3C-a01

Y 系バルク (2)Y123 溶融凝固バルクにおける Ca ドープ効果
Doping effect of Ca for Y123 melt-solidified bulks

栗山 陽介，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)KURIYAMA Yosuke，SHIMOYAMA Jun-ichi，SETOYAMA Yui，YAMAKI Shu，YAMAMOTO Akiyasu，OGINO Hiraku，
KISHIO Kohji (Univ. of Tokyo)
E-mail: 2757383836@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 の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。しかし、溶融凝固バルクの強力磁石としての実用温度は 77 K よりむ
しろ低温の 20~60 K が想定されていることが多く、この場合 Tc の若干の低下は大きな問題にならない。一方、
RE123 溶融凝固バルクの大型化においてマルチシード法
が有効な手法の一つであるが、粒界部の Jc が低下しやす
く、捕捉磁場の低下を招く問題があった。以上の背景のもと、本研究では 2 つの種結晶から Y123 溶融凝固バルクを育成し、Y サイトへの Ca ドープが一つのドメイン内およびドメイン間、つまり粒界部の Jc に及ぼす効果を系統的に調べた。
2．実験方法Y2O3, BaCO3, CuO の原料粉を混合し、固相反応法により 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%添加して混合後、一軸プレス(100 MPa)により 10 mm
× 9 mmt のペレットに成型した。その上面に 2 つの Nd123
種結晶を a(b)軸方向に任意の角度を持つように配置した。
低圧純酸素雰囲気下でのバルク育成では、真空管状炉にて上下のヒーターに温度差をつけて溶融凝固を行った。
また、Ca ドープ Y123 溶融凝固バルクは、CaCO3 を原料に加えて作製した Y123 粉末を用い、底面加熱方式の電気炉にて空気中で溶融凝固を行った。育成したバルクより試料片を切り出し、450°C 酸素気流中で 100 h 以上アニールを行った後、SQUID 磁束計による超伝導特性の評価、SEM による微細組織観察、光学顕微鏡と Bi2223 超伝導磁石を組み合わせた装置によって磁気光学像観察を行った。
3．結果と考察低圧純酸素雰囲気下育成 Y123、空気中育成 Ca ドープ
Y123 のいずれにおいても各種結晶から 1 つのドメインが成長したマルチシード溶融凝固バルクの育成に成功した。
2 つのドメインにおけるファセットラインの方向よりドメイン間の a(b)軸のずれ角はそれぞれ 1.1°, 6.5°であることがわかった。これらのバルクから粒界を含まない試料(ドメイン内部, without GB)と粒界を含む試料(粒界部,with GB)を切り出した。Ca ドープ試料の Tc は 90.5 K でノ
ンドープ試料の 91.5 K より低下しており、Ca が Y123 結晶に固溶したことが確認できた。Ca を Y123 の Y サイト
に対して 2 mol%ドープしたバルクと低圧純酸素雰囲気下で作製したノンドープのバルクの 40 K における Jc の磁場依存性を Fig. 1 に示す。いずれのバルクにおいても粒界を含む試料は、粒界を含まない試料より低い Jc を示したが、Ca ドープした試料はノンドープの試料より粒界角度が大きいにもかかわらず、ドメイン内の Jc が一定として算出
した粒間 Jc は約 5 倍高く、2 T で~1.3 × 105 A cm-2 であった。これは Ca ドープによりキャリアのオーバードープが進み、粒間の電流が流れやすくなったことによると考えられる。また、Ca ドープ試料では粒界部、ドメイン内部
とも磁場中で Jc の向上が見られた。粒間 Jc の向上を確認するための磁気光学効果を用いた残留磁束密度観察の結果を Fig. 2 に示す。Ca ドープ試料とノンドープ試料の比較により Ca ドープ試料は粒間 Jc の低下が抑制されていることが確認された。
講演では、両ドメイン間の結晶方位が異なる試料や、
c-growth 領域の粒間 Jc についても報告する。
参考文献[1] A. Schmehl, et al., Europhys. Lett. 47 (1999) 110-115.

Fig. 1 Magnetic field dependence of Jc at 40 K for Ca-doped
and Ca-free Y123 bulks with and without grain boundaries.

Fig. 2 Remanent field distributions of Ca-doped and Ca-free
Y123 melt-solidified bulks with grain boundaries.

― 171 ―

第89回

2014年度春季低温工学・超電導学会

3C-a02

Y 系バルク (2)RE 混合手法による RE123 溶融凝固バルクの RE/Ba 固溶制御
Control of RE/Ba substitution for RE123 melt-solidified bulks by RE-mixing method
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）；水戸瀬 智久, 淡路 智（東北大金研）
SETOYAMA Yui, SHIMOYAMA Jun-ichi, YAMAKI Shu, YAMAMOTO Akiyasu, OGINO Hiraku, KISHIO Kohji (Univ. ofTokyo); MITOSE Tomohisa, AWAJI Satoshi (Univ. of Tohoku)
E-mail: 6071721904@mail.ecc.u-tokyo.ac.jp
1．緒言
REBa2Cu3Oy (RE123)溶融凝固バルクの臨界電流密度(Jc)
特性改善には磁束ピンニングセンターの分布やサイズの制御が重要となる。例えば RE2BaCuO5 (RE211)といった常伝導析
出物は低磁場下において、RE の Ba サイトへの低濃度部分固溶(RE/Ba 固溶)領域や、(Nd,Eu,Gd)123[1]のような複数の RE
元素の使用(RE 混合)は磁場中において、Jc の向上に有効であることが知られている。しかし RE 混合による Jc 改善効果は再現性にやや乏しく機構は未だ十分に理解されていない。前回までの発表では、1 - 2 種類の RE を用いて作製した計 8 種
類の試料の超伝導特性や組織の違いを考察し、RE 混合が
123 相における RE/Ba 固溶量を制御できる可能性や、RE/Ba
固溶量の少ない RE 混合試料ほど低温・高磁場において高い
Jc を示す可能性を指摘した[2]。本研究ではそれらの試料について 123 相の斜方晶性を評価し、ピン力密度との関係を検討した。また RE 混合バルクの還元雰囲気下育成を試み、
RE/Ba 固溶量の増減が低温・高磁場における Jc 特性に与える影響をより詳細に調べた。

斜方晶性を示す RE/Ba 固溶量がピン力強化に適しており、RE 混合により RE/Ba 固溶量を容易に調節できることが示唆された。
Fig. 2 に空気中もしくは還元雰囲気下で育成した Dy123、(Y,Dy)123 バルクの 77 K における Jc の磁場依存性を示す。
還元雰囲気下で育成した(Y,Dy)123 バルクでは、RE/Ba 固溶が抑制され固溶由来のピンが減少したためか 1 - 3 T での Jc
は 空 気 中 育 成 の 試 料 と 比 べ 低 下 し た も の の 、 Dy123 、(Y,Dy)123 両バルクとも還元雰囲気下育成により γ の増加や
不可逆磁場の向上が見られた。講演ではこれらの試料の 60,
40 K における 15 T までの Jc 特性を併せて報告し、RE/Ba 固
溶量と低温・高磁場における Jc 特性との関係、RE 混合によるJc 改善の機構について議論する。
参考文献[1] M. Muralidhar et al., Phys. Rev. Lett. 89 (2002) 237001.
[2] Y. Setoyama et al., Abstracts of CSSJ Conference 88 (2013)
p.193.

2．実験方法RE2O3 (RE : Dy, Y, Ho, Er), BaCO3, CuO の原料粉を混合し、固相反応法により RE123 粉末と RE211 粉末を合成した。これ
らをモル比で RE123 ： RE211 = 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 20mmφ ×10 mmt のペレットに成型した。種結晶には Nd123 単結晶を用い、底面加熱式の電気炉にて空気中または還元雰囲
気下(PO2 = 0.01 atm)で溶融凝固を行った。育成したバルクの様々な部分から約 2 mm×2 mm×1 mm//c の小片を切り出し、450°C 酸素気流中で 100 h 以上アニールした。RE’123,
RE’’211 粉 末 か ら 作 製 し た RE 混 合 バ ル ク を 以 下 で は(RE’,RE’’)123 と呼ぶ。今回は得られた試料について、X 線回折測定結果から格子定数の精密化を行い、SQUID や VSM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
RE/Ba 固溶量の変化を評価するため、各試料において a, b
軸長から斜方晶性γ = 1000 (b - a) / (b + a)を算出した。RE123
は RE/Ba 固溶が進行すると Cu-O 鎖の横の酸素サイトも酸化物イオンで占有されるため正方晶に近づく。すなわち RE/Ba
固溶量は増加するほどγ が小さくなる。まず空気中で育成した試料に注目すると、Dy123 粉末を原料に使用した 4 試料では、RE 混合バルクが純粋な Dy123 バルク(γ = 8.43)より大きい 9に近いγ を示した。これは RE 混合バルクにおいて RE/Ba 固溶が抑制されたことの傍証である。Y123 粉末を原料に使用した4 試料では、(Y,Dy)123 以外のバルクのγ は 9 を超える値であった。 (Y,Dy)123 ではγ は 8.56 と特に小さく、同試料に RE/Ba
固溶領域が進行したことが分かる。Fig. 1 に空気中で育成した各試料のγ の、77 K におけるピン力密度 Fp (= Jc × B)の最大値との関係を示す。RE を混合しないバルクにおいて Fp,maxが低い原因は、Dy123 のように RE/Ba 固溶量が多い場合は
123 母相の汚れの影響が強まったため、Y123 のように固溶量が少ない場合は固溶由来のピンニングセンターが十分に存在しなかったためと考えられる。一方、RE 混合バルクは中程
度のγ、高い Fp を示した。この傾向を見ると、8.9 前後の適度なFig. 1 Relationship between orthorhombicity γ and Fp,max at
77 K of Dy123, Y123 and RE-mixed RE123 bulks.

Fig. 2 Magnetic field dependence of Jc at 77 K for Dy123
and (Y,Dy)123 bulks melt-solidified in air or in flowing
O2/Ar gas with PO2 = 0.01 atm.

― 172 ―

第89回

2014年度春季低温工学・超電導学会

3C-a03

Y 系バルク (2)Ga 添加 Y123 溶融凝固バルクの低温における Jc-B 特性
Jc-B characteristics of Ga-doped Y123 melt-solidified bulks at low temperatures
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) ; 水戸瀬 智久, 淡路 智 (東北大金研)
YAMAKI Shu, SHIMOYAMA Jun-ichi, SETOYAMA Yui,YAMAMOTO Akiyasu, OGINO Hiraku,
KISHIO Kohji (Univ. of Tokyo) ; MITOSE Tomohisa, AWAJI Satoshi (Tohoku Univ.)
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。しかし、現在検討されている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一方で、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 バルク応用の拡大には、77 K 以下の低温で高い Jc を達成するための有効なピンニングセンターの導入手法の確立が不可欠である。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が知られているGa を微量添加[2]した Y123 溶融凝固バルクのさらなる Jc の改善を目指した。

い Jc を記録した。今後、さらに照射電子線量を増加すること
により、電子線による照射欠陥の導入限界を探り、Y123 バル
クの低温における点欠陥的なピンニングセンター導入手法の指針としたい。
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 88 (2013)
p.194.

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、さらに作製するバルクによって 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 磁束計または VSM による磁化測定から Jc を評価した。
３．結果と考察
前回までの発表[3]において、磁場中での Jc の改善には Gaの微量添加と Pt を添加しないことが有効であり、それらを組み合わせた Y123 溶融凝固バルクは、40 K では約 10 T まで 0.5
MA cm-2 以上の極めて高い Jc を維持することを報告してきた。
今回、さらなるピンニング力の強化を目的とし、Ga 添加 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、Ga, 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との共ドープによるピンニング力向上を狙ったが、40 K, 3 T に
おいて Jc ~4.6×105 A cm-2 と Jc の改善には至らなかった。これは Ba を置換した Sr が Cu サイトを置換している Ga を合わせて不純物の置換濃度が高くなりすぎ Y123 母相の超伝導凝縮
エネルギーの低下を招いた可能性を示唆している。
また、35 MeV の高エネルギー電子線照射により Y123 溶融
凝固バルクに多数の点欠陥が導入され、主に 40 K の低温域において Jc が大幅に改善したことを前回報告した。このピンニ
ングセンター導入手法が Ga 添加した Y123 バルクに対しても有効であるかを確認する目的で、Ga 添加 Y123 バルクに対し電子線照射を行った。この実験に用いた試料は Fig.. 1 とは異なるものである。試料の c-growth 領域の Jc の磁場依存性をFig. 2 に示す。電子線を照射したことにより主に低磁場下でのJc が大幅に改善し、40 K, 0-2 T において~7×105 A cm-2 の高Fig. 1 Magnetic field dependence of Jc at 40 K for Y123
bulks.

Fig. 2 Enhancement of Jc by electron irradiation of a
Ga-doped and Pt-free Y123 melt-solidified bulk.

― 173 ―

第89回

2014年度春季低温工学・超電導学会

3C-a04

Y 系バルク (2)リング状バルク超電導体における空間磁場分布評価
Evaluation of the Trapped Field Distribution in Ring-shaped Superconducting Bulk Annuli
福本 祐介，石原 篤，富田 優（鉄道総研）；関野 正樹，大崎 博之（東大）
FUKUMOTO Yusuke, ISHIHARA Atsushi , TOMITA Masaru (RTRI);SEKINO Masaki, OHSAKI Hiroyuki (Univ. of Tokyo)
E-mail: yfuku@rtri.or.jp

1．はじめに高温超電導バルク体は、それ自体が超電導の結晶である
ため、高磁場中でも高電流密度、制御不要で安定した磁気浮上、コンパクトで強磁場発生といった特徴がある。そのため、超電導バルク材でマグネットを構成することで、ＮＭＲやＭＲＩの小型化が期待できる。本研究では、コンパクトＮＭＲの実現に向けて、リング状に加工した高温超電導バルク体を用いてマグネットを構成し、その磁場特性について評価を行った。
2．実験方法
Fig.1 Bulk superconductor annuli

リング状に加工した超電導バルク体の形状を Table.1、外観を Fig.1 に示す。機械強度および熱安定性を向上させるため、

1.3

金属リング補強ならびに樹脂含浸補強を施している。これらのリング状バルク超電導体の積層数を変えマグネットを構成し、1.2
Trapped field [T]

磁場中冷却で着磁したのち、ボア内の磁場分布についてホール素子を捜査し測定した。
3．結果
Fig.2 にリング状バルク超電導体を 2 個積層した場合の磁場分布特性を示す。外部磁場を 1T および 2T とし着磁した。
外部磁場が 2T の場合は中心部にて約 1.2T の補足磁場であ1.1

Bex= 2T1
0.9
Bex= 1T0.8
0.7

り、外部磁場が 1T の場合は約 1.0T の補足磁場を得ることが

0.6
-20

できた。また、磁場均一度について比較を行い、外部磁場が低い方が磁場均一度は高いことが分かった。磁場均一度は、

-10

0

10

20

Z [mm]

積層数を増やすことで向上することが報告されているが 1)、外(a) Trapped field of 2 layer bulk superconductor annuli

部磁場を最大補足磁場よりも低く設定することでも向上することが分かった。

103%

本研究は、JSPS 科研費 24300185 の助成を受けて実施した。
参考文献
1. M. Tomita, et al.: Abstracts of CSJ Conference 86 (2013)

Bz / Bz(z=0)

謝辞

102%

Bex= 2T

101%

106.
Bex= 1T

100%-10

Table.1 Specification of bulk superconductor annuli
Inner diameter (Expect resign layer)

47 mm (48 mm)

Outer diameter (Expect resign layer)

87 mm (80 mm)

Height (Expect resign layer)

22 mm (20 mm)-50r [mm]

510(b) Standardized trapped field of 2 layer bulk superconductor
Fig.2 Trapped field of 2 Layer bulk superconductor annuli― 174 ―

第89回

2014年度春季低温工学・超電導学会

3C-a05

Y 系バルク (2)円筒形超電導バルク体を対象とした磁場中冷却の着磁シミュレーション
Numerical simulation of field cooled magnetization for cylindrical superconducting bulks
松田 和也（日立）
MATSUDA Kazuya (Hitachi, Ltd.)E-mail: kazuya.matsuda.wy@hitachi.com
1．はじめに
近年，小域空間に高い磁束密度を発生できる高温超電導
バルク磁石（以下，バルク磁石と記す）を使用し，磁性幹細胞の非侵襲誘導[1]や小型 NMR/MRI[2]などでの応用を目的とした開発が盛んに行われている。筆者らはこれまでに，磁性幹細胞の誘導用途として，手のひらサイズの超小型バルク磁石を開発した[3]。
バルク磁石の磁場設計のためには，着磁により高温超電導バルク体（以下，バルク体と記す）に流れる遮蔽電流を求める必要がある。超小型バルク磁石の磁場設計においては，円柱形のバルク体に対し，臨界電流密度を一定とする Beanmodel を用い，かつ軸方向の電流分布は一定と仮定し着磁シ
ミュレーションを行った。その結果，バルク体の周りに生じる磁場は，磁場中冷却着磁(FCM)した実験結果をよく再現することを確認した。しかし，実際にはバルク体全体に電流が流れた完全着磁とならない限り，電流分布は軸方向で一定にはならず，バルク体中央に比べて軸方向の上端/下端側で電流が多く流れる分布を持つ。このため，バルク体が円筒形の場合
は，軸方向に一定な電流分布を仮定すると円筒内部の磁場分布が再現できない問題があった。よって本報告では，軸方向の電流分布を考慮した着磁シミュレーションを行い，円筒形バルク体に生じる磁場について，実験と比較した。
2．解析方法
本研究では，着磁方法として同じ FCM を対象としている
Takashima らの方法[4]によりシミュレーションを行った。基礎
式は，次式の Maxwell の方程式である。

後，バルク体を約 43 K に冷却し FCM を行った。Fig.2 より，実験で得られた磁場分布は，円筒形バルク体の内部ではほぼ着磁磁場に近い一定の分布となっている。また，シミュレーシ
ョン結果は，円筒バルク体の内部の分布と外部の磁場低下傾向を良好に再現できた。
参考文献
1. Goki Kamei, et al.: Am. J. Sports Med. ,Vol.41(2013)
pp.1255-64.
Vol. 47 (2012) 430-435(in Japanese)
2. T. Nakamura, et al.: TEION KOGAKU, Vol. 46 (2011)
139-148(in Japanese)
3. N. Saho, K. Matsuda, N. Nishijima: TEION KOGAKU
Vol. 47 (2012) 430-435(in Japanese)
4. H. Takashima, M. Tsuchimoto, T.Onishi: Jpn. J. Appl.
Phys., Vol. 40 (2001) pp.3171-3175

Cryocooler

Vacuum chamberSuperconducting bulks(φ60×φ35×60 mmt)

Bex

Thermalconducting bar･･･(1)

J= 0･･･(2)
J= Jc･･･(3)(a)Bex= 3.5 T(b)Bex= 5.0 T
Fig.1 Calculated results of shielding current distributionsof superconducting bulksBz(T)ここで，A，B，E，J，μ0 はそれぞれ磁気ベクトルポテンシャ
ル，磁束密度，電界，電流密度，真空の透磁率を示す。解析は，円筒座標系で軸対称とした。まず，バルク体を微小要素に分割し，各要素について着磁磁場の消磁による誘導電流を磁気ベクトルポテンシャルから求める。次に，誘導電流により生じる磁束を全要素で重ね合わせ，バルク体全体の磁場分布を求めた。バルク体の臨界電流密度 Jc は，Bean model を仮定して，円柱形 Gd-Ba-Cu-O バルク体を 46 K に冷却し FCMを行った実験結果より求めた，8.0×108 A/m2 を用い一定とした。計算ソフトは，Wolfram Research 社製の Mathematica 8.0を用いた。
3．結果と考察外径 60 mm，内径 35 mm，厚さ 60 mm の円筒形バルク体の軸方向に着磁磁場 Bex を印加し，FCM したときの遮蔽電流分布の計算結果を Fig.1 に示す。着磁磁場 Bex= 3.5 T と 5.0 Tのどちらの場合も，円筒の上端および下端で中央部より内周側まで電流が流れる軸方向の分布をシミュレーションすることができた。
Fig.1 の電流分布でのバルク体中心位置(R= 0)における磁場分布を実験結果と合わせて Fig.2 に示す。実験は，励磁した超電導マグネットに，外径 60 mm，内径 35 mm，厚さ 20 mmの Gd-Ba-Cu-O バルク体を 3 層積層したバルク磁石を挿入

5

Bulk situated section (Z= 0～54.5)

4Bex = 5.0 T,
Exp.

Bex = 5.0 T，
Calc.

3
2

0

Z

Superconducting bulks(φ60×φ35×20 mmt×3)

Bex = 3.5 T,Exp.

1

R (R=0)Bex = 3.5 T, Calc.
0

50

100

150

200

Distance Z(mm)Fig.2 Calculated and measured results of trapped magnetic
field distributions on superconducting bulks after FCM process― 175 ―

第89回

2014年度春季低温工学・超電導学会

3C-a06

MgB2 バルク

MgB2 超電導バルク磁石の開発と応用検討

Research and Application Consideration of MgB2 Superconducting Bulk Magnets
富田 優, 石原 篤, 赤坂 友幸（鉄道総研）；山本 明保（東大, JST さきがけ）；杉野 翔, 岸尾 光二（東大）
TOMITA Masaru, ISHIHARA Atsushi, AKASAKA Tomoyuki (Railway Technical Research Institute);
YAMAMOTO Akiyasu (The Univ. of Tokyo, JST-PRESTO); SUGINO Sho, KISHIO Kohji (The University of Tokyo)
E-mail:tomita@rtri.or.jp
MgB2 超電導バルク磁石の捕捉磁場特性

1．はじめに冷凍機冷却による 5-30 K で応用可能な超電導バルク磁

直径 10-60 mm, 厚さ 10 mm のバルク体試料を用いて、石として MgB2 バルク体を検討した。金属系超電導体としては

表面捕捉磁場のサイズ依存性を評価したところ、20 K におい

最高の転移温度 Tc（40 K）を持つ MgB2[1]は、超電導コヒーレては、30 mmまでのバルク体試料において捕捉磁場の単調ンス長が長く電磁的異方性が低いことから、無配向の多結晶な増加がみられたが、40 mmを超えるバルク体試料におい52体においても 10 A/cm 以上の比較的高い臨界電流密度 Jcて捕捉磁場の増加にやや飽和がみられ、直径 60 mmの試を持つ巨視的超電導電流が得られる[2]。この結晶粒間にお料では 2.2 T を超える捕捉磁場が得られた。2 つのバルクを対ける弱結合の不在は、多結晶試料全体にわたっての均一な向させた試料では、中心の位置において測定した捕捉磁場

超電導電流分布を可能とする[3]。また、MgB2 バルク体はマは 30 mmの試料で 11K において 4 T を超える捕捉磁場が得グネシウムとホウ素の混合粉末に熱処理を施す in-situ 法などられた。また 20 K での周方向の捕捉磁場は円形度 99.6%をにより比較的容易に、かつ低コストで作製可能である。

超える優れた均一性を示すことが明らかになった。さらに 20 K

MgB2 は線材化研究が積極的に行われているが、弱結合における捕捉磁場の減衰率は 3 日間で 2%以下であり、保持

フリーに由来する特徴は RE 系溶融凝固バルクで研究が進ん

温度を 1 K 下げれば減衰率は 1 週間で 0.01%以下であり、優でいる超電導バルク磁石としても最適である。最近我々はクラれた磁場安定性を示すことが明らかになった。

ックの無い均一な組織を持つ MgB2 バルク体を作製する技術を開発し[4]、捕捉磁場の温度依存性[5]、バルク径依存性[6]、空間分布[7]、時間安定性[8]、熱処理条件[9]などの基礎物性の解明を進めている。

4．結論
MgB2 バルク体を作製し、超電導バルク磁石としての素質を検討したところ、高い磁場強度、優れた磁場均一性、磁場安本研究では MgB2 バルク体の超電導バルク磁石を作製し、定性などの“高品質”な磁場特性を有していることが明らかになり、テスラ級の超電導バルク磁石候補として有望であるとい

その応用について検討した結果を報告する。

える。すなわち、40 K 以下で動作可能な磁石として、輸送・医療等への応用が期待でき、とくに、高い磁場均一性が求めら

2．実験方法Mg と B の混合粉末を 10-100 mm、厚さ 10 mm の円盤状に成型し、Ar 雰囲気下で 850℃, 3 h の熱処理を行い、MgB2

れる MRI, NMR 等の計測機器への応用に適すると考えられる。

バルク体を得た。得られたバルク体試料をヘリウム冷凍機で5-15 K まで冷却し、超電導マグネットを用いて磁場下冷却（FC）条件により最大 8 T の磁場下で着磁を行い、捕捉磁場特性の評価を行った。また、MgB2 バルク体表面について

5．謝辞
本研究はJSPS科学研究費補助金（23246110）ならびにJST
さきがけの助成を受けて実施したものである。

SEM による微細組織の観察を行い、さらにバルク体から切り出した試料片に対して SQUID 磁束計により磁化特性を評価

参考文献

した。

[1] J. Nagamatsu et al., Nature 410, 63 (2001).
[2] D. C. Larbalestier et al., Nature 410, 186 (2001).

3．結果と考察[3] 山本明保 ほか, 応用物理 79, 48 (2010).

MgB2 バルク体の作製[4] 例えば、A. Yamamoto et al., ISS2010 BLP-26 (2010).

作製した MgB2 バルク体試料は、いずれも表面にマクロスケ[5] 例えば、富田優 ほか, 第 86 回低温工学・超電導学会
p.138（2012）.

ールのクラック、ボイド等はみられず均一な組織を有することが分かった。バルク体から切り出した小片試料を用い、バルク[6] 例えば、A. Yamamoto et al., 2012 MRS Spring Meeting &体 内 の 位 置 依 存 性 を 調 べ た と こ ろ 、 Tc(>38 K), Jc(~
2.5×105A/cm2)ともに典型的な MgB2 線材と同等であり、またExhibit, I14-6 (2012).
[7] 例えば、富田優 ほか, 第 85 回低温工学・超電導学会
p.135（2011）.

位置による差はほとんどなく、均一な試料が得られていることが分かった。この結果は、MgB2 バルク体では組織、超伝導特[8] 例えば、山本明保 ほか, 第 86 回低温工学・超電導学会
p.139（2012）.

性の均一性を維持したままバルク体サイズのスケールアップが図れることを示唆しており、現在のところ、最大で直径 100[9] 例えば、富田優 ほか, 第 86 回低温工学・超電導学会

mm, 厚さ 10 mm の MgB2 バルク体が得られている。

p.163（2012）.

― 176 ―

第89回

2014年度春季低温工学・超電導学会

3C-a07

MgB2 バルク

粒径制御による MgB2 バルク磁石の高捕捉磁場化
Improvement of field trapping properties of MgB2 bulk magnets by controlling grain size
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

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）[1]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)が得られるのが特徴である[2]。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としても最適であると考えられ、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 MgB2 バルク体が期待されている。
MgB2 バルク磁石の捕捉磁場向上の指針として、バルク磁石の高 Jc 化がある。本研究では、結晶粒径の微細化によって、有効なピンニングセンターの 1 つと考えられている結晶粒界の面積を増加させ、バルク磁石の高捕捉磁場化を狙った。具
体的には、まず小片試料を用いて in-situ 法 MgB2 バルクの Jc向上に最適なボールミルによる大気中での粒径制御の条件を把握し、それをもとに直径 30 mmφのバルク体を作製し、捕捉磁場特性を評価した。

106

Jc / A cm

-2

105

104

103
20 K
102

0

1

2

µ0H / T

3

4

5

Fig. 1 Magnetic field dependence of Jc at 20 K for MgB2
bulks synthesized from ball-milled powder.
42．実験方法
小片試料の作製は Powder-in-Closed-Tube 法により行った。遊星式ボールミル条件を 0-600rpm, 1 h として Mg と B の原料粉末を粉砕・混合した。なお、0rpm の試料は瑪瑙乳鉢で混合したものである。この混合粉末を SUS 管に充填した後、一軸プレスを施し真空石英封管中で 850℃, 3 h の熱処理を行った。得られた試料に対して、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、FE-SEM による微細組織観察を行った。大型の MgB2 バルク体は、小片試料で最適化した条件で作製した原料粉末を直径 30 mmφ、厚さ 10 mm の円柱状に成型後、Ar 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。
3．結果と考察
まず、最適なボールミル条件の検討のため小片試料を用いて予察的な検討を行った。微細組織観察により 0rpm の試料で存在していた 10 µm 以上の凝集粒が 200rpm 以上で消失し、特に 300rpm 以上の試料において MgB2 の粒径は∼1 µmに減少した。また、ボールミル回転数の増加にともない 10 µm以上の粗大な空隙の数が減少し、均一な微細組織となった。
Fig. 1 に in-situ 法 MgB2 小片試料の 20 K における Jc の磁場依存性を示す。ボールミル回転数の増加とともに Jc の向上がみられ、300rpm ボールミル試料が最も高い Jc を示した。MgB2
粒の微細化による結晶粒界面積の増大、及びボールミルメデ

600rpm500rpm400rpm300rpm200rpm0rpm

300rpmBT / T

3
0rpm

2

1

0

0

10

20
T/K

30

40

Fig. 2 Temperature dependence of trapped fieldmeasured for MgB2 bulk samples with 30 mm indiameter.
ィア容器由来の炭素置換が Jc 向上に寄与したと考えられる。
次に、小型試料で得られた知見を元に大型 MgB2 バルク体を作製した。Fig. 2 に 0rpm, 300rpm ボールミル原料粉末から作製した MgB2 バルク磁石の着磁後の捕捉磁場の温度依存性を示す。300rpm ボールミル原料粉末から作製した MgB2 バ
ルク磁石は、大気圧下で作製したものとしては最高の表面捕捉磁場 3.72 T を 5 K において記録した。
参考文献[1] J. Nagamatsu et. al., Nature 410 (2001) 63.
[2] D. C. Larbalestier et. al., Nature 410 (2001) 186.

― 177 ―

第89回

2014年度春季低温工学・超電導学会

3C-a08

MgB2 バルク

HIP 法で作製した Ti ドープ MgB2 超電導バルクの微細組織観察
Microstructure analysis of the Ti doped MgB2 superconducting bulk magnets fabricatedby HIP method
吉田 卓史, 内藤 智之, 藤代 博之（岩手大）
YOSHIDA Takafumi, NAITO Tomoyuki, FUJISHIRO Hiroyuki (Iwate Univ.);
E-mail: t2213027@iwate-u.ac.jp

pristine
Ti5%
Ti10%
Ti20%

6

10

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
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]。前回の報告で我々は高圧合成法のHIP 法を用い、不純物として Ti をドープした高密度 MgB2
超電導体バルクを作製し、バルク単体表面で 3.6 T、二枚5

10

Jc (A/cm2)

Tc=39K を持つ。RE-Ba-Cu-O 系 (RE:希土類元素)と比べると

10K
4

10

3

10

重ねしたバルクの中心で 4.6 T の捕捉磁場値を実現したが、捕捉磁場は Ti ドープ量にほとんど依存しなかった[2]。
そこで今回は、ピン止めの強化における Ti ドープの効果を明らかにするために各バルクの臨界電流密度 Jc を比較評価し、さらにバルク中の元素分布を EPMA(Electron Probe Micro
Analysis)を用いて調べた。

2

10

0

20K

30K
1

2

B (T)

3

4

5

Fig.1 Magnetic field dependence of the critical current
density Jc at various temperatures for the pristine and Ti
doped MgB2 bulks.

2．実験方法バルクは Mg と B、Ti の混合粉(モル比 Mg:B:Ti =0.8-0.95 : 2 : 0.05-0.2)を等方加圧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、900 ℃で 3 時間 HIP 処理を行った[2]。印加圧力は 98 MPa であった。試料の直径は約 24-65㎜、厚さは約 7-20 mm であった。
伝導冷却型超電導マグネットを用いて 5-10 T の磁場中でバルクを冷却して磁場を捕捉させ、バルク表面の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
Fig.2 secondary electron images of Ti doped MgB2 bulks.

て算出した。微細組織観察は EPMA を用いて行った。

結果などを併せて、Tiドープ効果、ドープ量依存について議3．結果と考察Fig.1に各バルクの臨界電流密度Jcの温度依存性を示す。
ノンドープ試料と比べ、Tiドープ試料は高磁場領域において大きく値が向上したことが分かる。この結果より、
Tiドープが磁束ピンニングに効果的に作用することが分かった。また、ドープ量の違いによる大きな差は見られなかったことから、捕捉磁場が同程度であるという結果と一致する。
Fig.2にEPMAを用いて観察した各試料の二次電子像を示す。図に示す白い部分はTi含有物であり、ドープ量の増加に伴いTi含有物が増加していることが分かった。捕捉磁場 や臨
界電流密度Jcがドープ量に依存せず同程度であるという結果との関係について、EPMAによるバルク中の元素分布の論する予定である。
謝辞
本研究の一部は、JSTのA-STEP(No.AS232Z02579B)および日立金属・材料科学財団の援助を受けて実施した。また、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[1] 例えば、T. Naito et al. : Supercond. Sci. Technol. 25(2012) 095012[2] 吉田, 他 : 低温工学・超電導学会講演概要集 88 (2013)― 178 ―

1D-p09
第89回

2014年度春季低温工学・超電導学会

3C-p01

FeAs 系

BaFe2(As,P)2 多結晶バルク体の作製と微細組織

Synthesis and microstructure of BaFe2(As,P)2 polycrystalline bulks
辻岳 千里 (東大); 山本 明保（東大、JST さきがけ）; 林 雄二郎, 荻野 拓, 下山 淳一, 岸尾 光二(東大)TSUJITAKE Senri (The University of Tokyo); YAMAMOTO Akiyasu(The University of Tokyo, JST-PRESTO);HAYASHI Yujiro, OGINO Hiraku, SHIMOYAMA Jun-ichi, KISHIO Kohji (The University of Tokyo)
E-mail: 5573307700@mail.ecc.u-tokyo.ac.jp
1．はじめに2008 年に発見された鉄系超伝導体[1]は、高い Tc と Hc2 を持ち、その一種である AEFe2As2[122 系]は化学的に比較的安定
で電磁的異方性が小さく [2] 、母物質中の全元素が置換可能な化学組成に柔軟な系である。また、置換元素ごとに超伝導発現機構が異なることも大きな特徴である。As サイトに P を置換した BaFe2(As,P)2 はキャリアの導入によらない化学的圧力効果によって超伝導を発現し、薄膜において 107 A/cm2 を上回る極めて高いＪc[2,3]を持つことが報告されている。一方、鉄系
超伝導体の多結晶体では不純物やクラックなどの構造欠陥によって、結晶粒内を流れる臨界電流密度(Jclocal)と比較して試料全体を流れる臨界電流密度(Jcglobal)が大きく低下することが知られている[4]ため、高純度多結晶試料を用いた Jcglobal 改
善指針の確立が課題となっている。本研究では BaFe2(As,P)2多結晶体を研究対象とし、熱処理条件および P ドープ量を変えて作製した高純度多結晶バルク体試料について、磁化特性、電流輸送特性及び微細組織の評価を行った。
2．実験方法Ar 雰囲気グローブボックス内で単体 Ba, Fe, As, P を仕込組
成 BaFe2(As1-xPx)2 (x = 0.25～0.5)となるように秤量し、遊星式
ボールミル装置を用いて粉砕･混合を行った。混合した原料
粉末はペレット成型、石英管に真空封入後、600～1100℃、
48 h の条件で焼成を行った。作製した試料は粉末 X 線回折による構成相の同定および格子定数の算出、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測定、SEM,
EDX によって微細組織観察と構成相の分布の評価を行った。
3．結果と考察
Fig. 1 に 900℃で作製した P ドープ量の系統的に異なる試料の反射電子像を示す。図中で薄い灰色が 122、濃い灰色
が Fe2P、黒色が空隙を表している。いずれの試料においても122 が主相であり、欠陥として空隙と不純物の Fe2P がみられた。また、122 結晶粒は 1 μm 以下に微細化されていることが分かる。25%～45%ドープ試料では粒同士が密接に結合した組織がみられたが 50%ドープ試料ではクラックの生成と、122
粒および不純物の粗大化がみられた。
Fig. 2(a)に電気抵抗率から求めた Tconset の P ドープ量依存性を示す。Tconset は 35%～40%ドープ試料において 30 K であり、単結晶における 31 K[5] に近い値を示した。Fig. 2(b)に残留磁化法から求めた 5 K におけるピーク磁場 Hp1 の P ドープ
量依存性を示す。 Hp1 は結晶粒間を流れる輸送臨界電流に由来するピーク磁場であり、40%ドープ試料で最適値を示した。
この原因として、高濃度 P ドープ試料では不純物である Fe2Pの粗大化やクラックの発生が電流パスを阻害していることが考えられる。Hp1 から拡張 Bean モデルを用いて求めた 40%ドープ
試料の Jcglobal は 4×103 A/cm2 であった。これらの結果はBaFe2(As1-xPx)2 系においては相・組織形成が P ドープ量に強く依存し、多結晶体における輸送臨界電流特性に影響を及ぼしていることを示唆するものである。

Fig.1 Backscattered electron images for BaFe(As1-xPx)2 (x =0.25, 0.35, 0.4, 0.45 and 0.5) bulks sintered at 900℃ for
48 h.

Fig.2 Phosphorus doping level dependence of (a)Tconset, (b)Hp1. Hp1 originates in intergranular bulk-scale current.
参考文献[1] Y. Kamihara et al.: JACS 130 (2008) 3296.
[2] M. Miura et al.: App. Phys. Express 6 (2013) 093101.
[3] A. Sakagami et al.: Physica C 494 (2013) 181-184.
[4] A. Yamamoto et al.: SuST 21 (2008) 095008.
[5] S. Kasahara et al.: Phys. Rev. B 81 (2010) 184519.

― 179 ―

第89回

2014年度春季低温工学・超電導学会

3C-p02

FeAs 系

鉄系超伝導体 SmFeAsO1-x Fx の臨界電流密度と磁場侵入長
Critical current density and magnetic flux density distribution of iron-based superconductors
SmFeAsO1-x Fx
飯原 潤, 庄司 浩一朗, 二瓶 卓也, 的場 正憲, 神原 陽一 (慶大); 海住 英生, 西井 準治 (北大)Iihara Jun, Syoji Koichiro, Nihei Takuya, Matoba Masanori, Kamihara Yoichi (Keio Univ.); Kaiju Hideo, Junji Nishii (Hokkaido Univ.)

1． 研究背景と目的
Sm1111 多結晶に含まれる数十µm 程度の微小な単結晶同士の接合面間臨界電流密度(Jc inter)の直接観察は困難であるが, その測定の技術確立を目的とし, 本講演では様々なアプ
ローチで関連する“Jc”と磁場侵入長を報告する

2.

実験方法
多結晶試料は固相反応で作製した. SmFeAsO0.918F0.082 は

反応性固相バインダー(RSB)法で作製した[1]. 拡張 Bean モ

Fig.

2

Magnetic

flux

distributionfor

デルを用いて磁化測定により求まる臨界電流密度(Magnetic

SmFeAsO0.925F0.075 at T = 4 K under H = 1 Oe.

polycrystalline

Jc)の測定を Sm1111,に対して行った. SQUID 顕微鏡を用いてSm1111 の磁束密度分布を直接観察した.

しており, 磁化測定の結果と矛盾しない. 試料の中心は表面に比べ, 磁束密度はより低い値を示した. 観測された磁束密3.

結果および考察

度の試料位置依存性から求めたランダウの磁場侵入長(λ)はFig.1 は Sm1111 系の magnetic Jc を示す. 反応性固相バイ

数百µm 程度の値となったが, この値は単結晶で測定されるンダー(RSB)法で作製した SmFeAsO0.918F0.082 が最も大きい値に比べて 103 倍程度大きい値であり, これは固有(Intrinsic)

Magnetic Jc を示した. Fig.2 は SmFeAsO0.925F0.075 の T = 4 K に

な値ではなく, 単結晶と単結晶の間に生じる粒界に磁束が侵おける外部磁場磁束密度分布を示す. 試料内部の磁束密度

入した影響を受けたためである.

は試料外部の磁束密度に比べ低い. すなわち, 反磁性を示‑2Magnetic Jc (kAcm )4.

5 K における magnetic Jc は SmFeAsO0.918F0.082 が～13 kA

F 10 at.% doped SmFeAs1‑yPyO
y = 0.01= 0.02= 0.03
SmFeAsO0.925F0.075
SmFeAsO0.89F0.11 (with binder)

10

まとめ

cm-2 であった. 多結晶試料の磁場侵入長を London の理論[2]を仮定し, 算出すると単結晶等で報告される Intrinsic な値[3]に比べ数桁大きい値を示した.

5

参考文献
1. M. Fujioka, et al.: Applied Physics Express, Vol. 4 (2011)02µ0H (T)

p.0631024

2. F. London and H. London: The electromagnetic Equations

Fig. 1 Magnetic Jc versus magnetic flux (µ0H ) for several
Sm-1111.

of the Superconductor, Vol. 149 (1935) p.71.
3. L. Malone, et al.: Physical Review B, Vol. 79 (2009)p.140501.

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第89回

2014年度春季低温工学・超電導学会

3C-p04

A15 線材Cu-Zn 母材内部拡散法 Nb3Sn 線材の作製
Internal diffusion processed Nb3Sn wires using Cu-Zn matrix
太刀川 恭治, 伴野 信哉 (NIMS)；宮本泰男 (東海大)TACHIKAWA Kyoji, BANNO Nobuya ( NIMS)；MIYAMOTO Yasuo (Tokai Univ.)
E-mail: tacsuper@keyaki.cc.u-tokai.ac.jp
14wt％の Zn が一様に存在する。なお、4 端子抵抗法によ1. はじめに線材の機械的特性の改善を最終目的として、Cu の代わり測定した 5ФSn 及び 5ФCu 線の Tc(中点)は 17.5K で、りに Cu-Zn 合金を母材とした内部拡散法 Nb3Sn 線材の作

大きいブロンズ比による歪効果と Sn＋Ti 量がやや多いこ製について研究した。同様な目的で Cu-Sn-Zn ブロンズをとにより少し低下したと考えられる。また、Nb3Sn 層の用いた線材について、2012 年秋季及び 2013 年秋季の本SEM 組織は均一で等方的な微細結晶から成っている。

学会で発表され研究が進められている。これに対し、内部

4. 結語

拡散法は線引き加工が容易になるとともに Sn や Zn 量を

Cu-Zn 合金は Cu より Nb 芯との複合加工性を改善し、増大出来るが、Sn 拡散の前段熱処理が必要になる。ここ

熱処理によるボイドの発生を抑制し、また Sn の拡散を円では予備的な研究として、母材中の Sn, Zn 及び Ti の拡滑にする等の効果が見られた。マトリックスへの Zn 残留

散挙動について研究を行なった。

の機械的特性への影響は今後の課題であるが、Cu-Zn 合

2. 実験方法

金が Nb3Sn 線材の新しい母材とした有望なことが明らか

15mmФの Cu-15wt％Zn 合金棒の中心に 5mmФのにされた。 終わりに、Cu-15Zn 棒をご提供いただいた(株)Sn-2wt％Ti 芯を置き、その周囲に 8 本の 2mmФNb 芯を大木伸銅所殿、並びに Sn-2Ti 棒をご提供いただいた(株)配した複合体を、無焼鈍で 1mmФに加工した(5ФSn 線)。

大阪合金工業所殿に謝意を表します。

比較のため、Cu を母材とした線(5ФCu 線)、及び Cu-15Zn
母材で 4mmФの Sn-Ti 芯を用いた線(4ФSn 線)を同様に① Nb 100 (wt％)

作製した。Cu-Zn 合金の硬さは Nb に近く、Nb 芯との複Cu

合加工性は純 Cu 母材より良好であった。これらの線材は1 気圧の Ar 中で熱処理を行なった。次いで断面を EPMA

Sn

Zn Ti

② 85 － 15

－

③ 75

－

5

20

分析して熱処理における母材の組織変化を調べた。

④ 68 20 12－

3. 実験結果⑤ 35 45 －20

Fig.1 に 550℃x50h の前段熱処理を行なった 5ФSn 線
4 は 20％断面の Cu の EPMA mapping を示した。図の○5 に存Sn と 12％Zn を含む一様な拡散層で、Ti は中央の○Fig. 1 EPMA mapping of Cu on the cross-section of 5Ф

在する。熱処理温度が上ると Ti は細かい化合物として分Sn wire reacted at 550℃ for 50h.

散し，Sn と共に外周部に拡散し Nb 芯の周りに集積する。
4 相の周りにボイドが生成するが、母5ФCu 線では主に○材に Zn が含まれると減少する。これは母材中の Zn の拡
散が速いことによると考えられる。
Fig.2 に 725℃x200h 熱処理後の 5ФSn 線断面の線分析図を示したが、Nb 芯に極めて厚い Nb3Sn 層が生成される。その Sn と Ti 量はそれぞれ 25wt％と 1wt％程度で、Zn は検出されない。Ti は Sn サイトに入ると考えられる。
Nb 芯の外側は内側より Nb3Sn 層が若干薄く、Sn の廻りこみが不十分なことを示す。この傾向は 5ФCu 線の方が5ФSn 線より著しく、母材に Zn を含むと Sn の拡散が進むことを示唆している。 残留マトリックスには 5wt％程Fig. 2 EPMA line scanning on the cross-section of 5Ф

度の Sn が残留し、また 5ФSn 及び 4ФSn 線材では、約Sn wire reacted at 725℃ for 200h (1 mmФ).

― 182 ―

第89回

2014年度春季低温工学・超電導学会

3C-p05

A15 線材100kA 級アルミニウム合金被覆 Nb3Sn 導体から取り出したサブケーブルの臨界電流測定
Critical current measurements of sub-cables extracted from the 100-kA-classaluminum-alloy-jacketed Nb3Sn conductor
高畑 一也，田村 仁，三戸 利行，今川 信作，相良 明男 （NIFS）
TAKAHATA Kazuya, TAMURA Hitoshi, MITO Toshiyuki, IMAGAWA Shinsaku, SAGARA Akio (NIFS)
E-mail: takahata@LHD.nifs.ac.jp
1．はじめに現在，核融合科学研究所（NIFS）では，ヘリカル型核融合
炉 FFHR-d1 の設計を行っている。FFHR-d1 は，大型ヘリカ
ル装置(LHD)の実験で得られた知見を最大限に生かすために，LHD の 4 倍の相似形となっている。この超伝導マグネットに使用する間接冷却方式導体として，アルミニウム合金被覆
Nb3Sn 導体の開発を進め，100kA@12T 級導体の設計，試作を行ってきた[1]。今回は，試作した導体から 7 本撚りサブケー
ブルを取り出し，その臨界電流を測定するとともに，ジャケット被覆による劣化の有無を評価した。
Fig. 1 100-kA-class aluminum-alloy-jacketed Nb3Sn
superconductor for the fusion reactor FFHR-d1

2．100kA@12T 級導体の設計と試作
図１に，FFHR-d1 用に設計・試作した 100kA@12T 級アルミニウム合金被覆 Nb3Sn 導体の断面を示す。ケーブルは 7 本サ
ブケーブル（中心の１本は銅素線）を 36 本撚り合わせたラザ
フォードケーブルである。これを反応熱処理した後に，熱伝導率がステンレス鋼に比べて高いアルミニウム合金ジャケットで被覆する。熱処理後にジャケット被覆することからこの製法を「リアクト・アンド・ジャケット法」と呼ぶ。ジャケットの複合化には，素線に損傷を与えないように，摩擦撹拌接合（FSW）を採用した。
3．サブケーブルの臨界電流測定
導体内部の素線はすでに熱処理が施されているため，7 本
撚りサブケーブルを慎重に取り出し， 長さ 70 mm に切断し，測定サンプルとした。比較のために，ジャケット被覆をする前の熱処理済みのラザフォードケーブルからもサブケーブルを取り出した。
測定に使用したマグネットは，9T のソレノイドで，ボア径が76 mm である。サンプル電流は，電源，ターミナルの制約から
100 A が最大であった。一方，4 K，9 T におけるサブケーブルの臨界電流は 5 kA と推定される。従って臨界電流を測定するために，サンプル温度を 12～13 K まで昇温した。図 2 に，サンプルホルダーを示す。ベリリウム銅合金のサンプルホルダーの下面には温度調節用のフォイルヒーターを貼り付けた。タッ
プ間距離を 20 mm とし，50μV/m で臨界電流を判定した。ホ
ルダー全体はさらに GFRP ブロックで熱絶縁し，液体ヘリウムに浸漬した。
図 3 に，臨界電流の測定結果を示す。●はジャケット被覆前（サンプル数 3），○はジャケット被覆（および解体）後（サン
プル数 4）の測定結果である。両者を比較すると，ジャケット被覆後の方が約 10%低いが，その差は誤差の範囲内であり，ジャケット被覆加工による大きな劣化がないことが分かる。誤差の要因については，測定によるものか，サンプルによるものかは，さらに検討する必要がある。
Godeke らのスケーリング則[2]によると，今回の測定条件（9T, 12.5 K）と実際の運転条件（12 T, 4.2 K）では，ひずみ感度が，今回の測定条件の方が約 5 倍大きい。図３における約10%の差が，ジャケット被覆したことによる残留ひずみの変化に起因するものであれば，実際の運転条件ではこの差がさらに緩和されると推測される。

Fig. 2 Sample holder

Fig. 3 Critical currents of sub-cables
謝辞
導体の開発に際し，古河電気工業（株），（株）UACJ の協力をいただきました。ここに感謝の意を表します。
参考文献[1] K. Takahata, et al.: Abstracts of CSJ Conference, Vol. 87(2013) p.37.
[2] A. Godeke, et al.: Supercond. Sci. Technol., Vol. 19(2006) R100.

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第89回

2014年度春季低温工学・超電導学会

3C-p06

A15 線材

急熱急冷・変態法 Nb3Al 線材の Jc に与える Al 層厚の影響
Influence of Al layer thickness on Jc of RHQT Nb3Al conductors

伴野信哉 (物材機構); 土屋清澄、中本建志 (KEK); 菊池章弘、竹内孝夫、飯嶋安男 (物材機構);
富田浩介、加藤彰、鈴木恵子、高尾智明 (上智大); 中川和彦 (SH カッパー)
BANNO N (NIMS); TSUCHIYA K, NAKAMOTO T (KEK); KIKUCHI A, TAKEUCHI T, IIJIMA Y (NIMS);TOMITA K, KATO S, SUZUKI K, TAKAO T (Sophia Univ.); NAKAGAWA K (SH Copper)
E-mail: banno.nobuya@nims.go.jp

1200
AR=0%
1000

Non-copper Jc (A/mm2)

1．はじめに
急熱急冷・変態法 Nb3Al 線材のさらなる高 Jc 化を目指し、急
熱急冷（RHQ）条件、断面構成などの最適化を進めている。これまでに前駆体線材における Al 層厚の影響を調べた研究はあるが[1]、変態前の加工度、組織、Jc を包括的に考慮した考察は行われてこなかった。そこで本研究では、BCC 相の加工度も加味した Jc に与える Al 層厚の影響について、FESEM による組織観察の結果も交えて調査した結果を報告する。

Al=120 nm

Al=150 nm

Al=250 nm
Al=200 nm

800
12 T

600

400
15 T
200
18 T

Non-copper Jc (A/mm2)2．実験方法01600
ジェリーロール法前駆体線材の Al 層厚を 120 nm、150 nm、
Al=120 nm
AR=13~52%
1400
200 nm、250 nm とした 4 種類の試料を準備した。これらを RHQ
Al=150 nm
Al=200 nm
処理し、NIMS 強磁場施設において臨界電流 Iｃを測定した。安
1200
Al=250 nm
定化銅は通常の電気メッキにより付与した。次いで RHQ 処理し
12 T
1000
た各試料を減面加工し、同様に Iｃを測定した。Iｃの測定では、
800
ソレノイド状ホルダーを使用し、電圧間距離を 15 cm 確保して、
600
15 T
0.2 µV/cm の電圧基準を用いた。臨界電流密度は、Ic を非銅400
部断面積で除した値（Non-Cu Ｊc）として求めた。
18 T
200
SEM 試料は断面をコロイダルシリカで最終研磨して作製した。
A15 相の断面観察では、加速電圧 10 kV で 2 次電子像と反射
0
118
120
122
124
126
128
130
電子像を組み合わせて行った。BCC 相の観察には 2 次電子像
RHQ current (A)のみを使用した。
Fig. 1. Comparison of Jc characteristics as a function of
RHQ current between the samples with different Al layer
thickness.
3．結果と考察
Fig. 1 に各試料における Jc の RHQ 電流依存性を示す。上段は RHQ 後そのまま相変態した場合、下段が RHQ 後、適度に減面加工した場合の結果を表す。そのまま相変態した場合には、各試料間で Jc にあまり変化がないが、RHQ 後加工を加えると、Al 層厚の薄い試料のＪc がより増大する傾向が見られた。その違いの要因を検討するために、FESEM による組織観察を実施した。Fig. 2 に、代表的に Al 層厚 120 nm、250 nm の試料のRHQ 後加工有の場合の A15 相の SEM 像を示す。各試料の組織を比べてみると、Al 層厚が薄くなるにつれて明らかにボイドが減っていた。おそらくこれは、Al 層厚が薄くなるにつれて
RHQ 時における Nb/Al 拡散反応が促進し、化学量論組成が改善したためであろう。ただし加工なしの場合には、 Jc に変化がないか、むしろ Al 層厚が薄い方が Jc が小さい。これまでの研究で、A15 相内の板状欠陥がピンニング特性と相関がみられる
結果が得られている[2]。Nb3Al 線材のピンニング特性は、化学
量論性に加えて板状欠陥密度も考慮に入れなくてはいけない。
ここでははっきりした結論は出せないが、上記の Jc 特性は、化学量論性と板状欠陥密度の影響が重なり合った結果と思われる。
Fig. 2. FESEM images of A15 phase in case of Al layer
thickness = 120 nm (upper) and 250 nm (lower) in the[1] K. Tsuchiya, IEEE Trans. Appl. Supercond., 20 (2010) 1416
precursor wires. The samples were transformed after[2] N. Banno, IEEE Trans. Appl. Supercond., 24 (2014) 8000104
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