

2

2

Fig. 1 Photograph of Multi Shim Coil
4．実験
試作のコンパクト電源とマルチシムコイルを接続してテストを行う前に NMR 装置のシム電源からマニュアル
で磁場補正操作ができるように配線し、前年同様シゲミの 5 mm マイクロボトムチューブのボトム径 4 mm の試料管に、クロトン酸エチル（重溶媒アセトン）を試料として実験した。シミングは、シングルパルス法で取得したフーリエ変換後のスペクトルを観測しながら実施した。
5．結果、考察マルチシムコイルを付加することにより、試料の回転機構が使えなくなったので、シムのみでの補正ではシグナルの変化が顕著に現れるだけのスペクトルの先鋭化が現れる結果は得られていない。前年度はごく微小な変化を試料回転で発生するサイドバンドの先鋭化から高分解
能 NMR スペクトルを取得したので、回転機構なしでは適正なバルク磁石内部の磁場補正が行なわれているのか、判断できない状態である。
6．まとめ
バルク磁石の内部に磁場均一な領域を確保するための新たな磁場補正方法としてマルチシムコイルを考案し、実装を行なった。有効性の検証は現在進行中であるが、従来の超伝導磁石に比較して圧倒的にボア内部の空間が少ないため、シム、試料回転装置および検出器をより効
果的に配置し、組み込むことが装置を市販化するための課題である。
参考文献
1. T. Nakamura, et al.: Abstracts of CSJ Conference,Vol. 95 (2017) p.170
2. C. Juchem, et al. (2011) J. Magn. Reson. 212
280-288
3. C. Juchem, et al. (2011) Magnetic Resonance in
Medicine 66 893- 900― 17 ―

第97回

2018年度秋季低温工学・超電導学会

1B-p01

Y 系・MgB2・鉄系バルク䜹䝥䝉䝹ἲ䛻䜘䜚స〇䛧䛯 㻲㼑㻿㼑 ከ⤖ᬗ䝞䝹䜽䛾㉸ఏᑟ≉ᛶ㻌㻿㼡㼜㼑㼞㼏㼛㼚㼐㼡㼏㼠㼕㼚㼓㻌㼜㼞㼛㼜㼑㼞㼠㼕㼑㼟㻌㼛㼒㻌㻲㼑㻿㼑㻌㼜㼛㼘㼥㼏㼞㼥㼟㼠㼍㼘㼘㼕㼚㼑㻌㼎㼡㼘㼗㼟㻌㼒㼍㼎㼞㼕㼏㼍㼠㼑㼐㻌㼎㼥㻌㼠㼔㼑㻌㼏㼍㼜㼟㼡㼘㼑㻌㼙㼑㼠㼔㼛㼐㻌㻌⃝⏣㻌 ῱ே㻘㻌 ෆ⸨㻌 ᬛஅ㻘㻌 ⸨௦㻌 ༤அ㻌 㻔ᒾᡭ኱Ꮫ㻕㻌㻿㻭㼃㻭㻰㻭㻌㻷㼑㼕㼠㼛㻘㻌㻺㻭㻵㼀㻻㻌㼀㼛㼙㼛㼥㼡㼗㼕㻘㻌㻲㼁㻶㻵㻿㻴㻵㻾㻻㻌㻴㼕㼞㼛㼥㼡㼗㼕㻌㻔㻵㼣㼍㼠㼑㻌㼁㼚㼕㼢㻚㻕㻌㻱㻙㼙㼍㼕㼘㻦㻌㼓㻜㻟㻝㻤㻜㻤㻤㻬㼕㼣㼍㼠㼑㻙㼡㻚㼍㼏㻚㼖㼜㻌㻌㻝㻚㻌 䛿䛨䜑䛻㻌䛾ᗘ౫Ꮡᛶ䜢♧䛩䚹༳ຍ☢ሙ䛿㻝㼙㼀䛷䛒䛳䛯䚹㉸ఏᑟ㌿⛣ᗘ㼀㼏㻌 䛿䜸䞁䝉䝑䝖䛷㻢㻚㻝㻌 㻷䛷䛒䜚䚸䛣䜜䛿ᚑ᮶䛾▼ⱥ⟶ᑒධ㕲⣔㉸ఏᑟయ䛿㖡㓟໬≀㉸ఏᑟయ䛸ẚ㍑䛧䛶⤖ᬗ⢏⏺䛻䜘䜛ᙅ⤖ྜ䛾ၥ㢟䛜ᑠ䛥䛔䛯䜑䚸ከ⤖ᬗయ䛷䛾䝞䝹䜽ᛂ⏝䛜䛻䜘䜚┿✵䛷స〇䛧䛯䜒䛾䛸ྠ⛬ᗘ䛾್䛷䛒䜛㼇㻠㼉䚹㻌ᮇᚅ䛥䜜䜛≀㉁䛷䛒䜛䚹䛭䛾୰䛷䜒㕲䜹䝹䝁䝀䝘䜲䝗⣔䛾䝤䝻㻌 ㅮ₇ᙜ᪥䛿㻲㼑㻿㼑䛾㉸ఏᑟ≉ᛶ䛻䛚䛡䜛䝫䝇䝖䜰䝙䞊䝹䛾ຠ䝑䜽ᒙ䛜Ꮡᅾ䛫䛪䚸㻲㼑䛸㻯㼔ඖ⣲㻌 㻔㻯㼔㻌 㻩㻌 㻿㻘㻌 㻿㼑㻘㻌㼀㼑㻕㻌 䛛䜙䛺䜛ఏᯝ䛻䛴䛔䛶䚸⇕ฎ⌮ᑟᒙ䛾䜏䛾䝅䞁䝥䝹䛺⤖ᬗᵓ㐀䛿ᛂ⏝ୖ᭷฼䛸⪃䛘䜙䜜䜛䚹㻌䛯䛰䛧㕲䜹䝹䝁䝀䝘䜲䝗⣔䛻䛿㉸ఏᑟ䜢ᢚไ䛩䜛㐣๫㕲䛾ၥཧ⪃ᩥ⊩㻌㢟䛜䛒䜛䚹㐣๫㕲䛾㝖ཤ䛻䛿෌ᗘ䛾⇕ฎ⌮䛜ᚲせ䛷䛒䜚䚸┿㻝㻚㻌㻿㻚㻌㻷㼛㼙㼕㼥㼍㻘㻌㼑㼠㻌㼍㼘㻚㻦㻌㻶㼛㼡㼞㼚㼍㼘㻌㼛㼒㻌㼠㼔㼑㻌㻼㼔㼥㼟㼕㼏㼍㼘㻌㻿㼛㼏㼕㼑㼠㼥㻌㼛㼒㻌㻶㼍㼜㼍㼚㻌ᗘ䛸᫬㛫䛻ὀ┠䛧䛶㆟ㄽ䛩䜛䚹㻌㻤㻞㻌㻔㻞㻜㻝㻟㻕㻌㻜㻢㻠㻣㻝㻜㻌✵୰䜔ప㓟⣲⃰ᗘୗ䛷䛾䜰䝙䞊䝹䛜᭷ຠ䛷䛒䜛䛣䛸䛜▱䜙䜜䛶䛔䜛㼇㻝㻘㻞㼉䚹䜎䛯㻲㼑㻿㼑䛻䛿」ᩘ䛾┦䛜Ꮡᅾ䛧䚸㉸ఏᑟ䜢♧䛩㻞㻚㻌㻶㻚㻌㻸㼕㼡㻘㻌㼑㼠㻌㼍㼘㻚㻦㻌㻼㼔㼥㼟㼕㼏㼍㻌㻯㻌㻡㻞㻣㻌㻔㻞㻜㻝㻢㻕㻌㻢㻤㻙㻣㻟㻌䛾䛿ṇ᪉ᬗ䛾䃑㻙㻲㼑㻿㼑䛷䛒䜛䚹䛣䛾䃑┦䛿㻟㻜㻜㻙㻠㻡㻜䉝䛾㻟㻚㻌㼀㻚㻌㻹㻚㻌㻹㼏㻽㼡㼑㼑㼚㻘㻌㼑㼠㻌㼍㼘㻚㻦㻌㻼㻴㼅㻿㻵㻯㻭㻸㻌㻾㻱㼂㻵㻱㼃㻌㻮㻌㻣㻥㻌㻔㻞㻜㻜㻥㻕㻌⠊ᅖ䛻䛚䛔䛶Ᏻᐃ䛷䛒䜚䚸䛭䜜௨ୗ䛾ᗘ㻜㻝㻠㻡㻞㻞㻌

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0

5

10

15

20

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第97回

2018年度秋季低温工学・超電導学会

1B-p02

Y 系・MgB2・鉄系バルク

浸透法で作製した MgB2 バルクの磁束ピン止め特性に対する
原料 B 粉末の微細化効果
Refining effects of B powder on vortex pinning property of MgB2 bulk
fabricated by infiltration method
髙橋 裕平，内藤 智之，藤代 博之(岩手大)
TAKAHASHI Yuhei, NAITO Tomoyuki, FUJISHIRO Hiroyuki (Iwate Univ.)
E-mail: t5518001@iwate-u.ac.jp

2．実験方法
原料粉末は結晶 B 粉末 (純度 99%、粒径 45 ㎛以下) 、
Mg 粉末 (純度 99.5%、粒径 180 ㎛以下) を用い、B 粉末のボールミルは回転速度 200-600 rpm で 1 h 行った。カプセルに B 粉末を充填した後、その上に Mg 粉末を充填し、アルゴン雰囲気で密閉した。熱処理は 900℃で 24 h 行った。作製した MgB2 バルクは直径 20 mm、厚さ 5 mm の円盤状で、捕捉
磁場を磁場中冷却着磁の後、バルク表面中心に設置したホー ル 素 子 に よ り 測 定 し た 。 ま た 、 SEM (scanning electron
microscope) を用いて微細組織観察を行った。
3．結果と考察
Fig. 1 に未粉砕および 200-600 rpm でボールミルした B 粉末を用いた MgB2 バルクの捕捉磁場の温度依存性を示す。未粉砕バルクに比べて 400 と 600 rpm バルクの捕捉磁場は向上した。一方で 200 rpm バルクの捕捉磁場は未粉砕バルクに比べてわずかに低下した。Fig. 2 に捕捉磁場がゼロになる温度で定義される転移温度 (Tc) のボールミル回転速度依存性を示す。Tc がボールミル回転速度の増加に伴い低下した。これはボールミルによって MgB2 結晶中に歪みが導入された可能性を示唆する。すなわち、200 rpm バルクにおいて捕捉磁場特性の低下は Tc が低下した一方で磁束ピン止め特性が向上しなかったことを示し、400 と 600 rpm バルクにおける捕捉
磁場特性の向上は Tc の低下と同時に磁束ピン止め特性が向上したことを示す。以上の磁束ピン止め特性の起源について
MgB2 の微細組織から考察する。
Fig. 3 に未粉砕および 200 と 600 rpm バルクの二次電子像を示す。すべての試料で母相 MgB2 の中に濃いグレーで表される Mg2B25 の塊が存在している。Mg2B25 の割合は未粉砕バ

20 rpm
200 rpm
400 rpm
600 rpm

Trapped field (T)

1.5

1

0.5

0
10

15

20
25
30
Temperature(K)3540

Fig.1 Temperature dependence of the trapped field for
four infiltration processed MgB2 bulks.
39

c

T (K)

1．はじめにMgB2 は比較的容易に作製可能だが、化学反応 (Mg + B→ MgB2) に伴う体積収縮が生じるため多孔質なバルク (充填率 50%程度) となる。そのため MgB2 バルクで高い捕捉磁場を実現するには緻密化が必須である。高圧合成法は高充填率の MgB2 バルクを得るのに非常に効果的な方法だが高コストである。一方、浸透法は特別な加圧炉を用いることなく、低コストで高充填率バルクを作製可能で、15.9 K においてバル
ク表面の捕捉磁場が 2.4 T[1]と高圧合成法によって作製されたバルクと同程度の捕捉磁場を達成している。しかし、浸透法で作製されたバルクには数十m の Mg2B25 が不純物として存在し、磁束ピン止め特性を制限していることが明らかになっている[2]。Mg2B25 は MgB2 生成時の中間生成物であるが、大きな B 粒の中心まで十分に Mg が拡散しないことが Mg2B25 残存の原因と考えられる。そこで我々は原料 B 粉末を微細化することによって上述の問題を克服すると同時に、MgB2 粒の微細化による磁束ピン止め特性の向上が期待できると考えた。前回の学会ではボールミルを用いて原料 B 粉末を微細化することで、MgB2 試料中の Mg2B25 の割合が減少することを報告した[3]。今回は微細化した B 粉末を用いて直径 20 mm のバルクを作製し、捕捉磁場特性を評価したので報告する。

38
37
36

0

200
400
Rotation speed (rpm)600

Fig.2 Rotation speed of the ball-milling dependence ofthe critical temperature.

Fig.3 Secondary-electron images of the infiltration
processed MgB2.
ルクに比べて 200 rpm バルクがわずかに小さく、600 rpm バル
クでは極めて小さい。すなわち 200 rpm バルクで磁束ピン止め特性が向上しなかったのはボールミルによって MgB2 分率がほとんど変化なかったためである。一方で 400 と 600 rpm バ
ルクにおいては MgB2 分率の顕著な改善によって磁束ピン止め特性が向上したと考えられる。講演では EBSD (electronback scatter diffraction) による MgB2 粒の粒径解析など、さらに詳細な微細組織観察の結果を交えて議論する。
参考文献
1. T. Naito et al.: Supercond. Sci. Technol., 29 (2016) 115003
2. A. Ogino et al.: IEEE Trans. Appl. Supercond., 27 (2017)
6800905
3. Y. Takahashi et al.: Abstracts of CSSJ Conference, 96(2018) p.96

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第97回

2018年度秋季低温工学・超電導学会

1B-p03

Y 系・MgB2・鉄系バルク

気相輸送(MVT)法による高密度 MgB2 大型バルクの作製
Fabrication of highly dense and large MgB2 bulks
by the Magnesium Vapor Transportation (MVT) method
佐野川 悠, 山本 明保 (東京農工大学)
SANOGAWA Yu, YAMAMOTO Akiyasu (TUAT)
E-mail: s172422y@st.go.tuat.ac.jp
1． はじめに
MgB2 超伝導体[1]は、金属系として最高の 39 K の臨界温度(Tc)を持つことから、ヘリウム沸点以上の比較的高温
度(10–20 K)における応用が期待されている。一方、MgB2の一般的な合成手法である in situ 法(Mg + 2B → MgB2)では、Mg 溶融時に生じる空隙が反応後も残存し、充填率が低く(~50%)、コネクティビティが抑制されることが知られている[2]。我々は、高密度・大型 MgB2 バルク体の新しい 作 製 法 と し て Mg 気 相 輸 送 法 (MVT: Mg Vapor
Transportation method) [3]を提案、検討している。MVT 法で作製した MgB2 バルクは高純度かつ高密度で、臨界電流密度(Jc)は in situ 法と比較して約 2 倍高かった。一方で、MVT 法におけるマグネシウム拡散機構について評価した
ところ、拡散過程で生じる巨視的クラックの生成を抑制することが課題であることがわかった[4]。そこで、本研究では、MVT 法バルクの組織均質化に向けて、前駆体のホ
ウ素中にあらかじめ MgB2 を一部添加する Premix 法[5]を検討し、高密度大型 MgB2 バルクの作製と評価を行った。
2． 実験方法
試料の作製 ホウ素と MgB2 を 2 : 1 のモル比（B + 0.5MgB2）で混合した粉末に対してボールミル混合を施し、前駆体粉末とした。円盤状前駆体ペレットと Mg 源を分離して配置して加熱し、Mg 源から蒸発した高純度な Mg 蒸気を、複数の Mg 拡散孔を持つ多孔隔壁を介して前駆体部へ輸送、拡散・反応させ、直径 30 mm、厚み 2 mm の円盤状バ
ルク体を得た。熱処理条件は 800℃, 72 h とした。
試料の評価 試料密度は、円盤状バルク体の質量と体積から求めた。X 線回折により構成相を、SEM/EDX により微細構造・化学組成を、自製磁気特性評価システムにより捕捉磁場を、SQUID VSM より臨界電流密度 Jc, 臨界温度 Tcを評価した。
3． 結果と考察作製した MgB2 バルク体の外観を Fig. 1 に示す。MVT
法バルクの充填率は 80%と高く、バルク表面において巨視的クラックや異相は観察されなかった。
Fig. 2 は MVT 法バルク断面の反射電子像を示しており、灰色のコントラストが MgB2 相に対応し、白色のコントラ
ストは不純物相(MgNi2.5B2 等)に対応する。バルク断面においても試料を横断するクラックは観察されず、Premix
により MVT 法の課題であった巨視的クラックの抑制に成功した(Fig. 2 (a))。また、Fig.2 (b)に示すように MgB2 の粒間結合の強い緻密な領域が観察された一方で、Fig. 2 (c)に示すような疎な領域(数十 ~ 数百 m)が局所的に存在することが分かった。これらは、生成時に体積膨張を伴うホウ素から生成した MgB2 ではなく、Premix した MgB2 の二次粒子に対応していると考えられる。
MVT 法バルク内における超伝導特性の均一性を評価するため、異なる位置から切り出した小片試料に対して磁化測定を行った。Fig. 3 (a)に 20 K における Jc の外部磁場依存性を、Fig. 3 (b)に磁化の温度依存性を示す。バルク中心部から端部にかけて、Jc 特性は全ての磁場領域においてほぼ同等であり、Tc についても位置依存性はほとんどみられなかった。これらは Premix を施した MVT 法で作製した MgB2 バルク体の良好な均一性を示唆している。一方で、Premix を施した MVT 法バルクは Premix を施さなかった場合と比較すると、Jc と Tc が共に低下した。バルク
内の疎な領域(Fig. 2 (b))に由来すると考えられ、これを無くすことによって更なる特性向上が期待できる。

Fig. 1 The appearance of the MgB2 bulk prepared by MVT.

Fig. 2 (a) Back scattered electron image of the cross section near
Mg diffusion hole. (b),(c) Higher magnification back scatteredelectron images at the positions indicated by white dottedrectangular in (a). The grey color contrast corresponds to MgB2
phase. The white one corresponds to impurity phases.

Fig. 3 (a) External field dependence of critical current density(Jc) at 20 K and (b) temperature dependence of normalized
magnetization for three small specimens cut from the different
positions in the bulk shown in the inset of Fig. 3 (a).
参考文献
1. J. Nagamatsu et al., Nature 410, 63 (2001).
2. A. Yamamoto et al., Supercond. Sci. Technol. 20, 658 (2007).
3. 佐野川悠ら、第 94 回春季低温工学・超電導学会、講演
概要集 p.23 (2017).
4. 佐野川悠ら、第 95 回秋季低温工学・超電導学会、講演
概要集 p.175 (2017).
5. I. Iwayama et al., Physica C 460-462, 581-582 (2007).
謝辞 本研究は JSPS 科研費 JP18H01699 の助成、並びに文部科学省「元素戦略プロジェクト＜研究拠点形成型＞」の支援を得て行われたものである。

― 20 ―

第97回

2018年度秋季低温工学・超電導学会

1B-p04

Y 系・MgB2・鉄系バルク

仕込金属組成が異なる Gd123 溶融凝固バルクにおける Jc-B 特性と捕捉磁場
Jc-B properties and trapping field of Gd123 melt-solidified bulks
synthesized from various metal cation compositions.

松丸 周佑, 箭内 優, 元木 貴則, 下山 淳一 (青学大)
MATSUMARU Shusuke, YANAI Yu, MOTOKI Takanori, SHIMOYAMA Jun-ichi (Aoyama Gakuin Univ.)
E-mail: c5617058@aoyama.jp
1.

多くの Sn が Ag と同じ領域に分布していたことから添加した

はじめに
REBa2Cu3Oy (RE123)溶融凝固バルクは液体窒素温度 77 K

BSO の一部は分解し Ag-Sn 合金を形成していることが示唆さを超える高い臨界温度 Tc を有し、高磁場下においても高い Jc

れた。Fig. 2 に Ba 欠損組成から育成したバルクの様々な領域特性を示すことから強力超伝導磁石としての応用が期待されてから切り出した試料の 77 K における Jc の磁場依存性を示す。

いる。RE123 溶融凝固バルクの捕捉磁場の向上には Jc-B 特性

BSO 添加試料では無添加試料に比べ磁場中における Jc が低の改善やバルクの大型化[1]、機械的強度の向上が有効である。

下したことから Gd123 溶融凝固バルクへの BSO 添加はピンニ

これまでに我々は仕込金属組成における Gd123/Gd211 モル比

ング力密度の向上に有効ではないことが考えられる。一方でや Ba 組成を系統的に変化させることによる Gd123 溶融凝固バ

BSO 添加バルクでは試料の切り出し位置に依らず同程度の Jc

ルクの結晶成長速度の増大や Jc 特性の改善について報告して特性を示したことから均一な特性を有するバルク作製に有効

きた[2]。本研究では、Gd123 : Gd211 = 7.5 : 2.5 の組成に対し、Baと考えている。

組成制御だけでなくピンニングセンターの導入を目的とした講演では捕捉磁場測定やより大きく切り出した試料を用い

BaSnO3(BSO) を添加したバルクを作製し超伝導特性と捕捉磁て磁化測定を行った結果を報告し、捕捉磁場と Jc の関係につ

場特性に及ぼす影響を系統的に調べた。

いても議論する。

2.

参考文献[1] S. Nariki et al., Supercond. Sci. Technol. 29 (2016) 034002.
[2] S. Matsumaru et al., Abstracts of CSSJ Conference 96(2018) 95.

実験方法
前駆体粉末となる Gd123/Gd211 混合粉末は低温固相反応

により同時合成した。原料粉末の仕込組成は最終的な組成がモル比で Gd123 : Gd211 = 7.5 : 2.5 となるよう調整した。さらに Ba
過剰、Ba 欠損となる前駆体粉末を作製し、得られたそれぞれの粉末に Ag2O 10 wt%, Pt 0.1 wt%、一部の粉末に BSO 1 wt%
を添加し、混合した粉末を一軸プレス(100 MPa)により 20 mm
× 10 mmt のペレットに成型した。Nd123 単結晶を種結晶としてペレットの上面中央に置き、底面加熱式の電気炉を用いて、空気中で溶融凝固を行い、シングルドメインの Gd123 溶融凝固 バ ル ク を 得た 。 磁化 測 定用 の 試 料 は 板状 に 切 り 出し 、
350°C まで酸素アニールを十分に行った後急冷を行い、1 mm
× 1 mm × 1 mm//c の小片試料に切り出し、SQUID 磁束計を用

Fig. 1 Top view photographs of BaSnO3 added Gd123 meltsolidified bulks synthesized from Ba-poor (left), standard(center), and Ba-rich compositions (right).

いて超伝導特性の評価を行った。捕捉磁場測定用のバルクは 350°C まで酸素アニールを十分に行いった後炉冷し、ホールプローブを用いて捕捉磁場特性の評価を行った。測定後、試料を 3 mm × 3 mm × 3 mm//c の小片試料に切り出し VSM を用いた磁化測定より超伝導特性を評価した。また、SEM を用いた微細組織観察、EDS による元素マッピング、粉末 X 線回折測定による格子定数をそれぞれ評価した。
3.

結果と考察
Fig. 1 に BSO 添加 Gd123 溶融凝固バルクの上面の外観を示す。BSO 添加バルクでは定比、Ba 過剰、Ba 欠損の全ての組成でシングルドメインの Gd123 溶融凝固バルクが得られた
が、無添加バルクでは多くの試料で一部がマルチドメインとなった。これまでの報告と同様に BSO 添加バルクにおいても仕込組成を Ba 過剰とすることで結晶成長速度が低下している様
子や、Ba 欠損組成では平坦な表面を有するバルクが得られる
ことを確認した。切り出した小片試料の研磨面の元素マッピン

Fig. 2 Magnetic field dependence of Jc at 77 K of
BaSnO3 added Gd123 melt-solidified bulks
synthesized from Ba-poor compositions.

グよりバルク全体に Sn が分布していることが分かった。しかし、― 21 ―

第97回

2018年度秋季低温工学・超電導学会

1B-p05

Y 系・MgB2・鉄系バルク

大型 Gd123 溶融凝固バルクを種結晶とした Y123 溶融凝固バルクの育成
Growth of melt-textured Y123 bulks on large Gd123 melt-solidified bulks箭内 優, 松丸 周佑, 布川 航太, 元木 貴則, 下山 淳一 (青学大)
YANAI Yu, MATSUMARU Shusuke, NUNOKAWA kouta, MOTOKI Takanori, SHIMOYAMA Jun-ichi (Aoyama gakuin Univ.)
E-mail: c5618059@aoyama.jp

唆された。Fig. 2 に各方位に結晶成長させた Y123 溶融凝固

1．はじめに
REBa2Cu3Oy (RE123)溶融凝固バルクは液体窒素温度 77 K

バルクの Jc の磁場依存性を示す。いずれの成長方位の試料を超える高い臨界温度 Tc を有し、高磁場下においても高い Jc

も第 2 ピークがなく磁場中の Jc がやや低いことからキャリアの特性を示すことから強力超伝導磁石としての応用が期待されて弱いアンダードープ状態にあることが考えられる。講演では、いる。RE123 溶融凝固バルクの捕捉磁場はバルクの直径に比追加酸素アニールの効果を報告し、本手法を用いた大型バ

例すること[1]が知られているが、育成時の温度条件の決定が難

ルク作製の可能性について議論する。

しく、種結晶以外からの核生成が起こりやすいため大型化が難しい。大型化の手法としては種結晶を複数個置き、それぞれから結晶成長を促すマルチシード法やバッファーペレットを用い

参考文献[1] Nariki, et al., Supercond Sci. Technol.29 (2016) 034002.

た溶融凝固バルクの作製法が挙げられるが実用技術にはなっていない。そこで本研究では新たな大型バルクの作製法の確立を目的とし、新日鐵住金社製 Gd123 バルク上に自作の Y123
焼結体を置き、包晶温度の違いを利用して Y123 溶融凝固バル
クの育成を試みた。この手法は形状の自由度の高いバルク作
製に有用であるだけでなく、Gd123 の結晶方位を変化させた
Y123 の成長方位と微細組織、臨界電流特性の関係などの解明に有用である。
2．実験方法
前駆体粉末となる Y123 と Y211 は Y2O3, BaCO3, CuO を出発原料としてエタノールによる湿式混合後、Y123, Y211 ともに880°C, 12 h の 2 回焼成により合成し、Y123 : Y211 = 7 : 3 の混合 粉 末 を 作 製 し た 。 得 ら れ た粉 末 に Ag2O 10 wt%, CeO2
0.5 wt%を添加し、混合した粉末を一軸プレス(100 MPa)により 16 mm × 8 mmt のペレットに成型し Y123 焼結体を作製

Fig. 1 Surface XRD patterns of Y123 grown on Gd123 meltsolidified bulks with various crystallographic planes.

した。新日鐵住金社製の Gd123 溶融凝固バルクを種結晶として Gd123 溶融凝固バルクの[001], [100], [110] 方位の表
面上に Y123 焼結体を置き、空気中で溶融凝固することでY123 バルクを作製した。作製したバルクを切り出し、400 °C で 200 h, 375°C で 100 h 酸素アニールを行った後、小片試料に切り出し、SEM, EDS を用いて Y123/Gd123 界
面の微細組織と元素分布を調べ、SQUID 磁束計を用いた磁化測定より超伝導特性を、X 線回折の解析により Y123の配向度を評価した。
3．結果と考察
いずれの方位においても Gd123 溶融凝固バルクを種結晶として Y123 が結晶成長した様子が確認できた。Fig.1 に溶融
凝 固 後 の Y123 の 表 面 XRD パ タ ー ン を 示 す 。 例 え ば
Gd123[100]方位に結晶成長させた Y123 では h00 ピークのみが見られており、強く配向していることが分かる。さらに、 -scan
測定で 4 回対称のピークが見られたことから 2 軸配向が確認できた。Y123 / Gd123 界面での元素分布を調べたところ、Y とGd の間に相互拡散がなかったことから、界面を切断して種結Fig. 2 Magnetic field dependence of Jc of Y123 grown on
Gd123
melt-solidified
bulks
with
variouscrystallographic planes.

晶である Gd を再度利用して Y123 を結晶成長できることが示― 22 ―

第97回

2018年度秋季低温工学・超電導学会

1B-p06

Y 系・MgB2・鉄系バルク

簡便な新規結晶配向体作製法
A new and simple method for the synthesis of grain oriented materials
下山 淳一，齋藤雄仁（青学大）；武田泰明(東大院工) ；岩見壮徒，田中智之，元木貴則（青学大）
SHIMOYAMA Jun-ichi, SAITO Yujin (Aoyama Gakuin Univ.); TAKEDA Yasuaki (Univ. of Tokyo);
IWAMI Taketo, TANAKA Tomoyuki, MOTOKI Takanori (Aoyama Gakuin Univ.)
E-mail: shimo@phys.aoyama.ac.jp
1．はじめに1990 年代半ば以降、ある程度大きな室温ボアを持つ伝導冷却方式の超伝導磁石が普及し、磁気科学と呼ばれる研究分野が生まれた。これは超伝導磁石によって作られる強磁場が常磁性体であるものの磁気異方性を有する物
質の結晶配向を促進し、また大きな磁気力を持つ磁場勾配が弱磁性物質を動かすためである。前者の場合、個々の結晶が自由に方位を変えられる状態にあれば磁化容易軸が印加磁場の方向と平行になるように結晶配向が進む。
銅酸化物超伝導体の場合、CuO2 面の磁化容易軸がこの面に垂直であり、一般に印加磁場方向に c 軸が揃う、つまり
c 軸配向が進む。但し、希土類元素など小さくない磁性を持つ元素を含む場合にはその磁気異方性が CuO2 面のそれより大きいと、磁化容易軸は a 軸や b 軸方向になる。このような基礎的な銅酸化物超伝導体の磁気異方性については、主に超伝導体の粉末を分散させたエポキシ樹脂を磁場下で凝固させ、結晶配向の評価から磁化容易軸、磁化困難軸を決定し、また磁化測定から磁気異方性の大きさ（＝磁化率の差）が調べられた。
一方、銅酸化物超伝導材料の開発はその電気的磁気的異方性、d 波対称性、短いコヒーレンス長に由来する粒間の弱結合の問題を軽減または解決しながら進められてきたが、構成、形状、製法の制約は大きい。しかし、Bi2223
テープ線材のように圧延過程での c 軸配向組織の形成だ
けでも実用に十分な臨界電流特性が実現できる。但し、圧力印加による結晶配向は表面から 20 m 程度までに限られる。以上の背景のもと、本研究では磁気異方性を有する物質に有効な新しい結晶配向法を探索した。磁場配向組
織形成後の材料化の可能性を考えてバインダーや分散剤を含まないスラリーを調製すること、永久磁石を用いて低温で結晶配向することが特徴である。小さい粒子が沈降するときの終端速度はストークスの式で定義され、(粒径)2×(粒子と溶媒の密度差)／溶媒の粘度に比例する。銅酸化物超伝導体の比重は一般に 6 以上であり沈降は必ず起こる。しかし、溶媒の粘度は低温で大きくなり、特にエタノールの粘度は融点(159 K)直上で、常温(300 K)での約 100 倍、273 K の水の約 50 倍と高く沈降が遅くなる。また、磁場による結晶配向エネルギーは、(磁束密度)2×(磁化率の差)×(粒子の体積)に比例するが、磁化率の差は一般に低温ほど大きくなる。
これらから、低温、高粘度溶媒下という条件が磁場配向に有利であり、脱煤過程が必要となるバインダーや分散剤の代わりに低融点溶媒を用いればよいことがわかる。
2．実験
あらかじめ調製した Dy123, Y123、Bi2223 粉末（磁化容易軸は全て c 軸）に対して、エタノールを加え混合した。エ

タノールを液体窒素で冷却した銀やプラスチックの板上などに滴下し凍らせた後、永久磁石上(B= 0.14~0.4 T)に置
いて昇温、乾燥させた。得られた粉末堆積物について表面
XRD により結晶配向度を調べ、一部の試料に対しては一軸プレスの後、焼成し再度結晶配向性を調べた。試料内部の配向度については表面を平行に削った試料に対する
XRD 測定や SEM を用いた組織観察により評価した。超伝導特性は SQUID 磁束計を用いた磁化測定および 4 端子法による抵抗率や I-V 測定により調べた。
3．結果と考察Dy123, Y123、Bi2223 全てにおいて、永久磁石と低温エタ
ノールを用いるだけで c 軸配向した粉末堆積物が得られた。
なお、Dy123 については磁化率の絶対値が大きく、磁気力によって粉末が永久磁石に吸い寄せられるため、あらかじめエ
タノールを薄く板の上に載せて凍らせたあと、その後に滴下する方法や 2 つの永久磁石の間の磁場勾配が小さい空間で堆積させる方法が有効であることがわかった。Fig. 1 に 2 つの永久磁石の間(B ~0.28 T)で結晶配向を試みた Dy123、および磁石から離れた場所で堆積させた Dy123 の一軸プレス後の磁石側表面の XRD パターンを示した。明らかに磁場下で堆積した試料は c 軸配向しており、焼結後にも配向組織を維持した。また磁石と反対側の表面も同様に配向した。Y123 は
磁化率、磁気異方性とも Dy123 より小さいが 0.4 T の永久磁
石上で、Bi2223 についても 0.14 T 以上の磁場下で c 軸配向組織が形成できた。講演ではこれらの試料の微細組織、超伝導特性の評価結果も加えて本手法の可能性を議論する。

Fig. 1 Surface XRD patterns of Dy123 deposited powder
under magnetic fields of 0.28 T and 0 T after uniaxial pressing.

― 23 ―

第97回

2018年度秋季低温工学・超電導学会

1B-p07

Bi 系線材・鉄系線材

Bi 系超電導線材 DI-BSCCO の開発概況

Development of Bi2223 superconducting tape DI-BSCCO岡田 朋之, 小林 慎一, 長部 吾郎, 菊地 昌志, 山出 哲, 中島 隆芳, 武田 宗一郎, 二木 健太, 林 和彦,
加藤 武志（住友電工）
OKADA Tomoyuki, KOBAYASHI Shinichi, OSABE Goro, KIKUCHI Masashi, YAMADE Satoru, NAKASHIMA Takayoshi,
TAKEDA Soichiro, NIKI Kenta, HAYASHI Kazuhiko, KATO Takeshi (Sumitomo Electric Industries, LTD.)E-mail: okada-tomoyuki1@sei.co.jp

当社では(Bi,Pb)2Sr2Ca2Cu3O（Bi2223）の長尺線材を開発
x（曲げスプライサー）を開発し、スプライス部の曲げ特性してきた。現在では、伸線、圧延といった古典的な冷間加も大きく改善させた。200mm に曲げた状態でスプライス

工をベースとした加工工程により、劈開性を持った Bi2223

することで、許容片曲げ径は50mm まで小さくすること

結晶が一軸配向した線材を、~km 級で製造している。さらができている [7]。

に、加圧焼成（CT-OP）法に代表される焼結手法の導入により、線材組織の緻密化や化学組成の精緻なコントロール

当日の発表では、これらの開発の詳細を紹介するとともに、最新の線材開発状況についても報告する。

を実現し、臨界電流特性の高性能化を達成してきた。
また、線材高強度化、絶縁、接続といったオプション工

参考文献[1] http://www.sei.co.jp/company/press/2015/04/prs027.html

程の開発も進めてきた。

(2015)

線材高強度化に対しては、金属補強材テープとの 3-ply
加工を行っている。プリテンション技術開発や補強テープ[2] Y. Yanagisawa et. al., SuST 28 125005 (2015)

材料の検討を進め、これまでに Cu 合金と集合させた Type

[3] Y. Yanagisawa et. al., IEEE/SCS & ESAS SNF global
edition (2016)

HT-CA、ステンレスと集合させた Type HT-SS を製品化して、各種用途に提供してきた。さらに近年では、Ni 合金を[4] S. Awaji et. al., SuST 30 065001 (2017)

使用することで、強磁場マグネット応用に必要な引張り強[5] G. Osabe et. al., MEM16 (2016)

度 400 MPa を有する Type HT-NX の製品化に成功した[1]。

[6] T. Okada et. al., CSSJ Conference Vol. 94 3D-p01 (2017)現在、この Type HT-NX を内層に使用した高磁場マグネッ[7] S. Kobayashi et. al., EUCAS 2017 2MO4-10 (2017)

トの製作・運用が進められており[2][3][4]、使用実績を着実に積み重ねている。
接続に対しては、線材端末同士を貼り合わせるスプライ
ス技術を、いかに簡便に行い、かつ高機械強度と低抵抗接続を実現できるかに注力して開発を行ってきた。当社が提供しているポータブルスプライサーは、簡便なスプライスを実現しており、1 ヶ所のスプライスを行うのにかかる時間は数分で済む。また、補強材を線材の片面のみ剥ぎ取り、銀シース露出面同士が向かい合うようにスプライスする
ことで接続抵抗の低減に成功した。スプライス部中央にできる隙間には Cu テープを介在させることで、最も補強材の比抵抗が大きい HT-NX において、機械強度をほぼ犠牲にすることなく、引張り強度 389 MPa、接続抵抗 73 nを達成した[5]。また、スプライス部の疲労試験を実施し、実際の運用における機械強度の信頼性も確認している[6]。
さらに、線材を曲げたままスプライスできるスプライサー― 24 ―

第97回

2018年度秋季低温工学・超電導学会

1B-p08

Bi 系線材・鉄系線材

DI-BSCCO Type HT-NX の低温・磁場中における臨界電流の歪効果
Effect of strain for critical current of DI-BSCCO Type HT-NX
at low temperature under magnetic fields
酒井 康平，岡田 達典，淡路 智（東北大）
SAKAI Kohei, OKADA Tatsunori, AWAJI Satoshi (Tohoku Univ.)
E-mail: k.sakai@imr.tohoku.ac.jp
1．はじめに超伝導マグネットにおいて線材は径方向外向きの電磁力(hoop 力)を受ける。Bi2223 線材では液体窒素温度や液体ヘ
リウム温度における磁場中臨界電流のひずみ依存性は測定されている[1]が、マグネット応用で想定される冷凍機冷却温度におけるこれらの特性は、測定の複雑さから明らかになっていない。よって、超伝導線材のマグネット応用には臨界電流の磁場とひずみに対する依存性を調べることが重要となる。
本研究では高強度である DI-BSCCO Type HT-NX の 66 K、
磁場中(< 1 T)における臨界電流の引っ張りひずみ(< 0.6%)
依存性を測定したので報告する。
2．実験方法
磁場中における臨界電流の引っ張りひずみ、および引っ張り応力依存性測定にはレバー式引っ張り試験装置[2]を用いた。この装置では上端に続くロッドを引っ張ることで下部のカムとレバーが動き、レバーと装置本体に両端を固定した試料に引っ張り方向の力が加わるようになっている。この時ロッドに印加する荷重をロードセルで測定し、これを試料断面積で割ることで試料に生じる応力を計測できる。ひずみはひずみゲージを用いて測定したが、曲げ方向成分を除去するために試料の両面にひずみゲージを取り付け、二つのひずみゲ
ージの平均値を印加ひずみとした。
温度は液体窒素を用いて 66 K および比較として 77 K に冷却し測定した。低温では臨界電流が大きくなるため、無冷媒超伝導マグネットを用いて最大 1 T の外部磁場を印加し、臨界電流を抑えて測定を行った。電流は最大 240 A を印加し、四端子法によって電圧-電流特性を測定して電界基準を
1 V/cm とし臨界電流を算出した。

Fig.1 Tensile Stress-Strain Curve of DI-BSCCO Type HT-NX.

3．実験結果Fig.1 に 66 K, 77 K における応力-ひずみ曲線を示す。ヤング率はひずみを 0.4%印加した後に戻し、再びひずみを印加した際のマイナー曲線において、0.1-0.2%のひずみ領域から求めると、それぞれ 138 GPa, 120 GPa となった。二つの曲線はよく一致しており、66 K と 77 K において応力-ひずみ特性の変化は小さいと考えられる。
Fig.2 に臨界電流の引っ張り歪依存性を、Fig.3 に臨界電流の引っ張り応力依存性を示す。許容引っ張りひずみは 66
K, 77 K 共に約 0.45%、許容引っ張り応力は約 470 MPa とな
り、大きな変化は無かった。ひずみを約 0.48%、応力を約 490
MPa 印加した際、77 K と比べ 66 K において臨界電流の低下が大きいが、これが温度変化に依るものであるかを検討するにはより低温での測定が必要であると考えられる。また、66 K,
各磁場において、臨界電流が低下し始めるひずみの値に変化は無かった。
参考文献
1. Y. Miyoshi, et al.: Supercond. Sci. Technol., 28 (2015)
075013.
2. G. Nishijima, et al.: IEEE Trans. Appl. Supercond., 20(2010) 1391.

― 25 ―

Fig.2 Tensile Strain Dependence of Critical Current.

Fig.3 Tensile Stress Dependence of Critical Current.
第97回

2018年度秋季低温工学・超電導学会

1B-p09

Bi 系線材・鉄系線材

Bi 系超伝導線材の引張り時損傷過程の観察
Observations of damage process by a tensile load of BSCCO superconducting wires
大田 諒, 笠場 孝一, 久森 真 (富山大工)；長部 吾郎 (住友電工)
OHTA Ryo, KASABA Koichi, HISAMORI Shin (Univ.Toyama); OSABE Goro (SEI)E-mail:ｓ1570415@ems.u-toyama.ac.jp
Superconducting filaments layer

1．はじめにBi 系超伝導線材の静的な,あるいは繰り返しの応力/ひずみに対する臨界電流(Ic)の劣化は,これまでも著者らのみならず,他の研究機関からも報告がある.現在,応力が作用している状態で,Ic が初期の 95%を維持することが許容値の目安になっている．実用上その基準で問題がないものの，もう少し手前の除荷した状態で Ic が 99%を下回ると,フィラメント破断が始まっているとも言われている.ただ実際にそれらを直接的に示した観察像などは報告されていない.本研究では,同一フィラメント
の同一位置を観察し, Ic の劣化と対応させた考察を行った.

0.24 mmCurrent direction

40 mm
Fig.1 Exposed wire
1.00
Fig.3-①
Fig.3-②
0.95

Ic/Ic02．供試材と実験方法
本実験で使用した供試材は BSCCO テープ線材 TYPEHT-NX の開発線材である.基本となる TypeH(裸線)線材に Ni
基合金の補強層を 100N 以上のプリテンションを加えて裏表にはんだ付けし,結果として,フィラメント部に予め圧縮応力が加わっているものである.そのため 400MPa を超える許容応力を有する(Fig.2).それを,Fig.1 のように側面から数 mm 削り, フィラメント層を露出させた.最初は 800 番のサンドペーパで大き
く削り,順次番号を大きくして最後はアルミナ粉 1μm で仕上げた.長さ方向 20mm の範囲を光学顕微鏡を使い,約 200 枚の写真に分けてくまなく撮影する(Fig.3-①).その後 Fig.2 のように,負荷を加えて除荷時 Ic を 95%まで落として同一箇所を撮影した(Fig.3-②).さらに,85%以下に落として,撮影した.(Fig.3-③)

l₂

Fig.3-③

0.80

0

100

200

300

400

Tensile stress (MPa)Fig.2 Ic degradation depending on applied stress
4．まとめ
フィラメント部を一部露出させた線材の,負荷前後の定点観察を行った. Ic の5%程度の劣化では，観察のための自由表面に，組織脱落の空隙はあるものの，まだき裂などは見つからない．脱落は弱結合部などに起こると思われるが，空隙部の底に異相が観られる場合があり，異相界
面も弱い場所の１つであると言える.その後の440MPaの負荷
で，初期よりIc が15%以上落ちると，一部の限定されたフィラメントであるが, Fig.3-③’のように電流パスを寸断するような,多数のき裂が見られるようになる．

l₁

A

0.90

0.85

3．実験結果Fig.3-①から Fig.3-②へ進むと,フィラメントの所々に空隙が現れてくるが,この間に研磨などの表面処理は一切していない.よってこれは,77K 下での負荷によってフィラメントの一部が脱落した結果である.この脱落は自由表面だから起きたもので,銀パイプに囲まれた未露出層では,組織損傷やそれによる僅
かな電気抵抗の増加はあるかもしれないが,脱落までは至らないと考える.なお,脱落痕に異相組織が見える場合がある.
Fig.3 の３枚の横断面の横座標を合わせるために l₁l₂のラインを入れるが,その間の○で囲った領域に注目する. Ic が85%まで落ちると,脱落とは別に，フィラメントを横断す
る多数のき裂が発生していた.ただし今回の露出断面で撮影した約 200 枚の写真の中では,このような箇所は，ほんの数箇所に過ぎない．このようなき裂が，Fig.2 などに示す，急激な Ic 劣化の原因だと思われるが，補強層のおかげでその損傷が，まだ局所に限定されている．
l₁

Vertical cross-section

Reinforcing layer
Silver sheath layerl₂Fig. 3-③’ Enlarged viewl₁

B

Fig.3-① Initial

10μm

C

Fig.3-② Ic/Ic0=95%― 26 ―

l₂

Fig.3-③ Ic/Ic0=85%
第97回

2018年度秋季低温工学・超電導学会

1B-p10Bi 系線材・鉄系線材

Bi2223 線材の 1 次焼成における低温焼成効果
Effects of low temperature 1st sintering for Bi2223 tapes
小池 遼, 田中 智之, 元木 貴則, 下山 淳一 (青学大); 武田 泰明 (東大院工);中島 隆芳, 小林 慎一, 加藤 武志 (住友電工)
KOIKE Ryo, TANAKA Tomoyuki, MOTOKI Takanori, SHIMOYAMA Jun-ichi (Aoyama Gakuin Univ.);
TAKEDA Yasuaki (The Univ. of Tokyo);
NAKASHIMA Takayoshi, KOBAYASHI Shin-ichi, KATO Takeshi (Sumitomo Electric Industries)
E-mail: c5617049@aoyama.jp
1．はじめに
現在、Bi2223 線材(DI-BSCCO®)は相生成を目的とした大気圧 1 次焼成(PO2 ~ 8 kPa, ~840°C, ~100 h)と、緻密化、配向度強化を目的としたロール圧延および結晶成長に伴う空隙発生を抑制する加圧雰囲気下での 2 次焼成(Ptotal ~ 30
MPa, PO2 ~ 8 kPa, ~840°C, ~100 h)により製造されており[1]、長尺量産線材の Ic (77 K)は 200 A に達している[2]。一方、
我々はこれまでに PO2 < 5 kPa での焼成が Bi2223 相の生成を速やかにすることを報告してきた[3]。以上の背景のもと本研究では加圧 1 次焼成のみによる高 Ic 線材開発の可能性を追求している。前回までには、さまざまな酸素分圧と全圧下で相生成を行い、加圧 1 次焼成効果を議論した[4,5]。今回は、結晶成長抑制に効果的な低酸素分圧・低温焼成を様々な全圧下で行い、加圧 1 次焼成のみによる高 Ic 線
材の作製を目指した。
2．実験方法DI-BSCCO® 用 1 次圧延線に対して様々な全圧(Ptotal =0.1–3.0 MPa)、酸素分圧(PO2 = 3, 5 kPa)、焼成温度(815–835°C)で焼成することにより試料を作製した。一部の試料には金属組成制御を目的とした PO2 = 500 Pa, 760°C, 48 hの還元ポストアニールを施し、試料の酸素量は空気中600°C からの炉冷により制御した。試料の微細組織、金属
組成は SEM-EPMA により構成相および c 軸長は表面 XRDから評価した。超伝導特性は SQUID 磁束計を用いた磁化測定、交流または直流四端子法による通電測定より調べた。
磁化測定においては磁場を線材表面に垂直に印加した。
3．結果と考察
様々な条件で試料を焼成したところ、Bi2223 相生成割合(試料表面の XRD パターンにおける Bi2223 の 0014 ピー
ク強度と Bi2212 の 0012 ピーク強度を用いて算出)の焼成
温度依存性から、これまでの報告と同様に PO2 = 3 kPa に
おいては 825°C 近傍で最も相生成が速やかであること、微細組織観察から低温焼成によって Bi2223 の結晶成長を抑制できていることを確認した。その後全ての試料に対して還元ポストアニールおよび酸素量制御を施したものの、825°C 付近を境に高温焼成試料は c 軸が伸びる傾向が見られた。また、高温焼成試料では Tc 向上や Hirr 低下の傾向が見られ、キャリアの減少が示唆される。これらのことから相生成が最も速やかな温度以上での焼成においては Bi サ
イトへの Pb 置換量が減少することが考えられる。この原因については組成分析や不純物相の同定などにより調べている。一方、低温焼成試料は結晶成長抑制に加え、Pb 固
溶量の増大に起因する高特性化が期待できる。しかし、Bi2223 相生成割合が低く留まっていることから焼成時間を延ばして単相化する必要がある。当日はこれらの試料の金属組成や Ic についても報告し、加圧 1 次焼成による高 Ic
化の可能性を議論する予定である。

Fig. 1 Dependence of Bi2223 generation ratio (determined by Xray peak intensities of Bi2223 and Bi2212), c-axis length, Tc(M/M (20 K) = 10-4) and µ0Hirr on sintering temperature.
参考文献[1] K. Sato, S. Kobayashi, T. Nakashima, Jpn. J. Appl. Phys.
51 (2012) 010006[2] T. Nakashima, S. Kobayashi, T. Kagiyama, M. Kikuchi, S.
Yamade, K. Hayashi, K. Sato, G. Osabe, J. Fujikami,
Cryogenics 52 (2012) 713–718.
[3] R.Tajima, J. Shimoyama, A. Yamamoto, H. Ogino, K.
Kishio, T. Nakashima, S. Kobayashi, K. Hayashi, IEEE
Trans. Appl. Supercond. 23 (2013) 6400604[4] R. Koike et al., Abstracts of CSSJ Conference, Vol. 95(2017) p.182.
[5] R. Koike et al., Abstracts of CSSJ Conference, Vol. 96(2018) p.25.

― 27 ―

第97回

2018年度秋季低温工学・超電導学会

1B-p11Bi 系線材・鉄系線材

高 Pb 濃度 Bi2223 厚膜の合成と物性
Preparation and physical properties of heavily Pb doped Bi2223 thick films
田中智之(青学大); 武田泰明(東大); 岩見壮徒, 小池遼, 元木貴則, 下山淳一(青学大)
TANAKA Tomoyuki (Aoyama Gakuin Univ.); TAKEDA Yasuaki (The Univ. of Tokyo);
IWAMI Taketo, KOIKE Ryo, MOTOKI Takanori, SHIMOYAMA Jun-ichi (Aoyama Gakuin Univ.)
E-mail: c5618052@aoyama.jp
1．はじめに
これまで我々は Bi2-xPbxSr2Ca2Cu3Oy [Bi2223] 多結晶材料
における臨界電流特性の改善に向けた粒間結合強化手法を提案してきた[1]。最近では理想的な高密度・c 軸配向組織の形成が可能な厚膜材料に注目しており、2017 年度秋季学会[2]では、Bi2223 厚膜において仕込 Pb 置換量を増大に伴って、実効置換量の増大、c 軸の短縮を確認したこと、Pb 置換量x ~ 0.39 の厚膜試料が 4.2 K において~50 kAcm-2、77 K においては~8 kAcm-2 という高い Jc を記録したことを報告した。これ
らの事実は Pb 置換量の増大が粒間結合の強化に有効で臨界電流特性の向上を伴うことを示している。
しかし、これらの厚膜試料は~1 GPa での一軸プレスと常圧化焼結のみによって組織を制御しているため、試料全体では~15°の配向ずれが生じている[3]。このため高濃度 Pb 置換試料の異方性や粒内 Jc を評価することが難しく、Bi2223 材料に対する Pb 置換効果の本質的な解明に至っていない。
これらの背景を踏まえ本研究では、Bi2223 材料に対する高濃度 Pb 置換効果の解明を目的とした。磁場配向法により c 軸
配向した高濃度 Pb 置換 Bi2223 厚膜試料を作製し、微細組織や超伝導特性を評価した。
2．実験方法スラリー調製に用いる Bi2223 粉末は、Bi2O3, SrCO3 などの酸化物、炭酸塩の原料から、Bi: Pb: Sr: Ca: Cu = 2.05-x: x:
1.9: 2.0: 3.0 (x = 0.35-0.55)の仕込組成で秤量、混合し、空気中 780°C で仮焼、ペレット成型後に PO2 = 3-5 kPa 下(3-5%
O2/Ar 気流中)で焼成することにより作製した。粉砕した粉末を EtOH とともに~24 h ボールミル混合することでスラリーとした。表面磁場 0.4 T の永久磁石上で Ag 箔にスラリーを 30 L 滴下し EtOH を気化させることで磁場配向体を作製した[4]。さらに Ag 箔で挟み、緻密化および c 軸配
向度強化のための一軸プレス(~1 GPa)と熱処理を行うことで Bi2223 厚膜試料 (x ~ 0.35 - 0.45, ~100 mt) を作製した。焼成は PO2 = 3 kPa 下で行い、一部の試料に対しては
PO2 = 500 Pa での金属組成制御を目的とした還元ポストア
ニールを施した。試料の酸素量は酸素気流中 300°C でのア
ニールによりキャリアの弱いオーバードープ状態になる
ように制御した。
試料の微細組織は SEM により観察し、構成相・格子定数・Lotgering Factor (LF) は XRD により評価した。化学組
成分析は試料研磨面に対して EMPA 付属の WDS により行い、超伝導特性は SQUID 磁束計を用いプレス面に垂直に印加した磁場下で磁化測定を行うことにより調べた。
3．実験結果Pb 置換量 x を標準的な 0.35 から 0.45 まで増加させた厚膜試料を作製したところ、Fig.1 内に示すように、ともに仕込組成に近い Pb 置換量を有する Bi2223 厚膜試料が得られた。また、構成相、Lotgering Factor (LF)に示すように
これらの試料は永久磁石上での堆積により c 軸配向度が高く、さらに Fig. 2 に示したように厚膜内部全体に結晶配向した緻密な組織が形成されていることが分かった。
これらの結果は、高 Pb 濃度 Bi2223 厚膜に対して Pb 置
換量と c 軸配向度の制御が可能であり、Pb 置換量の増大

や、より高磁場下での作製によってさらなる臨界電流特性の向上が見込めることを示唆している。
当日は、Pb 置換量に対する Tc や Jc、電気的磁気的異方性の変化についても報告する予定である。

Fig.1 Surface XRD patterns of Bi2223 thick films depositedunder 0.4 T and sintered at 820°C for 12 h in PO2 = 3 kPa.
Nominal and analyzed Pb compositions and Lotgering Factor(LF) of the films are also shown.

Fig.2 Secondary electron image of fractured cross-section of a caxis oriented Bi2223 thick film through magnetic grainalignment process.
参考文献
[1]
[2]
[3]
[4]

― 28 ―Y. Takeda et al., Physica C 534 (2017) 9-12.
Y. Takeda et al., Abstracts of CSSJ Conference 95 (2017)179.
Y. Takeda et al, supercond. Sci. Technol. 31 (2018) 074002 .
J. Shimoyama Abstracts of CSSJ Conference 97 (2018) 1B-p06.

第97回

2018年度秋季低温工学・超電導学会

1B-p12Bi 系線材・鉄系線材

拡散法による鉄系高温超伝導 122 相の合成および相生成機構の評価
Synthesis of 122 phase iron-based superconductors by diffusion method and evaluationof their phase formation mechanism
植村 俊己，山本 明保 （農工大）UEMURA Toshiki, YAMAMOTO Akiyasu (TUAT)
E-mail: s186930v@st.go.tuat.ac.jp
1．研究目的2008 年に東工大の神原、細野らにより発見された鉄系高温超伝導体[1]は、銅酸化物系に次ぐ高い臨界温度(Tc = 58
K)と上部臨界磁場(Hc2 > 100 T)を持つため、強磁場磁石などへの応用が期待されている。鉄系高温超伝導体の一種である BaFe2As2 (Ba122)は電磁的異方性が小さく[2]、単相試料の合成が比較的容易であることから、薄膜、線材、バルク磁石などの材料化研究[3]が盛んに行われている。一方で、実用化に向けた課題の一つとして、 Ba122 の相生成機構や熱力学的特性が明らかでなく、組織制御の普遍的な指針が確立されていないことが挙げられる。そこで本研究では、Fe への Ba, As
拡散による Ba122 相の合成を検討した。具体的には、Ba と Asを気相によって純 Fe 板に作用させて、拡散、反応を生じさせ、Fe 板表面に Ba122 相を生成させるプロセスを考案した。生成層・界面を評価することで Ba122 相の相生成機構に関する基礎的知見を得ることを目的とした。
2．実験方法レーザー加工機を用いて 10 mm の長さ、5 mm の幅、及び、0.5 mm の厚さを有する板状形状に純 Fe 板を加工したものを Fe 基材として用いた。Ar 雰囲気下で Ba:As = 1:2(mol 比)で単体金属を秤量し、ボールミル混合した組成
BaAs2 の固体原料を成型したものを、蒸気源ペレットとして用いた。純 Fe 基材と BaAs2 蒸気源ペレットとを分離して反応容器内に配置し、石英管中に真空封入をした後、熱処理を行った。Fe 基材表面に得られた反応生成層に対して、XRD による相、格子定数の評価、SEM・EDX による生成層、微細組織、化学組成の評価を行った。
3．結果・考察
900℃、24 h の熱処理を行った後の試料について、Fe 基材
表面生成層に 対する XRD パターンを Fig. 1(A) に示す。
Ba122 に起因するピークが観測され、ほぼ単相の Ba122 が得られたことが分かった。Rietveld 法による格 子定数は a =0.39604 nm, c = 1.30033 nm であり、ノンドープ Ba122 の文献
値（a = 0.39621 nm, c = 1.30178 nm [4]）とほぼ同等であることが確認できた。試料の断面研磨面の反射電子（BSE）像を Fig.
1(B)に、EDX 元素マッピングを Fig. 1(C) に示す。BSE 像では濃灰色（中央部）と白灰色（端部）の 2 種類のコントラストの領域がみられ、EDX 元素分析との対比から、それぞれ、Fe、生成層の Ba122 であることが分かった。生成層の Ba122 は、Fe板の両表面に約数十µm の厚みで層状に生成していた。Fig.
2 に試料断面(Fig. 1(B))における EDX 元素線分析の結果を示す。Ba122 部の組成はほぼ一定であり、中央の Fe 部との界面で急激に組成が変化していた。Fe 部において、Ba はほぼ検出されなかった一方、As は界面から約 150 µm の深さまで濃度勾配をもって分布していた。二元系相図より、Ba は Fe と固溶せず、As は Fe に数％程度固溶することから、単体元素
から Ba122 への生成過程においては、まず Fe と As が中間相を生成し、次いで Ba と反応して Ba122 が生じたことが示唆された。
謝辞 有益な御助言を賜った太刀川恭治博士(NIMS、東海大)に御礼申し上げます。本研究はJSPS科研費JP18H01699の助成、並びに文部科学省「元素戦略プロジェクト＜研究拠点形成型＞」の支援を得て行われたものである。

(A)

(B)

(C)

Fig.1 (A) XRD patterns for the sample surface. For reference,
Ba122 simulation pattern is shown. (B) Cross-sectional backscattered electron image of the sample. (C) EDX elemental
mapping images.

Fig. 2 EDX line scan analysis on a cross section of the sample.
The inset shows BSE image of the cross section.
参考文献
1. Y. Kamihara et al., J. Am. Chem. Soc. 130, 3296 (2008).
2. A. Yamamoto et al., Appl. Phys. Lett. 94, 062511 (2009).
3. H. Hosono et al., Materials Today 21, 278 (2018).
4. N. Ni et al., Phys. Rev. B 78, 214515 (2008).

― 29 ―

第97回

2018年度秋季低温工学・超電導学会

1B-p13Bi 系線材・鉄系線材

磁界中磁気顕微法による(Ba,K)Fe2As2 銀シース線材の局所臨界電流分布評価と磁気緩和測定
Characterization of Local Critical Current Distribution and Magnetic Relaxation in
Ag Sheath (Ba, K)Fe2As2 Based on In-field Magnetic Microscopy
呉 澤宇，東川 甲平 (九大); 井上 昌睦 (福工大);
黄 河，姚 超，馬 衍偉 (中国科学院電工研); 木須 隆暢 (九大)WU Zeyu, HIGASHIKAWA Kohei (Kyushu Univ.); INOUE Masayoshi (Fukuoka Institute of Technology);
HUANG He, YAO Chao, MA Yanwei (IEE CAS); KISS Takanobu (Kyushu Univ.)
E-mail: kiss@sc.kyushu-u.ac.jp
1．はじめに鉄系高温超伝導材料は、極めて高い臨界磁界と等方性など優れた物性を持ち、高磁界マグネットでの応用が期待されている。また、PIT法[1]を用いた線材化において、銀以外のシース材も可能になってきており、低コスト化、量産性、耐放射化の点でも今後の展開が期待できる。一方、応用には線材作製プロセスの確立が不可欠であり、線材性能を支配する局所臨界電流の空間均一性の解明が重要となる。また、加速器等への応用を考えた場合には、発生磁界の時間安定性に影響する磁気緩和特性の解明が重要となる。そこで本研究では、磁界中磁気顕微法によって、(Ba, K)Fe2As2 （Ba-122）銀シース線材における局所
臨界電流分布評価と磁気緩和測定を行った。

Fig. 1. Distribution of magnetic field (2D) obtained by SHPM at
10 K with the external magnetic fields 4 T. Red arrow shows the
position of relaxation measurement (1D).

2．実験方法
測定試料は、Powder-in-tube（PIT）法とホットプレス法によって作製されたBa-122 線材である。線材幅は5.6mmで、走査型ホール素子顕微鏡（SHPM）の観測ステージに合わせて、長さ11.5mmに切り出した。同試料を冷却後、印加磁界によって磁化させ、ホール素子で直上の磁界分布(2D)を計測した。また、幅方向磁界分布(1D)を連続走査することにより、磁気緩和特性を取得した。
3．結果と考察
測定条件10 K, 4 Tで得られた磁場分布をFig. 1に示し、赤い矢印が緩和測定の位置に対応する。ルーフトップパ
ターンの磁場分布はホットプレス法による当該線材の空間均一性を示している。緩和測定で得られた20 s ごとの磁場分布をFig. 2(a) に示す。緩和が極めて遅いから本試料は大きいピンポテンシャルを有することが分かる。逆問題
で得られたシート電流密度の減衰をFig. 2(b)に示す、同図にAnderson-Kimモデルで解析した理論曲線を赤線で示す。両者は良く一致する事が分かる。加えて、ファラデーの法則に基づき、電界を導出した。Fig. 2(c) に他の測定条件も含めて、得られたE-J特性を示す。極めて急峻なE-J特性を有していることが分かった。
4．まとめ四端子法では得られない線材内のJc分布に関する空間
情報を取得し、緩和特性の解析より、Anderson-Kimモデ
ルと良く一致することを示した。また、超低電界におけるE-J特性を定量的に導出し、熱擾乱の影響は小さい急峻なE-J特性を有する事を明らかとした。
謝辞 本研究は、独立行政法人日本学術振興会と中国科学院(CAS)との二国間交流事業（共同研究）による支援を得た。
参考文献[1] H. Huang et al., Supercond. Sci. Technol. 31 (2018)015017.

(a)

(b)

(c)

Fig. 2. Measurement by in-field SHPM at 10 K, 4 T and analysis of
the relaxation property. (a) relaxation of magnetic field distribution
where background field was subtracted; (b) decay of the sheet
current density in comparison with theoretical analysis shown in
red curve; (c) E-J characteristics obtained from the relaxation
measurements.

― 30 ―

第97回

2018年度秋季低温工学・超電導学会