1C-a01

MgB2 バルク作製・着磁

大型 MgB2 超伝導バルク磁石の開発
Development of large MgB2 superconducting bulk magnets
杉野 翔 （東大）； 山本 明保 （東大, JST さきがけ）； 下山 淳一, 岸尾 光二 （東大）；
石原 篤, 赤坂 友幸, 富田 優（鉄道総研）
SUGINO Sho (The University of Tokyo); YAMAMOTO Akiyasu (The University of Tokyo, JST-PRESTO);SHIMOYAMA Jun-ichi, KISHIO Kohji (The University of Tokyo);
ISHIHARA Atsushi, AKASAKA Tomoyuki, TOMITA Masaru (Railway Technical Research Institute)
E-mail: 6199551401@mail.ecc.u-tokyo.ac.jp

4

This
study

3
BT / T

1．はじめに金属系超伝導体として最高の転移温度 Tc（～40 K）を持つ
MgB2 は、超伝導コヒーレンス長が長く電磁的異方性が小さい。
このため無配向の多結晶体においても 105 A/cm2 以上の高い
臨界電流密度(Jc)が実現することが特徴である。また、MgB2 バ
ルク体はマグネシウムとホウ素の混合粉末を熱処理により反応させる in-situ 法などによって比較的容易に、かつ低コストで作製可能である。
弱結合フリーに由来する MgB2 の特徴は超伝導バルク磁石の開発においても有利であると考えられ、MgB2 バルク体は冷凍機冷却による 5-30 K で応用可能な超伝導バルク磁石として期待されている[1]。
超伝導バルク磁石の捕捉磁場向上の指針として、高 Jc 化と大型化がある。MgB2 バルク磁石の捕捉磁場のバルク径依存性においては、MgB2 の磁束ピンニング力が磁場中で減衰するため、直径 30 mm 以上の大型試料で飽和傾向がみられるという課題があった[2]。一方、我々は前報で結晶粒界密度を制御することにより MgB2 の高磁場下でのピンニング力の強化に成功したことを報告した[3]。本研究では、MgB2 バルク磁石の捕捉磁場の向上を目的として、粒径を制御した MgB2 バルクの大型化について検討した。

Previousstudy
30 mmφ20 mmφ

2

1

0

0

10

20
30
40
T/K
Fig. 1 Temperature dependence of trapped field measured for
MgB2 bulk samples with 20, 30 mm in diameter

2．実験方法MgB2 バルク体は、遊星式ボールミルによる粉砕を施した粒
径数百 nm 程度のマグネシウムとホウ素の混合原料粉末を直径 20, 30, 40 mm、厚さ 10 mm の円柱状に成型後、アルゴン
雰囲気下 850℃, 3 h の熱処理を行うことで作製した。得られた
MgB2 バルク体は、GM 冷凍機を用いて超伝導マグネットによる外部磁場のもと磁場中冷却(FC)により着磁し、外部磁場をゼロとした後にバルク体が捕捉した磁場を表面中心に配置したホール素子を用いて測定した。また、得られたバルク体から切り出した試料に対して、粉末 X 線回折による相同定、
SQUID 磁束計による磁化測定、交流四端子法による電気抵抗率と不可逆磁場の評価を行った。
3．結果と考察
作製した直径 20, 30 mm、厚さ 10 mm の MgB2 バルク磁石の捕捉磁場の温度依存性を Fig. 1 に示す。直径 20, 30 mmの試料はそれぞれ 5 K で 2.70, 3.72 T の捕捉磁場を示した。
これらの値は、ボールミル粉砕による粒径制御を施していな
いバルクと比較すると直径が 20 mm のものでは 20%、30 mm のものは 35%上昇している。Fig. 2 に 20 K における捕捉磁場のバルク径依存性を示す。バルク径の増大にともない系統的に捕捉磁場も上昇しているが、そのサイズ依存性は我々が以前報告した結果[2]とは異なっており、径の増大とともに捕捉磁場がより大きく向上した。その理由として、バルク全体にわたる
Jc-B 特性の改善、特に粒径制御の効果により高磁場下でのピンニング力が従来の MgB2 バルクよりも向上したことが考えられる。

Fig. 2 Bulk diameter dependence of trapped field at 20 K for
the MgB2 bulk samples with 20, 30 mm in diameter (this study)and 10-60 mm in diameter (our previous study)[2]
当日は直径 40 mm のバルク磁石の捕捉磁場特性、及び試作した直径 100 mm 以上の MgB2 バルク体の特性についても報告する予定である。
参考文献[1] 例えば、 A. Yamamoto et al, Appl. Phys. Lett. 105
032601 (2014)[2] 杉野 ほか, 第 88 回低温工学・超伝導学会 p149 (2013)[3] 杉野 ほか, 第 89 回低温工学・超伝導学会 p177 (2014)― 37 ―

第90回

2014年度秋季低温工学・超電導学会

1C-a02

MgB2 バルク作製・着磁HIP 法で作製した MgB 2 超電導バルクの Ti ドープ効果
Effects of Ti doping on the trapped field properties of MgB2 superconducting bulk
magnets fabricated by HIP method
吉田 卓史, 遠藤 友理, 内藤 智之, 藤代 博之（岩手大）
YOSHIDA Takafumi, ENDO Yuri, NAITO Tomoyuki, FUJISHIRO Hiroyuki (Iwate Univ.);
E-mail: t2213027@iwate-u.ac.jp
1．はじめにMgB2 は、金属間化合物の中で最も高い超電導転移温度

Tc=39K を持つ。RE-Ba-Cu-O 系 (RE:希土類元素)と比べるとコヒーレンス長が長いため弱結合の問題がない。そのため、多結晶体でバルク磁石が作製可能であり、テスラ級の捕捉磁場が実現されている[1]。これまでの報告で我々は HIP 法を用い、不純物として Ti を 5-20%ドープした高密度 MgB2 超電導体バルクを作製し、13 K で 3.6 T の高い捕捉磁場値を得た。また、バルクの微細組織観察から Ti 相の外周部に
B-rich な相が析出するという振る舞いが確認できた[2]。
本研究では、焼結温度を 900℃から 700℃に変え、Ti ドー
プ量が 0, 1, 5, 10, 20, 30, 50%の試料を用意した。その後、物性評価とバルク表面の組織観察を行い、ピン止め点の強化における Ti ドープの効果を明らかにすることを目的とした。

Fig.1 Temperature dependence of the trapped field for thepristine and Ti doped MgB2 bulks. The inset shows doping
contents dependence of the trapped fields at 20 K.

2．実験方法バルクは Mg と B、Ti の混合粉(モル比 Mg:B:Ti =0.5-1.0 : 2 : 0-0.5)を 196 MPa の印加圧力で CIP 成型したものを前駆体とした。前駆体を真空中でステンレス
容器に電子ビーム溶接で密封した後、700 ℃で 3 時間 HIP処理を行った。印加圧力は 98 MPa であった。試料の直径は約 38 mm、厚さは約 7 mm であった。
伝導冷却型超電導マグネットを用いて 5 T の磁場中でバルクを冷却して磁場を捕捉させ、バルク表面中心にセットした極低温用ホール素子で捕捉磁場の温度依存性を測定した。臨界電流密度 Jc は SQUID 磁束計で測定した磁気ヒステリシス曲線から拡張型ビーンモデルを用いて算Fig.2 Magnetic field dependence of the critical current density

出した。微細組織観察は EPMA を用いて行った。

Jc at 20 K for the pristine and Ti doped MgB2 bulks. The inset
shows doping contents dependence of Jc at 20 K.

3．結果と考察より、ドープ量が10-30%の時、磁束ピンニングに効果的にFig.1に各バルクの捕捉磁場BTの温度依存性を示す。最大作用することが分かった。
講演では、EPMAによるバルク中の元素分布の結果などを捕捉磁場は、Ti 10%ドープ試料において16.8 Kで3.0 Tであった。挿入図に20 Kにおける捕捉磁場のTiドープ量依存併せて、Tiドープ効果について議論する予定である。

性を示す。これより、ドープ量が10%までは値が増加するが、謝辞

20%以降は減少する傾向が確認できた。
Fig.2に各バルクの20 Kにおける臨界電流密度Jcの磁場依存性を示す。また、挿入図に20 KにおけるJcのTiドープ量依存性を示す。0 Tにおいて、Ti 0-30%ドープバルクの値

HIP法によるMgB2バルク作製に関しては新日鉄住金(株)にご協力頂いた。
参考文献に大きな差は見られなかった。しかし、4 TではTi 10-30%[1] 例えば、T. Naito et al . : Supercond. Sci. Technol. 25

においてピークが見られ、ノンドープバルクの約3倍の値(2012) 095012となった。Ti 50%での著しい低下は、MgB2の体積分率が半[2] 吉 田 , 他 : 低 温 工 学 ・ 超 電 導 学 会 講 演 概 要 集 89

分になることが原因であると考えられる。これらの結果(2014) 3C-a08― 38 ―

第90回

2014年度秋季低温工学・超電導学会

1C-a03

MgB2 バルク作製・着磁SPS 法による MgB2 バルクの作製と捕捉磁場特性に関する研究
Studies on the trapped field properties and fabrication of MgB2 bulk by SPS method
遠藤 友理， 吉田 卓史， 内藤 智之， 藤代 博之 (岩手大)ENDO Yuri， YOSHIDA Takafumi， NAITO Tomoyuki， FUJISHIRO Hiroyuki (Iwate Univ.)
E-mail: t2214005@iwate-u.ac.jp
6

10
10
2

4

c

10

T=20K

3

10

2

10

3
4
5
B (T)
Fig. 1 Magnetic field dependence of the critical current
density Jc at 20 K for the MgB2 bulks for various mixing
periods.

0

1

2

●

●MgB

0min

▽

2

○MgB

60min

4

▽MgO
▼C

600min●41.5

intensity(a.u.)

2．実験方法市販の MgB2 粉末(純度 99%、 ≦150 m)を自動乳鉢により空気中で 0-600 min 混合し、カーボンダイス(内径 10 mm、20 mm)に充填後、1000-1400 °C で 5-15 min 間、約 20 Pa の真空中で焼結を行った。印加電流はそれぞれ 700-1000 A、
印加圧力は 50MPa であった。試料直径は 10-20 mm、厚さは4-11 mm であった。
伝導冷却型超電導マグネットを用いて磁場中冷却着磁法
で MgB2 バルクに磁場を捕捉させ、バルク表面中心にセットした極低温用ホール素子を用いて捕捉磁場を測定した。バルクの構造は X 線回折法(XRD)で評価した。電気抵抗率はバルクから切り出した短冊型の試料片を用いて直流四端子法で測定した。また、臨界電流密度 Jc は SQUID 磁束計で測定した
磁気ヒステリシス曲線から拡張型ビーンモデルにより算出した。
3．結果と考察
Fig. 1 に各 MgB2 バルクの 20 K における臨界電流密度 Jcの温度依存性を示す。未混合の MgB2 粉末を用いたバルクと比較し、30-120 min 混合した粉末を用いたバルクにおいて Jcの向上が確認された。しかし、600 min 混合のバルクの Jc は低下した。
Fig. 2 に 0、60、600 min 混合を行って作製したバルクの粉
末 XRD パターンを示す。主相である MgB2 の他に不純物として MgB4 や MgO のピークが観測された。挿入図は MgB2(101)面の拡大図である。混合時間が長くなるにつれ、高角側のMgO のピーク強度が増加した。
これらの結果から、MgB2 粉末を混合したことにより粒径が小さくなり粒界の面積が増加し、Jc が向上したと考えられる。

0min
30min
60min
90min
120min600min5

J ( A/cm )1．はじめにMgB2 は金属間化合物の中で最も高い超電導転移温度
Tc=39 K を 持 つ 超 電 導 体 で あ る [1] 。 さ ら に 、 MgB2 は
RE-Ba-Cu-O 系(RE:希土類金属元素)超電導体と比較して、電磁気的異方性が低いことや長いコヒーレンス長を持つという理由から弱結合の問題がないため多結晶体で高い臨界電流
密度 Jc を得ることが可能である。
MgB2 において、充填率を向上させることで、ピンニングセ
ンターとして働く粒界の密度及び粒間結合性が増大し、臨界電流密度及び捕捉磁場が向上することが期待される。これまで、本研究グループでは常圧焼結法である CAP 法や高圧焼結法の HIP 法を用いて MgB2 超電導体バルクの作製を行ってきた。HIP 法では充填率が 90%以上となり、捕捉磁場は CAP法で作製したバルクの約 1.7 倍まで向上した[2]。SPS (Spark
Plasma Sintering)法は、機械的な一軸加圧下における焼結法であり、短時間での試料作製や試料の高密度化に有効である。本研究では HIP 法と比べ作製プロセスの簡便な SPS 法を用いて高密度 MgB2 バルクを作製し、その捕捉磁場特性を明らかにすることを目的とする。

▼

○● ○

●○

●

○
▽ ○ ○○○

442θ(deg)SPSed 0min

●●
▽ ● ●

●
●
○

SPSed 60min

SPSed 600min

20

30

40

50

60

70

80

90

2θ(deg)Fig. 2 XRD patterns of the MgB2 bulks using MgB2
powder with different mixing time. The inset shows amagnified view of the MgB2(101) peak.

600 min 混合のバルクにおける Jc の低下の原因として、長時間の混合のため空気中に含まれる酸素が MgB2 粒子表面に付着した可能性が示唆される。粒子表面に付着した酸素がSPS 処理時に Mg と反応し MgO となったことで MgB2 バルク内の電流の流路が減少し、Jc が低下したと考えられる。
講演では、試料の混合による粒度分布の変化や各バルクの捕捉磁場の温度依存性、粒間結合性の相関について議論する予定である。
参考文献
1. J. Nagamatsu et al. : Nature 410 (2001) 63.
2. T. Sasaki et al., Physics Procedia, Vol. 45, (2013) 93-96.

― 39 ―

第90回

2014年度秋季低温工学・超電導学会

1C-a04

MgB2 バルク作製・着磁

Mg-RLI 法で作製した同心円 MgB2 バルクにおける捕捉磁場特性
Trapped magnetic field of concentric circle MgB2 bulk composite fabricated by Mg-RLI method
望月 豪彦， 内藤 智之, 藤代 博之 （岩手大）; Alessandro figini Albisetti (EDISON S.p.A.);
Giovanni Giunchi （Materials Science Consultant）
MOCHIZUKI Hidehiko, NAITO Tomoyuki, FUJISHIRO Hiroyuki (Iwate Univ.); Alessandro figini Albisetti (EDISON S.p.A.);
Giovanni Giunchi （Materials Science Consultant）
E-mail: t2214035@iwate-u.ac.jp
1．はじめにMgB2 は金属間化合物の中で最も高い転移温度(Tc=39 K)を持ち、レアアース系超電導体に比べ電磁的異方性が低く、コヒーレンス長が長いことから、弱結合の問題がなく、多結晶体でのバルク作製が可能である。本研究室では、B 粉末に
Mg 融液を拡散させる Mg-RLI 法[1]で作製した大型で高密度なバルクに対し、パルス着磁特性やシールド特性を報告した[2]。また、パルス着磁では、ピン止め損失や粘性力損失によるバルク内の不均一な発熱により、捕捉磁場分布に不均一が生じるが、レアアース系バルクにおける多重リング化は、超電導電流を周方向に限定することにより均一な磁場分布が得られ、磁場均一性の要求が厳しい NMR 応用に対して有効であるという報告がある[3]。
本研究では EDISON 社で Mg-RLI 法により作製した同心
円 MgB2 バルクに対し、磁場中冷却着磁(FCM)とパルス着磁(PFM)を行い、捕捉磁場特性を評価した。

2
Disk bulk

T

B (T)

1.5

Giunchi Bulk
FCM
B =5 T1

ex

0.5
Concentric circle bulk

0
10

15

20

25

30

35

40

Temp. (K)Fig. 1 Temperature dependence of the trapped field by FCM
for the concentric circle MgB2 bulk composite.
0.35

2．実験方法本研究で用いた Mg-RLI 法で作製した同心円 MgB2 バルク
は、中心のバルク円柱と 36 個の周辺のリングから構成されている。FCM は 5 T の磁場下で同心円 MgB2 バルクを冷凍機で伝導冷却し磁場を捕捉させた。捕捉磁場はバルク表面中心に設置したホールセンサーで測定し、温度はバルク表面に設置したセルノックス抵抗温度計により測定した。
PFM はバルクを冷凍機により伝導冷却し、各初期温度において、ソレノイド型コイルを用い、パルス磁場を印加した。捕捉磁場はバルク表面中心に設置したホールセンサーを用いて測定し、磁場分布測定の際にはこのホールセンサーを 1
mm 上方で走査し測定した。温度はリング側面に設置したセルノックス抵抗温度計により測定した。
3．実験結果Ｆｉｇ. １に FCM による捕捉磁場の温度依存性を示す。最大捕捉磁場は 11.9 K で 1.03 T の磁場を捕捉した。Mg-RLI法で作製した円盤状バルク(A, B)よりも低い捕捉磁場であり、
Tc=36.4 K であることからバルク性能が悪いことや、MgB2 体積
分率が約 22 %と低いことが原因であると考えられる。
Fig. 2 に PFM による捕捉磁場の印加磁場依存性を示す。
初期温度の低下により捕捉磁場のピークが高磁場側へシフトした。これは臨界電流密度の増加によりピン止め力や粘性力が増加し遮蔽されるために高い印加磁場が必要であるためである。各初期温度における最大捕捉磁場は 15 K で 0.29 T、
20 K で 0.26 T であった。
Fig. 3 に TS=15 K, Bex=1.6 T の PFM における 1 mm 上方での捕捉磁場分布を示す。捕捉磁場は低いものの、非常に同心円状の磁場分布である。これは超電導電流が周方向に限定しているためであり、Mg-RLI 法で作製した同心円バルクは磁場均一性が要求されるバルク応用において有効であると考える。
講演では、FCM と PFM の捕捉磁場特性と磁場分布測定の結果とともに、同心円 MgB2 バルクのバルク応用の有効性やMgB2 の PFM における有効性を議論する予定である。

Bulk A φ=54mm, t=15mm
Bulk B φ=55mm, t=10mm
Concentric circle

Concentric circle
PFM

0.3

T =15 K
S

T

B (T)

0.25

T =20 K
S

0.2
0.15
0.1
0.05
0

0

0.5

1

B

1.5

ex

(T)

2

2.5

Fig. 2 Applied field dependence of the trapped field by PFM
for the concentric circle MgB2 bulk composite.

Fig. 3 Trapped field profile on the bulk 1mm above the bulk
surface for TS=15 K and Bex=1.60 T.
参考文献[1] G. Giunchi : IEEE Trans. Appl. Supercond. 21 (2011) 1564
[2] 氏家 他:低温工学･超電導学会概要集 87 (2013) 3C-a10[3] 森田 他:低温工学･超電導学会概要集 87 (2013) 1C-a05― 40 ―

第90回

2014年度秋季低温工学・超電導学会

1C-a05

Y 系ピンニング

BaHfO 3 ナノロッドを添加した SmBa 2Cu 3Oy 薄膜のピンニング特性
Flux pinning properties of SmBa2Cu3Oy films with BaHfO3 nanorods
吉田 隆, 三浦 峻, 鶴田 彰宏, 一野 祐亮 (名大工); 松本 要(九工大); 一瀬 中(電中研); 淡路 智(東北大)YOSHIDA Yutaka, MIURA Shun, TSURUTA Akihiro, ICHINO Yusuke (Nagoya Univ.);
MATSUMOTO Kaname (Kyushu Inst. Tech.); ICHINOSE Ataru (CRIEPI); AWAJI Satoshi (Tohoku Univ.)
E-mail: yoshida@nuee.nagoya-u.ac.jp

2．実験方法BHO 添加 LTG-SmBCO 薄膜は SmBCO と BHO の 2 つのターゲットを使用し、KrF エキシマレーザーを用いた PLD 法により LaAlO3(LAO)単結晶基板上に LTG 手法を用いて作製した。作製方法として基板温度(Ts)850 - 870℃で SmBCO seedlayer を膜厚約 50 nm で作製し、その上に Tsupper =750℃で 1.6– 7.2 vol.%程度の BHO を添加した SmBCO upper layer を膜
厚 300 nm 作製した。BHO の導入方法としてはターゲット交換手法を用いた。作製した薄膜の超伝導特性を直流四端子法で測定し、透過型電子顕微鏡(TEM)を用いて微細構造観察を行った。
3．実験結果及び考察
Fig. 1 (a) 通常の PLD 法で作製した 3.7 vol. % BHO 添加
SmBCO 薄膜(PLD 膜)[2]、(b) LTG 法を用いて作製した 4.1
vol.% BHO 添加 SmBCO 薄膜(LTG 膜)の平面 TEM 観察像を示す。断面 TEM 観察から両試料内に SmBCO の c 軸方向に向かって成長したナノロッドが導入されていることが確認されている。またこれら平面 TEM 観察から PLD
膜には直径 10 -14 nm、数密度 708 /μm2 と比較的太く、低密度なナノロッドが成長していることが分かった。一方、
LTG 膜には直径 5 – 7 nm、数密度 2830 /μm2 と比較的細く、
高密度なナノロッドが成長している。BHO の添加量がほぼ同程度にも関わらず、LTG 膜においてナノロッドの数
密度は約 4 倍高密度化していることが明らかになった[4]。
さらにナノロッドを高密度化するために BHO 添加量を増大させた LTG 膜を作製した結果、5.6 vol.% BHO 添加した
LTG 膜で 4775 /μm2 の数密度を示した。その時のマッチン
グ磁場は 9.9 T である[5]。
作製した LTG 膜(BHO 添加量 1.6 – 7.2 vol.%)の Tc は 90 –92 K を示し、無添加 LTG 膜(Tc = 92.3 K)と比較してわずかに低下した。Fig. 2 にこれら LTG 膜の液体窒素温度(77 K)
における Jc の磁場依存性(B//c)を示す。いずれの LTG 膜においても磁場の増大に対して Jc の低下の少ない平坦領域が確認できる。またその平坦領域の終端磁場は BHO 添加
量増大に伴い強磁場へシフトしている。これは BHO 添加
量増大に伴い、膜内のナノロッドの数密度が増大し、そ

(a)

(b)

Fig. 1 Plan-view TEM images of (a) PLD and (b) LTG-film
under the same magnification.
7

10

LTG-SmBCO + BHO
1.6 vol.%
4.1 vol.%
7.2 vol.%2

Critical current density, Jc [A/cm ]1．はじめに最近、BMO 材料の中でも BHO を導入した REBCO 薄膜において高い磁束ピンニング特性を示すことが報告されている[1]。我々の作製した BHO 添加 SmBCO 薄膜においても世界記録に匹敵する Fp=28.0 GN/m3@ 77 K を示すことが確認された[2]。
これまでの研究で低温成膜手法(LTG technique)を用いて比較的低い成膜温度で作製することにより、BaMO3(BMO ; M=Zr, Sn, Hf)ナノロッドを細く高密度に
REBCO 膜内に導入できることがわかっている[3]。さらに、
BMO 添加量を増大させることで、膜内のナノロッドの数
密度をより増大させることができると考えられる。そこ
で、本研究では REBCO 薄膜の磁束ピンニング特性の飛躍的向上を目的として、様々な添加量の BHO をドープした
LTG-SmBCO 薄膜を作製し、その微細構造観察及び超伝導特性を評価した。

610

3.0 vol.%
5.6 vol.%

5

10@77K , B//c
0

1

2

3
4
5
6
7
Magnetic Field, B [T]

8

9

10

Fig. 2 Magnetic fields dependence of critical current
densities of LTG-films with various doping level of BHO
at 77 K.
れら高密度に成長したナノロッドが強磁場中において磁束を有効にピンニングしているためだと考えられる。77K
における Fp の値としては 3.0 vol.% BHO 添加 LTG 膜で最大を示し、その値は 24.8 GN/m3(@ 4 T)であった。また本研究において最大測定磁場である 9 T において最も高い
Jc(0.14 MA/cm2)示した 5.6 vol.% BHO 添加 LTG 膜の 77
K における不可逆磁場を測定したところ、15.1 T とこれまでに報告されている高不可逆磁場試料(14.8 T, @ 77 K,
B//c)[6]を上回る値を示した。
謝辞
本 研 究 の 一 部 は 、 科 学 研 究 費 補 助 金 (23226014,
25289358)からの助成を受けて実施したものである。
参考文献
1. H. Tobita et al.: Supercond. Sci. Technol. 25 (2012)
062002
2. A. Tsuruta et al.: Supercond. Sci. Technol. 27 (2014)
065001
3. T. Ozaki et al.: J. Appl. Phys. 108 (2010) 093905
4. S. Miura et al.: Jpn. J. Appl. Phys. 53 (2014) 090304
5. S. Miura et al.: J. Supercond. Nov. Magn. to be published6. A. Xu et al.: APL Mater. 2 (2014) 046111― 41 ―

第90回

2014年度秋季低温工学・超電導学会

1C-a06

Y 系ピンニング

IBAD-MgO 基板上に成膜した BaHfO3 添加 GdBa2Cu3Oy 薄膜の外部応力による結晶構造およびナノロッドへの影響
Influence of external strain during the deposition on crystal structure and nanorod
in the BaHfO3 doped GdBa2Cu3Oy thin films on IBAD-MgO substrates
浅野 純，一野 祐亮, 吉田 隆（名大）；吉積 正晃, 和泉 輝郎（ISTEC-SRL）
ASANO Jun，ICHINO Yusuke, YOSHIDA Yutaka (Nagoya Univ.); YOSHIZUMI Masateru, IZUMI Teruo (ISTEC-SRL)
E-mail: asano-jun13@ees.nagoya-u.ac.jp

3．実験結果及び考察
XRD の結果から作製した全ての薄膜は良好な 2 軸配向であり、線材の長さ方向に対して GdBCO の[100]あるいは[010]が平行であることを確認した。
図 1 に各試料の B//c 方向に対する Jc の磁場依存性を示す。
無添加膜において、外部応力の有無に関わらず磁場中 Jc は同様の傾向であった。一方、BHO 添加膜においては異なる傾向を示した。外部応力を印加した BHO 添加膜は、外部応力を印加していない BHO 添加膜と比較して 4 T 以上の高磁場において Jc が向上した。さらに同サンプルの Jc の磁場印加
角度依存性では B//c 方向のピークが、より鋭くなっていることが確認された。
BHO 添加膜における磁場中 Jc の挙動が成膜時の外部応力の有無により変化した。これは母相のひずみが BHO の形態に影響を与えていることが考えられる。そこで、
GdBCO のびずみを調べるため、逆格子マッピングを用いて各試料の a、b 軸長から求めた。図 2 に各試料の O2 アニール
後の a、b 軸長に対してバルクの a、b 軸長（a0= 3.84 Å、b0=
3.90 Å）[4]より算出した a 軸のひずみ量 εa と b 軸のひずみ量εb を示す。図より、外部応力を印加した無添加膜には圧縮応力が、外部応力を印加していない無添加膜には引張応力がかかっていることが分かった。さらに BHO を添加することで、a、b 軸に印加されるひずみ量の絶対値が小さくなった。各試料の 2θ-ω スキャンの測定結果を用いて Williamson-Hall プロット107

Jc [A/cm2]

2．実験方法GdBCO 薄膜はパルスレーザー蒸着法（PLD 法）を用いて
IBAD-MgO 金属基板上に作製した。ヒーター部における基板の支持台として bending 冶具（曲率半径約 38 cm）と flat 冶具の二種類を使用し、bending 冶具によって外部引張応力を印加した状態で成膜を行った。全ての試料は成膜後に酸素気流中で 350˚C の O2 アニールを行った。また、BHO は GdBCOに BHO を 3.5 mol.%混ぜた混合ターゲットを用いて添加した。
作製した薄膜の結晶性、配向性を X 線回折法(XRD)、超伝
導特性を直流四端子法で測定した。なお、bending 冶具を用いて印加した引張量は 0.013 %である。これは試料の厚さ（約100 µm）と曲率直径を用いて算出した。

[5]より算出した結晶子サイズは、BHO 添加によって小さくなる
傾向にあった。つまり、結晶子サイズが小さくなることによって歪みが緩和された可能性がある。また、BHO 添加により、外部応力を印加した試料は ab 面の圧縮応力が緩和されている。
一方、外部応力を印加していない試料は ab 面の引張応力が緩和されている。磁場中 Jc の結果より、GdBCO が緩和される応力に応じて、BHO の形状および密度が変化している可能性がある。BHO の自己組織化は GdBCO が受ける応力に影響されていると推察される。
flat
bendingflat+BHO
bending +BHO

106
105
B // c, @77 K
4

10

0

1

2

3

4

5

6

7

Magnetic field [T]89Fig. 1 Magnetic field dependence of Jc for each film at
77 K in B//c.

0.01

εb

1．はじめにGdBa2Cu3Oy（GdBCO）線材において、O2 アニール中に外部応力を印加することで双晶境界が減少し、超伝導特性が変化することが報告されている[1]。さらに、我々の研究では、
GdBCO 薄膜中の結晶が成膜時の外部応力によって ab 面方向に圧縮したことを報告している[2]。このように、REBa2Cu3Oy(RE : Rare Earth)線材の結晶構造は外部応力に影響される。
近年、磁場中超伝導特性の向上を目的に、REBCO 薄膜内に BaHfO3（BHO）ナノロッド等の APC が導入されている[3]。
成膜時の外部応力とナノロッド導入の影響を解明することは、
APC 導入線材の作製において非常に重要である。そこで、本研究では無添加および BHO 添加 GdBCO 薄膜を reel-to-reel
PLD システムを用いて IBAD-MgO 基板上に引張応力を印加した状態で成膜し、成膜時の外部応力による結晶構造および超伝導特性への影響を検討した。

flat
bendingflat+BHO
bending +BHO

0.00
-0.01
-0.01

0.00

εa

0.01

Fig. 2 Strain for a and b-axes of each film.
謝辞
本 研 究 の 一 部 は 、 科 学 研 究 費 補 助 金 （ 23226014 及 び
25289358）の助成および高温超電導コイル基盤技術開発プ
ロジェクトの一環として、経済産業省の委託及びイットリウム系超電導電力機器技術研究開発の一環として
NEDO の委託により実施したものである。
参考文献
1.
T. Suzuki et al.: IEEE Trans. Appl. Supercond., Vol. 23(2013) p. 8000104.
2.
J. Asano et al.: Abstracts of CSSJ Conference, Vol. 88(2013) p.78.
3.
H. Tobita et al.: Supercond. Sci. Technol. Vol. 25 (2012)
p.060002.
4.
J. M. Tarascon et al.: Phys. Rev. B, Vol. 36 (1987) p. 229.
5.
A. Llordés1 et al.: nature mater. Vol. 11 (2012) p.329― 42 ―

第90回

2014年度秋季低温工学・超電導学会

1C-a07

Y 系ピンニング

Jc の異方性改善に向けた GdBa2Cu3Oy 線材へのハイブリッド型人工ピンの導入
Introduction of the hybrid APC to GdBa2Cu3Oy for the improvement of
Jc anisotropy in magnetic fields

石川 一成，一野 祐亮，吉田 隆(名大)； 吉積 正晃, 和泉 輝郎(SRL-ISTEC)； 加藤 丈晴(JFCC)ISHIKAWA Kazunari, ICHINO Yusuke, YOSHIDA Yutaka (Nagoya Univ.); YOSHIZUMI Masateru, IZUMI Teruo (SRL-ISTEC);
KATO Takeharu (JFCC)
E-mail: ishikawa-kazunari13@ees.nagoya-u.ac.jp

2．実験方法Nd：YAG レーザーを用いた PLD 法によって、IBAD-MgO
基板(δΦ = 1.45°、δω = 0.71°)上に GdBCO 薄膜を作製した。
人工ピンの導入方法としては、BHO 添加 GdBCO(BHO 添加
量 3.5 mol%)と BHO の二つのターゲットを用い、交互に成膜することで BHO 添加 GdBCO 層と BHO 層の積層膜を作製し、BHO が薄膜に垂直方向と平行方向に導入された構造を作製した。基板温度を 780ºC、酸素分圧を 60 Pa に固定し、それぞれのターゲットに照射するパルス数比を変えることで各層の厚さを制御した。BHO 層厚 tBHO を 0.5、1、2、3 nm、また GdBCO
層 厚 tGdBCO を 30 、 60 nm と 変 化 さ せ た 。 積 層 単 位 を(tGdBCO/tBHO)と表現した場合、 (60/tBHO)×5 層、(30/tBHO)×10
層とし、膜全体の厚さは 330 ~ 370 nm に固定した。なお、最表面には GdBCO 層を成膜した。超伝導特性は直流四端子法を、薄膜の配向性は X 線回折法を用いて測定した。ICP 発
光分析法を用いて薄膜の組成及び膜厚を測定した。薄膜の微細構造は透過型電子顕微鏡(TEM)を用いて観察した。
3．実験結果と考察
X 線回折より、作製した全ての薄膜は c 軸配向を示した。
GdBCO(102)の δΦ は 1.2 ~ 1.6°で 4 回対称であることを確認した。一方、GdBCO(005)の δω は、BHO 層が 1 nm 以下の場合
0.6～0.8°、2 nm 以上の場合 1.4°程度となった。BHO 層が 2
nm 以上となったことで、GdBCO 層が受ける歪みの影響が大きくなり結晶性が低下した可能性が考えられる。
次に各薄膜の超伝導特性について述べる。多くの薄膜において Tc は 90 ~ 92 K と高い値を示したが、(60/3)については
88 K と大きく低下した。また 77 K における自己磁場 Jc は、(60/3)が 0.1 MA/cm2、(30/3)では 0.6 MA/cm2 と他と比べて低い値を示した。非超伝導層である BHO 層が増加したことで Jcが低下したと考えられる。Fig. 1(a)に(60/2)、(b)に(30/2)の薄膜の TEM 観察画像を示す。(a)、(b)ともに、暗いコントラストで示される BHO ナノロッドと BHO 層が、それぞれ薄膜垂直方向と平行方向に存在していることが分かる。Fig. 2 に 1 T における Jc の磁場印加角度依存性を示す。比較として、BHO 添加
GdBCO ターゲットのみを使用して同条件で作製した、単層試料のデータも示す。(60/2)は単層試料と同様に B//c 方向にピークが見られる。また B//ab 方向に単層試料よりも大きな値のピークが確認され、Jc(B//ab)が 2.5 倍程度向上した。それぞれのピークは、GdBCO 層内の BHO ナノロッド、BHO 層によるピンニングの効果と考えられ、全磁場印加角度において単層試料よりも高い Jc を示し異方性が改善された。特に B//ab 方向のピンニングについて、GdBCO 層に歪みが生じ BHO 層厚以上のピンニング領域を形成していると推察される。また、Jcmin
は 0.38 MA/cm2 から 0.55 MA/cm2 まで向上した。
一方で(30/2)では B//c 方向にピークが確認されなかった。この原因としては、非超伝導層の導入により磁束の運動が促進
され、B//c 方向の Jc が低下したと考えられる。非超伝導層が増加することで磁束が運動し易くなり、c 軸相関ピンが存在してもJc が向上しなかったと考えられる。当日は、微細構造観察や
X 線回折により、BHO の形状や歪みが超伝導特性に与える影響を考察する。

Fig. 1 Cross-sectional TEM images of GdBCO films consistedof (a) five BHO layers and (b) ten BHO layers.

Jc [MA/cm2]

1．諸言REBa2Cu3Oy(REBCO)線材の実用化には磁場中超伝導特性の向上が必須である。線材応用では、磁場中 Jc だけでなくその異方性の改善が大きな課題となる。また、更なる Jc の向上や異方性の改善などを目的として、ナノロッドとナノパーティ
クルなどを組み合わせた、ハイブリッド型人工ピンを導入した薄膜が作製されその有効性が報告されている[1], [2]。
そこで本研究では、Jc の異方性の改善を目的として、BHO
ナノロッドと BHO 層という二種類の人工ピンをハイブリッド型として導入した GdBCO 薄膜を作製し、幅広い角度での Jc の向上、及び Jcmin の向上を試みた。さらに超伝導特性や微細構造などを評価し、BHO 層がピンニング特性に与える影響について考察した。

1.4
1.2
1.0
0.8
0.6
0.4
0.2

BHO nanorod(60/2)(30/2)

B // ab@ 77 K, 1 T
B // c03060θ [degree]

90

120

Fig. 2 Magnetic field angular dependences of Jc of
GdBCO films consisted of BHO layers.
謝辞
本研究の一部は JSPS 科研費(23226014 及び 25289358)の助成、及び高温超電導コイル基盤技術開発プロジェクトの一環として経済産業省の委託、及びイットリウム系超電導電力機器技術研究開発の一環として NEDO の委託により実施したも
のである。
参考文献
1. T. Horide, et al.: Supercond. Sci. Technol. 26 (2013) 075019
2. T. Horide, et al.: J. Appl. Phys. 114 (2013) 073903― 43 ―

第90回

2014年度秋季低温工学・超電導学会

1C-a08

Y 系ピンニング

Seed 層を用いて成膜温度を変化させた BaHfO3 添加
SmBa2Cu3Oy 薄膜の磁束ピンニング特性
Flux pinning properties of BaHfO3-doped SmBa2Cu3Oy films
by changing growth temperature during the deposition on the seed layer
渡邉 優太郎，一野 祐亮，吉田 隆 (名大)WATANABE Yutaro, ICHINO Yusuke, YOSHIDA Yutaka (Nagoya Univ.)
E-mail: watanabe-yuutaro14@ees.nagoya-u.ac.jp

2．実験方法基板には成膜後の降温時に構造相転移が発生しない(LaAlO3)6(Sr2AlTaO6)7 (LSAT) (100) 単 結 晶 を 用 い た 。
BaHfO3(BHO) ナ ノ ロ ッ ド を 導 入 し た SmBa2Cu3Oy(SmBCO) 超伝導薄膜は KrF エキシマレーザーを用いたパルスレーザー蒸着法により LTG 法を用いて成膜した。従来のLTG 法では Seed 層の成膜後、一定温度下で Upper 層を成膜する。一方、本研究では、Upper 層の基板温度を高温および低温からステップ状に昇温、降温させた。基板温度
は Seed 層が Tsseed=870ºC、Upper 層が Tsupper=800ºC から
870ºC の間で温度変化をさせた。成膜中の酸素分圧は 53 Pa、
ターゲット-基板間距離 60 mm、繰り返し周波数 10 Hz で成膜した。BHO の添加には SmBCO と BHO 焼結体を 5 vol.%の比率で混合したターゲットを用いた。
作製した薄膜の超伝導特性は、直流四端子法を用いて計測した。BHO ナノロッドの数密度は薄膜表面を Br メタノール
エッチングし、母相と BHO ナノロッドのエッチングレートの違いにより相対的に突出する BHO ナノロッドの数を AFM(Atomic Force Microscope)観察像から算出した。
3．実験結果及び考察
Fig. 1 に LTG 法を用いて作製した BHO 添加 SmBCO 薄膜の、77 K における B//c 方向に対する Jc の磁場依存性を示す。全ての Seed 層の基板温度は Tsseed=870ºC であり、LTG-step-down は 成 膜 時 に Upper 層 の 基 板 温 度 を
Tsupper=870ºC か ら 800ºC に 降 温 し 、 LTG-step-up はTsupper=800ºC から 870ºC にステップ状に昇温している。
2 T では LTG、LTG-step-down、LTG-step-up の Jc はそれ
ぞれ Jc = 0.18 MA/cm2、0.15 MA/cm2、0.29 MA/cm2 であり、LTG-step-up が LTG、LTG-step-down と比べ、それぞれ約
1.6 倍、1.9 倍程度の Jc を示した。一方、6 T においてはLTG-step-down が Jc = 0.014 MA/cm2 であるのに対して LTG、
LTG-step-up はそれぞれ Jc = 0.085 MA/cm2、0.050 MA/cm2
であり、それぞれ約 6 倍、3.6 倍程度の高い Jc を示した。
また、それぞれの条件で BHO が c 軸方向に自己組織化していることは Jc の磁場角度依存性から確認している。

Br メタノールエッチングから求めた各薄膜表面での数
密度は LTG が 1600 /µm2, LTG-step-down が 875 /µm2,
LTG-step-up が 1300 /µm2 であり、それらから算出されるマッチング磁場はそれぞれ 3.3 T、1.8 T、2.7 T である。LTG、LTG-step-up が高磁場領域において良好な Jc 特性を示したのは BHO ナノロッドが細く高密度に導入されているためと考えられる。一方、LTG-step-down は BHO ナノロッドが太く低密度に導入されており、その数密度は PLD 法によって 870ºC で成膜した薄膜の数密度(800 /µm2)とほぼ同等であった。また、B//c 方向の高磁場中で良好な Jc 特性を示した LTG、LTG-step-up の Jc 磁場角度依存性の結果より、B//c 方向における Jc のピーク半値幅はほぼ等しく、急峻なピークであることから BHO は直線に近い形状で導入されていることが推測される。
これらの結果から、BHO ナノロッドの成長はステップ
状での基板温度変化に依らず、初期に形成された upper層の BHO ナノロッドの数密度に大きく依存する可能性が示唆された。
今後、upper 層の基板温度を急激に変化させた条件などを検討し、成膜中における基板温度の変化が BHO ナノロ
ッド形状に与える影響を Jc の磁場依存性、薄膜表面の Br
メタノールエッチングなどから評価する。

107

LTG
LTG-step-down
LTG-step-up

106

JC [A/cm2]

1．はじめに
REBa2Cu3Oy (REBCO)薄膜の磁場中特性を向上させる
BaMO3 (BMO: M= Zr, Sn, Hf)ナノロッドは REBCO の c 軸
方向に自己組織化して強いピンニング力を持つことや、その形状が成膜基板温度に依存することがわかっている[1-2]。低温成膜(LTG)法を用いて成膜した BHO ナノロッドは高温で成膜したものと比べ、より細く高密度に傾いて導入されることがこれまでの知見として得られているが、その機構の多くは明らかになっていない[3]。細く傾いた放射状の BHO ナノロッドを高密度に導入できれば、様々な角度から印加された磁場に対して良好な臨界電流をもつ超伝導材料となる。したがって、本研究では BMO
ナノロッド形状の制御を目的とし、成膜中における基板温度の変化がナノロッド形状に与える影響について検討
した。

105
104

103

B//c @77K
0

2

4

6

Magnetic Field [T]8Fig. 1 Magnetic field dependence of Jc for the
BaHfO3-doped SmBa2Cu3Oy films prepared by the lowtemperature growth technique by changing the growthtemperature during the deposition (77 K, B // c.)
謝辞
本研究の一部は、科学研究費補助金(23226014 及び2528935)からの助成を受けて実施したものである。
参考文献
1. P. Mele, et al.: Supercond. Sci. Technol. 21 (2008) 032002
2. 甲斐英樹 他 低温工学 44 (2009) 535-542
3. Shun Miura, et al.: 11th European Conference on Applied
Superconductivity J. Phys: Conf. Ser., 507, 022021(2013)― 44 ―

第90回

2014年度秋季低温工学・超電導学会

1C-p01

Y 系線材

コイル用途ＲＥ系高温超電導線材の磁場中特性
In-field performance of RE based HTS wire for coil applications
安永 紳也，山野 聡士，福島 弘之，佐々木 宏和，大出 真，高木 亮，福島 徹（古河電工）；
中崎 竜介，坂本 久樹（SuperPower inc.）；小黒 英俊，淡路 智，渡辺 和雄（東北大）；
YASUNAGA Shinya, YAMANO Satoshi, FUKUSHIMA Hiroyuki, SASAKI Hirokazu, OIDE Makoto, TAKAGI Akira,
FUKUSHIMA Toru (Furukawa Electric co., ltd.) NAKASAKI Ryusuke, SAKAMOTO Hisaki(SuperPower inc.),
OGURO Hidetoshi, AWAJI Satoshi, WATANABE Kazuo(Tohoku Univ.)
E-Mail: yasunaga.shinya@furukawa.co.jp
1. はじめに
現在、国内外企業および研究機関において、RE 系高温
超電導線材を用いた高磁場コイル機器の開発が進められている。機器の設計に応じて、様々なコイル形状、運用温度、磁場強度などが要求されるので、これらの各条件に応じて、使用する RE 系高温超電導線材の臨界電流を把握する事がコイル
設計上の検討要件である。しかし、使用する超電導線材の全ロットおよびロット内全長に対し、臨界電流-温度-磁場特性を通電測定する事は極めて困難であり、コイル設計に活用可能な代替データや、温度・磁場を関数とした換算手法が望まれている。また、超電導線材のロット間およびロット内における特性分布を把握する事も重要である。
今回、MOCVD 法により製造した BZO ナノロッドを含む RE
系高温超電導線材において、複数の手法により磁場中臨界電流特性評価を実施した。線材の磁場中特性について、
BZO ナノロッドがもたらす磁束ピンニング効果を考察し、コイル設計に適用可能な特性について検討した。

77K-自己磁場中と 4.1K-17T//c の臨界電流値の相関、および 30K-2T//c と 4.1K-17T//c の臨界電流値の相関を Fig.3に示す。77K-自己磁場中の臨界電流と 4.1K-17T の臨界電流との相関は低く、一方で 30K-2T と 4.1K-17T とにおける臨界電流値には正の相関がみられる。現在製造されているナノロッド導入線材においては、ナノロッド構造制御のばらつきにより、77K-自己磁場中の臨界電流値から、実際のコイル運用
条件（動作温度・磁場）における臨界電流を正確に推定（あるいは換算）することは困難である。しかし、マッチング磁場付近
である 2T、および動作温度に極力近づけた測定温度（30K）において臨界電流を評価することで、コイル設計に必要な臨界電流値を推定・換算できる見通しが得られた。

2. 実験
測定試料は SuperPower 社製 RE 系高温超電導線材（MOCVD 法 Zr 添加 BZO ナノロッド入り）である。線材には、銀保護層及び銅安定化層が付加されており、磁場中の臨界電流を通電測定した。
線材をマイクロブリッジ（細線化）加工した試料と、全幅線材（4mm）とを用い、測定を実施した。マイクロブリッジ加工試料の測定では、東北大学設備を使用し、4.2～77K、最大 17Tの温度・磁場条件において臨界電流測定を実施した。また、4mm 幅線材の測定では、温度条件は液体ヘリウム温度(4.1K)のみではあるが、50 個以上のサンプルに対して最大
17T の磁場中にて測定を実施した。また、TEM 像などによる
BZO ナノロッドの形状と、磁場中特性との比較も行った。
3. 結果、考察SuperPower 社製超電導線（Type AP）の TEM 観察により、
REBCO 膜中に自己組織化した BZO ナノロッドを確認した。
このナノロッドはピニングセンターとして有効な 4～6 nm の直径を有し、ナノロッド数密度は 0.6～1.2×1011 本/cm2 であった。この数密度は 1.2～2.5 T のマッチング磁場に相当する。
また、Fig.1 に示すとおり、Zr ドープ量の増大した試作品においては、ナノロッドの密度をより増加することができた。
BZO ナノロッドを導入した超電導線材の臨界電流-磁場依存性の一例を Fig.2 に示す。低磁場で一定の傾きとなる直線域が存在し、Zr ドープ量が多い試料ではこの傾きが減少する。また、直線傾向から外れる磁場の値は、TEM 像などより計算されたマッチング磁場の値と対応する。これら事実は BZO
ナノロッドによって臨界電流が向上することを示している。

Fig.1 BZO nanorods concentration

50K-B//cFig. 2 Magnetic field dependence of Ic (50K-B//c)

Fig. 3 Correlation of Ic (B//c)
Left: 4.1K-17T vs 77K-sf, Right: 4.1K-17T vs 30K-2T― 45 ―

第90回

2014年度秋季低温工学・超電導学会

1C-p02

Y 系線材

レーザスクライビング加工の進展
Improvement of laser scribing technique for fabrication of multi-filamentary coated conductors
町 敬人，劉 勁，吉積 正晃，和泉 輝郎（超電導工学研究所，産業用超電導線材・機器技術研究組合）
Takato MACHI，Jin Liu, Masateru Yoshizumi, Teruo Izumi (SRL-ISTEC, iSTERA)
E-mail: machi@istec.or.jp
1．はじめに
REBa2Cu3O7-d (REBCO)を MRI や医療用加速器のマグネ
ットコイル等に応用する場合には，発生磁場の変動を低減させるため遮蔽電流効果と交流損失を低減することが重要である。低温超電導マグネットでよく知られているように，遮蔽磁場の影響や交流損失を低減するためには，線材をマルチフィラメント化することが最も効果的である。
我々は REBCO 線材においてマルチフィラメント構造を実現するためにレーザを用いたスクライビング加工技術の開発を行っている[1]。
昨年報告したように，化学エッチングを含むプロセス
では，超電導層のオーバーエッチを妨げることができず，加工による Ic 低下および剥離強度の低下を招くことが明らかになったため，化学エッチングを用いずレーザ照射だ
けでスクライビングする手法を新たに開発した[2]。本報告
では，レーザースクライビング法により細線化されたスク
ライブ線材の遮蔽磁場の影響を調べるため，磁化緩和測定を行った結果を報告する。
2．実験方法(1) スクライビング線材作製
ハステロイ金属基板上に中間層を介して PLD 法で成膜した GdBCO 線材および TFA-MOD 法で成膜した YBCO 線材を用いた。Ag 安定化層の膜厚は約 10µm であった。レーザー
スクライビングの光源として，Excimer KrF（λ=248nm）
を用い，光学マスクにより長方形に整形したレーザビームを照射することによって幅約 50µm の溝を形成した。溝で区切られたフィラメント幅は約 450µm であり，これは 5mm
線材を 10 分割したことに相当する。
(2) 磁化緩和測定
SQUID 磁束計(Quantum Design,MPMS-R2)を用いて磁化の時間変化を測定し，磁化緩和を評価した。SQUID 磁束計の試料スペースは限られているため，試料はすべて 3.1mm
角に切出してから評価を行った。切り出しには，ガルバノ
スキャナを装備したファイバーレーザーを用い，切断時に導入される欠陥等をなるべく押さえるような工夫を行った。切断した試料の写真を図１，２の中に示す。65K まで
ゼロ磁場冷却した試料に 3T（H//c，永久電流モードにて一定）の外部磁場を印加した後に，時間とともに磁化を測定した。
3．実験結果および考察
磁化緩和の測定結果を，図１，２に示す。SQUID 磁束計
では，測定時間が長いため，最初の数十秒の緩和を測定することができなかった。また初期状態の磁化の絶対値は
SQUID 磁束計では測定できないため，M-H 曲線を測定した
際の磁化の値が 50%まで緩和していると仮定し，磁化の値を規格化した。緩和終了の値（図中のゼロライン）は，M-H
曲線の上下の象限の平均値とした。
図１は PLD 線材の緩和の様子である。スクライブ加工
していない線材は 5x104[s]経過後に 30%程度に緩和しただけであったが，スクライブ加工した試料は 104[s]でほぼゼロまで緩和し，スクライブ加工により遮蔽電流消失までの時間短縮が可能である事が分かった。図２の TFA-MOD 線材

でも同様に， 104[s]でほぼゼロまで緩和しており，線材の種類に関わらずスクライブ加工が有効であることが分かった。
許ら[3]がスクライブ線材で作製したパンケーキコイルで報告したように，スクライブ加工が遮蔽電流の影響を低減するために有効であることを 3T での磁化緩和測定からも示すことができたと言えよう。今後は分割数の効果，通電特性やピックアップコイル法との相補的な評価を行っていく。

Fig.1 The difference of magnetic relaxation by presence ofscribing in the case of PLD GdBCO coated conductors.

Fig.2 The difference of magnetic relaxation by presence ofscribing in the case of TFA-MOD YBCO coated conductors.
4．謝辞
本研究は、高温超電導コイル基盤技術開発プロジェク
トの一環として、 経済産業省の委託により実施したものである。
5．参考文献[1] T. Machi, et al., Supercond. Sci. Technol. 26 (2013).
[2] T. Machi, et al., Abstracts of CSSJ Conference, 88(2013)180.
[3] Xu Yi, et al., Abstracts of CSSJ Conference 88(2013)144.

― 46 ―

第90回

2014年度秋季低温工学・超電導学会

1C-p03

Y 系線材

YBCO テープ線材用鉄基板の作製（３）Fabrication of Iron Substrate for YBCO Coated Conductors (3)岡井 大祐（兵庫県立大, JST-ALCA）; 信川 和毅（兵庫県立大）; 山本 厚之（兵庫県立大）; 土井 俊哉（京大, JST-ALCA）;
堀井 滋 （京大，JST-ALCA）; 一瀬 中 （電中研，JST-ALCA）
OKAI Daisuke (Univ. of Hyogo, JST-ALCA); NOBUKAWA Kazutoshi (Univ. of Hyogo); YAMAMOTO Atsushi (Univ. of Hyogo);
DOI Toshiya (Kyoto univ., JST-ALCA); HORII Shigeru (Kyoto univ., JST-ALCA); ICHINOSE Ataru （ＣＲＩＥＰＩ，JST-ALCA）
E-mail: okai@eng.u-hyogo.ac.jp

1．はじめに
二 軸 配 向 し た 鉄 テ ー プ と し て は ， Goss 方 位({110}<001>)配向した電磁鋼板がある．一方で，Cube 方位({100}<001>)または，Rotted Cube 方位({100}<011>)
配向した Fe テープは実現されていない．YBCO テープ線材
用 Fe 金属基板として，我々は RABiTS 法により Cube 方位，または，Rotted Cube 方位配向した Fe 金属基板の作製を試みている．
二軸配向した Fe 金属基板の作製を圧延と熱処理により試みている．YBCO テープ線材用金属基板として， Cube
方位({100}<001>)または，Rotated Cube 方位({100}<011>)
配向した Fe テープが求められる．
一般的に，圧延などの手法により変形させた金属材料
を熱処理により再結晶化させた再結晶集合組織は，微量
化学成分，加工条件，熱処理条件に影響を受け，多様な再結晶集合組織となる．本研究では，室温で圧下率 98%の圧延を施した純鉄テープに対して，熱処理を施した後，テープ面の再結晶集合組織を調べた．Fe の集合組織はSEM-EBSD （ Scanning Electron Microscope-Electron
BackScattered Diffraction pattern）により観察した．
2．実験方法
試料は純度 99.99%の Fe を用いた．圧延を行う前に試
験片の組織均質化を目的に，700℃，1 時間の熱処理を施した．室温で圧下率が約 98%になるまで多段パスで圧延を施した．その後，800℃で焼鈍処理を施した．圧延後，および焼鈍後の試料に対して，SEM-EBSD 法により集合組織観察を行った．
3．実験結果と考察
圧延後の Fe テープの圧延集合組織は，歪が多く蓄積した微細組織領域が支配的で，結晶方位を同定できないほどの巨大歪が導入されていた．また，部分的に結晶配向した領域も観察された．圧延集合組織は{510}，{100}，{211}面が主な優先面方位であった．Fig.1 に圧延集合組
織の 100 極点図を示す．RD は圧延方向，TD は板幅方向を示している．98%圧延を施した Fe テープの圧延集合組織
では，{100}<011>配向性が弱く形成されていることがわ
かる.95%圧延を施した Fe テープの圧延集合組織(1)では，｛110｝，｛211｝面方位が主な優先面方位であることから，95%圧延と 98%圧延の圧延集合組織では圧延面に形成される結晶面に大きな変化が生じていることになる．
圧延試料を 800℃×1h で熱処理を施した再結晶集合組
織は，{111}面，{211}面，{100}面-粒から形成された．
{111}面に関しては弱いγファイバ集合組織を形成した．
{100}面-粒は，圧延組織での{100}面-粒と{100}面に近い{510}面-粒が存在する領域から粒成長が生じた．また，圧延組織の高歪領域から主に{211}面，{111}面-粒の粒成長が生じた．Fig.2 の再結晶集合組織の 100 極点図から，{100}集合組織が部分的に形成されていることがわかる．

{100}面の方位は圧延組織で形成された{100}<011>配向に近い方位であった．95%圧延と 98%圧延後の 800℃再結
晶集合組織を比較すると 98%圧延を施した方が{100}集合
組織をより強く形成させることができた．
4．まとめ
98%冷間圧延と 800℃熱処理を組み合わせることで，Fe板材の板面に{100}集合組織を部分的ではあるが形成させることができた．

RDTD
Fig. 1100 pole figure of iron cold-rolled at 98% reduction.

RD

TD
Fig. 2 100 pole figure of iron annealed at 800℃ after 98%
rolling.

参考文献[1] D. Okai, et al.: Abstracts of CSJ Conference, Vol.
86 (2012) p.114.

― 47 ―

第90回

2014年度秋季低温工学・超電導学会

1C-p04

Y 系線材｛110｝<001>集合組織鉄テープ上に作製した YBa2Cu3O7-y 膜の微細構造
Microstructures of YBa2Cu3O7-y films deposited on {110}<001> textured Fe tapes
一瀬 中 （電中研，JST-ALCA）；中 順平，内間貴之 (京大)；堀井 滋，土井俊哉 （京大，JST-ALCA）
ICHINOSE Ataru (CRIEPI, JST-ALCA); NAKA Junpei, UCHIMA Takayuki (Kyoto Univ.)
HORII Shigeru, DOI Toshiya (Kyoto Univ., JST-ALCA)
E-mail: ai@criepi.denken.or.jp
1．はじめに
これまでに Y 系高温超電導テープ線材の開発が進み，IBAD 法あるいは RABiTS 法による高性能線材が市販されている。しかし，超電導機器開発において，機器によっては臨界電流密度等の十分な性能が得られていても，線材の価格は未だ高く，超電導機器の実用化のためには，線材の更なる低コスト化が不可欠である。Y 系高温超電導線材の中で，大きなコストを占める部分が原材料の価格の点で体積が最も大
きい金属基材であることがわかっている。したがって，金属基材のコストの低減を図ることで，容易に Y 系高温超電導線材の低コスト化につなげられる。
そこで，金属基材に安価なコモンメタルである配向鉄を使用することを検討している。今までに，配向鉄基材上に二軸配向したカルシア安定化ジルコニア (CSZ)，CeO2 の中間層の作製に成功している。さらに，中間層上に二軸配向した
YBa2Cu3O7-y (YBCO) 層の作製に成功している。今回，透過型電子顕微鏡を用いて，配向鉄基材上の二軸配向した中間層，YBCO 層の断面微細構造を観察した。
2．実験方法
金属基材として日本金属(株)製の{110}<001>集合組織鉄テープを使用した。配向鉄テープは表面を機械研磨した後，成膜装置内で Ar イオンビーム照射を行い，表面の酸化膜を除去した。その後，第１中間層の CSZ，第２中間層の CeO2 を作製し，その上に YBCO 層を作製した。全ての層は，KrF エ
キシマレーザーを用いたパルスレーザー蒸着法 (PLD 法) を用いた。
得られた試料の評価は，Ｘ線回折による結晶配向の測定，液体窒素浸漬による直流四端子法による臨界電流の測定後，集束イオンビーム装置を用いて Ga イオンで薄片化し，透過型
電子顕微鏡観察試料を作製した。断面の微細組織観察は透過型電子顕微鏡 (JEM-2100F) を用いて行った。
3．実験結果および考察得られた試料の断面の走査透過電子顕微鏡(STEM) 像を
図 1(a) に示す。図 1(b) と 1(c) は，図 1(a) 内の白い四角で囲った領域の拡大図で，図 1(b) は明視野像 (Bright-filed
image, BFI)，図 1(c) は暗視野像 (Dark-filed image, DFI) である。図 1(a)の断面 STEM 像から，金属基材と CSZ の界面にコントラストの明るい薄い層が観察されたが，基材表面に大きく酸化層が生成している様子は見られなかった。また，CSZ とCeO2 の界面，CeO2 と YBCO の界面は平坦であった。一方，
図 1(b), (c)に矢印で示した様に，YBCO の表面は，ところどころに大きく窪んだ部分が観察された。図 1(c)の暗視野像（組成を反映する像）では，大きく窪んだ部分の下（白丸で囲んだ部分）にコントラストの暗い領域が存在した。おそらく，YBCO
層の成長時に不純物が生成し，その部分で YBCO の成長が阻害されたため，大きな窪みが生成したと考えられる。さらに，元素分析を実施した結果，コントラストの暗い部分は Y2O3 であることがわかった。
この試料の臨界電流密度は，約 4×104A/cm2 と，かなり低い値である。これは，断面組織観察から YBCO 層の成長初期に Y2O3 が生成していることから，YBCO 層の最適作製条件が得られていないことが主な要因と考えられる。
参考文献
1. T. Doi, et al.: Abstracts of CSJ Conference, Vol. 89 (2014)
p.11
2. Y. Uchima, et al.: Abstracts of the 61st JSAP spring
meeting (2014) p.11-086
3. J. Naka, et al.: Abstracts of the 75th JSAP autumn meeting(2014) p.11-094
(c)

(b)

(a)
YBCO
CeO2

YBCO

YBCO

CSZ

CeO2

CeO2

CSZ

CSZ

Fe

Fig. 1. An STEM Bright-field image of YBCO / CeO2 / CSZ / Fe tape (a), a magnified STEM Bright-field image of a whitesquare region (b) and a magnified STEM Dark-field image of the same region (c), respectively. The parts with a dark contrast
are observed in white circles in Fig. 1(c), which are lying under the hollows of YBCO layer.

― 48 ―

第90回

2014年度秋季低温工学・超電導学会

1C-p05

Y 系線材

安定化層形成を不要にした低コストY系高温超伝導線材の提案
Low-cost HTS wire using textured Cu tape土井 俊哉 (京大，JST-ALCA)，堀井 滋 (京大，JST-ALCA)
DOI Toshiya, HORII Shigeru (Kyoto Univ., JST-ALCA)
E-mail: doi.toshiya.8c@kyoto-u.ac.jp

1.

はじめに
液体窒素冷却で使用可能な Y 系線材の開発が進み、現在
IBAD 法もしくは RABiTS 法によって製造された Y 系超電導線材が市販されている。しかし、どちらの線材も非常に高価格であるため、一般への普及が進まない状況にある。これら Y 系線材の中で基材テープ、および安定化層は大きなコストウェートを占めていると考えられる。この部分の大幅なコスト低減を図るためには、ハステロイや Ni-W 合金テープを安価なコモン
メタルを用いた基材テープに変更すること、および安定化層の形成を不要にする線材構造の採用が有効であると考えられる。
我々はこれまでに、高価なハステロイや Ni-W 合金テープでは な く 、 安 価 な 純 Cu を 圧 延 と 熱 処 理 の み で 配 向 さ せ 、{100}<001>集合組織を得て、基材テープとして使用することを提案してきている。配向 Cu テープは Ni-W 合金テープに比べて結晶配向度が高く、また結晶粒界部分でグルーブが発生しにくいという利点も有する。中間層に CeO2/YSZ/CeO2 を用いて YBCO 層を形成した場合、3×106 A/cm2 （at 77 K, 自己磁場中）を越える高い Jc が得られている。
実用線材においては、線材の電気的安定化およびクエン
チ発生時の線材保護のため、電気抵抗が低い純 Cu が安定化層として必ず具備される。現在 IBAD 法もしくは RABiTS 法
によって製造された Y 系超電導線材においては、基材テープの電気抵抗が大きいため、超伝導層の上部に Ag 層を形成し、さらにその上に Cu 層が形成されなければならない。そして、この Ag と Cu からなる安定化層の素材費とプロセス費は大きなコ
スト部分を占めていると考えられる。
ここで、基材に電気抵抗の低い配向 Cu テープを使用し、中間層を導電性物質で形成することができれば、Cu テープが結晶の 2 軸配向のテンプレートとして働くと同時に、安定化層として働くことができる為、線材コストの大幅な低減が可能になると考えられる。
今回、{100}<001>集合組織を有する純 Cu テープ上に、導電性中間層として Ni と Sr(Ti0.95Nb0.05)O3（Nb:STO）を形成し、その上に YBCO 層を形成することで、安定化層を別途形成することを不要にした新しい Y 系高温超伝導線材が作製できることを提案する。
実験方法
基板には田中貴金属工業㈱製の Ni めっき Cu/SUS316 貼
合わせテープを使用した。Ni めっき層の上に PLD 法を用いて、Sr(Ti0.95Nb0.05)O3 を形成し、更にその上に YBCO 層を成膜した。得られた薄膜試料の各層における結晶配向性は CuKα線を用いた X 線回折測定および極点図により評価し，臨界電流密度(Jc)は液体窒素中における直流四端子法により決定し
た。
3.

結果と考察
Fig. 1 に作製した試料の 77 K、自己磁場中の I-V 曲線を示す。図中には比較のために、中間層に絶縁性物質である
CeO2/YSZ/CeO2 を介して YBCO 層を形成した試料の結果も併せて示した。YBCO/Nb:STO/Ni/Cu/SUS316 試料の Jc は 1.2
×106 A/cm2 であった。抵抗が発生した領域での I-V 曲線の立ち上がりを比較すると、YBCO/Nb:STO/Ni/Cu/SUS316 試料
は非常に緩やかであることが分かる。n 値を計算したところ、
YBCO/CeO2/YSZ/CeO2/Ni/Cu/SUS316 は 17 であったのに対し、YBCO/Nb:STO/Ni/Cu/SUS316 試料では 2.9 と非常に小さな 値 で あ っ た 。 ノ ー マ ル 状 態 に あ る
YBCO/Nb:STO/Ni/Cu/SUS316 試 料 の 抵 抗 率 は 5.5 × 10-7
Ω・cm であり、この値は 77 K における純 Cu の抵抗率にほぼ等しい。この結果から、Jc 以上の電流を流した場合、電流は導電性中間層を通って YBCO 層から基材である純 Cu テープに流れ込んでいることが分かる。
以上の結果より、{100}<001>集合組織を有する純 Cu テー
プを基材とし、中間層に導電性の Ni および Sr(Ti0.95Nb0.05)O3を使用することで、安定化層を追加形成する必要のない新しい構造を有する低コスト Y 系高温超伝導線材の作製が可能となることが分かった。

2.

Fig.1 The I-V curves of the YBCO/Nb:STO/Ni/Cu/SUS316― 49 ―and the YBCO/CeO2/YSZ/CeO2/Ni/Cu/SUS316
measured at 77 K in self field.

第90回

2014年度秋季低温工学・超電導学会

1C-p06

Y 系バルク作製・着磁

Ca ドープ Y123 溶融凝固バルクにおける Ca 濃度の分布と超伝導特性
Distribution of Ca concentration and superconducting propertiesof Ca-doped Y123 melt-solidified bulks

太田 仁孝，下山 淳一，瀬戸山 結衣，山木 修，山本 明保，荻野 拓，岸尾 光二 (東大院工)OHDA Yoshitaka，SHIMOYAMA Jun-ichi，SETOYAMA Yui，YAMAKI Shu，YAMAMOTO Akiyasu，OGINO Hiraku，
KISHIO Kohji (Univ. of Tokyo)
E-mail: 3985702757@mail.ecc.u-tokyo.ac.jp
1．はじめに
REBa2Cu3Oy (RE123)に対する Ca ドープはキャリアのオーバードープを促し、電気的磁気的異方性を低下させ、また粒界部の Jc を改善することが知られている[1]が、Tcの低下を伴うこともあり RE123 溶融凝固バルクに対するCa ドープ効果はほとんど調べられていない。我々は前回、Ca 2％ドープ Y123 バルクの育成と超伝導特性を報告したが[2]、その後、部分溶融後の徐冷開始温度を高くすることによって Ca 5%、10%ドープ Y123 バルクの育成に成功した。今回は 5％ドープバルクを中心に、バルク体内の様々な部位における超伝導特性の位置依存性を調べた結果を報告する。
2．実験方法
Y2O3、BaCO3、CuO、CaCO3 の原料粉末を湿式混合後、大気中で焼成し Ca ドープ Y123 粉末と Y211 粉末を合成した。得られた粉末をモル比で Y123 : Y211 = 7 : 3 となるように秤量し、Pt を 0.5 wt%添加、混合後、一軸プレス(100MPa)により 20 mm × 7 mmt のペレットに成型した。
Nd123 単結晶を種結晶とし、底面加熱式の電気炉にて、空気中で溶融凝固法によりバルクを育成した。得られたバルクより 1 mm × 2 mm × 1 mm//c 試料片を切り出し、425~550°C、酸素気流中で 100 h 以上アニールを行った後、
SQUID 磁束計による磁化測定から超伝導特性を評価した。
3．結果と考察
5%ドープ Y123 バルクではシングルドメインの結晶成長に成功したが、10%ドープ Y123 バルクでは端部まで結晶が成長しない領域が存在した。5%ドープ Y123 バルクの様々な部位から切り出した試料の 450 °C で酸素アニールを行った後のZFC 磁化率の温度依存性を Fig. 1 に示す。Tconset は種結晶に近い領域で 85 K 程度と低く、一方バルクの端に近づくとともに~88 K に上昇する傾向にあることがわかった。この結果はバルク全体に Ca が固溶しており、種結晶に近い領域において
Ca 固溶量が多く、種結晶から離れるとともにそれが低下することを意味している。
Fig. 2 に 60 K における Jc の磁場依存性を示した。a-growth
領域のほうが c-growth 領域よりも低磁場では Jc が高い傾向にあり、また、種結晶の近くより、動径方向のバルクの端の方がJc が高い。低磁場においては La = 4 mm、Lc = 2 mm の領域
から切り出した試料が 2.0 × 105 Acm-2 を超える Jc を示し、La= 6 mm、Lc = 2 mm のから切り出した試料とともに、4 T でも
105 Acm-2 以上の値を維持した。
講演では、Ca-free Y123 溶融凝固バルクとの臨界電流特性の比較を行うほか、定量的な Ca 濃度分布、異なる形状から育成した Ca 5%ドープ Y123 バルクの超伝導特性の位置依存性、さらに酸素量制御の効果についても報告する。
参考文献[1] A. Schmehl, et al., Europhys. Lett. 47 (1999) 110-115.
[2] Y. Kuriyama, et al., Abstracts of CSSJ Conference, 89(2014) 171.

Fig. 1 A schematic illustration of a 5% Ca-doped Y123 meltsolidified bulk and ZFC magnetization curves of samples cut
from various positions of the bulk.

Fig. 2 Jc–H curves at 60 K for samples cut from various
positions of a 5% Ca-doped Y123 melt- solidified bulk.

― 50 ―

第90回

2014年度秋季低温工学・超電導学会

1C-p07

Y 系バルク作製・着磁

低温固相反応原料を用いた Ga 添加 Y123 溶融凝固バルクの Jc-B 特性
Jc-B characteristics of Ga-doped Y123 melt-solidified bulks starting from raw powder preparedby solid-state reaction at low temperature
山木 修, 下山 淳一, 瀬戸山 結衣, 山本 明保, 荻野 拓, 岸尾 光二 (東大院工)YAMAKI Shu, SHIMOYAMA Jun-ichi, SETOYAMA Yui, YAMAMOTO Akiyasu, OGINO Hiraku,
KISHIO Kohji (Univ. of Tokyo)
E-mail: 3450281928@mail.ecc.u-tokyo.ac.jp
１．はじめに
REBa2Cu3Oy(RE123)溶融凝固バルクは高磁場下でも高い
Jc を示すことから、強力な超伝導磁石として様々な応用が期待されている。冷凍機技術の発達により強力超伝導磁石としての応用の多くは液体窒素温度以下で運転することを想定しているが、これまでの研究では主に 77 K において Jc の最適化が行われてきた。77 K で最も良い特性を示す条件が、低温でも最も良い特性を示すとは限らないことは既にわかっていることから[1]、RE123 バルクの用途拡大や機能向上には、20~60
K の温度域での Jc の改善が必要である。そこで本研究では低温で高い捕捉磁場特性を有する小型超伝導バルクの開発を目的とし、磁場中での Jc の改善に有効であることをこれまでに示してきた、Ga や Sr の微量添加[2]による Y123 溶融凝固バ
ルクのさらなる Jc の向上を目指した。

参考文献[1] Y. Ishii et al., IEEE Trans. Appl. Supercond.,19 (2009)3487-3490.
[2] Y. Ishii et al., Appl. Phys. Lett., 89 (2006) 202513.
[3] S. Yamaki et al., Abstracts of CSSJ Conference 89 (2014)p.173.

２．実験方法
本研究では原料粉末に Y123 と Y211 を低温固相反応により同時生成させたものを用いた。具体的には、出発原料をモ
ル比で Y2O3 : BaO2 : CuO = 13 : 34 : 48 となるように秤量し、さらにバルクによって Ga2O3 や SrCO3、Pt 粉末を添加、混合後
1% O2 / Ar 気流中、800°C で 48 h 焼成することにより Y123 とY211 を 7 : 3 の比で含む原料粉末を作製した。得られた粉末を一軸プレス(100 MPa)により 10 mmφ × 8 mmt のペレットに成型し、Nd123 単結晶を種結晶としてペレットの上面中央に置き、底面加熱方式の電気炉にて空気中で溶融凝固を行った。作
製した溶融凝固バルクから小片を切り出し、所定の温度にて100 h の酸素アニールを行った後、SQUID 磁束計による磁化測定から Jc を評価した。
３．結果と考察
前回の発表[3]において、Y123 バルクのさらなるピンニング
力向上を目的とした、Ga と Sr を共添加したバルクは Jc の改善には至らず、不純物濃度が過剰となっている可能性があることを報告した。今回、Sr のみの微量添加効果を調べる目的で、Pt 無添加 Y123 溶融凝固バルクに対し、Sr を 0.3 mol%添加した試料を作製した。Fig. 1 に Ag2O を 10 wt%加えた、Sr 添加
Pt 無添加 Y123 溶融凝固バルクの 40 K における c-growth 領
域の Jc の磁場依存性を示す。Sr は Ba サイトを置換するため、Ga の微量添加と同様に磁場中でピンニングセンターとして機能することが知られているが、40 K, 3 T において Jc ~4.2×105
A cm-2 と今回の実験では Jc の改善は認められなかったが、今後、より高磁場までの評価を予定している。Fig.2 に Ga を微量添加した Y123 バルクの磁化率の温度依存性を示す。図中
で 4.4×1015 e-irrad. と示している試料は Ga 添加 Pt 無添加
Y123 バルクに対して電子線を 4.4×1015 e cm-2 照射した試料である。この試料の Jc は 40 K、3 T において 8.9×105 A cm-2 であった。Ga の微量添加や電子線照射により Tc はわずかに低下しているものの、まだ 91 K 程度を保っていることから、ピンニン
グセンターのさらなる導入が可能であると考えられる。
当日はボールミル粉砕した原料を用いた Y123 バルク作製の結果や、電子線を照射した Pt 無添加 Ga 添加試料に対して追加で電子線照射を行った結果についても報告する。

― 51 ―

Fig. 1 Magnetic field dependence of Jc at 40 K for
undoped and Ga and/or Sr doped Y123 melt-solidified
bulks.

Fig. 2 Temperature dependences of ZFC magnetization
for undoped and Ga-doped Y123 melt-solidified bulks.

第90回

2014年度秋季低温工学・超電導学会

1C-p08

Y 系バルク作製・着磁

RE123 溶融凝固バルクの臨界電流特性に対する原料粒径と CIP 成型の効果
Effects of particle size of starting powder and CIP on critical current properties
of RE123 melt-solidified bulks
瀬戸山 結衣，下山 淳一，山木 修，山本 明保，荻野 拓，岸尾 光二（東大院工）；今 康一，市川 直樹（ティーイーピー）
SETOYAMA Yui, SHIMOYAMA Jun-ichi, YAMAKI Shu, YAMAMOTO Akiyasu, OGINO Hiraku,
KISHIO Kohji (The University of Tokyo); KON Kouichi, ICHIKAWA Naoki (TEP Corporation)
E-mail: 6071721904@mail.ecc.u-tokyo.ac.jp
1．緒言
REBa2Cu3Oy (RE123)溶融凝固バルクにおいて、結晶育成
時に試料内に残存した気体により生成するボイドは、機械的強度低下および超伝導特性劣化の一因である。これまで樹脂や低融点金属の含浸[1]、純酸素雰囲気下育成[2] などがボ
イドの修復、生成抑制に効果的であると報告されてきた。本研
究ではボイドの低減を目的とし、平均粒径の異なる Y123 相原料粉末から作製した 2 種類の前駆体に対し、200 もしくは 300
MPa の冷間等方圧加圧(CIP)を行い、溶融凝固後の微細組織および超伝導特性を評価した。
2．実験方法Y2O3, BaCO3, CuO の原料粉を混合し、Y123 粉末と Y211
粉末を固相反応法により合成した。これらをモル比で Y123 ：Y211 = 7 ： 3 となるように秤量し Pt を 0.5 wt%添加して混合
後、一軸プレス(100 MPa)により 20 mmφ × ~8.2 mmt のペレットに成型した。Y123 粉末には原料 A(平均粒径 4.58 µm)、もしく
は、ボールミル粉砕により微細化した原料 B(同 0.71 µm)を用いた。成型したペレットは KOBELCO Dr. CIP により 200, 300
MPa の静水圧プレスを行った後、種結晶に Nd123 単結晶を用い、底面加熱式の電気炉にて空気中で溶融凝固を行った。
育成したバルクの様々な部分から~2 mm × 2 mm × 1 mm//c の小片を切り出し、450°C の酸素気流中で 100 h 以上アニール
した。得られた試料片について、SEM による微細組織の観察、
SQUID による磁化測定からの超伝導特性評価を行った。
3．結果と考察
前駆体ペレットの大きさは原料 A を用いた場合 20 mmφ ×~8.2 mmt であったが、原料 B の使用や 200 MPa 以上の静水圧プレスにより収縮し、原料 B から CIP(300 MPa)を行い作製した前駆体は~18.8 mmφ × 7.5 mmt になった。
Fig. 1 に原料 A から作製した溶融凝固バルクにおいて種結晶直下 3 mm の位置(c-growth 領域)から切り出した試料片の研磨した ab 面の二次電子像を示す。Fig.1 (a)は前駆体に一軸プレスのみ、(b)は一軸プレス後 300 MPa の CIP を行った
バルクである。300 MPa プレスによりバルクに残存したボイドの大きさが全体的に小さくなったことがわかる。原料 B から作製したバルクでは、A から作製したバルクよりもボイドがさらに縮小していることが観察された。しかし原料 B から作製したバル
クでは、高圧での CIP によるボイド縮小の顕著な効果は確認できなかった。これは微細な原料粉の使用によって、一軸プ
レス(100 MPa)のみで空隙領域が少ない成型体が得られるためと考えられる。バルク表面部分(a-growth 領域)では全ての試料でボイドが少なく、原料粉の粒径や CIP の有無による違いは見られなかった。これは表面近傍では部分溶融－凝固過程において気体が外部に逃げやすいためと説明できる。
種結晶直下 3 mm の位置では 1 mm の位置とは異なり、超伝導特性にも変化が見られた。原料 A を用いるより B を用いた試料の方が~0.1 K 高い Tc (~ 92.25 K)を示した。種結晶から離れた位置での Tc が改善したことは、バルク内部の均一性が改善したことを意味する。Fig. 2 に種結晶直下 3 mm の試料
片の 77 K における Jc の磁場依存性を示す。微細な原料粉の使用により特に 2 T 以下の Jc が大きく向上した。また同じ原料

粉から作製したバルクでは、高圧で CIP を行った試料ほど高い Jc を示した。以上の結果より、前駆体における粉末の充填率が、微細組織および超伝導特性の均一性に影響することが明らかとなった。高圧 CIP の効果は Dy123 溶融凝固バルクにおいても同様に認められた。
原料 A および B から作製し 300 MPa の CIP を行った後に、
900-950°C, 24 h の前焼成過程を追加した前駆体を用いた
Y123 溶融凝固バルクの育成も試みたところ、ボイドが大きく減少し、Tc はさらに 0.1 ~ 0.2 K 向上し~92.4 K となった。しかし、磁場中の Jc は低下し、2 T で 2 ~ 3 A cm-2 となった。緻密化が進み酸素拡散距離が長いバルクに対しては酸素アニールが不十分であったことが示唆された。現在、最適なアニール条件を探索している。
前回までに報告した RE 混合バルク[3]についても微細原料粉を用いる効果を調べており、当日はその結果も含めて RE
混合による、より本質的な Jc 改善効果についても議論したい。
参考文献[1] M. Tomita et al., Supercond. Sci. Technol. 17 78–82.
[2] H-W. Park et al., Supercond. Sci. Technol. 9 694–705.
[3] Y. Setoyama et al., Abstracts of CSSJ Conference 89(2014) 172.

Fig. 1 Secondary electron images of polished a/b-surfaces ofY123 melt-solidified bulks synthesized from Y123-A
powder with/without pressing by CIP at 300 MPa.

Fig. 2 Magnetic field dependence of Jc at 77 K for Y123
melt-solidified bulks.

― 52 ―

第90回

2014年度秋季低温工学・超電導学会

1C-p09

Y 系バルク作製・着磁

逆磁場を用いた複数回パルス着磁の検討
Multiple pulse magnetization examination with reverse magnetic field
下田 竜也，太田 博之，原 健介，佐藤 孝雄，小川 純，福井 聡，岡 徹雄（新潟大学）；横山 和哉（足利工業大学）
SHIMODA Tatsuya, OTA Hiroyuki, HARA Kensuke, SATO Takao, OGAWA Jun, FUKUI Satoshi,
OKA Tetsuo (Niigata University); YOKOYAMA Kazuya (Ashikaga Institute of Technology)
E-mail: f13c065e@mail.cc.niigata-u.ac.jp
1．はじめに超伝導バルクはその微細組織にピン止め点が導入されており優れた磁場捕捉性能を有する。バルクに磁場を捕捉させる方法としてパルス着磁法があり，装置が簡便であるという利点を持つ。しかしこの方法は，磁場の侵入過程の急速な磁束線の運動により，捕捉磁場が低下するという問題がある[1]。そこで，本研究では，より強い磁場を効率的にバルクに捕捉させることを目的とし，正方向とそれに対して逆向きの負方向のパルス磁場をバルクに印加させ，磁場侵入挙動に関して検討を行った。

複数回着磁において，バルクに2回目の着磁と逆向きの磁場を1回目着磁時に印加しておくことで，2回目着磁時の侵入磁場は増加することが分かった。また，この時1回目着磁時の捕捉磁場の大きさにより，2回目磁場侵入挙動は変化し，1回
目着磁時の捕捉磁場が大きい程，2回目着磁時の磁場の侵入量も大きくなった。以上の結果から，1回目着磁時の捕捉磁場の大きさや形状を調整することで，バルクにより強い磁場を捕捉させられる可能性があると考えられる。

2．実験方法試料はφ30mm×t10mm の Gd123 系超伝導バルクを用いた。バルクは GM 冷凍機（AISIN 製 GD101S）を用いた磁極中に Fig. 1 の様に設置し，最低 30K まで冷却した後，ヒーターを用いてバルク表面温度 60K になるよう加熱した。印加するパルス磁場の大きさは 3 - 4T まで変化させ，1 回目の磁場の向きを負方向とした時，2 回目はそれに対し，逆向きの正方向の磁場を印加させて着磁を行った。また，磁場の観測にはホール 素 子 (F.W.Bell 製 , BHT921T) を 用 い ， バ ル ク 表 面 中 心
r=0mm 地点にて測定を行った。

Fig. 1 Illustration of experimental setup

3．実験結果および考察
Fig. 2, Fig. 3 の A にバルクにそれぞれ-3.5→3.5T と磁場を印加した時の着磁 1 回目，2 回目の磁場侵入挙動を示す。
Fig.2 より，-3.5T の磁場をバルクに印加することで，約-1.1T程度の磁場がバルク表面 r=0mm 地点に侵入していると分かる。そこに，正方向の磁場 3.5T を印加すると，Fig. 3 の A に示したように約 2.1T 程度の磁場が侵入し，1 回目着磁と比較して，侵入磁場の大きさが約 1.0T 増加している。このことから，
あらかじめ逆向きの磁場を捕捉させることで侵入磁場が増加することが分かる。また，捕捉磁場においても着磁 1 回目では-0.98T，2 回目では 1.3T と，約 0.3T の磁場が増加した。これ
は侵入磁場の増加によって生じたと考えられる。 次に，Fig. 3の B に印加磁場を‐4→3.5T と変化させて印加した時の磁場侵入挙動を示す。その結果，2 回目着磁時の最大侵入磁場は約 2.6T となり，Fig. 3 の A に示した 1 回目に‐3.5T を印加した場合と比較して，約 0.5T 侵入磁場が増加した。2 回目着
磁前の捕捉磁場は，印加磁場‐3.5T では-0.98T ，印加磁場‐4T では‐1.8T であり，1 回目着磁による捕捉磁場が大きい程，
2 回目着磁時の磁場の侵入量は大きくなった。これは，1 回目
着磁時の捕捉磁場が増大したことにより，バルクの Jc が低下
し，磁場が侵入しやすくなったためと考えられる。
4．まとめ
本研究では，逆磁場を用いて複数回着磁を行い，検討を行った。それらより得られた結果を以下に示す。

Fig. 2 Magnetic flux penetration behavior of first
Magnetization

Fig. 3 Magnetic flux penetration behavior of second
Magnetization
参考文献
1. U. Mizutani et al.: 低温工学 Vol. 34 No. 11 (1999)
p.116-123― 53 ―

第90回

2014年度秋季低温工学・超電導学会

1C-p10Y 系バルク作製・着磁温度測定による細孔ありバルク体の冷却効果の評価
Evaluation of a cooling effect on a holed bulk superconductor by temperature measurement
五十嵐 僚太，戸ヶ崎 亮介（足利工大）；岡 徹雄（新潟大）；横山 和哉（足利工大）
IGARASHI Ryota, TOGASAKI Ryosuke (A.I.T.)； OKA Tetsuo (Niigata Univ); YOKOYAMA Kazuya (A.I.T.)
1．はじめに4．まとめ

近年の超伝導バルク体（以下，バルク体と呼ぶ）の大型化・

本文は細孔をあけたバルク体のパルス着磁において，高特性化に伴い，パルス着磁による大きな磁場の捕捉が難し

高印加磁場で磁束フローが抑制される現象の要因を検証くなりつつある。著者らは，パルス着磁を容易にするために，するために，細孔に充填されたハンダを除去してパルス着磁

バルク体に細孔を開けた試料を考案し，基礎的な実験を行っ実験を行った。磁束密度の時間変化の結果から，ハンダをてきた。その結果，低磁場で磁束が侵入しやすくなることを充填している試料の方が磁場印加後の磁束の減少が早く確認した。また，低温において高印加磁場で磁束フローが止まることが確認できた。また，バルク体表面における温度の抑制される現象も確認できた。本文では，細孔に充填した

時間変化から，ハンダを充填している試料の方が温度上昇のハンダによる冷却効果の影響について検証する。

ピークが小さいことが確認できた。これらの結果から，ハンダ

2．実験による冷却効果が影響している可能性を示した。
本研究は JSPS 科研費 24560343 の助成を受けたものである。

これまで用いてきたφ60×20 mm の GdBa2Cu3Ox バルク体に φ2 mm の細孔を 4 個加工した試料からハンダを取り除き，
それを 2 段式の GM サイクル冷凍機に取り付けた。温度コント
ローラで 20～50 K に調整し，3.1～7.0 T のパルス磁場を各１回印加した。着磁中の試料表面における磁束密度及び温度の変化をホールセンサ及び熱電対を用いて測定する。
さらに磁場印加後の磁極表面（バルク体表面との間隔：4 mm）の磁場分布を，三次元ホールセンサを用いて測定した。これ
らの結果からハンダを除去する前のデータと比較して，ハンダ(a) H1による冷却効果を検証した。

図 1 に 20 K において 7.0 T の磁場を印加した時の試料
表面における磁束密度の時間変化を示す。左図の H1 が細孔と細孔の間，右図の H2 が細孔と試料中心の間に貼り付けたホールセンサのデータである。また，四角が細孔にハンダが充填されている試料，丸はハンダを取り除いた試料を表している。いずれの結果も，パルス磁場印加後の磁束の図 1 試料表面における磁束密度の時間変化
Fig.1. Time responses of magnetic flux density on the bulk
surfaceTemperature rise ∆T (K)3．結果および考察

20µ0H=5.4 Tµ0H=7.0 T

10

0

0

急激な減少に続き，磁束密度が再び上昇していることが確認

60
Time t (s)印加した時の試料表面における温度の時間変化を示す。
細孔と細孔の間に取り付けた熱電対のデータである。また，
四角が細孔にハンダが充填されている試料，丸はハンダを

Temperature rise ∆T (K)20

図 2 に 20 及び 50 K において，5.4 及び 7.0 T の磁場をこれらの結果から，磁束フローの抑制にハンダによる冷却効果が影響している可能性があることが考えられる。

060Time t (s)120µ0H=5.4 Tµ0H=7.0m0H= T

10

取り除いた試料を表している。この結果から，ハンダを充填した試料の方が温度上昇のピークが低いことが確認できた。

120(a)20 Kできる。ただし，H1，H2 ともハンダを充填した試料の方が，早く再上昇が始まり，またその値も大きくなっている。

(b) H20060Time t (s)

120

0

60
Time t (s)120(b) 50 K
図 2 バルク体表面における温度の時間変化
Fig.2. Time responses of temperature rise on the bulk surface.

― 54 ―

第90回

2014年度秋季低温工学・超電導学会

1C-p11

Y 系バルク作製・着磁細孔バルク体の細孔のサイズと着磁特性の関係

戸ヶ崎 亮介，五十嵐 僚太（足利工大）；岡徹雄（新潟大）；横山和哉（足利工大）
Ryosuke Togasaki, Ryota Igarashi (A.I.T.)； OKA Tetsuo (Niigata Univ)； YOKOYAMA Kazuya (A.I.T.)

４．まとめ

１．はじめに大型・高特性の超伝導バルク体（以下，バルク体と呼ぶ）に細孔を加工することで磁束を侵入し易くする手法を考案し，こ個加工した試料

れまでに直径１ ㎜の細孔を試料の端部に

本文は細孔を直径い，直径に追加工してパルス着磁実験を行の場合及び加工前の場合と捕捉磁場を比較した。印加磁場において直径の場合よりも磁束が侵では捕捉磁場が向上した。今後，更に磁を用いて着磁実験を行った。加工前の試料と着磁特性を比較

入し易くなり，

した結果，低印加磁場で捕捉磁場の上昇が確認できたが，高束侵入を容易にするため，細孔の大きさや数を検討する予定

印加磁場では磁束侵入に影響がみられなかった。本文ではである。

細孔の直径を㎜に広げて実験を実施したので，その結果を

報告する。

本研究は

科研費

の助成を受けたものであ

る。

２．実験

Before holed

φ

×

の

ステージに接続した銅ロッドの先端に取り付け，真空断のバルク体を 段式の

熱した後に冷却し，温度調整器でコイ ルを取り付けた後，～～φ1mm hole

φ2mm hole

冷凍機に調整した。着磁のパルス磁場を各１回印加した。磁場印加後，磁極表面（バルク体表面から）の磁場分布を，三次元ホールセンサを用いて測定した。さらに，
磁場分布から総磁束量を算出し，細孔加工前と細孔の直径の場合，直径の場合を比較した。

３．結果および考察
図に

加工前，直径における印加磁場
ｍｍ及び

，

，

の時の細孔

ｍｍの細孔を 個加工した場合の磁場分布を示す。印加磁場では細孔を加工することにより磁場を捕捉する場所が現れた。また，細孔の大きさがの もの ではｍｍ

ｍｍの時より 磁束密度の最大値が増加していることがわかる。印加磁場の結果を見ると，磁場を強く捕捉している部分に大きな違いは見られないが，とを比較すると，後者の方が磁束密度の高い部分が広がっている
ことがわかる。印加磁場

Fig.1 Trapped field distributions on the vessel surface inapplied fields of 3.9, 5. 4 and 7.0 T.

では細孔加工した試料の捕捉

磁場が小さくなっており，直径(a)ｍｍの方がより多く減少して

(b)

いる。
図

に

における磁束密度と総磁束量の比較を示す。

印加磁場

では細孔加工による着磁特性の影響は見られないが，では細孔加工した試料において磁束密度，総磁束量共に上昇した。

では，細孔をｍｍから広げても総磁束量の減少は見られなかった。

に

で磁束密

度，総磁束量共に大きく減少しているが，フラックスジャンプが発生したためである。
Fig. 2. Comparison of (a)magnetic flux density and (b)totalmagnetic flux between “before holed,” “φ 1-mm hole” and “φ2-mm hole.”― 55 ―

第90回

2014年度秋季低温工学・超電導学会