JP3775304B2

JP3775304B2 - Magnesium diboride superconducting wire manufacturing method

Info

Publication number: JP3775304B2
Application number: JP2002017256A
Authority: JP
Inventors: 克己宮下; 淳一佐藤
Original assignee: Hitachi Cable Ltd
Current assignee: Hitachi Cable Ltd
Priority date: 2002-01-25
Filing date: 2002-01-25
Publication date: 2006-05-17
Anticipated expiration: 2022-01-25
Also published as: JP2003217369A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高磁界を発生するための超電導マグネットや伝導冷却用マグネットに用いられる二ホウ化マグネシウム超電導線材に関する。
【０００２】
【従来の技術】
ＭｇＢ₂（二ホウ化マグネシウム）は、Ｍｇ（マグネシウム）とＢ（ホウ素)の原子が交互に層状に積み重なった結晶構造を持ち、超伝導特性を有するものであることが知られている。このＭｇＢ₂は、金属として電線などに加工して使いやすいものの中において優れた超伝導転移温度を有している。
【０００３】
従来、ＭｇＢ₂を利用したＭｇＢ₂多芯構造超電導線の作製方法として、例えば、次に記述する▲１▼と▲２▼の製法が試みられている。
【０００４】
▲１▼ＭｇＢ₂超伝導粉末を出発原料とする方法では、反応済みのＭｇＢ₂超電導粉末をＴａ、Ｎｉ、Ｆｅ等の金属パイプに充填し、その外側にＣｕパイプを被覆したのち線引き加工してシングル六角線とし、それを複数本パイプ内に組み込んで多芯構造としたのち伸線する。最後に、その多芯線を６００〜９００℃の範囲で熱処理し、固相反応によってＭｇＢ₂粉末同士を結合させて超電導線とする。
【０００５】
▲２▼ＭｇとＢの混合粉末を出発原料とする方法では、ＭｇとＢの微粒粉末をモル比が約Ｍｇ：Ｂ＝１：２となるように混合した後、金属パイプに充填し、押出し加工した後、線引き加工してシングル六角線とし、それを複数本パイプ内に組み込んで多芯構造とする。この多芯構造のビレットを再度、押出し加工して伸線し、最後に熱処理してＭｇＢ₂多芯構造超電導線を生成する。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、従来の方法においては、次に記述するような問題があった。上記▲１▼の方法では、出発原料であるＭｇＢ₂粉末の硬度が高く（硬く）、延性が無いために加工性に難があり、加工できたとしても均一な断面の多芯線とすることが困難であった。また、ＭｇＢ₂の表面に酸化膜やＭｇＢ₄等の異層（絶縁層あるいは常電導層）が存在していると最終熱処理しても粒界部分に異相が析出するため、個々の粒子は超電導状態を示しても、粒界部で電流が妨げられ、臨界電流が向上しない。
【０００７】
上記の理由から、ＭｇＢ₂超電導体はバルク体の報告は多いが、多芯構造線材の場合、すでに実用化されているＮｂ−ＴｉやＮｂ₃Ｓｎ線材級の８Ｔ以上の磁界で高い臨界電流を示す性能は得られていない。
【０００８】
上記▲２▼の方法では、Ｍｇの結晶構造が六方晶で、室温で伸線や圧延等の塑性加工した際に結晶が変形し易い方位が限定されてしまう。また、ＣｕやＡｌのように４００℃以上でアニール（焼鈍）したのち、室温に戻しても軟化することはなく、室温で塑性加工することが困難である。その結果、ダイスを用いた引き抜き伸線加工中に断線が多発し、長尺線材の加工が非常に難しい。スウェージャー等を用いた加工により伸線は可能だが、断面が不均一になり易く、均一加工に難点があった。伸線加工を可能にするためには、粉末を充填する金属パイプの肉厚を厚くして、延性のある金属マトリックス部分の線材断面における占積率を高くして線材の引っ張り強度を高めることで室温における伸線加工が可能になるが、超電導部分の占積率が低下して最終的な多芯線のオーバーオール電流密度が低下してしまう。加えて、押出し比や伸線時の減面加工率を高くできないため、低加工度となり、伸線回数が増加して工程が増えてしまう。
【０００９】
本発明は、かかる点に鑑みてなされたものであり、臨界電流密度の高い多芯構造の超電導線を作製することができる二ホウ化マグネシウム超電導線材の製造方法を提供することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決するために、本発明の二ホウ化マグネシウム超電導線材の製造方法は、ＭｇとＢの混合粉末、またはＭｇ、Ｂおよび、その他の添加元素または化合物粉末を混合した混合粉末を、金属パイプ内に充填した構造のビレットを、２５０℃以上、４５０℃以下の温度に加熱した状態で静水圧押出し加工することを特徴としている。
【００１１】
また、前記静水圧押出し加工により得られた線材を、２５０℃以上、４５０℃以下の温度に加熱した状態で伸線加工することを特徴としている。
【００１２】
ここで、上記の静水圧押出し加工、または伸線加工時の予備加熱温度を２５０℃以上とする根拠を説明する。Ｍｇのせん断応力は約２５０℃付近から急激に低下し、六方晶の全ての結晶方位のせん断応力が低下して加工性が向上する。そのため、２５０℃以上に加熱した状態で、押出しや引き抜き伸線加工することで加工性が格段に向上し、長尺線材の作製が可能になる。よって、２５０℃以上の状態で押出し、あるいはダイス引きによる伸線加工することが良好である。
【００１３】
さらに、静水圧押出し加工、または伸線加工時の予備加熱温度を４５０℃以下とする根拠を説明する。上記の根拠に記述したように、２５０℃以上に加熱することで線材の加工性は向上するが、４５０℃以上に加熱した状態で押出し、または伸線加工すると、塑性変形に伴う加工熱に予備加熱の温度が加わり、加工時には６００℃以上に線材温度が上昇してしまう。Ｍｇの融点が６５０℃であることと、６００℃付近からＭｇＢ₂の生成が始まることを考えると、４５０℃以上で加工した場合、Ｍｇの溶融により極端に軟化して被覆した金属との硬さに大きな差が発生して不均一変形や断線の可能性がある。また、加工するにつれて硬くて延性の無いＭｇＢ₂が生成して行き、長尺加工性が急激に低下してしまう。これゆえ、加工時の予備加熱温度を４５０℃以下とするのが良い。
【００１４】
また、本発明の二ホウ化マグネシウム超電導線材の製造方法においては、ＭｇＢ₂を生成する熱処理として、６００℃以上、９００℃以下の熱処理を施したことを特徴としている。
【００１５】
このＭｇＢ₂生成熱処理として、６００℃以上、９００℃以下の熱処理を行う根拠を説明する。６００℃以下の熱処理温度ではＭｇＢ₂の生成反応が進まず、臨界電流が向上しない。一方、９００℃以上の熱処理を行うとＭｇＢ₂結晶粒の粗大化促進され、粒界部分に超電導電流を阻害する非超電導物質（ＭｇＢ₄、ＭｇやＢの酸化物）の析出が顕著となり、粒界部分で臨界電流が極端に低下するため、マクロ的に見た線全体の臨界電流が低下してしまうからである。
【００１６】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態について、図面を参照して詳細に説明する。
【００１７】
（実施の形態）
図１は、本発明の実施の形態に係るＭｇＢ₂超電導線材の構成を示す断面図である。
【００１８】
この図１に示すＭｇＢ₂超電導線材１０は、ＭｇとＢの粉末を１：２のモル比で混合した混合粉末１１を、Ｔａパイプ１２に充填してプレスし、この外側をＣｕパイプ１３で被覆することによって形成したものである。
【００１９】
このＭｇＢ₂超電導線材１０を、さらに、パイプの前端と後端に栓をして単芯ビレットとし、押出し加工後に引き抜き伸線加工して細線化し、最後に六角ダイスで六角断面のシングル線（単芯線）とする。この単芯線である六角線を複数束ねてＣｕパイプに粗み込んでパイプの前端と後端に栓をして多芯ビレットとし、押出し加工後に過熱状態で伸線加工して細線化し、最終熱処理をしてＭｇとＢを反応させることによって、ＭｇＢ₂多芯超電導線を形成することができる。
【００２０】
このようなＭｇＢ₂超電導線材１０および、ＭｇＢ₂超電導線材１０を用いたＭｇＢ₂多芯超電導線の実際の作製方法を、図２の作製工程の説明図を参照して説明する。
【００２１】
まず、工程２０１において、平均粒子径０．１μｍの非晶質（アモルファス）Ｂ粉末と、平均粒径２０μｍのＭｇ粉末をモル比でＭｇ：Ｂ＝１：２となるように混合することによって、ＭｇとＢの混合粉末１１を得た。
【００２２】
工程２０２において、混合粉末１１を内径２１ｍｍ、外径２４ｍｍで、肉厚が１．５ｍｍのＴａパイプ１３に充填し、これを工程２０３において、プレスして粉末充填率を６２％とした。また、粉末を充填したＴａパイプ１３の外側に、内径２４．１ｍｍ、外径２８ｍｍで、肉厚が約２ｍｍのＣｕパイプ１３を被覆した。これによって、ＭｇＢ₂超電導線材１０を得た。このＣｕパイプ１３の後端にＦｅプラグ、前端にＣｕプラグをセットして、外径２８ｍｍの単芯ビレットとした。
【００２３】
工程２０４において、その単芯ビレットを３２０℃に予備過熱した状態で熱間静水圧押出し加工することにより外径１０ｍｍに押出しした。
【００２４】
工程２０５において、その押出し材を円筒形のヒーター内にセットし、伸線直前まで３００℃に加熱し、ダイスも２５０℃に予備加熱した状態で伸線加工した。
【００２５】
工程２０６において、六角ダイスで伸線して対辺距離が２．６５ｍｍの六角線とした。工程２０７において、その六角線を矯正して直線状にしたのち、長さ１５０ｍｍに切り分けした。この切り分けられた六角線の概略斜視図を符号２１で示す。
【００２６】
工程２０８において、六角線２１を６１本選択し、工程２０９において、その６１本の六角線２１を、内径２５．５ｍｍ、外径２８ｍｍのＣｕパイプ２２に組み込み（概略斜視図参照）、さらに工程２１０において、その組み込み後のパイプの後端にＦｅプラグ、前端にＣｕプラグをセットして、外径２８ｍｍの多芯ビレットを３２０℃で予備加熱して静水圧押出し加工により外径１０ｍｍの線材とし、その線材を、さらに工程２１１において、３００℃に予備加熱して伸線加工した後、工程２１２において、その押出し材を線径１ｍｍまで伸線加工したのち、最後に、工程２１３において、Ａｒ雰囲気中で７００℃×５０時間のＭｇＢ₂生成熱処理を行った。これによって、ＭｇＢ₂多芯超電導線を得た。これを以降、本実施の形態超電導線という。
【００２７】
次に、この本実施の形態超電導線の特性の向上を検証するため、図３に示す従来のＭｇＢ₂超電導線材３０を用いてＭｇＢ₂多芯超電導線を作製した。この作製方法は、上記本実施の形態超電導線作製方法と同じ混合粉末１１を、図２に示した工程２０２で、内径１６ｍｍ、外径２２ｍｍで、肉厚が３ｍｍのＴａパイプ１２ａに充填し、これを工程２０３で、プレスして粉末充填率を６２％とした。さらに、粉末を充填したＴａパイプ１２ａの外側に、内径２２．１ｍｍ、外径２８ｍｍで、肉厚が約３ｍｍのＣｕパイプ１３ａを被覆した。これによって、従来のＭｇＢ₂超電導線材３０を得た。このＣｕパイプ１３ａの後端にＦｅプラグ、前端にＣｕプラグをセットして、外径２８ｍｍの単芯ビレットとした。
【００２８】
工程２０４ａにおいて、その単芯ビレットを室温の状態で静水圧押出し加工することにより外径１５ｍｍに押出しした。
【００２９】
工程２０５ａにおいて、その押出し材を室温で引き抜き伸線加工し、工程２０６において、六角ダイスで伸線して対辺距離が２．６５ｍｍの六角線とし、工程２０７において、その六角線を矯正して直線状にしたのち、長さ１５０ｍｍに切り分けした。工程２０８において、その切り分けられた六角線２１を６１本選択し、工程２０９において、その６１本の六角線２１を、内径２５．５ｍｍ、外径２８ｍｍのＣｕパイプ２２に組み込み、さらに工程２１０ａにおいて、その組み込み後のパイプの後端にＦｅプラグ、前端にＣｕプラグをセットして、外径２８ｍｍの多芯ビレットを静水圧押出し加工により外径１５ｍｍの線材とし、その線材を、さらに工程２１１ａにおいて、室温で伸線加工したのち、工程２１２において、その押出し材を線径１ｍｍまで伸線加工したのち、最後に、工程２１３において、Ａｒ雰囲気中で７００℃×５０時間のＭｇＢ₂生成熱処理を行った。これによって、ＭｇＢ₂多芯超電導線を得た。これを以降、従来超電導線という。
【００３０】
このような本実施の形態超電導線と従来超電導線の各々の液体ヘリウム中における線材全断面積あたりの臨界電流密度Ｊｃ（Ａ／ｍｍ²）と外部磁界Ｂ（Ｔ）との特性（Ｊｃ−Ｂ特性）を、図４に示す。
【００３１】
５ＴにおけるＪｃは、従来超電導線４２の５７０Ａ／ｍｍ²に対して、本実施の形態超電導線４１が約２倍の１２２０Ａ／ｍｍ²となった。本実施の形態超電導線４１のＪｃが向上した理由は、線材断面におけるＭｇＢ₂超電導フィラメントの占有率が従来超電導線の約１．７倍に向上したこと、および、加熱伸線により加工性が良好となり、フィラメントの不均一変形が減少して線材長さ方向に均一な超電導フィラメントが形成されたためである。本実施の形態超電導線４１は、従来超電導線４２に比較して全ての磁界領域で約２倍以上のＪｃを示した。
【００３２】
従って、本実施の形態超電導線によれば、高い臨界電流密度を得ることができる。
【００３３】
このような本実施の形態超電導線は、従来のＮｂ−Ｔｉ線材やＮｂ₃Ｓｎ線材と同様の加工設備で、長尺線材の作製が可能である。
【００３４】
また、本実施の形態超電導線を巻線することにより超電導マグネットを形成すれば、この超電導マグネットは高磁界を安定して発生可能となる。また、本実施の形態超電導線は、臨界温度が３９Ｋと高いため、従来の金属系超電導マグネットを用いた伝導冷却式マグネット（約５Ｋまで冷却）に比較して、冷却温度を１０Ｋ程度まで高くすることが可能となり、その結果、上記超電導マグネットを用いた冷凍機においては、その負荷を大幅に低減することが可能となる。
【００３５】
つまり、本実施の形態超電導線を用いてマグネットを作製することで、高い臨界温度と極細多芯構造によりクエンチなしに安定に運転できる超電導マグネットを提供することができる。
【００３６】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、二ホウ化マグネシウム超電導線材を製造するに当たって、ＭｇとＢの混合粉末、またはＭｇ、Ｂおよび、その他の添加元素または化合物粉末を混合した混合粉末を、金属パイプ内に充填した構造のビレットを、２５０℃以上、４５０℃以下の温度に加熱した状態で静水圧押出し加工する。また、前記静水圧押出し加工により得られた線材を、２５０℃以上、４５０℃以下の温度に加熱した状態で伸線加工する。これら加工では、長尺加工性が良いので、線材断面におけるＭｇＢ₂超電導フィラメントの占有率が向上し、フィラメントの不均一変形が減少して線材長さ方向に均一な超電導フィラメントが形成され、これによって、高い臨界電流密度を得ることができる。従って、臨界電流密度の高い多芯構造の超電導線を作製することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施の形態に係るＭｇＢ₂超電導線材の構成を示す断面図である。
【図２】上記実施の形態に係るＭｇＢ₂超電導線材および、ＭｇＢ₂超電導線材を用いたＭｇＢ₂多芯超電導線の作製工程の説明図である。
【図３】従来のＭｇＢ₂超電導線材の構成を示す断面図である。
【図４】本実施の形態および従来例双方のＭｇＢ₂超電導線材を用いたＭｇＢ₂多芯超電導線超電導線の液体ヘリウム中における臨界電流密度Ｊｃ（Ａ／ｍｍ²）と外部磁界Ｂ（Ｔ）との特性（Ｊｃ−Ｂ特性）を示す図である。
【符号の説明】
１０本実施の形態のＭｇＢ₂超電導線材
１１ＭｇとＢの混合粉末
１２，１２ａＴａパイプ
１３，１３ａＣｕパイプ
２１六角線
３０従来のＭｇＢ₂超電導線材
４１本実施の形態の多芯構造超電導線のＪｃ−Ｂ特性曲線
４２従来の多芯構造超電導線のＪｃ−Ｂ特性曲線[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a magnesium diboride superconducting wire used for a superconducting magnet for generating a high magnetic field or a conductive cooling magnet.
[0002]
[Prior art]
MgB ₂ (magnesium diboride) is known to have a superconducting property, having a crystal structure in which Mg (magnesium) and B (boron) atoms are alternately stacked in layers. This MgB ₂ has an excellent superconducting transition temperature among those that are easy to use after being processed into metal or the like as a metal.
[0003]
Conventionally, as a method for manufacturing a MgB ₂ multi-core structure superconducting wire using MgB _2, for example, now described ▲ 1 ▼ and ▲ 2 ▼ production methods have been attempted.
[0004]
(1) In the method using MgB ₂ superconducting powder as a starting material, the reacted MgB ₂ superconducting powder is filled in a metal pipe made of Ta, Ni, Fe, etc., and the outer side is coated with a Cu pipe and then drawn. A single hexagonal wire is assembled into a multi-core structure by drawing it into multiple pipes and then drawn. Finally, the multi-core wire is heat-treated in a range of 600 to 900 ° C., and MgB ₂ powders are bonded to each other by a solid phase reaction to obtain a superconducting wire.
[0005]
(2) In the method using a mixed powder of Mg and B as a starting material, the fine powder of Mg and B is mixed so that the molar ratio is about Mg: B = 1: 2, and then filled into a metal pipe and extruded. After processing, a single hexagonal wire is drawn to form a multi-core structure by incorporating it into a plurality of pipes. This multi-core billet is again extruded and drawn, and finally heat treated to produce a MgB ₂ multi-core superconducting wire.
[0006]
[Problems to be solved by the invention]
However, the conventional method has the following problems. In the method (1), the starting material MgB ₂ powder has a high hardness (hard) and has no ductility, so that the workability is difficult. Even if it can be processed, a multi-core wire with a uniform cross section can be obtained. It was difficult. In addition, if a different layer (insulating layer or normal conductive layer) such as an oxide film or MgB ₄ is present on the surface of MgB ₂ , a different phase precipitates at the grain boundary even after the final heat treatment. Even if the state is shown, the current is hindered at the grain boundary part, and the critical current is not improved.
[0007]
For the above reasons, there are many reports of bulk bodies of MgB ₂ superconductors, but in the case of multi-core structure wires, a high critical current is obtained with a magnetic field of 8 T or more of Nb—Ti and Nb ₃ Sn wire grades already in practical use. The performance shown is not obtained.
[0008]
In the method (2), the crystal structure of Mg is hexagonal, and the orientation in which the crystal is easily deformed is limited when plastic processing such as wire drawing or rolling is performed at room temperature. Further, after annealing (annealing) at 400 ° C. or higher like Cu or Al, it does not soften even when returned to room temperature, and it is difficult to perform plastic working at room temperature. As a result, breakage frequently occurs during drawing and drawing using a die, and it is very difficult to process a long wire. Although wire drawing is possible by processing using a swager or the like, the cross section tends to be non-uniform, and there is a difficulty in uniform processing. In order to enable wire drawing, the thickness of the metal pipe filled with powder is increased, the space factor in the wire cross section of the ductile metal matrix is increased, and the tensile strength of the wire is increased. Although drawing at room temperature becomes possible, the space factor of the superconducting portion is lowered, and the overall current density of the final multi-core wire is lowered. In addition, since the extrusion ratio and the area reduction processing rate at the time of wire drawing cannot be increased, the degree of processing becomes low, the number of wire drawing increases, and the number of processes increases.
[0009]
This invention is made | formed in view of this point, and it aims at providing the manufacturing method of the magnesium diboride superconducting wire which can produce the superconducting wire of a multi-core structure with a high critical current density.
[0010]
[Means for Solving the Problems]
In order to solve the above-mentioned problem, a method for manufacturing a magnesium diboride superconducting wire according to the present invention comprises a mixed powder of Mg and B, or a mixed powder obtained by mixing Mg, B, and other additive elements or compound powder, The billet having a structure filled in the pipe is hydrostatically extruded while being heated to a temperature of 250 ° C. or higher and 450 ° C. or lower.
[0011]
In addition, the wire rod obtained by the hydrostatic extrusion is drawn at a temperature of 250 ° C. or higher and 450 ° C. or lower.
[0012]
Here, the grounds for setting the preheating temperature during the hydrostatic extrusion or wire drawing to 250 ° C. or higher will be described. The shear stress of Mg sharply decreases from about 250 ° C., and the shear stress of all crystal orientations of hexagonal crystals is reduced to improve workability. Therefore, workability is remarkably improved by extruding or drawing and drawing in a state heated to 250 ° C. or higher, and a long wire can be produced. Therefore, it is good to extrude in the state of 250 degreeC or more, or to perform the wire drawing process by die drawing.
[0013]
Furthermore, the grounds for setting the preheating temperature during isostatic pressing or wire drawing to 450 ° C. or less will be described. As described in the above-mentioned basis, the workability of the wire is improved by heating to 250 ° C. or higher. However, if extrusion or wire drawing is performed in a state of being heated to 450 ° C. or higher, the work heat accompanying plastic deformation is spared. The heating temperature is added, and the wire temperature rises to 600 ° C. or higher during processing. Considering that the melting point of Mg is 650 ° C. and that the formation of MgB ₂ starts from around 600 ° C., when processed at 450 ° C. or higher, the hardness of the coated metal is extremely softened by melting Mg. There is a possibility that non-uniform deformation and disconnection occur due to a large difference between the two. In addition, hard and non-ductile MgB ₂ is generated as it is processed, and the long workability is drastically reduced. Therefore, the preheating temperature during processing is preferably set to 450 ° C. or less.
[0014]
In the magnesium diboride method of manufacturing a superconducting wire of the present invention, as the heat treatment for generating the MgB _2, 600 ° C. or higher, and characterized in that subjected to the following heat treatment 900 ° C..
[0015]
The grounds for performing heat treatment at 600 ° C. or higher and 900 ° C. or lower as the MgB ₂ generation heat treatment will be described. At a heat treatment temperature of 600 ° C. or lower, the MgB ₂ production reaction does not proceed and the critical current does not improve. On the other hand, when heat treatment at 900 ° C. or higher is performed, the coarsening of the MgB ₂ crystal grains is promoted, and the precipitation of non-superconducting substances (MgB ₄ , Mg and B oxides) that obstruct the superconducting current becomes prominent at the grain boundaries. This is because the critical current is extremely reduced at the boundary portion, and the critical current of the entire line as viewed macroscopically is reduced.
[0016]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, embodiments of the present invention will be described in detail with reference to the drawings.
[0017]
(Embodiment)
FIG. 1 is a cross-sectional view showing a configuration of an MgB ₂ superconducting wire according to an embodiment of the present invention.
[0018]
In the MgB ₂ superconducting wire 10 shown in FIG. 1, a mixed powder 11 in which Mg and B powders are mixed at a molar ratio of 1: 2 is filled in a Ta pipe 12 and pressed, and the outside is covered with a Cu pipe 13. It is formed by doing.
[0019]
The MgB ₂ superconducting wire 10 is further plugged at the front end and the rear end of the pipe to form a single-core billet, and after extrusion, drawn and drawn to form a thin wire, and finally a hexagonal cross-section single wire (single wire) Core wire). A bundle of a plurality of hexagonal wires, which are single core wires, are roughened into a Cu pipe and plugged at the front and rear ends of the pipe to form a multi-core billet. By reacting Mg and B, the MgB ₂ multicore superconducting wire can be formed.
[0020]
Such MgB ₂ superconducting wire 10 and the actual manufacturing method of MgB ₂ multi-core superconducting wire using MgB ₂ superconducting wire 10 will be described with reference to the explanatory diagram of a manufacturing process of FIG.
[0021]
First, in step 201, by mixing an amorphous B powder having an average particle diameter of 0.1 μm and an Mg powder having an average particle diameter of 20 μm so that the molar ratio is Mg: B = 1: 2, A mixed powder 11 of Mg and B was obtained.
[0022]
In step 202, the mixed powder 11 was filled into a Ta pipe 13 having an inner diameter of 21 mm, an outer diameter of 24 mm, and a wall thickness of 1.5 mm, and this was pressed in step 203 to a powder filling rate of 62%. Further, a Cu pipe 13 having an inner diameter of 24.1 mm, an outer diameter of 28 mm, and a thickness of about 2 mm was coated on the outside of the Ta pipe 13 filled with powder. Thereby, the MgB ₂ superconducting wire 10 was obtained. An Fe plug was set at the rear end of the Cu pipe 13 and a Cu plug was set at the front end to obtain a single-core billet having an outer diameter of 28 mm.
[0023]
In step 204, the single-core billet was extruded to an outer diameter of 10 mm by hot isostatic extrusion in a preheated state at 320 ° C.
[0024]
In step 205, the extruded material was set in a cylindrical heater, heated to 300 ° C. until just before drawing, and the die was drawn in a state preheated to 250 ° C.
[0025]
In Step 206, a hexagonal wire having a distance of 2.65 mm was obtained by drawing with a hexagonal die. In step 207, the hexagonal wire was straightened by straightening, and then cut into a length of 150 mm. A schematic perspective view of the cut hexagonal line is denoted by reference numeral 21.
[0026]
In step 208, 61 hexagonal wires 21 are selected. In step 209, the 61 hexagonal wires 21 are incorporated into a Cu pipe 22 having an inner diameter of 25.5 mm and an outer diameter of 28 mm (see schematic perspective view). In this case, a Fe plug is set at the rear end of the pipe after incorporation, a Cu plug is set at the front end, and a multi-core billet having an outer diameter of 28 mm is preheated at 320 ° C. to obtain a wire having an outer diameter of 10 mm by hydrostatic extrusion. In step 211, the wire is further preheated to 300 ° C. and drawn. Then, in step 212, the extruded material is drawn to a wire diameter of 1 mm, and finally in step 213, in an Ar atmosphere. Then, heat treatment for generating MgB ₂ at 700 ° C. for 50 hours was performed. As a result, an MgB ₂ multicore superconducting wire was obtained. This is hereinafter referred to as the superconducting wire of the present embodiment.
[0027]
Next, in order to verify the improvement of the characteristics of the superconducting wire of this embodiment, an MgB ₂ multi-core superconducting wire was produced using the conventional MgB ₂ superconducting wire 30 shown in FIG. In this production method, the same mixed powder 11 as in the superconducting wire production method of the present embodiment is filled in a Ta pipe 12a having an inner diameter of 16 mm, an outer diameter of 22 mm, and a wall thickness of 3 mm in the step 202 shown in FIG. In step 203, this was pressed to a powder filling rate of 62%. Further, a Cu pipe 13a having an inner diameter of 22.1 mm, an outer diameter of 28 mm, and a thickness of about 3 mm was coated on the outside of the Ta pipe 12a filled with powder. As a result, a conventional MgB ₂ superconducting wire 30 was obtained. A Fe plug was set at the rear end of the Cu pipe 13a and a Cu plug was set at the front end to obtain a single-core billet having an outer diameter of 28 mm.
[0028]
In Step 204a, the single-core billet was extruded to an outer diameter of 15 mm by performing an isostatic extrusion process at room temperature.
[0029]
In step 205a, the extruded material is drawn and drawn at room temperature. In step 206, the extruded material is drawn with a hexagonal die to form a hexagonal wire having an opposite side distance of 2.65 mm. In step 207, the hexagonal wire is corrected and straightened. After making it into a shape, it was cut into a length of 150 mm. In step 208, 61 of the cut hexagonal wires 21 are selected, and in step 209, the 61 hexagonal wires 21 are incorporated into the Cu pipe 22 having an inner diameter of 25.5 mm and an outer diameter of 28 mm. Further, in step 210a, A Fe plug is set at the rear end of the pipe after the assembly, and a Cu plug is set at the front end. A multi-core billet having an outer diameter of 28 mm is formed into a wire having an outer diameter of 15 mm by hydrostatic extrusion, and the wire is further processed in step 211a. After drawing at room temperature, the extruded material was drawn to a wire diameter of 1 mm in step 212, and finally, in step 213, MgB ₂ generation heat treatment was performed at 700 ° C. for 50 hours in an Ar atmosphere. . As a result, an MgB ₂ multicore superconducting wire was obtained. This is hereinafter referred to as a conventional superconducting wire.
[0030]
The characteristics (Jc-B) of the critical current density Jc (A / mm ² ) and the external magnetic field B (T) per total cross-sectional area of the wire in the liquid helium of each of the superconducting wire and the conventional superconducting wire in this embodiment. The characteristics are shown in FIG.
[0031]
The Jc at 5T was 1220 A / mm ² , which was approximately twice that of the superconducting wire 41 of the present embodiment compared to 570 A / mm ² of the conventional superconducting wire 42. The reason why the Jc of the superconducting wire 41 of the present embodiment is improved is that the occupation ratio of the MgB ₂ superconducting filament in the cross section of the wire is improved by about 1.7 times that of the conventional superconducting wire, and the workability is good due to heat drawing. This is because the non-uniform deformation of the filament is reduced and a uniform superconducting filament is formed in the wire length direction. The superconducting wire 41 of the present embodiment exhibited a Jc of about twice or more in all magnetic field regions as compared with the conventional superconducting wire 42.
[0032]
Therefore, according to the present superconducting wire, a high critical current density can be obtained.
[0033]
Such a superconducting wire of the present embodiment can produce a long wire with the same processing equipment as a conventional Nb—Ti wire or Nb ₃ Sn wire.
[0034]
In addition, if a superconducting magnet is formed by winding the superconducting wire of the present embodiment, this superconducting magnet can stably generate a high magnetic field. Further, since the superconducting wire of the present embodiment has a high critical temperature of 39K, the cooling temperature is increased to about 10K as compared with a conductive cooling magnet (cooling to about 5K) using a conventional metal superconducting magnet. As a result, in the refrigerator using the superconducting magnet, the load can be significantly reduced.
[0035]
That is, by producing a magnet using the superconducting wire of the present embodiment, it is possible to provide a superconducting magnet that can be stably operated without quenching due to a high critical temperature and an ultrafine multi-core structure.
[0036]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, in manufacturing a magnesium diboride superconducting wire, a mixed powder of Mg and B, or a mixed powder obtained by mixing Mg, B and other additive element or compound powder, A billet having a structure filled in a metal pipe is subjected to isostatic extrusion while being heated to a temperature of 250 ° C. or higher and 450 ° C. or lower. The wire obtained by the hydrostatic extrusion is drawn at a temperature of 250 ° C. or higher and 450 ° C. or lower. In these processes, since the long workability is good, the occupation ratio of the MgB ₂ superconducting filament in the cross section of the wire is improved, the non-uniform deformation of the filament is reduced, and a uniform superconducting filament is formed in the length direction of the wire. High critical current density can be obtained. Therefore, a multiconductor superconducting wire having a high critical current density can be produced.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a cross-sectional view showing a configuration of an MgB ₂ superconducting wire according to an embodiment of the present invention.
[Figure 2] MgB ₂ superconducting wire according to the above embodiment and is an explanatory view of a manufacturing process of MgB ₂ multi-core superconducting wire using MgB ₂ superconducting wire.
FIG. 3 is a cross-sectional view showing a configuration of a conventional MgB ₂ superconducting wire.
FIG. 4 shows a critical current density Jc (A / mm ² ) and an external magnetic field B (T) in liquid helium of a MgB ₂ multicore superconducting wire using both the present embodiment and the conventional MgB ₂ superconducting wire. It is a figure which shows the characteristic (Jc-B characteristic).
[Explanation of symbols]
10 MgB ₂ superconducting wire 11 of this embodiment Mg and B mixed powder 12, 12a Ta pipe 13, 13a Cu pipe 21 Hexagonal wire 30 Conventional MgB ₂ superconducting wire 41 Jc of multi-core superconducting wire of this embodiment -B characteristic curve 42 Jc-B characteristic curve of a conventional multi-core superconducting wire

Claims

Ｍｇ（マグネシウム）とＢ（ホウ素）の混合粉末、またはＭｇ、Ｂおよび、その他の添加元素または化合物粉末を混合した混合粉末を、金属パイプ内に充填した構造のビレットを、２５０℃以上、４５０℃以下の温度に加熱した状態で静水圧押出し加工する
ことを特徴とする二ホウ化マグネシウム超電導線材の製造方法。A billet having a structure in which a mixed powder of mixed powder of Mg (magnesium) and B (boron) or mixed powder of Mg, B and other additive element or compound is filled in a metal pipe is 250 ° C or higher and 450 ° C. A method for producing a magnesium diboride superconducting wire, which is subjected to an isostatic extrusion while being heated to the following temperature.

前記静水圧押出し加工により得られた線材を、２５０℃以上、４５０℃以下の温度に加熱した状態で伸線加工する
ことを特徴とする請求項１記載の二ホウ化マグネシウム超電導線材の製造方法。The method for producing a magnesium diboride superconducting wire according to claim 1, wherein the wire obtained by the hydrostatic extrusion is drawn while being heated to a temperature of 250 ° C or higher and 450 ° C or lower.

ＭｇとＢの混合粉末、またはＭｇ、Ｂおよび、その他の添加元素または化合物粉末を混合した混合粉末を、金属パイプ内に充填した構造のビレットを静水圧押出し加工後、伸線加工して得られた線材の複数を集合した構造のビレットを静水圧押出し加工した後、その多芯構造の線材を伸線加工する方法であって、前記静水圧押出し加工及び伸線加工を、それぞれ２５０℃以上、４５０℃以下の温度に加熱した状態で、それぞれ加工することを特徴とする二ホウ化マグネシウム超電導線材の製造方法。Obtained by drawing a billet with a structure in which a mixed powder of Mg and B, or mixed powder of Mg, B and other additive element or compound powder is filled in a metal pipe, after hydrostatic extrusion. The method is a method of drawing a billet of a multi-core structure after hydrostatic pressure extruding a billet having a structure in which a plurality of wires are assembled, each of the hydrostatic pressure extruding and wire drawing being performed at 250 ° C. or more, A process for producing a magnesium diboride superconducting wire characterized by processing in a state heated to a temperature of 450 ° C. or lower.

ＭｇＢ₂（二ホウ化マグネシウム）を生成する熱処理として、６００℃以上、９００℃以下の熱処理を施した
ことを特徴とする請求項１、２または３記載の二ホウ化マグネシウム超電導線材の製造方法。4. The method for producing a magnesium diboride superconducting wire according to claim 1, wherein a heat treatment for generating MgB ₂ (magnesium diboride) is performed at a temperature of 600 ° C. to 900 ° C. 5.