JP4013335B2 - Nb3Sn compound superconductor precursor wire and method for manufacturing the same, Nb3Sn compound superconductor conductor manufacturing method, and Nb3Sn compound superconductor coil manufacturing method - Google Patents

Nb3Sn compound superconductor precursor wire and method for manufacturing the same, Nb3Sn compound superconductor conductor manufacturing method, and Nb3Sn compound superconductor coil manufacturing method Download PDF

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    • Y02E40/60—Superconducting electric elements or equipment; Power systems integrating superconducting elements or equipment

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、Ｎｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材およびその製造方法、Ｎｂ3Ｓｎ化合物超電導導体の製造方法、並びにＮｂ3Ｓｎ化合物超電導コイルの製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
電力損失無しに大電流を流したり、強磁界を発生できる超電導の応用分野として、（１）発電機、送電ケーブル、エネルギー貯蔵などの電力システムの超電導化による省エネルギー開発、（２）核融合、ＭＨＤ（ｍａｇｎｅｔｏｈｙｄｒｏｄｙｎａｍｉｃ）発電などの新エネルギー開発、（３）高エネルギー加速器、磁気浮上列車、電磁推進船、磁気分離、医療用ＭＲＩ（ｍａｇｎｅｔｉｃ ｒｅｓｏｎａｎｃｅ ｉｍａｇｉｎｇ）など高磁界を利用した新技術の開発などがある。このような超電導応用技術の発展のためには、優れた超電導線材技術の開発が必要不可欠であり、これまでに、８Ｔおよび９Ｔ以下の磁界下ではＮｂＴｉ系合金超電導体が、またそれ以上の高磁界下ではＮｂ3ＳｎおよびＶ3Ｇａ系化合物超電導体が開発されている。これらの超電導体はその安定化のために、Ｃｕ等の抵抗率の小さな金属マトリックス中に、数１０μｍ以下の径の超電導フィラメントが多数埋設され、しかもその超電導フィラメントはねじられた構造を持っている。こうした超電導体は極細多芯線と呼ばれている。
【０００３】
これらの超電導体の超電導材料のうち、化合物系の超電導材料はＮｂＴｉのような合金系材料に比べ、臨界温度、上部臨界磁界共にかなり高いという優れた特徴がある反面、極めて脆いという欠点を有している。したがって、化合物系超電導体自身は加工性を有しないため、この極細多芯線を得るための製造方法に関して、さまざまのアイデアが出されてきた。現在、工業的に確立されている製造方法は固相反応を利用したもので、主な方法として、例えば「材料科学」Ｖｏｌ．２０，Ｎｏ．２，Ａｕｇ．１９８３，Ｐ．８２〜Ｐ．８３に示されているブロンズ法、チューブ法、内部拡散法、外部拡散法等がある。
【０００４】
図４は、例えば特公昭６１−１６１４１号公報に記載された、従来の内部拡散法による熱処理前のＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材を示す横断面図である。図４において、１は熱処理前のＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材、２は後の熱処理で超電導体になるＮｂ基金属材、３はＣｕ基マトリックス、４はＳｎ基金属材である。
【０００５】
図４に示した内部拡散法によるＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材１は、以下のように製造される。
先ず、前駆線材１を製造した後の熱処理で超電導体になるＮｂ基金属材２をＣｕチューブ中に挿入し、所定の径まで縮径加工をする。この縮径加工されたＣｕチューブに覆われているＮｂ基金属棒を適当な長さに裁断し、Ｃｕの容器中に多数充填する。但し、中央部にはＣｕ棒ないし多数のＣｕ線からなるＣｕ部を配置しておく。このようにしたものに、Ｃｕの蓋を配置して容器中の空気を排除しながら蓋を溶接して密封することで、Ｃｕ中に多数のＮｂ基金属材が埋設された複合ビレットを得る。この複合ビレットを押出し加工した後、 Ｃｕ部の中心部に機械的切削加工をして孔をあけて中空部を設け、この中空部にＳｎ合金材４を挿入することで、図４に示した断面形状を有する中心部にＳｎ合金材４と、多数のＮｂ基金属材２がＣｕ基マトリックス３中に埋設された複合体が得られる。この複合体にさらに縮径加工を施すことで、Ｎｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材１が得られる。前駆線材１においては、Ｃｕ基マトリックス３中に埋設された多数のＮｂ基金属材２のことを、Ｎｂフィラメント５と呼ぶこともある。
【０００６】
図４に示した内部拡散法によるＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材１は、上記のように製造され、その後、ブロンズ生成のための予備熱処理（温度範囲５５０〜５８０℃、保持時間１００〜２００時間）と、Ｎｂ3Ｓｎ生成のための最終熱処理（温度範囲６００〜８００℃、保持時間３０〜３００時間）とを施すことで、Ｎｂフィラメント５の表面層の大部分、もしくは全てがＮｂ3Ｓｎに変わり、Ｎｂ3Ｓｎ化合物超電導体が得られる。
ここで、予備熱処理を行う理由は、Ｓｎが周囲のＣｕ中に拡散してＣｕ−Ｓｎ相を形成させること（ブロンズ化）により、次の最終熱処理でＣｕ−Ｓｎ相中のＳｎが、周囲の全てのＮｂフィラメント５と反応し、Ｎｂフィラメント５を均質なＮｂ3Ｓｎ超電導体に反応させるためである。したがって、従来のＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材１とは、前駆線材１を製造後の熱処理（予備熱処理および最終熱処理をさす）において、Ｎｂフィラメント５がＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体となる線材をいう。
【０００７】
このように、内部拡散法によるＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の製造方法は、工業的にも確立されている。最近では、Ｎｂ3Ｓｎ化合物にＴｉ、Ｔａ等の第３元素を添加することにより、高磁界での臨界電流密度（以下、Ｊｃという）が向上し、１７Ｔ以上の高磁界マグネットが実用化されている。また、交流応用あるいはパルスマグネットの用途に対しては、交流損失の低減と電流容量の確保のため、撚り線タイプの超電導導体が用いられている。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
Ｎｂ3Ｓｎ化合物超電導体は、前述の通り極めて脆いという欠点を有するので、外部からの負荷歪みに対する超電導特性、特にＪｃ特性の劣化が著しいという問題点があった。このため、熱処理によって生成されたＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体を撚り線加工して超電導導体を形成すること、あるいはこの超電導導体を用いて巻線して超電導コイルを形成することが、困難であるという問題点があった。
【０００９】
比較的小規模な超電導コイルの製作においては、熱処理前の前駆線材、あるいは数本から数１０本の前駆線材を撚った導体を、場合によっては適切な絶縁処理を行ってから、予め所望の形状にコイル形成した後、Ｎｂ3Ｓｎ化合物超電導体生成のための熱処理を行う、いわゆるＷｉｎｄ ＆ Ｒｅａｃｔ法（以下、Ｗ＆Ｒ法という）と呼ばれる方法により行われている。比較的小規模な超電導コイルでは、このＷ＆Ｒ法により、コイルの形成に伴う歪みの問題が避けられる。
【００１０】
一方、例えば核融合炉用超電導コイルにみられるように、電流容量が数１０ｋＡ、コイル径が数１０ｍに達する大型超電導コイルの製作が行われるようになり、これまでは大きな問題とならなかった問題が現れてきた。すなわち、電流容量確保のために、コンジットと呼ばれるステンレス鋼のような金属管中に、１０００本以上の撚られた前駆線材を収めた導体｛ケーブル・イン・コンジット（以下、ＣＩＣという）｝を製作し、導体長確保のために複数の導体同士を接続（複数のコンジットに撚り線導体を引き込み、コンジット同士のみを溶接して接続する場合、複数の導体同士を溶接あるいはハンダ接続する場合等がある）する必要が生じた。
【００１１】
しかしながら、Ｗ＆Ｒ法を大型超電導コイルに採用する場合、従来の内部拡散法によるＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材は、前駆線材のＣｕマトリックスがブロンズ化（ ＣｕマトリックスがＣｕ−Ｓｎ基マトリックスになること）されていないため、以下のような問題点があった。
（１）導体あるいはコイルを形成する加工工程、例えばコンジット同士の溶接工程で、Ｓｎの融点（約２００℃）以上の熱を加えると、その部分の前駆線材内部のＳｎが溶融し、前駆線材内部に空隙（いわゆる「ひけ巣」）が発生するので、その後の熱処理においてその部分の前駆線材中のＳｎの拡散反応およびＮｂ３Ｓｎの生成反応がうまく進行せず、結果としてＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体のＪｃ特性が劣化してしまう。 したがって、このような加工工程中に、Ｓｎの融点以上の熱を加えることができない。
（２）熱処理を行う前に、熱処理中の前駆線材からのＳｎの溶融によるＳｎの流失防止を目的とした端部封止処理を、前駆線材１本毎について必要とする。さらに熱処理後、これらの端部封止処理部分を除去した後に、最終形状の導体あるいはコイルを形成する必要がある。
（３）マトリックスの材料強度が弱い。
【００１２】
これらの問題点を解消するため、熱処理前の内部拡散法によるＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材に、従来行っていた予備熱処理のみを予め行って、前駆線材のマトリックスのブロンズ化を図る試みを行った。しかし、この前駆線材を撚り線加工し、その後最終熱処理を行う方法では、Ｊｃ特性が撚り線加工のために劣化してしまうという問題点があった。
【００１３】
この撚り線加工によるＪｃ特性の劣化の原因は、以下のように説明される。即ち、図５に示されるように、電子線マイクロアナライザー（以下、ＥＰＭＡという）による分析結果から、予備熱処理によりＮｂフィラメント５の外周部にＮｂ−Ｓｎ基化合物層６が形成されることが判明した。このＮｂ−Ｓｎ基化合物層６は、その後の撚り線加工のときに歪みが加わるため、その一部に割れが入ったり、あるいは破壊され、その後に行われる最終熱処理によっても、正常なＮｂ3Ｓｎ化合物に回復しないことが、ＥＰＭＡより明らかになった。このため、従来行っていた予備熱処理のみを行い、撚り線加工後に最終熱処理しても、良好なＪｃ特性を有するＮｂ3Ｓｎ化合物とならないために、Ｊｃ特性が大幅に低下することがわかった。
【００１４】
本発明は、上記のような問題点を解決するためになされたものであり、外部からの負荷歪みに対して強く、且つ導体あるいはコイルを形成する加工工程中に、Ｓｎの融点以上の熱を加えることができる、即ち撚り線加工あるいはコイル形成し易いＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材およびその製造方法を得ることを目的する。
また、外部からの負荷歪みが加わっても、Ｊｃ特性の劣化を抑制できるＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材およびその製造方法を得ることを目的とする。
またさらに、製造工程時に外部からの負荷歪みに対して強く、外部からの負荷歪みが加わってもＪｃ特性の劣化を抑制でき、また導体あるいはコイルを形成する加工工程中に、Ｓｎの融点以上の熱を加えることができ、結果として撚り線加工あるいはコイル形成し易い特性のよいＮｂ3Ｓｎ化合物超電導導体の製造方法、およびＮｂ3Ｓｎ化合物超電導コイルの製造方法を得ることを目的する。
【００１５】
【課題を解決するための手段】
請求項１に係るＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材は、Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックスと、Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックスの中央部より外側に分離して埋設された多数のＮｂ基フィラメントと、Ｎｂ基フィラメントの外周に形成したＮｂ−Ｓｎ基化合物層とを備え、Ｎｂ−Ｓｎ基化合物層の厚さがＮｂ基フィラメント径の２０％以下としたものである。
【００１７】
また、請求項２に係るＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材は、Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックスの平均Ｓｎ濃度が１４〜３０ｗｔ％としたものである。
【００１８】
また、請求項３に係るＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材は、 Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックスがアルファ相ブロンズ合金を含み、さらにガンマ相、デルタ相、およびイプシロン相ブロンズ内の少なくとも１相との混合相としたものである。
【００２０】
また、請求項４に係るＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材の製造方法は、Ｃｕ基マトリックスの中央部より外側に多数のＮｂ基フィラメントが分離して埋設された複合ビレットを形成する工程と、複合ビレットを押出し加工した後、Ｃｕ基マトリックス中央部に孔を穿け、この孔にＳｎ基金属材を挿入して複合体を形成する工程と、少なくとも１本の複合体を伸線加工を施す工程と、伸線加工の工程後、予備熱処理を施すことにより複合体のＣｕ基マトリックスとＳｎ基金属材とが拡散反応してＣｕ−Ｓｎ基マトリックスを形成する工程と、Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックスのＳｎがＮｂ基フィラメントの外周に拡散反応してＮｂ基フィラメント径の２０％以下の厚さを有するＮｂ−Ｓｎ基化合物層を形成する工程とを備えたものである。
【００２１】
また、請求項５に係るＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材の製造方法は、予備熱処理を施す工程が、５００〜５８０℃の温度範囲で、保持時間が６０時間以内としたものである。
【００２２】
また、請求項６に係るＮｂ3Ｓｎ化合物超電導導体の製造方法は、Ｃｕ基マトリックスの中央部より外側に多数のＮｂ基フィラメントが分離して埋設された複合ビレットを形成する工程と、複合ビレットを押出し加工した後、Ｃｕ基マトリックスの中央部に孔を穿け、この孔にＳｎ基金属材を挿入して複合体を形成する工程と、少なくとも１本の複合体を伸線加工を施す工程と、伸線加工の工程後、予備熱処理を施すことにより複合体のＣｕ基マトリックスとＳｎ基金属材とが拡散反応してＣｕ−Ｓｎ基マトリックスを形成する工程と、Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックスのＳｎがＮｂ基フィラメントの外周に拡散反応してＮｂ基フィラメント径の２０％以下の厚さを有するＮｂ−Ｓｎ基化合物層を形成する工程を施してＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材を形成する工程と、少なくとも１本のＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材を撚り線加工して撚り線導体を形成する工程と、撚り線導体を最終熱処理によってＮｂ基フィラメントの部分にＮｂ3Ｓｎ化合物を形成する工程とを備えたものである。
【００２３】
また、請求項７に係るＮｂ3Ｓｎ化合物超電導導体の製造方法は、予備熱処理を施す工程は、５００〜５８０℃の温度範囲で保持時間が６０時間以内、最終熱処理が６００〜８００℃の温度範囲で保持時間が３０〜３００時間としたものである。
【００２４】
またさらに、請求項８に係るＮｂ3Ｓｎ化合物超電導コイルの製造方法は、Ｃｕ基マトリックスの中央部より外側に多数のＮｂ基フィラメントが分離して埋設された複合ビレットを形成する工程と、複合ビレットを押出し加工した後、Ｃｕ基マトリックスの中央部に孔に穿け、この孔にＳｎ基金属材を挿入して複合体を形成する工程と、少なくとも１本の複合体を伸線加工を施す工程と、伸線加工の工程後、予備熱処理を施すことにより複合体のＣｕ基マトリックスとＳｎ基金属材とが拡散反応してＣｕ−Ｓｎ基マトリックスを形成する工程と、Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックスのＳｎがＮｂ基フィラメントの外周に拡散反応してＮｂ基フィラメント径の２０％以下の厚さを有するＮｂ−Ｓｎ基化合物層を形成する工程を施してＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材を形成する工程と、少なくとも１本のＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材を撚り線加工して撚り線導体を形成し、この撚り線導体を巻線してコイルを形成する工程と、このコイルを最終熱処理によってＮｂ基フィラメントの部分にＮｂ3Ｓｎ化合物を形成する工程とを備えたものである。
【００２５】
【発明の実施の形態】
実施の形態１．
図１は、本発明の実施の形態１の内部拡散法によるＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材の構成を示す横断面図である。
図１において、１０はＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材、１１はＣｕ−Ｓｎ基マトリックス、１２はＣｕ−Ｓｎ基マトリックス１１中に分離して埋設した複数のＮｂ基フィラメント、１３はＮｂ基フィラメント１２の外周層に形成されたＮｂ−Ｓｎ基化合物層である。
【００２６】
図１に示した本発明による内部拡散法によるＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材１０と、図４に示した従来の内部拡散法によるＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材１との主な差異は、従来のＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材１が予備熱処理を施していないのに対して、本発明によるＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材１０が予備熱処理を施していることである。
以下に、内部拡散法によるＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材１０の製造方法について説明する。
【００２７】
先ず、Ｎｂ丸棒をＣｕチューブに挿入し、伸線加工を行って六角形状に縮径したＣｕチューブに覆われているＮｂ基金属材を得、このＣｕチューブに覆われているＮｂ基金属材を所定の長さに裁断する。次に、Ｃｕ容器の中央部にＣｕ棒、または多数のＣｕ線からなるＣｕ基マトリックスを配置し、このＣｕ基マトリックスの中央部より外側に、多数のＣｕチューブに覆われているＮｂ基金属材を埋設する。従って、Ｎｂ基金属材同士は、Ｃｕ基マトリックスによって分離されて配置される。このようにしたものに、Ｃｕの蓋を配置して容器中の空気を排除しながら、蓋を溶接して密封することで、Ｃｕ基マトリックス中に埋設された多数のＮｂ基金属棒、即ちＮｂ基フィラメント１２を有する複合ビレットを形成する。
【００２８】
この複合ビレットを押し出して加工し、複合ビレットの両端を横断的に切断し、この切断面の中央部を切削加工して孔を穿ける。この孔にＳｎ基金属材を挿入して複合体を形成する。場合によっては、この複合体の外周部に、さらにＳｎの拡散バリヤとなるＴａチューブをかぶせ、その外側に無酸素銅チューブをかぶせる。
【００２９】
このようにして得られた複合体を伸線加工するか、必要に応じて複数本の上記複合体を、さらに複合化してから伸線加工を行う。その後、端部をアーク溶解により溶融することにより、端部処理を行なう。
【００３０】
このようにして形成したものを、窒素ガス雰囲気の中で、温度範囲が５００〜５８０℃で保持時間が最長６０時間以内、好ましくは温度範囲が５２０〜５８０℃で保持時間が３０時間以内とするような予備熱処理を行うことによって、ブロンズ化、即ち複合体のＣｕ基マトリックスとＳｎ基金属材とが拡散反応してＣｕ−Ｓｎ基マトリックス１１が形成される。
特に、 Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックス１１の中央部は、 Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックスのみから形成されている。
【００３１】
さらにＣｕ−Ｓｎ基マトリックス１１中のＳｎがＮｂ基フィラメント１２の外周に拡散反応してＮｂ基フィラメントの径の２０％以下、好ましくは１５％以下の厚さのＮｂ−Ｓｎ基化合物層１３を形成してＮｂ3Ｓｎ化合物超伝導体の前駆線材１０が形成される。
尚、前駆線材１０は、その後の工程で最終熱処理、例えば温度範囲が６００〜８００℃、保持時間が３０〜３００時間を行うことにより、Ｎｂ3Ｓｎ化合物超電導体が形成される。
【００３２】
従来のＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材では、導体あるいはコイルを形成する加工工程、例えばコンジット同士の溶接工程で前駆線材に部分的にＳｎの融点以上の熱を加えると、その部分の前駆線材内部のＳｎが溶融し、前駆線材内部に「ひけ巣」が発生するために、その後の熱処理においてその部分の前駆線材中のＳｎの拡散反応およびＮｂ3Ｓｎの生成反応がうまく進行せず、結果としてＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体のＪｃ特性が劣化していた。
【００３３】
しかし、実施の形態１の内部拡散法によるＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材１０によれば、予備熱処理を行うことによって、ブロンズ化、即ち複合体のＣｕ基マトリックスとＳｎ基金属材とが拡散反応してＣｕ−Ｓｎ基マトリックス１１が形成されるので、その後の導体あるいはコイルを形成する加工工程に、Ｓｎの融点以上の熱が前駆線材に加わっても、マトリックスがブロンズ化されて純Ｓｎが存在しないために、Ｓｎの溶融に伴う「ひけ巣」の発生を抑止できる。このため、その後の熱処理で正常なＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の生成反応が起こり、Ｊｃ特性が劣化することはない。したがって、導体あるいはコイルを形成する加工工程中に、Ｓｎの融点以上の熱を加えることができる、即ち撚り線加工あるいはコイル形成し易く、特性の良いＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材およびその製造方法を得ることができる。
【００３４】
また、 Ｎｂ3Ｓｎ化合物超電導体の従来の前駆線材では、熱処理中のＳｎの流失防止を目的とした前駆線材１本毎の端部封止処理（端部をアーク溶解により溶融させる処理）、およびその端部封止処理部分の熱処理後の除去を必要としていた。
これに対し、本発明のＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材１０は、既に予備熱処理が行われているので、Ｃｕマトリックスがブロンズ化されるため、その後の熱処理中の端部封止処理、および熱処理後のその端部封止処理部分の除去の工程を不要とすることができる。このため、撚り線加工あるいはコイル形成の工程の簡略化が図れるＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材およびその製造方法を得ることができる。
【００３５】
さらに、Ｎｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材１０は、既に予備熱処理が行われているので、Ｃｕマトリックスがブロンズ、即ち複合体のＣｕ基マトリックスとＳｎ基金属材とが拡散反応してＣｕ−Ｓｎ基マトリックス１１が形成されるため、Ｃｕ，Ｓｎ，Ｎｂの各構成成分を純金属の状態で仕込まれる場合に比べて、材料強度を向上できる。このため、外部からの負荷歪に対して強い、即ち撚り線加工あるいはコイル形成し易いＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材およびその製造方法を得ることができる。
【００３６】
さらに、Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックス１１中のＳｎが、Ｎｂ基フィラメント１２の外周に拡散反応して、Ｎｂ基フィラメントの径の２０％以下、好ましくは１５％以下の厚さのＮｂ−Ｓｎ基化合物層１３を形成しているので、このような厚さであれば内部の未反応のＮｂによって強化されているため、耐歪み性が向上する。また、仮に外部からの負荷歪みによりＮｂ−Ｓｎ基化合物層１３の一部に割れが入ったり破壊されたりしても、Ｎｂ基フィラメント全体に対するＮｂ−Ｓｎ基化合物層１３の破壊の割合が低いため、Ｊｃ特性の劣化を抑制できる。
【００３７】
また、本発明Ｎｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材１０においては、ブロンズ法による線材と異なり、Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックス１１の平均Ｓｎ濃度を１４ｗｔ％以上と高くすることができ、これによりアルファ相ブロンズ合金以外に、ガンマ相、デルタ相、及びイプシロン相ブロンズの内の少なくとも１相との混合相にする事が可能である。この様なＣｕ−Ｓｎ基マトリックス１１の構成にすることにより、Ｊｃの特性を向上させることができる。
【００３８】
この理由を図３を用いて説明する。
図３は「Ｂｉｎａｒｙ Ａｌｌｏｙ Ｐｈａｓｅ Ｄｉａｇｒａｍｓ」２ｎｄＥｄｉｔｉｏｎ， Ｖｏｌ．２，ＡＳＭ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ（１９９０）， Ｐ．１４８１〜Ｐ．１４８３に示されているＣｕ−Ｓｎ２元系状態図である。
図３において、横軸はＣｕ中のＳｎの固溶度を重量％（下軸）と原子量％（上軸）で示し、縦軸は温度を℃で示している。Ｌは液相を示す。その他の表示は、例えばアルファ相ブロンズ（図中α（Ｃｕ）で示される範囲）が、１００〜１０８４．８７℃の各温度におけるＣｕ中のＳｎの固溶度を示し、最高がＣｕ−１５．８ｗｔ％Ｓｎ（５２０℃）で示されている。また、例えばデルタ相（図中δ相で示される範囲）が、３５０〜５８６℃の各温度におけるＣｕ中のＳｎの固溶度を示し、最高がＣｕ−３２．５５ｗｔ％Ｓｎ（５８２℃）で示されている。
【００３９】
マトリックスがあらかじめブロンズ化されて、それを伸線加工するブロンズ法による線材では、Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックス中に化合物相が析出することは加工性の問題から好ましくないため、マトリックスの平均Ｓｎ濃度をこのアルファ相ブロンズ合金領域にしなければならないといった制限がある。このため、ブロンズ法による線材では、通常１４ｗｔ％程度以下のブロンズマトリックスが使用される。従って、最終的にＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体となるＮｂ量もこのＳｎ量に見合うだけしか仕込むことができず、結局、生成されるＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の量にも制限があることになる。
【００４０】
しかし、内部拡散法では、Ｎｂ、Ｓｎ、Ｃｕの各構成成分を純金属の状態で仕込むため、加工性の制約によるＮｂ、Ｓｎ量の制限を受けない。従って、Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックスの平均Ｓｎ濃度を１４ｗｔ％以上と高くとることができる。換言すれば、Ｎｂ3Ｓｎ化合物超電導体の量を多くすることができ、Ｊｃの特性を向上させることができる。
また、好ましい実用的Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックスの上限の平均Ｓｎ濃度は、実測では２７．９ｗｔ％を得ているが、計算上ではさらに高濃度（４０ｗｔ％程度）にすることも可能であるので、好ましくは３０ｗｔ％である。
【００４１】
尚、図１に示した本発明の実施の形態は、 Ｎｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材１０として、Ｃｕで代表される安定化材とＮｂ、Ｔａで代表される拡散障壁材を持っていない超電導体の前駆線材を例として説明した。しかし、これら安定化材や拡散障壁材に対しては本発明の熱処理における影響を受けないので、安定化材や拡散障壁材を有する Ｎｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材においても本発明が有効なことは明白である。
【００４２】
また、図１に示した本発明のＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材１０において、Ｎｂ基フィラメント及びＳｎ基金属材のうち少なくとも１つに、Ｔｉ、Ｉｎ、Ｇｅ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｗ、Ｍｏで代表される元素、あるいは、そのうち少なくとも１種類以上の元素が含まれている成分を添加することで、その後の熱処理により得られる超電導特性、特に高磁界でのＪｃ特性を向上させることは可能で、本発明はこうした元素添加を妨げるものではない。
【００４３】
また、図１に示した本発明のＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材１０として、Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックス１１は、ＣｕとＳｎとの２元のブロンズ以外に、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｇｅ、Ｓｉ、Ｉｎ、Ｍｇなどを小量添加した３元以上のブロンズ相とすることにより、その後の熱処理により得られる超電導特性、特に高磁界でのＪｃ特性を向上させることは可能で、本発明はこうした元素添加を妨げるものではない。
【００４４】
また、図１に示した本発明のＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材１０としては、ＮｂフィラメントとＣｕ−Ｓｎブロンズマトリックスとの複合体を単独で線材化した例を述べたが、大電流容量化するためには、得られた複合体を多数本Ｃｕチューブ等に充填して二次複合化し、縮径加工すれば良く、この様な二次複合化された超電導体の前駆線材の場合に於いても、本発明が有効なことは言うまでもない。
【００４５】
またさらに、実施の形態１として、内部拡散法によるＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材を例にとって説明したが、内部拡散法以外に外部拡散法、或いはＮｂチュープ法といったＮｂ基、Ｓｎ基、Ｃｕ基の各金属成分で構成される他のＮｂ3Ｓｎ系化合物超電導体の前駆線材が含まれ、これらの製法による前駆線材においても、本発明が有効なことは論を待たない。
【００４６】
実施の形態２．
実施の形態２の内部拡散法によるＮｂ3Ｓｎ化合物超電導導体およびその製造方法について説明する。
先ず、実施の形態１と同様のやり方で、Ｎｂ3Ｓｎ化合物超伝導体の前駆線材１０を形成する。
【００４７】
次に、少なくとも１本のＮｂ3Ｓｎ化合物超伝導体の前駆線材１０を、撚り線加工して撚り線導体を形成し、例えば温度範囲が６００〜８００℃で保持時間が３０〜３００時間の最終熱処理を、窒素ガス雰囲気中で施すことにより、 Ｎｂ3Ｓｎ化合物超伝導体の前駆線材１０中のＮｂ基フィラメント１２の部分に、Ｎｂ3Ｓｎ化合物を形成させ、Ｎｂ3Ｓｎ化合物超電導導体を形成する。
【００４８】
実施の形態２の内部拡散法によるＮｂ3Ｓｎ化合物超電導導体およびその製造方法によれば、実施の形態１のＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材１０を用いているので、実施の形態１と同様の作用効果を奏する。即ち、製造工程時に外部からの負荷歪みに対して強く、且つ外部からの負荷歪みが加わってもＪｃ特性の劣化を抑制でき、結果として導体加工し易く、特性のよいＮｂ3Ｓｎ化合物超電導導体およびその製造方法を得ることができる。
【００４９】
さらに、特に導体を形成する場合、従来の前駆線材を用いた導体およびその製造方法では、前駆線材１本毎に端部封止処理と、その端部封止処理の除去が必要であったのに対し、実施の形態２の内部拡散法によるＮｂ3Ｓｎ化合物超電導導体およびその製造方法によれば、線材のＣｕマトリックスが既にブロンズ化されているため、前駆線材１本毎の端部封止処理と、その端部封止処理部分の除去工程とが全く不要となり、結果として導体加工し易く、且つ工程の簡略化が図れるＮｂ3Ｓｎ化合物超電導導体およびその製造方法を得ることができる。
【００５０】
実施の形態３．
実施の形態３の内部拡散法によるＮｂ3Ｓｎ化合物超電導コイルおよびその製造方法について説明する。
先ず、実施の形態１と同様のやり方で、Ｎｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材１０を形成する。
【００５１】
次に、少なくとも１本のＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材１０を、撚り線加工して撚り線導体を形成し、その撚り線導体を巻き線してコイルを形成する。このようにして形成したコイルに、例えば温度範囲６００〜８００℃で保持時間３０〜３００時間の最終熱処理を、窒素ガス雰囲気Ｐで施すことにより、前駆線材１０のＮｂ基フィラメント１２の部分に、Ｎｂ3Ｓｎ化合物を形成させ、Ｎｂ3Ｓｎ化合物超電導コイルを形成する。
【００５２】
実施の形態３の内部拡散法によるＮｂ3Ｓｎ化合物超電導コイルおよびその製造方法によれば、実施の形態１のＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材１０を用いているので、実施の形態１と同様の作用効果を奏する。即ち、製造工程時に外部からの負荷歪みに対して強く、且つ外部からの負荷歪みが加わってもＪｃ特性の劣化を抑制でき、結果として撚り線加工あるいはコイル加工し易く、特性のよいＮｂ3Ｓｎ化合物超電導コイルおよびその製造方法を得ることができる。
【００５３】
また、特にコイルを形成する場合、従来の前駆線材を用いた導体およびその製造方法では、前駆線材１本毎に端部封止処理と、その端部封止処理部分の除去とが必要であったのに対し、実施の形態３の内部拡散法によるＮｂ3Ｓｎ化合物超電導コイルおよびその製造方法によれば、前駆線材のＣｕマトリックスが既にブロンズ化されているため、端部封止処理とその端部封止処理部分との除去工程が全く不要となり、結果として撚り線加工あるいはコイル加工し易く、工程の簡略化が図れるＮｂ3Ｓｎ化合物超電導コイルおよびその製造方法を得ることができる。
【００５４】
さらに、撚り線加工後、コンジット（ステンレス鋼に代表される金属管）等に多数の撚り線を引き込んだＣＩＣや、このＣＩＣを用いて大型コイルを形成するような製造工程を有するコイルの製造方法においても、本発明が有効であることは自明であり、この場合を実施の形態の一つとして含まれることは言うまでもない。
【００５５】
【実施例】
実施例１．
実施の形態１について、具体的な製作例に基づいて説明する。
外径１８０ｍｍ、内径１５６ｍｍの無酸素銅の容器中に、１辺３．５ｍｍの６角形の断面の無酸素銅の棒を中央部に９１本を配し、その周囲に同じ寸法の３０６本の銅被覆Ｎｂ単芯線（Ｎｂの占積率：５３．７％）を、最も充填密度を上げて収納し、さらに充填密度を高めるために、隙間に無酸素銅の細線を充填した。このようにしたものに、Ｃｕの蓋を配置して容器中の空気を排除しながら、蓋を溶接して密封することで、複合ビレットを形成した。
【００５６】
このようにして形成した複合ビレットを、５０ｍｍの径に押出し加工し、両端を切断した後、外周を４６ｍｍに切削加工した。中央の銅の部分に１９ｍｍの径の孔をドリルであけ、そこに１８．８ｍｍのＳｎ棒を挿入して複合体を形成する。この複合体をさらに９．８ｍｍまで引抜き加工を行なった。表面を洗浄した後に、この外側に外径１１ｍｍ、内径１０ｍｍのＳｎの拡散バリヤとなるＴａチューブ、更にその外側に外径１６ｍｍ、内径１１．２ｍｍの安定化のための無酸素銅チューブをかぶせ、最終径０．２ｍｍまで引き抜き加工を行なった。このときのＮｂフィラメント径は、約３μｍであった。
【００５７】
このようにして得られた複合体の端部を、アーク溶解により溶融することにより端部処理を行い、窒素ガス雰囲気中で、温度範囲が５２０〜５８０℃で保持時間の最長が６０時間の予備熱処理を行なった後、端部処理部分を除去し、Ｎｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材を形成した。この様にして形成した前駆線材をサンプル１−１とする。このとき、Ｎｂフィラメントの外周部に生成されるＮｂ−Ｓｎ基化合物層は、図２に示されるように、約０．２〜０．４μｍ程度とフィラメント径の約１５％に相当し、非常に薄いことをＥＰＭＡ分析により確認した。
【００５８】
次に、このＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材（サンプル１−１）を３本用意し、ピッチ８ｍｍで撚り線加工した。得られた撚り線を窒素ガス雰囲気中で、温度範囲が６００〜８００℃で保持時間が３０〜３００時間の最終熱処理を行なった。この際、撚り線の端部処理は行わなかった。このようにして得られた撚り線をサンプル１−２とする。
【００５９】
また、比較のために、予備熱処理を施す前の同じ前駆線材を３本撚り線加工し、この撚り線の端部処理を線材3本についてそれぞれ行い、従来の熱処理条件である５５０〜５８０℃の温度範囲で保持時間が１００〜２００時間の予備熱処理と、温度範囲が６００〜８００℃で保持時間が３０〜３００時間の最終熱処理を連続して行った後、端部処理部分を除去したものも作製した。このようにして得られた撚り線をサンプル１−３とする。
【００６０】
サンプル１−２、１−３について、液体ヘリウム中（４．２Ｋ）、１２Ｔの磁界下でＪｃを測定した。結果は表１に示すように、両者ともＪｃ＝７５０Ａ／ｍｍ2 と良好な値であった。
【００６１】
【表１】

Figure 0004013335
【００６２】
実施例２．
実施例１と同様な方法で、最終径０．２ｍｍの複合体を作製した。得られた複合体に実施例１と同様な方法で端部処理を施した後、窒素ガス雰囲気中で、温度範囲が５２０〜５８０℃で保持時間の最長が６０時間の予備熱処理を行なった後、端部処理部分を除去しＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材を作製した。このＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材の一部、約５ｃｍの領域の表面全体に電気ゴテを押しつけることで熱を与えた。このときの表面温度は約２５０〜３５０℃であった。熱を加えた部分を含むこの線材を窒素ガス雰囲気中で、温度範囲が６００〜８００℃で保持時間が３０〜３００時間の最終熱処理を行なった。この際、線材の端部処理は行わなかった。このようにして得られた線材をサンプル２−１とする。
【００６３】
また、比較のために、予備熱処理を施す前の同じ前駆線材に実施例１と同様な方法で端部処理を施した後、上記と同様な方法で、前駆線材の一部、約５ｃｍの領域の表面全体に電気ゴテを押しつけることで熱を加えた。このときの表面温度は約２５０〜３５０℃であった。熱を加えた部分を含むこの前駆線材を窒素ガス雰囲気中で、従来の熱処理条件である５５０〜５８０℃の温度範囲で保持時間が１００〜２００時間の予備熱処理と、温度範囲が６００〜８００℃で保持時間が３０〜３００時間の最終熱処理を連続して行った後、端部処理部分を除去したものも作製した。このようにして得られた線材をサンプル２−２とする。
【００６４】
サンプル２−１、２−２について、液体ヘリウム中（４．２Ｋ）、１２Ｔの磁界下でＪｃを測定した。結果は表１に示すように、サンプル２−１ではＪｃ＝７４０Ａ／ｍｍ2 と良好な値であったが、サンプル２−２ではＪｃ＝４５０Ａ／ｍｍ2 と劣悪な値であった。
この原因は線材の断面観察の結果、Ｓｎの融点以上の熱が前駆線材の一部に加わったことによって、その部分の前駆線材中に「ひけ巣」が発生し、その後の熱処理でもその部分のＳｎの拡散反応がうまく進行せず、結果としてその部分のＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の生成がうまく進行しないためであることが判明した。
【００６５】
比較例１．
実施例１と同様な方法で、最終径０．２ｍｍの複合体を作製した。得られた複合体に実施例１と同様な方法で端部処理を施した後、窒素ガス雰囲気中で、従来の予備熱処理条件である５５０〜５８０℃の温度範囲で保持時間が１００〜２００時間の予備熱処理を行なった後、端部処理部分を除去した。このようにして得られた前駆線材をサンプル３−１とする。この前駆線材について、Ｎｂフィラメントの外周部に生成されるＮｂ−Ｓｎ化合物層を、ＥＰＭＡ分析したところ、図５に示したように、約０．６μｍを越えて約０．８μｍ程度とフィラメント径の約２０％を越えて約３０％程度に達し、実施例１と比較して非常に厚いことを確認した。
【００６６】
次にこのサンプル３−１を３本用意し、ピッチ８ｍｍで撚り線加工した。この撚り線を窒素ガス雰囲気中で、温度範囲が６００〜８００℃で保持時間が３０〜３００時間の最終熱処理を行なった。この際、撚り線の端部処理は行わなかった。このようにして得られた撚線をサンプル３−２とする。この撚り線について、液体ヘリウム中（４．２Ｋ）、１２Ｔの磁界下でＪｃを測定した。結果は表１に示すように、Ｊｃ＝２５０Ａ／ｍｍ2 と劣悪な値であった。
【００６７】
比較例２．
実施例１と同様な方法で、最終線径０．２ｍｍの複合体を作製した。この複合体に実施例１と同様な方法で端部処理を施した後、窒素ガス雰囲気中で、従来の予備熱処理条件である５５０〜５８０℃の温度範囲で保持時間が１０時間の予備熱処理を行なった後、端部処理部分を除去した。このようにして得られた前駆線材をサンプル４−１とする。この前駆線材について、断面をＥＰＭＡ分析したところ、マトリックスの最外周部まではＳｎが拡散していなく、マトリックスの外周部にはＣｕが残存していた。
【００６８】
次に、このサンプル４−１を３本用意し、ピッチ８ｍｍで撚り線加工した。この撚り線を窒素ガス雰囲気中で、温度範囲が６００〜８００℃で保持時間が３０〜３００時間の最終熱処理を行なった。この際、撚り線の端部処理は行わなかった。このようにして得られた撚線をサンプル４−２とする。この撚り線について、液体ヘリウム中（４．２Ｋ）、１２Ｔの磁界下でＪｃを測定した。結果は表１に示すように、Ｊｃ＝２００Ａ／ｍｍ2と劣悪な値であった。
【００６９】
比較例３．
実施例１と同様な方法で、最終線径０．２ｍｍの複合体を作製した。この複合体に実施例１と同様な方法で端部処理を施した後、窒素ガス雰囲気中で従来の予備熱処理条件である５５０〜５８０℃の温度範囲で保持時間が１００〜２００時間の予備熱処理を行ない、引き続き、温度範囲が６００〜８００℃で保持時間が３０〜３００時間の最終熱処理を行なった後、端部処理部分を除去した。このようにして得られたＮｂ3Ｓｎ超電導体をサンプル５−１とする。
次に、このＮｂ3Ｓｎ超電導体線材を３本用意し、ピッチ８ｍｍで撚り線加工した。このようにして得られた撚り線をサンプル５−２とする。
【００７０】
これらのサンプル５−１、５−２について、液体ヘリウム中（４．２Ｋ）、１２Ｔの磁界下でＪｃを測定した。結果は表１に示すように、撚り線前のサンプル５−１についてはＪｃ＝７６０Ａ／ｍｍ2と良好な値であったが、熱処理後に撚り線加工したサンプル５−２については、Ｊｃ＝１００Ａ／ｍｍ2と比較例１以上に劣悪な値であった。
【００７１】
以上の例に示されるように、本発明に係る実施例１のサンプル１−２、即ち端部処理を施し温度範囲が５２０〜５８０℃で保持時間の最長が６０時間の予備熱処理を行った後、端部処理部分を除去して形成した前駆線材を３本撚り線加工し、端部処理を施さず温度範囲が６００〜８００℃で保持時間が３０〜３００時間の最終熱処理を施した場合は、比較例３のサンプル５−１で示した従来のＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体（端部処理を施した前駆線材に予備熱処理と最終熱処理を連続的に施した後、端部処理部分を除去した場合）、および実施例１のサンプル１−３で示した従来のプロセス（前駆線材を３本撚り線加工した後、前駆線材３本についてそれぞれ端部処理を施し、予備熱処理と最終熱処理とを連続的に施した後、それらの端部処理部分を除去する）に対し、Ｊｃ値が劣化することはなかった。
【００７２】
これに対し、端部処理を行い予備熱処理を施した後、端部処理部分を除去して３本撚線加工し、端部処理を施さず最終熱処理を施す場合において、比較例１のサンプル３−２で示したような予備熱処理条件が５５０〜５８０℃で１００〜２００時間と保持時間が長い場合、または、比較例２のサンプル４−２に示したような予備熱処理条件が５５０〜５８０℃で１０時間と保持時間が短い場合は、いずれもＪｃ値が１／３以下に劣化した。
【００７３】
さらに、比較例３のサンプル５−２に示したように端部処理を行った前駆線材に予備熱処理と最終熱処理を連続的に施した後、端部処理部分を除去して３本撚り線加工した場合には、Ｊｃ値は１４％以下に劣化した。
【００７４】
したがって、Ｎｂ基フィラメントの外周部に生成されるＮｂ−Ｓｎ化合物層の厚さを制御することが、Ｊｃ値の劣化防止には重要であることがわかる。したがって、前駆線材を、例えば温度範囲が５００〜５８０℃、保持時間が６０時間以内、好ましくは温度範囲が５２０〜５８０℃、保持時間が３０時間以内とするような予備熱処理を行えば良い。この際、熱処理温度が高かったり、熱処理時間が長すぎたりすると、Ｎｂ−Ｓｎ化合物層の厚さが増すため、加工により破壊されるＮｂ−Ｓｎ化合物層の量が増加するので好ましくなく、また、熱処理温度が低かったり、熱処理時間が短すぎたりすると、マトリックスのブロンズ化が進行し難くなるので好ましくない。
【００７５】
また、本発明に係る実施例２のサンプル２−１、即ち端部処理を施し、温度範囲が５２０〜５８０℃で保持時間の最長が６０時間の予備熱処理を行った後、端部処理部分を除去して形成した前駆線材の一部に、表面温度が約２５０〜３５０℃の熱を加えた後、熱を加えた部分を含む線材を窒素ガス雰囲気中で、温度範囲が６００〜８００℃で保持時間が３０〜３００時間の最終熱処理の最終熱処理を施した場合は、比較例３のサンプル５−１で示した従来のＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体（端部処理を施した前駆線材に、予備熱処理と最終熱処理とを連続的に施した後、端部処理部分を除去した場合）に対し、Ｊｃ値が劣化することはなかった。
【００７６】
これに対し、実施例２のサンプル２−２で示した従来のＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材に端部処理を施した後、前駆線材の一部に表面温度約２５０〜３５０℃の熱負荷を与えた後、熱を加えた部分を含む線材を、窒素ガス雰囲気中で、従来の熱処理条件である５５０〜５８０℃の温度範囲で保持時間が１００〜２００時間の予備熱処理と、温度範囲が６００〜８００℃で保持時間が３０〜３００時間の最終熱処理を連続して行った後、端部処理部分を除去した場合は、Ｊｃ値が約６０％に劣化した。
【００７７】
したがって、Ｃｕマトリックスをブロンズ化し、加工中にＳｎの融点以上の熱が線材の一部に負荷されても、線材にＳｎの溶融による「ひけ巣」を生じさせないようにすることが、Ｊｃ値の劣化防止には重要であることがわかる。このため、前駆線材を、例えば温度範囲が５００〜５８０℃、保持時間が６０時間以内、好ましくは温度範囲が５２０〜５８０℃、保持時間が３０時間以内とするような予備熱処理を行えば良い。
【００７８】
実施例３．
実施の形態２については、コイルを形成する部分を除いて実施の形態３と同一であるため、実施の形態３について、具体的な製作例に基づいて説明する。
実施例１と同様な方法で最終線径０．２ｍｍの複合体を作製した。この複合体に実施例１と同様な方法で端部処理を施した後、窒素ガス雰囲気中で、温度範囲が５２０〜５８０℃で保持時間の最長が６０時間の予備熱処理を行なった後、端部処理部分を除去して前駆線材を得た。
次に、この前駆線材を６分割して、線径０．２ｍｍのステンレス線（ＳＵＳ３０４製）を芯線として、ピッチ１０ｍｍで撚り線して撚り線導体を得た。
【００７９】
この撚り線導体を、外径５０ｍｍ、高さ５０ｍｍのＳＵＳ３０４製の巻き枠に５０ターン、撚り線導体同士が接触しないように単層にソレノイド巻きして小コイルを製作した。得られたコイルを窒素ガス雰囲気中で、温度範囲が６００〜８００℃で保持時間が３０〜３００時間の最終熱処理を行なった。この際、撚り線導体の各線材の端部処理は行わなかった。このコイルに励磁用の電流リードと電圧モニター用の電圧端子を接続し、クライオスタット中にセットした後、液体ヘリウムで冷却して磁界下でのコイルの通電試験を実施した。その結果、この導体の１２Ｔの磁界下でのＳＵＳ製の芯材の部分を除いたＪｃの結果は、Ｊｃ＝７４０Ａ/ｍｍ２と実施例１と同様に良好な値であった。
【００８０】
また、本実験においては、上記の６本撚り線を実施する前に、前駆線材に４５０℃で低融点ガラスを塗布し、焼き付け処理を行うことで絶縁被覆したのち、撚り線加工を行うことも検討した。この方法は、従来の熱処理前の内部拡散法の前駆線材ではＳｎが漏れ出るため、今までＳｎの融点を超える温度で行うことができず、絶縁被膜の焼き付け処理ができなかったが、本発明による前駆線材を使用することにより可能となり、本発明により導体加工、絶縁加工において加工プロセスの自由度あるいは許容度が大幅に拡大されることを見出した。
【００８１】
【発明の効果】
以上のように、この発明によるＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材によれば、Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックスが形成されるので、その後の導体あるいはコイルを形成する加工工程で、Ｓｎの融点以上の熱が前駆線材の一部に加わっても、マトリックスがブロンズ化されて純Ｓｎが存在しないため、Ｓｎの溶融に伴う「ひけ巣」の発生を抑止でき、かつ、Ｎｂ基フィラメントの径の２０％以下の厚さのＮｂ−Ｓｎ基化合物層を形成しているので、このような厚さであれば内部の未反応のＮｂによって強化されているため、耐歪み性が向上する。また、仮に外部からの負荷歪みによりＮｂ−Ｓｎ基化合物層の一部に割れが入ったり破壊されたりしても、Ｎｂ基フィラメント全体に対するＮｂ−Ｓｎ基化合物層の破壊の割合が低いため、Ｊｃ特性の劣化を抑制できる。このため、その後の熱処理で正常なＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の生成反応が起こり、Ｊｃ特性が劣化することはない。したがって、導体あるいはコイルを形成する加工工程中に、 Ｓｎの融点以上の熱を加えることができる、即ち撚り線加工あるいはコイル形成がし易くなる。また、Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックスが形成されるので、その後の熱処理中のＳｎの流失防止を目的とした前駆線材１本毎の端部封止処理、およびその端部封止処理部分の熱処理後の除去の工程を不要とすることができ、工程の簡略化が図れる。さらに、Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックスが形成されるので、Ｃｕ，Ｓｎ，Ｎｂの各構成成分を純金属の状態で仕込まれる場合に比べて、材料強度を向上できる。このため、外部からの負荷歪に対して強い、即ち撚り線加工あるいはコイル形成がし易くなる。
【００８２】
また、この発明によるＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材によれば、Ｎｂ基フィラメントの径の２０％以下の厚さのＮｂ−Ｓｎ基化合物層を形成しているので、このような厚さであれば内部の未反応のＮｂによって強化されているため、耐歪み性が向上する。また、仮に外部からの負荷歪みによりＮｂ−Ｓｎ基化合物層の一部に割れが入ったり破壊されたりしても、Ｎｂ基フィラメント全体に対するＮｂ−Ｓｎ基化合物層の破壊の割合が低いため、Ｊｃ特性の劣化を抑制できる。
【００８３】
また、この発明によるＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材によれば、 Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックスの平均Ｓｎ濃度を１４ｗｔ％〜３０ｗｔ％と高くすることができ、これに見合うだけのＮｂ量が確保できるため、結果としてＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の量を多くすることができ、Ｊｃの特性を向上させることができる。
【００８４】
また、この発明によるＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材によれば、Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックスの平均Ｓｎ濃度を１４ｗｔ％以上と高くできるので、これによりＣｕ−Ｓｎ基マトリックスを、アルファ相ブロンズ合金以外に、ガンマ相、デルタ相、及びイプシロン相ブロンズの内の少なくとも１相との混合相にすることが可能となる。このため、Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックスの平均Ｓｎ濃度が１４ｗｔ％以上と高くでき、結果としてこれに見合うだけのＮｂ量が確保できるので、Ｎｂ3Ｓｎ化合物超伝導体の量を多くすることができ、Ｊｃ特性を向上させることができる。
【００８６】
また、この発明によるＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材の製造方法によれば、Ｃｕ基マトリックスとＳｎ基金属材とが拡散反応してＣｕ−Ｓｎ基マトリックスを形成する工程によって、 Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックスが形成されるので、 その後の導体あるいはコイルを形成する加工工程で、Ｓｎの融点以上の熱が前駆線材の一部に加わっても、マトリックスがブロンズ化されて純Ｓｎが存在しないため、Ｓｎの溶融に伴う「ひけ巣」の発生を抑止できる。このため、その後の熱処理で正常なＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の生成反応が起こり、Ｊｃ特性が劣化することはない。したがって、導体あるいはコイルを形成する加工工程中にＳｎの融点以上の熱を加えることができる、即ち撚り線加工あるいはコイル形成がし易くなる。
また、Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックスが形成される工程によって、その後の熱処理中のＳｎの流失防止を目的とした前駆線材１本毎の端部封止処理、およびその端部封止処理部分の熱処理後の除去の工程を不要とすることができ、工程の簡略化が図れる。
また、Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックスが形成される工程によって、Ｃｕ，Ｓｎ，Ｎｂの各構成成分を純金属の状態で仕込まれる場合に比べて、材料強度を向上できる。このため、外部からの負荷歪に対して強い、即ち撚り線加工あるいはコイル形成がし易くなる。
【００８７】
さらに、Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックスのＳｎがＮｂ基フィラメントの外周に拡散反応して、Ｎｂ基フィラメント径の２０％以下の厚さを有するＮｂ−Ｓｎ基化合物層を形成する工程によって、 Ｎｂ基フィラメントの径の２０％以下の厚さのＮｂ−Ｓｎ基化合物層を形成しているので、このような厚さであれば内部の未反応のＮｂによって強化されているため、耐歪み性が向上する。また、仮に外部からの負荷歪みにより、Ｎｂ−Ｓｎ基化合物層の一部に割れが入ったり破壊されたりしても、Ｎｂ基フィラメント全体に対するＮｂ−Ｓｎ基化合物層の破壊の割合が低いため、Ｊｃ特性の劣化を抑制できる。
【００８８】
また、この発明によるＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材の製造方法によれば、５００〜５８０℃の温度範囲で、６０時間以内の保持時間である予備熱処理を施す工程によって、ブロンズ化、即ち複合体のＣｕ基マトリックスとＳｎ基金属材とが拡散反応してＣｕ−Ｓｎ基マトリックスが形成され、さらにＣｕ−Ｓｎ基マトリックス中のＳｎが、Ｎｂ基フィラメントの外周に拡散反応して、Ｎｂ基フィラメントの径の２０％以下の厚さのＮｂ−Ｓｎ基化合物層を形成できる。
【００８９】
また、この発明によるＮｂ3Ｓｎ化合物超電導導体の製造方法によれば、Ｃｕ基マトリックスとＳｎ基金属材とが拡散反応して、Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックスを形成する工程によって、 Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックスが形成されるので、その後の導体あるいはコイルを形成する加工工程で、Ｓｎの融点以上の熱が前駆線材の一部に加わっても、マトリックスがブロンズ化されて純Ｓｎが存在しないため、Ｓｎの溶融に伴う「ひけ巣」の発生を抑止できる。このため、その後の熱処理で正常なＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の生成反応が起こり、Ｊｃ特性が劣化することはない。したがって、導体を形成する加工工程中に、Ｓｎの融点以上の熱を加えることができる、即ち撚り線加工がし易くなる。
また、Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックスが形成される工程によって、その後の熱処理中のＳｎの流失防止を目的とした前駆線材１本毎の端部封止処理、およびその端部封止処理部分の熱処理後の除去の工程を不要とすることができ、工程の簡略化が図れる。
また、Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックスが形成される工程によって、Ｃｕ，Ｓｎ，Ｎｂの各構成成分を純金属の状態で仕込まれる場合に比べて、材料強度を向上できる。このため、外部からの負荷歪に対して強い、即ち撚り線加工がし易くなる。
【００９０】
さらに、Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックスのＳｎがＮｂ基フィラメントの外周に拡散反応してＮｂ基フィラメント径の２０％以下の厚さを有するＮｂ−Ｓｎ基化合物層を形成する工程によって、 Ｎｂ基フィラメントの径の２０％以下の厚さのＮｂ−Ｓｎ基化合物層を形成しているので、このような厚さであれば内部の未反応のＮｂによって強化されているため、耐歪み性が向上する。また、仮に外部からの負荷歪みにより、Ｎｂ−Ｓｎ基化合物層の一部に割れが入ったり破壊されたりしても、Ｎｂ基フィラメント全体に対するＮｂ−Ｓｎ基化合物層の破壊の割合が低いため、Ｊｃ特性の劣化を抑制できる。即ち、製造工程時に外部からの負荷歪みに対して強く、且つ外部からの負荷歪みが加わってもＪｃ特性の劣化を抑制できる。
【００９１】
さらに、５００〜５８０℃の温度範囲で、６０時間以内の保持時間である予備熱処理を施す工程によって、ブロンズ化、即ち複合体のＣｕ基マトリックスとＳｎ基金属材とが拡散反応して、Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックスが形成される。さらにＣｕ−Ｓｎ基マトリックス中のＳｎが、Ｎｂ基フィラメントの外周に拡散反応して、Ｎｂ基フィラメントの径の２０％以下の厚さのＮｂ−Ｓｎ基化合物層を形成できる。
【００９２】
また、この発明によるＮｂ3Ｓｎ化合物超電導コイルの製造方法によれば、 Ｃｕ基マトリックスとＳｎ基金属材とが拡散反応してＣｕ−Ｓｎ基マトリックスを形成する工程によって、Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックスが形成されるので、その後の導体あるいはコイルを形成する加工工程で、Ｓｎの融点以上の熱が前駆線材の一部に加わっても、マトリックスがブロンズ化されて純Ｓｎが存在しないため、Ｓｎの溶融に伴う「ひけ巣」の発生を抑止できる。このため、その後の熱処理で正常なＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の生成反応が起こり、Ｊｃ特性が劣化することはない。したがって、導体あるいはコイルを形成する加工工程中に、 Ｓｎの融点以上の熱を加えることができる、即ち撚り線加工あるいはコイル形成がし易くなる。
また、Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックスが形成される工程によって、その後の熱処理中のＳｎの流失防止を目的とした前駆線材１本毎の端部封止処理、およびその端部封止処理部分の熱処理後の除去の工程を不要とすることができ、工程の簡略化が図れる。
また、Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックスが形成される工程によって、Ｃｕ，Ｓｎ，Ｎｂの各構成成分を純金属の状態で仕込まれる場合に比べて、材料強度を向上できる。このため、外部からの負荷歪に対して強い、即ち撚り線加工あるいはコイル形成がし易くなる。
【００９３】
さらに、Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックスのＳｎがＮｂ基フィラメントの外周に拡散反応してＮｂ基フィラメント径の２０％以下の厚さを有するＮｂ−Ｓｎ基化合物層を形成する工程によって、 Ｎｂ基フィラメントの径の２０％以下の厚さのＮｂ−Ｓｎ基化合物層を形成しているので、このような厚さであれば内部の未反応のＮｂによって強化されているため、耐歪み性が向上する。また、仮に外部からの負荷歪みによりＮｂ−Ｓｎ基化合物層の一部に割れが入ったり破壊されたりしても、Ｎｂ基フィラメント全体に対するＮｂ−Ｓｎ基化合物層の破壊の割合が低いため、Ｊｃ特性の劣化を抑制できる。即ち、製造工程時に外部からの負荷歪みに対して強く、外部からの負荷歪みが加わってもＪｃ特性の劣化を抑制できる。
【００９４】
さらに、５００〜５８０℃の温度範囲で、６０時間以内の保持時間である予備熱処理を施す工程によって、ブロンズ化、即ち複合体のＣｕ基マトリックスとＳｎ基金属材とが拡散反応して、Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックスが形成される。さらにＣｕ−Ｓｎ基マトリックス中のＳｎがＮｂ基フィラメントの外周に拡散反応して、Ｎｂ基フィラメントの径の２０％以下の厚さのＮｂ−Ｓｎ基化合物層を形成できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 本発明の実施の形態１の内部拡散法によるＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材の構成を示す横断面図である。
【図２】 図１の要部断面の写真で、Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックス中に埋設されたＮｂ基フィラメントの外周層に形成されたＮｂ−Ｓｎ基化合物層を示す。
【図３】 図１のＣｕ−Ｓｎ基マトリックスのＣｕ−Ｓｎ２元系状態図である。
【図４】 従来の内部拡散法によるＮｂ3Ｓｎ化合物超伝導体の前駆線材の構成を示す横断面図である。
【図５】 図４の要部断面図の写真で、Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックス中に埋設されたＮｂ基フィラメントの外周層に形成されたＮｂ−Ｓｎ基化合物層を示す。
【符号の説明】
１０ Ｎｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材、
１１ Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックス、
１２ Ｎｂ基フィラメント、
１３ Ｎｂ−Ｓｎ基化合物層[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
This invention is Nb Three Precursor wire of Sn compound superconductor and manufacturing method thereof, Nb Three Manufacturing method of Sn compound superconducting conductor and Nb Three The present invention relates to a method for manufacturing a Sn compound superconducting coil.
[0002]
[Prior art]
As superconducting application fields that can pass a large current without generating power loss or generate a strong magnetic field, (1) energy-saving development by superconducting power systems such as generators, transmission cables, and energy storage, (2) nuclear fusion, MHD There are new energy developments such as (magnetohydrodynamic) power generation, and (3) development of new technologies using high magnetic fields such as high energy accelerators, magnetic levitation trains, electromagnetic propulsion ships, magnetic separation, medical MRI (magnetic resonance imaging). For the development of such superconducting application technology, the development of excellent superconducting wire technology is indispensable. To date, NbTi-based alloy superconductors have been developed under magnetic fields of 8T and 9T and higher than that. Nb under magnetic field Three Sn and V Three Ga-based compound superconductors have been developed. In order to stabilize these superconductors, a large number of superconducting filaments having a diameter of several tens of μm or less are embedded in a metal matrix having a small resistivity such as Cu, and the superconducting filaments have a twisted structure. . Such a superconductor is called an extra fine multi-core wire.
[0003]
Among these superconducting materials, superconducting materials based on compounds have the advantage that both the critical temperature and the upper critical magnetic field are considerably higher than alloy materials such as NbTi, but they have the disadvantage of being extremely brittle. ing. Accordingly, since the compound superconductor itself does not have processability, various ideas have been given regarding the manufacturing method for obtaining this ultrafine multi-core wire. Currently, an industrially established production method uses a solid-phase reaction. As a main method, for example, “Materials Science” Vol. 20, no. 2, Aug. 1983, p. 82-P. 83, bronze method, tube method, internal diffusion method, external diffusion method and the like.
[0004]
FIG. 4 shows, for example, Nb before heat treatment by a conventional internal diffusion method described in Japanese Patent Publication No. 61-16141. Three It is a cross-sectional view which shows the precursor wire of Sn compound superconductor. In FIG. 4, 1 is Nb before heat treatment. Three A precursor wire of an Sn compound superconductor, 2 is an Nb-based metal material that becomes a superconductor in a later heat treatment, 3 is a Cu-based matrix, and 4 is an Sn-based metal material.
[0005]
Nb by the internal diffusion method shown in FIG. Three The precursor wire 1 of the Sn compound superconductor is manufactured as follows.
First, an Nb-based metal material 2 that becomes a superconductor by heat treatment after manufacturing the precursor wire 1 is inserted into a Cu tube, and the diameter is reduced to a predetermined diameter. The Nb-based metal rod covered with the reduced diameter Cu tube is cut into an appropriate length and filled into a Cu container. However, a Cu portion or a Cu portion made of a large number of Cu wires is arranged in the center. A composite billet in which a large number of Nb-based metal materials are embedded in Cu is obtained by arranging a Cu lid and sealing the welded lid while excluding air in the container. After extruding this composite billet, a mechanical cutting process was performed at the center of the Cu portion to form a hole, and a hollow portion was provided, and the Sn alloy material 4 was inserted into the hollow portion, as shown in FIG. A composite in which the Sn alloy material 4 and a large number of Nb-based metal materials 2 are embedded in the Cu-based matrix 3 is obtained at the center having a cross-sectional shape. By further reducing the diameter of this composite, Nb Three An Sn compound superconductor precursor wire 1 is obtained. In the precursor wire 1, a large number of Nb-based metal materials 2 embedded in the Cu-based matrix 3 may be referred to as Nb filaments 5.
[0006]
Nb by the internal diffusion method shown in FIG. Three The precursor wire 1 of the Sn compound superconductor is manufactured as described above, and then a preliminary heat treatment (temperature range 550 to 580 ° C., holding time 100 to 200 hours) for producing bronzes, Nb Three By applying the final heat treatment (temperature range 600 to 800 ° C., holding time 30 to 300 hours) for Sn generation, most or all of the surface layer of the Nb filament 5 is Nb. Three Change to Sn, Nb Three An Sn compound superconductor is obtained.
Here, the reason for performing the pre-heat treatment is that Sn in the surrounding Cu diffuses to form a Cu-Sn phase (bronze), so that the Sn in the Cu-Sn phase can be Reacts with all Nb filaments 5 to make Nb filaments 5 homogeneous Nb Three This is for reacting with the Sn superconductor. Therefore, conventional Nb Three The precursor wire 1 of the Sn compound superconductor is a heat treatment after the precursor wire 1 is manufactured (preliminary heat treatment and final heat treatment). Three It refers to a wire that becomes a Sn compound superconductor.
[0007]
Thus, Nb by the internal diffusion method Three The manufacturing method of Sn compound superconductor is also established industrially. Recently, Nb Three By adding a third element such as Ti or Ta to the Sn compound, the critical current density (hereinafter referred to as Jc) in a high magnetic field is improved, and a high magnetic field magnet of 17 T or more has been put into practical use. For AC applications or pulse magnet applications, stranded wire type superconducting conductors are used to reduce AC loss and secure current capacity.
[0008]
[Problems to be solved by the invention]
Nb Three Since the Sn compound superconductor has the disadvantage that it is extremely fragile as described above, there has been a problem that the superconducting characteristics, particularly the Jc characteristics, with respect to external load strain are significantly deteriorated. For this reason, Nb produced by heat treatment Three There has been a problem that it is difficult to form a superconducting conductor by twisting a Sn compound superconductor to form a superconducting conductor, or to form a superconducting coil by winding using this superconducting conductor.
[0009]
In the production of a relatively small superconducting coil, a precursor wire before heat treatment or a conductor twisted from several to several tens of precursor wires may be subjected to appropriate insulation treatment in some cases before being desired in advance. Nb after coiling into shape Three This is performed by a so-called Wind & React method (hereinafter referred to as W & R method) in which heat treatment for producing a Sn compound superconductor is performed. In a relatively small superconducting coil, this W & R method avoids the distortion problem associated with coil formation.
[0010]
On the other hand, as seen in, for example, superconducting coils for fusion reactors, large-scale superconducting coils with a current capacity of several tens of kA and a coil diameter of several tens of meters have been manufactured. Has appeared. In other words, in order to secure current capacity, a conductor {cable in conduit (hereinafter referred to as CIC)} containing 1000 or more twisted precursor wires in a metal tube called stainless steel called a conduit is manufactured. In order to secure the conductor length, a plurality of conductors are connected to each other (when a stranded conductor is drawn into a plurality of conduits and only the conduits are welded to each other, the plurality of conductors may be welded or soldered, etc. ) Has become necessary.
[0011]
However, when the W & R method is adopted for a large superconducting coil, Nb by the conventional internal diffusion method is used. Three The precursor wire of the Sn compound superconductor has the following problems because the Cu matrix of the precursor wire is not bronzed (the Cu matrix becomes a Cu—Sn group matrix).
(1) In a process for forming a conductor or coil, for example, in a welding process between conduits, when heat equal to or higher than the melting point of Sn (about 200 ° C.) is applied, Sn inside the precursor wire of that portion melts and the inside of the precursor wire In the subsequent heat treatment, Sn diffusion reaction and Nb3Sn formation reaction in that portion of the precursor wire did not proceed well, and as a result, Nb Three The Jc characteristics of the Sn compound superconductor will deteriorate. Therefore, heat higher than the melting point of Sn cannot be applied during such processing steps.
(2) Before performing the heat treatment, an end sealing process for the purpose of preventing Sn from flowing out due to melting of Sn from the precursor wire during the heat treatment is required for each precursor wire. Furthermore, after the heat treatment, it is necessary to form a conductor or coil having a final shape after removing these end sealing portions.
(3) The material strength of the matrix is weak.
[0012]
In order to solve these problems, Nb by an internal diffusion method before heat treatment Three The precursor wire of the Sn compound superconductor was preliminarily preliminarily subjected to preliminary heat treatment in advance, and an attempt was made to bronz the precursor wire matrix. However, the method of twisting the precursor wire and then performing the final heat treatment has a problem that the Jc characteristic is deteriorated due to the twisting.
[0013]
The cause of the deterioration of the Jc characteristic due to the stranded wire processing is explained as follows. That is, as shown in FIG. 5, it was found from the analysis result by an electron beam microanalyzer (hereinafter referred to as “EPMA”) that the Nb—Sn-based compound layer 6 is formed on the outer peripheral portion of the Nb filament 5 by the preliminary heat treatment. . The Nb—Sn-based compound layer 6 is distorted during subsequent stranded wire processing, so that a part of the Nb—Sn-based compound layer 6 is cracked or broken, and normal Nb is also obtained by the final heat treatment performed thereafter. Three It was revealed from EPMA that it does not recover to the Sn compound. For this reason, Nb having good Jc characteristics can be obtained by performing only the preliminary heat treatment that has been conventionally performed and performing the final heat treatment after the stranded wire processing. Three Since it does not become a Sn compound, it turned out that Jc characteristic falls significantly.
[0014]
The present invention has been made to solve the above-described problems, and is resistant to external load strain, and heat higher than the melting point of Sn during a processing step of forming a conductor or a coil. Nb that can be added, that is, stranded wire processing or coil formation is easy Three It aims at obtaining the precursor wire of Sn compound superconductor, and its manufacturing method.
In addition, even when external load distortion is applied, Nb can suppress deterioration of Jc characteristics. Three It aims at obtaining the precursor wire of Sn compound superconductor, and its manufacturing method.
Furthermore, it is strong against external load strain during the manufacturing process, and even when external load strain is applied, it is possible to suppress deterioration of Jc characteristics, and during the processing step of forming a conductor or coil, the melting point of Sn or higher is exceeded. Nb with good characteristics that heat can be applied, resulting in easy stranded wire processing or coil formation Three Manufacturing method of Sn compound superconducting conductor and Nb Three It aims at obtaining the manufacturing method of Sn compound superconducting coil.
[0015]
[Means for Solving the Problems]
Nb according to claim 1 Three The precursor wire of the Sn compound superconductor is composed of a Cu—Sn group matrix, a number of Nb group filaments embedded separately from the center of the Cu—Sn group matrix, and Nb— formed on the outer periphery of the Nb group filament. Sn-based compound layer The thickness of the Nb—Sn-based compound layer is 20% or less of the Nb-based filament diameter. It is a thing.
[0017]
Claims 2 Nb related to Three In the precursor wire of the Sn compound superconductor, the average Sn concentration of the Cu—Sn base matrix is 14 to 30 wt%.
[0018]
Claims 3 Nb related to Three The precursor wire of the Sn compound superconductor is such that the Cu—Sn base matrix contains an alpha phase bronze alloy, and is a mixed phase of at least one of the gamma phase, delta phase, and epsilon phase bronze.
[0020]
Claims 4 Nb related to Three The manufacturing method of the Sn compound superconductor precursor wire includes a step of forming a composite billet in which a large number of Nb-based filaments are separated and embedded outside the central portion of the Cu-based matrix, and after extruding the composite billet, Cu A step of drilling a hole in the center of the base matrix and inserting a Sn-base metal material into the hole to form a composite; a step of drawing at least one composite; and a step of drawing A step of forming a Cu-Sn group matrix by a diffusion reaction between the Cu-based matrix of the composite and the Sn-based metal material by performing a preliminary heat treatment, and a diffusion reaction of Sn of the Cu-Sn group matrix on the outer periphery of the Nb-based filament And a step of forming an Nb—Sn group compound layer having a thickness of 20% or less of the diameter of the Nb group filament.
[0021]
Claims 5 Nb related to Three In the method for producing the precursor wire of the Sn compound superconductor, the preliminary heat treatment is performed in a temperature range of 500 to 580 ° C. and the holding time is within 60 hours.
[0022]
Claims 6 Nb related to Three The manufacturing method of the Sn compound superconducting conductor includes a step of forming a composite billet in which a large number of Nb-based filaments are separated and embedded outside the center of the Cu-based matrix, and after extruding the composite billet, A hole is formed in the central portion, a composite material is formed by inserting a Sn-based metal material into the hole, a step of drawing at least one composite, and a preliminary heat treatment after the wire drawing step. To form a Cu-Sn group matrix by a diffusion reaction between the Cu-based matrix of the composite and the Sn-based metal material, and Sn of the Cu-Sn group matrix diffuses to the outer periphery of the Nb-based filament. Nb-Sn group compound layer having a thickness of 20% or less of Nb group filament diameter is applied to form Nb Three Forming a precursor wire of a Sn compound superconductor; and at least one Nb Three A step of forming a stranded wire conductor by twisting a precursor wire material of the Sn compound superconductor, and the stranded wire conductor is subjected to Nb-based filaments by a final heat treatment. Three And a step of forming a Sn compound.
[0023]
Claims 7 Nb related to Three In the method for producing the Sn compound superconducting conductor, the step of performing the preliminary heat treatment includes a holding time within 60 hours at a temperature range of 500 to 580 ° C., a holding time of 30 to 300 hours at a temperature range of 600 to 800 ° C. It is a thing.
[0024]
Still further, Nb according to claim 8 Three The manufacturing method of the Sn compound superconducting coil includes a step of forming a composite billet in which a large number of Nb-based filaments are separated and embedded outside the center of the Cu-based matrix, and after extruding the composite billet, Drilling a hole in the center, inserting a Sn-based metal material into the hole to form a composite, drawing at least one composite, drawing, pre-heat treatment after the drawing To form a Cu-Sn group matrix by a diffusion reaction between the Cu-based matrix of the composite and the Sn-based metal material, and Sn of the Cu-Sn group matrix diffuses to the outer periphery of the Nb-based filament. Nb-Sn group compound layer having a thickness of 20% or less of Nb group filament diameter is applied to form Nb Three Forming a precursor wire of a Sn compound superconductor; and at least one Nb Three A step of forming a stranded wire conductor by twisting a precursor wire material of the Sn compound superconductor to form a coil by winding the stranded wire conductor; N b Three And a step of forming a Sn compound.
[0025]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Embodiment 1 FIG.
FIG. 1 shows Nb obtained by the internal diffusion method according to Embodiment 1 of the present invention. Three It is a cross-sectional view which shows the structure of the precursor wire material of Sn compound superconductor.
In FIG. 1, 10 is Nb. Three A precursor wire of a Sn compound superconductor, 11 is a Cu-Sn group matrix, 12 is a plurality of Nb group filaments embedded separately in the Cu-Sn group matrix 11, and 13 is formed on the outer peripheral layer of the Nb group filament 12. It is a Nb-Sn group compound layer.
[0026]
Nb by the internal diffusion method according to the present invention shown in FIG. Three Sn compound superconductor precursor wire 10 and Nb by the conventional internal diffusion method shown in FIG. Three The main difference from the Sn compound superconductor precursor wire 1 is the conventional Nb. Three Whereas the precursor wire 1 of the Sn compound superconductor is not subjected to the preliminary heat treatment, Nb according to the present invention is used. Three That is, the precursor wire 10 of the Sn compound superconductor is subjected to preliminary heat treatment.
Below, Nb by the internal diffusion method Three A method for producing the precursor wire 10 of the Sn compound superconductor will be described.
[0027]
First, an Nb round bar is inserted into a Cu tube, and an Nb base metal material covered with a Cu tube reduced in hexagonal shape by drawing is obtained, and the Nb base metal material covered with this Cu tube Is cut to a predetermined length. Next, a Cu base matrix made of a Cu rod or a large number of Cu wires is arranged in the central portion of the Cu container, and an Nb-based metal material covered with a large number of Cu tubes outside the central portion of the Cu based matrix. Buried. Accordingly, the Nb-based metal materials are arranged separated by the Cu-based matrix. In this way, a large number of Nb-based metal rods embedded in the Cu-based matrix, that is, Nb, are formed by welding and sealing the lid while disposing air in the container by disposing the lid of Cu. A composite billet having a base filament 12 is formed.
[0028]
The composite billet is extruded and processed, both ends of the composite billet are cut transversely, and the center of the cut surface is cut to make a hole. A Sn-based metal material is inserted into the hole to form a composite. In some cases, the outer periphery of the composite is further covered with a Ta tube serving as a Sn diffusion barrier, and an oxygen-free copper tube is covered outside.
[0029]
The composite obtained in this way is drawn or, if necessary, a plurality of the composites are further combined before drawing. Then, an edge part process is performed by fuse | melting an edge part by arc melting.
[0030]
What was formed in this way was a nitrogen gas atmosphere, a temperature range of 500 to 580 ° C. and a holding time of up to 60 hours, preferably a temperature range of 520 to 580 ° C. and a holding time of 30 hours or less. By performing such preliminary heat treatment, bronzing, that is, the Cu-based matrix of the composite and the Sn-based metal material undergo a diffusion reaction to form the Cu-Sn-based matrix 11.
In particular, the central portion of the Cu—Sn group matrix 11 is formed only from the Cu—Sn group matrix.
[0031]
Further, Sn in the Cu-Sn matrix 11 diffuses and reacts on the outer periphery of the Nb-based filament 12 to form an Nb-Sn-based compound layer 13 having a thickness of 20% or less, preferably 15% or less of the diameter of the Nb-based filament. Nb Three An Sn compound superconductor precursor wire 10 is formed.
In addition, the precursor wire 10 is subjected to a final heat treatment in a subsequent process, for example, by performing a temperature range of 600 to 800 ° C. and a holding time of 30 to 300 hours. Three An Sn compound superconductor is formed.
[0032]
Conventional Nb Three In the precursor wire of the Sn compound superconductor, when heat exceeding the melting point of Sn is partially applied to the precursor wire in a process of forming a conductor or a coil, for example, a welding process between conduits, the Sn inside the precursor wire of that portion is Since it melts and a “sink nest” is generated inside the precursor wire, the diffusion reaction of Sn and Nb in the precursor wire of that portion in the subsequent heat treatment Three Sn formation reaction does not proceed well, resulting in Nb Three The Jc characteristic of the Sn compound superconductor was deteriorated.
[0033]
However, Nb by the internal diffusion method of the first embodiment Three According to the precursor wire 10 of the Sn compound superconductor, by performing the preliminary heat treatment, the Cu-Sn base matrix 11 is formed by bronzing, that is, the Cu base matrix of the composite and the Sn base metal material undergo a diffusion reaction. Therefore, even if heat equal to or higher than the melting point of Sn is applied to the precursor wire in the subsequent processing step for forming the conductor or coil, the matrix is bronzed and pure Sn does not exist. "Can be suppressed. Therefore, normal Nb in the subsequent heat treatment Three The formation reaction of the Sn compound superconductor occurs and the Jc characteristic is not deteriorated. Accordingly, heat higher than the melting point of Sn can be applied during the processing step of forming the conductor or coil, that is, stranded wire processing or coil formation is easy and Nb has good characteristics. Three A precursor wire of a Sn compound superconductor and a manufacturing method thereof can be obtained.
[0034]
Nb Three In the conventional precursor wire of the Sn compound superconductor, the end sealing process (process for melting the end part by arc melting) for each precursor wire for the purpose of preventing the loss of Sn during heat treatment, and the end sealing thereof It was necessary to remove the heat-treated portion after the heat treatment.
In contrast, Nb of the present invention Three Since the precursor wire 10 of the Sn compound superconductor has already been subjected to preliminary heat treatment, the Cu matrix is bronzed, so that the end sealing treatment during the subsequent heat treatment and the end sealing treatment after the heat treatment The step of removing the portion can be made unnecessary. For this reason, it is possible to simplify the process of stranded wire processing or coil formation. Three A precursor wire of a Sn compound superconductor and a manufacturing method thereof can be obtained.
[0035]
Furthermore, Nb Three Since the pre-heat treatment of the Sn compound superconductor precursor wire 10 has already been performed, the Cu matrix is bronze, that is, the Cu-based matrix of the composite and the Sn-based metal material undergo a diffusion reaction to form the Cu-Sn based matrix 11. Since it is formed, the material strength can be improved as compared with the case where each component of Cu, Sn, and Nb is charged in a pure metal state. For this reason, it is strong against load strain from the outside, that is, it is easy to form a stranded wire or form a coil. Three A precursor wire of a Sn compound superconductor and a manufacturing method thereof can be obtained.
[0036]
Furthermore, Sn in the Cu—Sn group matrix 11 diffuses and reacts on the outer periphery of the Nb group filament 12, and the Nb—Sn group compound layer has a thickness of 20% or less, preferably 15% or less of the diameter of the Nb group filament. 13 is formed, and if it is such a thickness, it is strengthened by the internal unreacted Nb, so that the strain resistance is improved. Moreover, even if a part of the Nb—Sn-based compound layer 13 is cracked or broken due to external strain, the ratio of the Nb—Sn-based compound layer 13 to the entire Nb-based filament is low. , Jc characteristic deterioration can be suppressed.
[0037]
Further, the present invention Nb Three In the precursor wire 10 of the Sn compound superconductor, unlike the wire by the bronze method, the average Sn concentration of the Cu—Sn base matrix 11 can be increased to 14 wt% or more. , Delta phase, and epsilon phase bronze can be mixed with at least one phase. By using such a structure of the Cu—Sn group matrix 11, the Jc characteristics can be improved.
[0038]
The reason for this will be described with reference to FIG.
FIG. 3 shows “Binary Alloy Phase Diagrams” 2nd Edition, Vol. 2, ASM International (1990), p. 1481-P. FIG. 14C is a Cu—Sn binary system phase diagram shown in 1483.
In FIG. 3, the horizontal axis indicates the solid solubility of Sn in Cu by weight% (lower axis) and atomic weight% (upper axis), and the vertical axis indicates the temperature in ° C. L indicates a liquid phase. As for other indications, for example, alpha phase bronze (range indicated by α (Cu) in the figure) indicates the solid solubility of Sn in Cu at each temperature of 100 to 1084.87 ° C., and the maximum is Cu-15. 8 wt% Sn (520 ° C.). In addition, for example, the delta phase (range indicated by the δ phase in the figure) shows the solid solubility of Sn in Cu at each temperature of 350 to 586 ° C., and the maximum is Cu-32.55 wt% Sn (582 ° C.). It is shown.
[0039]
In the case of a wire bronze method in which the matrix is bronzed in advance and wire-drawn, the precipitation of the compound phase in the Cu-Sn group matrix is not preferable due to the problem of workability. There is a limitation that it must be in the alpha phase bronze alloy region. For this reason, a bronze matrix of about 14 wt% or less is usually used for the wire rod by the bronze method. Therefore, finally Nb Three The amount of Nb that becomes the Sn compound superconductor can be charged only in accordance with the amount of Sn, and eventually Nb produced Three The amount of Sn compound superconductor is also limited.
[0040]
However, in the internal diffusion method, since each component of Nb, Sn, and Cu is charged in a pure metal state, there is no limitation on the amount of Nb and Sn due to workability restrictions. Therefore, the average Sn concentration of the Cu—Sn group matrix can be as high as 14 wt% or more. In other words, Nb Three The amount of the Sn compound superconductor can be increased, and the Jc characteristics can be improved.
Moreover, although the average Sn concentration of the upper limit of a preferable practical Cu-Sn group matrix has obtained 27.9 wt% by actual measurement, since it is also possible to make it still higher concentration (about 40 wt%) in calculation, Preferably it is 30 wt%.
[0041]
Note that the embodiment of the present invention shown in FIG. Three The precursor wire 10 of the Sn compound superconductor has been described as an example of a precursor wire of a superconductor not having a stabilizing material represented by Cu and a diffusion barrier material represented by Nb and Ta. However, since these stabilizers and diffusion barrier materials are not affected by the heat treatment of the present invention, Nb having a stabilizer or diffusion barrier material is included. Three It is clear that the present invention is effective also for the precursor wire of the Sn compound superconductor.
[0042]
Further, the Nb of the present invention shown in FIG. Three In the precursor wire 10 of the Sn compound superconductor, at least one of the Nb-based filament and the Sn-based metal material includes elements represented by Ti, In, Ge, Si, Al, Ta, Hf, Zr, W, and Mo, Alternatively, by adding a component containing at least one element among them, it is possible to improve the superconducting characteristics obtained by the subsequent heat treatment, particularly the Jc characteristics in a high magnetic field. It does not prevent the addition.
[0043]
Further, the Nb of the present invention shown in FIG. Three As the precursor wire 10 of the Sn compound superconductor, the Cu-Sn base matrix 11 is a ternary or more obtained by adding a small amount of Ti, Mn, Ge, Si, In, Mg, etc., in addition to the binary bronze of Cu and Sn. It is possible to improve the superconducting characteristics obtained by the subsequent heat treatment, particularly the Jc characteristics in a high magnetic field, and the present invention does not prevent such element addition.
[0044]
Further, the Nb of the present invention shown in FIG. Three As the precursor wire 10 of the Sn compound superconductor, an example in which a composite of an Nb filament and a Cu—Sn bronze matrix is used alone has been described, but in order to increase the current capacity, the obtained composite is used. Needless to say, the present invention is effective even in the case of such a secondary composite superconductor precursor wire that is filled in a number of Cu tubes or the like to be secondary composited and reduced in diameter. Yes.
[0045]
Furthermore, as Embodiment 1, Nb by an internal diffusion method is used. Three The precursor wire of the Sn compound superconductor has been described as an example, but in addition to the internal diffusion method, other Nb composed of metal components of Nb group, Sn group, and Cu group such as external diffusion method or Nb tube method. Three The precursor wire of the Sn-based compound superconductor is included, and it is not awaited that the present invention is effective even in the precursor wire by these manufacturing methods.
[0046]
Embodiment 2. FIG.
Nb by the internal diffusion method of the second embodiment Three An Sn compound superconducting conductor and a manufacturing method thereof will be described.
First, in the same manner as in the first embodiment, Nb Three An Sn compound superconductor precursor wire 10 is formed.
[0047]
Next, at least one Nb Three The precursor wire 10 of the Sn compound superconductor is twisted to form a stranded conductor, and is subjected to a final heat treatment in a nitrogen gas atmosphere, for example, at a temperature range of 600 to 800 ° C. and a holding time of 30 to 300 hours. Nb Three In the portion of the Nb-based filament 12 in the precursor wire 10 of the Sn compound superconductor, Nb Three Sn compound is formed, Nb Three An Sn compound superconducting conductor is formed.
[0048]
Nb by the internal diffusion method of the second embodiment Three According to the Sn compound superconducting conductor and the manufacturing method thereof, Nb of the first embodiment Three Since the precursor wire 10 of the Sn compound superconductor is used, the same effects as those of the first embodiment are obtained. In other words, it is strong against external load distortion during the manufacturing process, and even when external load distortion is applied, it is possible to suppress the deterioration of the Jc characteristic, and as a result, it is easy to process a conductor and Nb has good characteristics. Three An Sn compound superconducting conductor and a method for producing the same can be obtained.
[0049]
Further, particularly when a conductor is formed, in the conductor using the conventional precursor wire and the manufacturing method thereof, it is necessary to remove the end sealing process and the end sealing process for each precursor wire. In contrast, Nb by the internal diffusion method of the second embodiment Three According to the Sn compound superconducting conductor and its manufacturing method, since the Cu matrix of the wire has already been bronzed, there is an end sealing process for each precursor wire and a process for removing the end sealing process part. Nb which is completely unnecessary, and as a result, conductor processing is easy and the process can be simplified. Three An Sn compound superconducting conductor and a method for producing the same can be obtained.
[0050]
Embodiment 3 FIG.
Nb by the internal diffusion method of the third embodiment Three An Sn compound superconducting coil and a manufacturing method thereof will be described.
First, in the same manner as in the first embodiment, Nb Three An Sn compound superconductor precursor wire 10 is formed.
[0051]
Next, at least one Nb Three The precursor wire 10 of the Sn compound superconductor is twisted to form a stranded conductor, and the stranded conductor is wound to form a coil. The coil formed in this manner is subjected to a final heat treatment in a temperature range of 600 to 800 ° C. and a holding time of 30 to 300 hours in a nitrogen gas atmosphere P, so that the Nb-based filament 12 portion of the precursor wire 10 is subjected to Nb Three Sn compound is formed, Nb Three An Sn compound superconducting coil is formed.
[0052]
Nb by the internal diffusion method of the third embodiment Three According to the Sn compound superconducting coil and the manufacturing method thereof, Nb of the first embodiment Three Since the precursor wire 10 of the Sn compound superconductor is used, the same effects as those of the first embodiment are obtained. In other words, it is strong against external load strain during the manufacturing process, and even when external load strain is applied, Jc characteristic deterioration can be suppressed. As a result, it is easy to perform stranded wire processing or coil processing, and Nb has good properties. Three An Sn compound superconducting coil and a manufacturing method thereof can be obtained.
[0053]
In particular, when a coil is formed, the conductor using the conventional precursor wire and the method for manufacturing the conductor require an end sealing process and a removal of the end sealing process for each precursor wire. In contrast, Nb by the internal diffusion method of the third embodiment Three According to the Sn compound superconducting coil and its manufacturing method, since the Cu matrix of the precursor wire has already been bronzed, the removal process of the end sealing process and the end sealing process part is completely unnecessary, and as a result Nb which can be easily processed by stranded wire or coil and can simplify the process. Three An Sn compound superconducting coil and a manufacturing method thereof can be obtained.
[0054]
Furthermore, after manufacturing the stranded wire, a CIC in which a large number of stranded wires are drawn into a conduit (a metal pipe typified by stainless steel) or the like, and a coil manufacturing method having a manufacturing process for forming a large coil using this CIC However, it is obvious that the present invention is effective, and it goes without saying that this case is included as one of the embodiments.
[0055]
【Example】
Example 1.
The first embodiment will be described based on a specific manufacturing example.
In an oxygen-free copper container having an outer diameter of 180 mm and an inner diameter of 156 mm, 91 oxygen-free copper bars having a hexagonal cross section with a side of 3.5 mm are arranged in the center, and 306 of the same dimensions are provided around the rod. The copper-coated Nb single-core wire (Nb space factor: 53.7%) was stored with the highest packing density, and in order to further increase the packing density, the gap was filled with oxygen-free copper fine wires. In this way, a composite billet was formed by placing a Cu lid and sealing the lid by welding while excluding air in the container.
[0056]
The composite billet thus formed was extruded to a diameter of 50 mm, both ends were cut, and the outer periphery was cut to 46 mm. A 19 mm diameter hole is drilled in the central copper part and a 18.8 mm Sn rod is inserted there to form a composite. The composite was further drawn to 9.8 mm. After cleaning the surface, this outer surface is covered with a Ta tube that is a diffusion barrier of Sn with an outer diameter of 11 mm and an inner diameter of 10 mm, and further, an oxygen-free copper tube for stabilization with an outer diameter of 16 mm and an inner diameter of 11.2 mm, Drawing was performed to a final diameter of 0.2 mm. The Nb filament diameter at this time was about 3 μm.
[0057]
The end portion of the composite thus obtained is subjected to end treatment by melting by arc melting, and in a nitrogen gas atmosphere, the temperature range is 520 to 580 ° C. and the maximum holding time is 60 hours. After the heat treatment, the edge processing portion is removed, and Nb Three A precursor wire of a Sn compound superconductor was formed. The precursor wire thus formed is designated as Sample 1-1. At this time, as shown in FIG. 2, the Nb—Sn-based compound layer formed on the outer periphery of the Nb filament corresponds to about 0.2 to 0.4 μm, which is about 15% of the filament diameter. The thinness was confirmed by EPMA analysis.
[0058]
Next, this Nb Three Three precursor wires (sample 1-1) of Sn compound superconductor were prepared and stranded with a pitch of 8 mm. The obtained stranded wire was subjected to a final heat treatment in a nitrogen gas atmosphere at a temperature range of 600 to 800 ° C. and a holding time of 30 to 300 hours. At this time, the end treatment of the stranded wire was not performed. The stranded wire thus obtained is designated as Sample 1-2.
[0059]
For comparison, three strands of the same precursor wire before the preliminary heat treatment are processed, and the end treatment of the strands is performed for each of the three wires, and the conventional heat treatment conditions of 550 to 580 ° C. are performed. Also, after the preliminary heat treatment with a holding time of 100 to 200 hours in the temperature range and the final heat treatment with a temperature range of 600 to 800 ° C. and a holding time of 30 to 300 hours, the end treatment portion is removed. Produced. The stranded wire thus obtained is designated as Sample 1-3.
[0060]
Samples 1-2 and 1-3 were measured for Jc in a liquid helium (4.2K) under a magnetic field of 12T. As shown in Table 1, the results are both Jc = 750 A / mm. 2 And good value.
[0061]
[Table 1]
Figure 0004013335
[0062]
Example 2
A composite with a final diameter of 0.2 mm was produced in the same manner as in Example 1. After subjecting the obtained composite to end treatment in the same manner as in Example 1, after performing preliminary heat treatment in a nitrogen gas atmosphere with a temperature range of 520 to 580 ° C. and a maximum holding time of 60 hours , Remove the edge processing part, Nb Three An Sn compound superconductor precursor wire was prepared. This Nb Three Heat was applied by pressing an electric iron on the entire surface of a part of the precursor wire of the Sn compound superconductor, an area of about 5 cm. The surface temperature at this time was about 250-350 degreeC. This wire containing the heated portion was subjected to a final heat treatment in a nitrogen gas atmosphere with a temperature range of 600 to 800 ° C. and a holding time of 30 to 300 hours. At this time, the end treatment of the wire was not performed. The wire thus obtained is designated as Sample 2-1.
[0063]
For comparison, after the end treatment was performed on the same precursor wire before the preliminary heat treatment by the same method as in Example 1, a part of the precursor wire, an area of about 5 cm was formed by the same method as described above. Heat was applied by pressing an electric iron on the entire surface of the plate. The surface temperature at this time was about 250-350 degreeC. This precursor wire containing the heated portion is preheated in a nitrogen gas atmosphere at a temperature range of 550 to 580 ° C., which is a conventional heat treatment condition, and a holding time of 100 to 200 hours, and a temperature range of 600 to 800 ° C. Then, a final heat treatment with a holding time of 30 to 300 hours was continuously performed, and then an end-treated portion was removed. The wire thus obtained is designated as Sample 2-2.
[0064]
Samples 2-1 and 2-2 were measured for Jc in liquid helium (4.2 K) under a magnetic field of 12 T. As shown in Table 1, the result is Jc = 740 A / mm for sample 2-1. 2 Although it was a good value, in sample 2-2, Jc = 450 A / mm 2 And it was inferior value.
The cause of this is that, as a result of cross-sectional observation of the wire, heat above the melting point of Sn is applied to a part of the precursor wire, so that a “shink nest” is generated in the part of the precursor wire. The diffusion reaction of Sn does not proceed well, with the result that Nb Three It has been found that this is because the formation of the Sn compound superconductor does not proceed well.
[0065]
Comparative Example 1
A composite having a final diameter of 0.2 mm was produced in the same manner as in Example 1. After the end treatment was performed on the obtained composite in the same manner as in Example 1, the holding time was 100 to 200 hours in a nitrogen gas atmosphere at a temperature range of 550 to 580 ° C., which is a conventional preliminary heat treatment condition. After performing the preliminary heat treatment, the edge treatment portion was removed. The precursor wire thus obtained is designated as Sample 3-1. When this precursor wire was subjected to EPMA analysis on the Nb-Sn compound layer formed on the outer periphery of the Nb filament, as shown in FIG. 5, the filament diameter was about 0.8 μm exceeding about 0.6 μm. It exceeded about 20% and reached about 30%, and it was confirmed that it was very thick compared to Example 1.
[0066]
Next, three samples 3-1 were prepared and stranded with a pitch of 8 mm. This stranded wire was subjected to a final heat treatment in a nitrogen gas atmosphere at a temperature range of 600 to 800 ° C. and a holding time of 30 to 300 hours. At this time, the end treatment of the stranded wire was not performed. The stranded wire thus obtained is designated as Sample 3-2. For this stranded wire, Jc was measured in liquid helium (4.2 K) under a magnetic field of 12 T. As shown in Table 1, the result is Jc = 250 A / mm. 2 And it was inferior value.
[0067]
Comparative Example 2
In the same manner as in Example 1, a composite with a final wire diameter of 0.2 mm was produced. The composite was subjected to end treatment in the same manner as in Example 1, and then subjected to preliminary heat treatment in a nitrogen gas atmosphere at a temperature range of 550 to 580 ° C., which is a conventional preliminary heat treatment condition, and a holding time of 10 hours. After performing, the edge processing part was removed. The precursor wire thus obtained is designated as Sample 4-1. When this cross section of the precursor wire was subjected to EPMA analysis, Sn was not diffused to the outermost periphery of the matrix, and Cu remained in the outer periphery of the matrix.
[0068]
Next, three Samples 4-1 were prepared and stranded with a pitch of 8 mm. This stranded wire was subjected to a final heat treatment in a nitrogen gas atmosphere at a temperature range of 600 to 800 ° C. and a holding time of 30 to 300 hours. At this time, the end treatment of the stranded wire was not performed. The stranded wire thus obtained is designated as Sample 4-2. For this stranded wire, Jc was measured in liquid helium (4.2 K) under a magnetic field of 12 T. As shown in Table 1, the result is Jc = 200 A / mm. 2 And it was inferior value.
[0069]
Comparative Example 3
In the same manner as in Example 1, a composite with a final wire diameter of 0.2 mm was produced. This composite was subjected to end treatment in the same manner as in Example 1, and then preheated in a nitrogen gas atmosphere at a temperature range of 550 to 580 ° C., which is a conventional preheat treatment condition, and a holding time of 100 to 200 hours. Subsequently, after performing a final heat treatment with a temperature range of 600 to 800 ° C. and a holding time of 30 to 300 hours, the edge treatment portion was removed. Nb thus obtained Three An Sn superconductor is designated as Sample 5-1.
Next, this Nb Three Three Sn superconductor wires were prepared and stranded with a pitch of 8 mm. The stranded wire thus obtained is designated as Sample 5-2.
[0070]
For these samples 5-1, 5-2, Jc was measured in a liquid helium (4.2K) under a magnetic field of 12T. As shown in Table 1, the result is Jc = 760 A / mm for the sample 5-1 before the stranded wire. 2 Although it was a good value, for sample 5-2 that was twisted after heat treatment, Jc = 100 A / mm 2 The value was worse than that of Comparative Example 1.
[0071]
As shown in the above example, after sample 1-2 of Example 1 according to the present invention, that is, after the end treatment, the preliminary heat treatment with the temperature range of 520 to 580 ° C. and the longest holding time of 60 hours is performed. When the precursor wire formed by removing the end treatment portion is twisted into three strands, and the end heat treatment is not performed and the final heat treatment is performed at a temperature range of 600 to 800 ° C. and a holding time of 30 to 300 hours. The conventional Nb shown in Sample 5-1 of Comparative Example 3 Three Sn compound superconductor (when the pre-heat treatment and the final heat treatment are successively applied to the end-treated precursor wire, and then the end-treated portion is removed), and the conventional shown in Sample 1-3 of Example 1 Process (After three strands of precursor wire are processed, end treatment is applied to each of the three precursor wires, and after preliminary heat treatment and final heat treatment are performed continuously, those end treatment portions are removed.) On the other hand, the Jc value did not deteriorate.
[0072]
On the other hand, in the case where the end treatment is performed and the preliminary heat treatment is performed, the end treatment portion is removed and three strands are processed, and the final heat treatment is performed without performing the end treatment. -2 when the preheating condition as shown in -2 is 550 to 580 ° C and the holding time is long as 100 to 200 hours, or the preheating condition as shown in Sample 4-2 of Comparative Example 2 is 550 to 580 ° C. When the retention time was as short as 10 hours, the Jc value deteriorated to 1/3 or less.
[0073]
Further, as shown in Sample 5-2 of Comparative Example 3, after the preliminary heat treatment and the final heat treatment were successively performed on the precursor wire that had been subjected to the end treatment, the end treatment portion was removed and three strands were processed. In this case, the Jc value deteriorated to 14% or less.
[0074]
Therefore, it can be seen that controlling the thickness of the Nb—Sn compound layer formed on the outer periphery of the Nb-based filament is important for preventing the deterioration of the Jc value. Accordingly, the precursor wire may be subjected to preliminary heat treatment such that the temperature range is 500 to 580 ° C. and the holding time is within 60 hours, preferably the temperature range is 520 to 580 ° C. and the holding time is within 30 hours. At this time, if the heat treatment temperature is high or the heat treatment time is too long, the thickness of the Nb—Sn compound layer is increased, which increases the amount of the Nb—Sn compound layer destroyed by processing, which is not preferable. If the heat treatment temperature is low or the heat treatment time is too short, it is not preferable because bronzing of the matrix does not proceed easily.
[0075]
Moreover, after performing the sample 2-1 of Example 2 which concerns on this invention, ie, an edge part process, and performing the preliminary heat treatment whose temperature range is 520-580 degreeC and the longest holding time is 60 hours, an edge part process part is carried out. After applying heat at a surface temperature of about 250 to 350 ° C. to a part of the precursor wire formed by removing, the wire including the heated portion is heated in a nitrogen gas atmosphere at a temperature range of 600 to 800 ° C. When the final heat treatment of the final heat treatment with a holding time of 30 to 300 hours was performed, the conventional Nb shown in Sample 5-1 of Comparative Example 3 was used. Three The Jc value did not deteriorate with respect to the Sn compound superconductor (when the pre-heat treatment and the final heat treatment were continuously performed on the precursor wire subjected to the end treatment and then the end treatment portion was removed). .
[0076]
In contrast, the conventional Nb shown in Sample 2-2 of Example 2 Three After subjecting the precursor wire of the Sn compound superconductor to end treatment, a thermal load having a surface temperature of about 250 to 350 ° C. is applied to a part of the precursor wire, and then the wire including the heated portion is subjected to a nitrogen gas atmosphere. Among them, the conventional heat treatment conditions of 550 to 580 ° C. and preliminary heat treatment with a holding time of 100 to 200 hours and final heat treatment with a temperature range of 600 to 800 ° C. and a holding time of 30 to 300 hours are continuously performed. When the edge processing portion was removed, the Jc value deteriorated to about 60%.
[0077]
Therefore, it is possible to bronze the Cu matrix so that even if heat exceeding the melting point of Sn is applied to a part of the wire during processing, the wire does not cause a “shinkhole” due to melting of Sn. It turns out that it is important for prevention of deterioration. For this reason, for example, the precursor wire may be subjected to preliminary heat treatment such that the temperature range is 500 to 580 ° C. and the holding time is within 60 hours, preferably the temperature range is 520 to 580 ° C. and the holding time is within 30 hours.
[0078]
Example 3
Since the second embodiment is the same as the third embodiment except for the portion for forming the coil, the third embodiment will be described based on a specific manufacturing example.
A composite with a final wire diameter of 0.2 mm was produced in the same manner as in Example 1. The composite was subjected to end treatment in the same manner as in Example 1, and then subjected to preliminary heat treatment in a nitrogen gas atmosphere at a temperature range of 520 to 580 ° C. and a maximum holding time of 60 hours, The pretreatment wire was obtained by removing the part-treated portion.
Next, this precursor wire was divided into six, and a stranded wire conductor was obtained by twisting at a pitch of 10 mm using a stainless steel wire (made of SUS304) having a wire diameter of 0.2 mm as a core wire.
[0079]
The stranded conductor was wound 50 turns on a SUS304 winding frame having an outer diameter of 50 mm and a height of 50 mm for solenoid winding in a single layer so that the stranded conductors do not contact each other to produce a small coil. The obtained coil was subjected to a final heat treatment in a nitrogen gas atmosphere at a temperature range of 600 to 800 ° C. and a holding time of 30 to 300 hours. At this time, the end treatment of each wire of the stranded wire conductor was not performed. A current lead for excitation and a voltage terminal for voltage monitoring were connected to this coil, set in a cryostat, and then cooled with liquid helium to conduct a coil energization test under a magnetic field. As a result, the result of Jc excluding the portion of the SUS core under a magnetic field of 12 T of this conductor was Jc = 740 A / mm 2, which was a good value as in Example 1.
[0080]
In addition, in this experiment, before carrying out the above-described six strands, the low melting point glass is applied to the precursor wire at 450 ° C. and subjected to an insulating coating by performing a baking treatment, and then the strands may be processed. investigated. In this method, Sn leaks in the precursor wire of the conventional internal diffusion method before the heat treatment, so that it could not be performed at a temperature exceeding the melting point of Sn so far, and the baking treatment of the insulating film could not be performed. It was made possible by using the precursor wire according to the present invention, and the present invention has found that the degree of freedom or tolerance of the processing process is greatly expanded in conductor processing and insulation processing.
[0081]
【The invention's effect】
As described above, Nb according to the present invention Three According to the precursor wire of the Sn compound superconductor, a Cu—Sn group matrix is formed. Therefore, in the subsequent processing step of forming a conductor or a coil, even if heat above the melting point of Sn is applied to a part of the precursor wire. , Because the matrix is bronzed and pure Sn does not exist, it is possible to suppress the occurrence of “shink nests” accompanying the melting of Sn, In addition, since the Nb-Sn group compound layer having a thickness of 20% or less of the diameter of the Nb group filament is formed, if it is such a thickness, the Nb-Sn group compound layer is strengthened by the unreacted Nb in the interior. Distortion is improved. Further, even if a part of the Nb-Sn group compound layer is cracked or broken due to external strain, the ratio of the Nb-Sn group compound layer to the entire Nb group filament is low. Deterioration of characteristics can be suppressed. Therefore, normal Nb in the subsequent heat treatment Three The formation reaction of the Sn compound superconductor occurs and the Jc characteristic is not deteriorated. Therefore, heat higher than the melting point of Sn can be applied during the process of forming the conductor or coil, that is, stranded wire processing or coil formation is facilitated. Moreover, since the Cu—Sn group matrix is formed, the end sealing process for each precursor wire for the purpose of preventing the loss of Sn during the subsequent heat treatment, and the heat treatment of the end sealing process part The removal process can be omitted, and the process can be simplified. Furthermore, since the Cu—Sn group matrix is formed, the material strength can be improved as compared with the case where each component of Cu, Sn, and Nb is charged in a pure metal state. For this reason, it is strong against external load strain, that is, stranded wire processing or coil formation becomes easy.
[0082]
Nb according to the present invention Three According to the precursor wire of the Sn compound superconductor, the Nb-Sn based compound layer having a thickness of 20% or less of the diameter of the Nb based filament is formed. Since it is strengthened by Nb, strain resistance is improved. Even if a part of the Nb-Sn base compound layer is cracked or broken due to external strain, the ratio of the Nb-Sn base compound layer to the entire Nb base filament is low. Deterioration of characteristics can be suppressed.
[0083]
Nb according to the present invention Three According to the precursor wire of the Sn compound superconductor, the average Sn concentration of the Cu—Sn group matrix can be increased to 14 wt% to 30 wt%, and an Nb amount corresponding to this can be ensured. Three The amount of the Sn compound superconductor can be increased, and the Jc characteristics can be improved.
[0084]
Nb according to the present invention Three According to the precursor wire of the Sn compound superconductor, the average Sn concentration of the Cu—Sn base matrix can be increased to 14 wt% or higher, so that the Cu—Sn base matrix can be converted into a gamma phase, a delta phase in addition to the alpha phase bronze alloy. , And a mixed phase with at least one of the epsilon phase bronzes. For this reason, the average Sn concentration of the Cu—Sn-based matrix can be as high as 14 wt% or more, and as a result, a sufficient amount of Nb can be secured. Three The amount of the Sn compound superconductor can be increased, and the Jc characteristics can be improved.
[0086]
Nb according to the present invention Three According to the manufacturing method of the precursor wire of the Sn compound superconductor, the Cu-Sn group matrix is formed by the step of forming a Cu-Sn group matrix by the diffusion reaction of the Cu group matrix and the Sn group metal material. Even if heat higher than the melting point of Sn is applied to a part of the precursor wire in the subsequent processing step of forming a conductor or coil, the matrix is bronzed and no pure Sn is present. "Can be suppressed. Therefore, normal Nb in the subsequent heat treatment Three The formation reaction of the Sn compound superconductor occurs and the Jc characteristic is not deteriorated. Therefore, heat higher than the melting point of Sn can be applied during the process of forming the conductor or coil, that is, stranded wire processing or coil formation is facilitated.
In addition, after the step of forming the Cu—Sn matrix, after the end sealing process for each precursor wire for the purpose of preventing the loss of Sn during the subsequent heat treatment, and after the heat treatment of the end sealing process part The removal process can be eliminated, and the process can be simplified.
In addition, the strength of the material can be improved by the step of forming the Cu—Sn group matrix as compared with the case where each component of Cu, Sn, and Nb is charged in a pure metal state. For this reason, it is strong against external load strain, that is, stranded wire processing or coil formation becomes easy.
[0087]
Furthermore, Sn of the Cu—Sn group matrix diffuses and reacts on the outer periphery of the Nb group filament to form an Nb—Sn group compound layer having a thickness of 20% or less of the diameter of the Nb group filament. Since the Nb—Sn-based compound layer having a thickness of 20% or less of the diameter is formed, strain resistance is improved because such a thickness is strengthened by the unreacted Nb inside. In addition, even if a part of the Nb-Sn group compound layer is cracked or broken due to external load strain, the Nb-Sn group compound layer has a low destruction rate with respect to the entire Nb group filament. Jc characteristic deterioration can be suppressed.
[0088]
Nb according to the present invention Three According to the method for producing a precursor wire of a Sn compound superconductor, bronzing, that is, a Cu-based matrix of the composite and Sn is performed by a pre-heat treatment within a temperature range of 500 to 580 ° C. and a holding time of 60 hours or less. A Cu—Sn group matrix is formed by a diffusion reaction with the base metal material, and Sn in the Cu—Sn group matrix is further diffused and reacted on the outer periphery of the Nb group filament so as to be 20% or less of the diameter of the Nb group filament. A Nb—Sn-based compound layer having a thickness can be formed.
[0089]
Nb according to the present invention Three According to the manufacturing method of the Sn compound superconducting conductor, the Cu-Sn group matrix is formed by the step of forming a Cu-Sn group matrix by the diffusion reaction of the Cu group matrix and the Sn group metal material. Even if heat higher than the melting point of Sn is applied to a part of the precursor wire in the processing step of forming a conductor or coil, the matrix is bronze and pure Sn does not exist. Occurrence can be suppressed. Therefore, normal Nb in the subsequent heat treatment Three The formation reaction of the Sn compound superconductor occurs and the Jc characteristic is not deteriorated. Therefore, heat higher than the melting point of Sn can be applied during the processing step of forming the conductor, that is, stranded wire processing is facilitated.
In addition, after the step of forming the Cu—Sn matrix, after the end sealing process for each precursor wire for the purpose of preventing the loss of Sn during the subsequent heat treatment, and after the heat treatment of the end sealing process part This eliminates the need for the removal process, and simplifies the process.
In addition, the strength of the material can be improved by the step of forming the Cu—Sn group matrix as compared with the case where each component of Cu, Sn, and Nb is charged in a pure metal state. For this reason, it becomes strong with respect to the external load distortion, ie, it becomes easy to do a stranded wire process.
[0090]
Furthermore, the diameter of the Nb-based filament is formed by the step of forming a Nb-Sn-based compound layer having a thickness of 20% or less of the diameter of the Nb-based filament by reacting Sn of the Cu-Sn group matrix on the outer periphery of the Nb-based filament Since the Nb—Sn-based compound layer having a thickness of 20% or less is formed, if it is such a thickness, it is strengthened by the internal unreacted Nb, so that the strain resistance is improved. In addition, even if a part of the Nb-Sn group compound layer is cracked or broken due to external load strain, the Nb-Sn group compound layer has a low destruction rate with respect to the entire Nb group filament. Jc characteristic deterioration can be suppressed. That is, it is strong against external load distortion during the manufacturing process, and Jc characteristic deterioration can be suppressed even when external load distortion is applied.
[0091]
Furthermore, bronzing, that is, the Cu-based matrix of the composite and the Sn-based metal material undergo a diffusion reaction in the temperature range of 500 to 580 ° C. by a preliminary heat treatment that has a holding time of 60 hours or less. An Sn group matrix is formed. Furthermore, Sn in the Cu—Sn group matrix can diffuse and react on the outer periphery of the Nb group filament to form an Nb—Sn group compound layer having a thickness of 20% or less of the diameter of the Nb group filament.
[0092]
Nb according to the present invention Three According to the manufacturing method of the Sn compound superconducting coil, the Cu-Sn group matrix is formed by the step of forming a Cu-Sn group matrix by the diffusion reaction of the Cu group matrix and the Sn group metal material. Alternatively, even if heat exceeding the melting point of Sn is applied to a part of the precursor wire in the process of forming the coil, the matrix is bronzed and there is no pure Sn, so that “shrinkage” occurs due to melting of Sn. Can be suppressed. Therefore, normal Nb in the subsequent heat treatment Three The formation reaction of the Sn compound superconductor occurs and the Jc characteristic is not deteriorated. Therefore, heat higher than the melting point of Sn can be applied during the process of forming the conductor or coil, that is, stranded wire processing or coil formation is facilitated.
In addition, after the step of forming the Cu—Sn matrix, after the end sealing process for each precursor wire for the purpose of preventing the loss of Sn during the subsequent heat treatment, and after the heat treatment of the end sealing process part This eliminates the need for the removal process, and simplifies the process.
In addition, the strength of the material can be improved by the step of forming the Cu—Sn group matrix as compared with the case where each component of Cu, Sn, and Nb is charged in a pure metal state. For this reason, it is strong against external load strain, that is, it becomes easy to perform stranded wire processing or coil formation.
[0093]
Furthermore, the diameter of the Nb-based filament is formed by the step of forming a Nb-Sn-based compound layer having a thickness of 20% or less of the diameter of the Nb-based filament by reacting Sn of the Cu-Sn group matrix on the outer periphery of the Nb-based filament Since the Nb—Sn-based compound layer having a thickness of 20% or less is formed, if it is such a thickness, it is strengthened by the internal unreacted Nb, so that the strain resistance is improved. Even if a part of the Nb-Sn base compound layer is cracked or broken due to external strain, the ratio of the Nb-Sn base compound layer to the entire Nb base filament is low. Deterioration of characteristics can be suppressed. That is, it is strong against external load distortion during the manufacturing process, and Jc characteristic deterioration can be suppressed even when external load distortion is applied.
[0094]
Furthermore, bronzing, that is, the Cu-based matrix of the composite and the Sn-based metal material undergo a diffusion reaction in the temperature range of 500 to 580 ° C. by a preliminary heat treatment that has a holding time of 60 hours or less. An Sn group matrix is formed. Furthermore, Sn in the Cu—Sn group matrix can diffuse and react on the outer periphery of the Nb group filament to form an Nb—Sn group compound layer having a thickness of 20% or less of the diameter of the Nb group filament.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 shows Nb obtained by an internal diffusion method according to Embodiment 1 of the present invention. Three It is a cross-sectional view which shows the structure of the precursor wire material of Sn compound superconductor.
FIG. 2 is a cross-sectional photograph of the main part of FIG. 1, showing an Nb—Sn-based compound layer formed on an outer peripheral layer of an Nb-based filament embedded in a Cu—Sn-based matrix.
FIG. 3 is a Cu—Sn binary system phase diagram of the Cu—Sn group matrix of FIG. 1;
FIG. 4 shows Nb obtained by conventional internal diffusion method. Three It is a cross-sectional view which shows the structure of the precursor wire material of Sn compound superconductor.
5 is a photograph of a cross-sectional view of the main part of FIG. 4, showing an Nb—Sn-based compound layer formed on the outer peripheral layer of an Nb-based filament embedded in a Cu—Sn-based matrix.
[Explanation of symbols]
10 Nb Three Precursor wire of Sn compound superconductor,
11 Cu—Sn group matrix,
12 Nb-based filament,
13 Nb-Sn group compound layer

Claims (8)

Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックス、
上記Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックスの中央部より外側に分離して埋設された多数のＮｂ基フィラメント、および上記Ｎｂ基フィラメントの外周に形成したＮｂ−Ｓｎ基化合物層を備え、このＮｂ−Ｓｎ基化合物層の厚さがＮｂ基フィラメント径の２０％以下であるＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材。Cu-Sn group matrix,
A number of Nb-based filaments embedded separately from the central portion of the Cu-Sn-based matrix and an Nb-Sn-based compound layer formed on the outer periphery of the Nb-based filament, the Nb-Sn based compound layer Nb 3 Sn compound superconductor precursor wire having a thickness of 20% or less of the Nb-based filament diameter. Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックスの平均Ｓｎ濃度が１４〜３０ｗｔ％である請求項１記載のＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材。Nb 3 Sn compound superconductor precursor wire of claim 1, wherein the average concentration of Sn Cu-Sn based matrix is 14~30wt%. Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックスがアルファ相ブロンズ合金を含み、さらにガンマ相、デルタ相およびイプシロン相ブロンズ内の少なくとも１相との混合相である請求項１または２記載のＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材。The precursor wire of an Nb 3 Sn compound superconductor according to claim 1 or 2, wherein the Cu-Sn based matrix contains an alpha phase bronze alloy and is a mixed phase with at least one of the gamma phase, delta phase and epsilon phase bronze. . Ｃｕ基マトリックスの中央部より外側に多数のＮｂ基フィラメントが分離して埋設された複合ビレットを形成する工程、
上記複合ビレットを押出し加工した後、上記Ｃｕ基マトリックス中央部に孔を穿け、上記孔にＳｎ基金属材を挿入して複合体を形成する工程、
少なくとも１本の上記複合体を伸線加工を施す工程、
上記伸線加工の工程後、予備熱処理を施すことにより上記複合体の上記Ｃｕ基マトリックスと上記Ｓｎ基金属材とが拡散反応してＣｕ−Ｓｎ基マトリックスを形成する工程、および上記Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックスのＳｎが上記Ｎｂ基フィラメントの外周に拡散反応してＮｂ基フィラメント径の２０％以下の厚さを有するＮｂ−Ｓｎ基化合物層を形成する工程を備えたＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材の製造方法。Forming a composite billet in which a number of Nb-based filaments are separated and embedded outside the center of the Cu-based matrix;
After extruding the composite billet, forming a hole in the center of the Cu-based matrix and inserting a Sn-based metal material into the hole to form a composite;
A step of drawing at least one of the composites;
After the step of wire drawing, pre-heat treatment is performed to cause a diffusion reaction between the Cu-based matrix and the Sn-based metal material of the composite to form a Cu-Sn group matrix, and the Cu-Sn group Precursor wire material for Nb 3 Sn compound superconductor comprising a step of forming a Nb—Sn based compound layer having a thickness of 20% or less of the diameter of Nb based filament by reacting Sn of matrix on the outer periphery of the Nb based filament Manufacturing method. 予備熱処理を施す工程は、５００〜５８０℃の温度範囲で、６０時間以内の保持時間である請求項４記載のＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材の製造方法。The method for producing a precursor wire for an Nb 3 Sn compound superconductor according to claim 4, wherein the step of performing the preliminary heat treatment is a holding time of 60 hours or less in a temperature range of 500 to 580 ° C. Ｃｕ基マトリックスの中央部より外側に多数のＮｂ基フィラメントが分離して埋設された複合ビレットを形成する工程、
上記複合ビレットを押出し加工した後、上記Ｃｕ基マトリックスの中央部に孔を穿け、上記孔にＳｎ基金属材を挿入して複合体を形成する工程、
少なくとも１本の上記複合体を伸線加工を施す工程、
上記伸線加工の工程後、予備熱処理を施すことにより上記複合体の上記Ｃｕ基マトリックスと上記Ｓｎ基金属材とが拡散反応してＣｕ−Ｓｎ基マトリックスを形成する工程、および上記Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックスのＳｎが上記Ｎｂ基フィラメントの外周に拡散反応してＮｂ基フィラメント径の２０％以下の厚さを有するＮｂ−Ｓｎ基化合物層を形成する工程を施してＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材を形成する工程、
少なくとも１本の上記Ｎｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材を撚り線加工して撚り線導体を形成する工程、並びに上記撚り線導体を最終熱処理によって上記Ｎｂ基フィラメントの部分にＮｂ3Ｓｎ化合物を形成する工程を備えたＮｂ3Ｓｎ化合物超電導導体の製造方法。Forming a composite billet in which a number of Nb-based filaments are separated and embedded outside the center of the Cu-based matrix;
Extruding the composite billet, then forming a hole in the center of the Cu-based matrix, and inserting a Sn-based metal material into the hole to form a composite;
A step of drawing at least one of the composites;
After the step of wire drawing, pre-heat treatment is performed to cause a diffusion reaction between the Cu-based matrix and the Sn-based metal material of the composite to form a Cu-Sn group matrix, and the Cu-Sn group Precursor wire of Nb 3 Sn compound superconductor by subjecting Sn of matrix to diffusion reaction on the outer periphery of Nb-based filament to form an Nb-Sn-based compound layer having a thickness of 20% or less of the diameter of Nb-based filament Forming a process,
Forming a Nb 3 Sn compound forming at least one of said Nb 3 Sn compound precursor wire twisted beam machining to stranded conductor of the superconductor, as well as by the final heat treatment the stranded conductor to a portion of the Nb-based filaments Nb 3 Sn compound superconducting conductor manufacturing method which includes a step of. 予備熱処理を施す工程は、５００〜５８０℃の温度範囲で保持時間が６０時間以内、最終熱処理が６００〜８００℃の温度範囲で保持時間が３０〜３００時間である請求項６記載のＮｂ3Ｓｎ化合物超電導導体の製造方法。The Nb 3 Sn according to claim 6, wherein the preliminary heat treatment is performed in a temperature range of 500 to 580 ° C with a holding time within 60 hours, and a final heat treatment in a temperature range of 600 to 800 ° C with a holding time of 30 to 300 hours. A method for producing a compound superconducting conductor. Ｃｕ基マトリックスの中央部より外側に多数のＮｂ基フィラメントが分離して埋設された複合ビレットを形成する工程、
上記複合ビレットを押出し加工した後、上記Ｃｕ基マトリックスの中央部に孔に穿け、上記孔にＳｎ基金属材を挿入して複合体を形成する工程、
少なくとも１本の上記複合体を伸線加工を施す工程、
上記伸線加工の工程後、予備熱処理を施すことにより上記複合体の上記Ｃｕ基マトリックスと上記Ｓｎ基金属材とが拡散反応してＣｕ−Ｓｎ基マトリックスを形成する工程、および上記Ｃｕ−Ｓｎ基マトリックスのＳｎが上記Ｎｂ基フィラメントの外周に拡散反応してＮｂ基フィラメント径の２０％以下の厚さを有するＮｂ−Ｓｎ基化合物層を形成する工程を施してＮｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材を形成する工程、
少なくとも１本の上記Ｎｂ3Ｓｎ化合物超電導体の前駆線材を撚り線加工して撚り線導体を形成し、この撚り線導体を巻線してコイルを形成する工程、並びに上記コイルを最終熱処理によって上記Ｎｂ基フィラメントの部分にＮｂ3Ｓｎ化合物を形成する工程を備えたＮｂ3Ｓｎ化合物超電導コイルの製造方法。Forming a composite billet in which a number of Nb-based filaments are separated and embedded outside the center of the Cu-based matrix;
After extruding the composite billet, a step of drilling a hole in the center of the Cu-based matrix and inserting a Sn-based metal material into the hole to form a composite,
A step of drawing at least one of the composites;
After the step of wire drawing, pre-heat treatment is performed to cause a diffusion reaction between the Cu-based matrix and the Sn-based metal material of the composite to form a Cu-Sn group matrix, and the Cu-Sn group Precursor wire of Nb 3 Sn compound superconductor by subjecting Sn of matrix to diffusion reaction on the outer periphery of Nb-based filament to form an Nb-Sn-based compound layer having a thickness of 20% or less of the diameter of Nb-based filament Forming a process,
A step of forming a stranded wire conductor by twisting at least one precursor wire of the Nb 3 Sn compound superconductor, forming a coil by winding the stranded wire conductor, and performing a final heat treatment on the coil. A method for producing an Nb 3 Sn compound superconducting coil, comprising a step of forming an N b 3 Sn compound in a portion of an Nb-based filament.
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