JP2002265222A - 酸化物超電導体およびその製造方法 - Google Patents
酸化物超電導体およびその製造方法Info
- Publication number
- JP2002265222A JP2002265222A JP2001066558A JP2001066558A JP2002265222A JP 2002265222 A JP2002265222 A JP 2002265222A JP 2001066558 A JP2001066558 A JP 2001066558A JP 2001066558 A JP2001066558 A JP 2001066558A JP 2002265222 A JP2002265222 A JP 2002265222A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- precursor
- oxide superconductor
- temperature
- phase
- compound
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
- 239000002887 superconductor Substances 0.000 title claims abstract description 76
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims abstract description 26
- 239000002243 precursor Substances 0.000 claims abstract description 105
- 239000013078 crystal Substances 0.000 claims abstract description 38
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 35
- 238000002844 melting Methods 0.000 claims abstract description 29
- 230000008018 melting Effects 0.000 claims abstract description 29
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 claims abstract description 24
- 239000002994 raw material Substances 0.000 claims abstract description 22
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 13
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims abstract description 12
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 claims abstract description 12
- 229910002480 Cu-O Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- 150000002910 rare earth metals Chemical class 0.000 claims abstract description 8
- 239000012071 phase Substances 0.000 claims description 41
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 19
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 claims description 15
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims description 8
- 229910052688 Gadolinium Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052692 Dysprosium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052779 Neodymium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052772 Samarium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 claims description 4
- 229910052684 Cerium Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910052741 iridium Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 239000007791 liquid phase Substances 0.000 claims description 3
- 229910052762 osmium Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910052763 palladium Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910052702 rhenium Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910052697 platinum Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052703 rhodium Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 239000000758 substrate Substances 0.000 abstract description 11
- 239000008188 pellet Substances 0.000 abstract description 6
- 239000000843 powder Substances 0.000 description 29
- 239000000463 material Substances 0.000 description 28
- 230000004907 flux Effects 0.000 description 12
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 12
- 238000002425 crystallisation Methods 0.000 description 10
- 230000008025 crystallization Effects 0.000 description 10
- MYMOFIZGZYHOMD-UHFFFAOYSA-N Dioxygen Chemical compound O=O MYMOFIZGZYHOMD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 8
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 8
- 229910001882 dioxygen Inorganic materials 0.000 description 8
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 6
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 6
- 239000011148 porous material Substances 0.000 description 6
- PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N aluminium oxide Inorganic materials [O-2].[O-2].[O-2].[Al+3].[Al+3] PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 5
- 230000002093 peripheral effect Effects 0.000 description 5
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 4
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 description 4
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 4
- AYJRCSIUFZENHW-UHFFFAOYSA-L barium carbonate Chemical compound [Ba+2].[O-]C([O-])=O AYJRCSIUFZENHW-UHFFFAOYSA-L 0.000 description 3
- 238000004453 electron probe microanalysis Methods 0.000 description 3
- 238000012937 correction Methods 0.000 description 2
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 2
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 2
- 238000010304 firing Methods 0.000 description 2
- 238000000634 powder X-ray diffraction Methods 0.000 description 2
- 229910052709 silver Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052689 Holmium Inorganic materials 0.000 description 1
- 235000010627 Phaseolus vulgaris Nutrition 0.000 description 1
- 244000046052 Phaseolus vulgaris Species 0.000 description 1
- 229910052771 Terbium Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 1
- 238000001354 calcination Methods 0.000 description 1
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 1
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 1
- 238000001739 density measurement Methods 0.000 description 1
- 230000001747 exhibiting effect Effects 0.000 description 1
- 229910052746 lanthanum Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000011160 research Methods 0.000 description 1
- 229910052707 ruthenium Inorganic materials 0.000 description 1
- FKTOIHSPIPYAPE-UHFFFAOYSA-N samarium(III) oxide Inorganic materials [O-2].[O-2].[O-2].[Sm+3].[Sm+3] FKTOIHSPIPYAPE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910000108 silver(I,III) oxide Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- 238000005303 weighing Methods 0.000 description 1
Landscapes
- Superconductor Devices And Manufacturing Methods Thereof (AREA)
- Superconductors And Manufacturing Methods Therefor (AREA)
- Inorganic Compounds Of Heavy Metals (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 電気特性、磁気特性、機械強度に優れた均質
で大型の酸化物超電導体およびこのような酸化物超電導
体を低コストで製造できる酸化物超電導体の製造方法を
提供する。 【解決手段】 ＲＥ化合物（ＲＥはＹを含む１種または
２種以上の希土類金属元素）とＢａ化合物とＣｕ化合物
とを含む原料混合体を、この原料混合体の融点より高い
温度で加熱溶融した後に、徐冷して結晶を成長させるこ
とによりＲＥ−Ｂａ−Ｃｕ−Ｏ系酸化物超電導体を製造
する方法において、原料混合体から穴または溝が形成さ
れた前駆体を作製し、この前駆体の下部に隙間ができる
ように中間層を敷いてその上に前駆体を載置し、前駆体
を加熱溶融した後に、徐冷して結晶成長させる。
で大型の酸化物超電導体およびこのような酸化物超電導
体を低コストで製造できる酸化物超電導体の製造方法を
提供する。 【解決手段】 ＲＥ化合物（ＲＥはＹを含む１種または
２種以上の希土類金属元素）とＢａ化合物とＣｕ化合物
とを含む原料混合体を、この原料混合体の融点より高い
温度で加熱溶融した後に、徐冷して結晶を成長させるこ
とによりＲＥ−Ｂａ−Ｃｕ−Ｏ系酸化物超電導体を製造
する方法において、原料混合体から穴または溝が形成さ
れた前駆体を作製し、この前駆体の下部に隙間ができる
ように中間層を敷いてその上に前駆体を載置し、前駆体
を加熱溶融した後に、徐冷して結晶成長させる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、酸化物超電導体お
よびその製造方法に関し、特に、バルクマグネット、磁
気軸受け、電流リード、磁気シールド、限流機などに用
いられるＲＥ系の酸化物超電導体およびその製造方法に
関する。
よびその製造方法に関し、特に、バルクマグネット、磁
気軸受け、電流リード、磁気シールド、限流機などに用
いられるＲＥ系の酸化物超電導体およびその製造方法に
関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、ＲＥ元素（希土類元素）とＢａ元
素の固溶体を作る元素（Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅ
ｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏまたはこれらの混合物）を
選択して、ＲＥ化合物、Ｂａ化合物およびＣｕ化合物を
含む原料混合体を、この原料混合体の融点以上の温度で
加熱溶融した後に、温度勾配を加えながら徐冷工程を行
って結晶を成長させることにより、ＲＥ−Ｂａ−Ｃｕ−
Ｏ系酸化物超電導体を製造する方法として、前駆体を板
状に成形し、この前駆体を溶融した後、結晶化直前の温
度で種結晶を前駆体の上部に設置して、その後、温度を
保持または徐冷することによって、種結晶を反映した大
きな配向結晶を作製する方法が知られている。
素の固溶体を作る元素（Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅ
ｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏまたはこれらの混合物）を
選択して、ＲＥ化合物、Ｂａ化合物およびＣｕ化合物を
含む原料混合体を、この原料混合体の融点以上の温度で
加熱溶融した後に、温度勾配を加えながら徐冷工程を行
って結晶を成長させることにより、ＲＥ−Ｂａ−Ｃｕ−
Ｏ系酸化物超電導体を製造する方法として、前駆体を板
状に成形し、この前駆体を溶融した後、結晶化直前の温
度で種結晶を前駆体の上部に設置して、その後、温度を
保持または徐冷することによって、種結晶を反映した大
きな配向結晶を作製する方法が知られている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかし、上記の従来の
方法では、前駆体を例えば直径６０ｍｍ以上に大型化し
て溶融結晶化を行うと、結晶化後の徐冷工程で熱収縮に
よる応力が大きくなり、材料端部にマイクロクラックの
発生が起こってしまうという問題点があった。
方法では、前駆体を例えば直径６０ｍｍ以上に大型化し
て溶融結晶化を行うと、結晶化後の徐冷工程で熱収縮に
よる応力が大きくなり、材料端部にマイクロクラックの
発生が起こってしまうという問題点があった。
【０００４】したがって、本発明は、このような従来の
問題点に鑑み、電気特性、磁気特性、機械強度に優れた
大型の酸化物超電導体およびこのような酸化物超電導体
を再現性良く低コストで製造できる酸化物超電導体の製
造方法を提供することを目的とする。
問題点に鑑み、電気特性、磁気特性、機械強度に優れた
大型の酸化物超電導体およびこのような酸化物超電導体
を再現性良く低コストで製造できる酸化物超電導体の製
造方法を提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記課題
を達成するために鋭意研究した結果、ＲＥ化合物（ＲＥ
はＹを含む１種または２種以上の希土類金属元素）とＢ
ａ化合物とＣｕ化合物とを含む原料混合体を、この原料
混合体の融点より高い温度で加熱溶融した後に、徐冷し
て結晶を成長させることによりＲＥ−Ｂａ−Ｃｕ−Ｏ系
酸化物超電導体を製造する方法において、原料混合体か
ら穴または溝を有する前駆体を作製し、この前駆体の下
部に隙間ができるように中間層を敷いてその上に前駆体
を載置し、前駆体を加熱溶融した後に、徐冷して結晶成
長させることにより、電気特性、磁気特性、機械強度に
優れた大型のＲＥ−Ｂａ−Ｃｕ−Ｏ系酸化物超電導体を
再現性良く低コストで製造できることを見出し、本発明
を完成するに至った。
を達成するために鋭意研究した結果、ＲＥ化合物（ＲＥ
はＹを含む１種または２種以上の希土類金属元素）とＢ
ａ化合物とＣｕ化合物とを含む原料混合体を、この原料
混合体の融点より高い温度で加熱溶融した後に、徐冷し
て結晶を成長させることによりＲＥ−Ｂａ−Ｃｕ−Ｏ系
酸化物超電導体を製造する方法において、原料混合体か
ら穴または溝を有する前駆体を作製し、この前駆体の下
部に隙間ができるように中間層を敷いてその上に前駆体
を載置し、前駆体を加熱溶融した後に、徐冷して結晶成
長させることにより、電気特性、磁気特性、機械強度に
優れた大型のＲＥ−Ｂａ−Ｃｕ−Ｏ系酸化物超電導体を
再現性良く低コストで製造できることを見出し、本発明
を完成するに至った。
【０００６】すなわち、本発明による酸化物超電導体の
製造方法は、ＲＥ化合物（ＲＥはＹを含む１種または２
種以上の希土類金属元素）とＢａ化合物とＣｕ化合物と
を含む原料混合体を、この原料混合体の融点より高い温
度で加熱溶融した後に、徐冷して結晶を成長させること
によりＲＥ−Ｂａ−Ｃｕ−Ｏ系の酸化物超電導体を製造
する方法において、原料混合体から穴または溝を有する
前駆体を作製し、前駆体の下部に隙間ができるように中
間層を敷いてその上に前駆体を載置し、前駆体を加熱溶
融した後に、徐冷して結晶成長させることを特徴とす
る。
製造方法は、ＲＥ化合物（ＲＥはＹを含む１種または２
種以上の希土類金属元素）とＢａ化合物とＣｕ化合物と
を含む原料混合体を、この原料混合体の融点より高い温
度で加熱溶融した後に、徐冷して結晶を成長させること
によりＲＥ−Ｂａ−Ｃｕ−Ｏ系の酸化物超電導体を製造
する方法において、原料混合体から穴または溝を有する
前駆体を作製し、前駆体の下部に隙間ができるように中
間層を敷いてその上に前駆体を載置し、前駆体を加熱溶
融した後に、徐冷して結晶成長させることを特徴とす
る。
【０００７】この酸化物超電導体の製造方法において、
前駆体の片面の面積に対する穴または溝の面積率が０．
３％以上であることが好ましい。
前駆体の片面の面積に対する穴または溝の面積率が０．
３％以上であることが好ましい。
【０００８】また、上記の酸化物超電導体の製造方法に
おいて、加熱溶融工程の後に、ＲＥ １＋ｐＢａ
２＋ｑ（Ｃｕ１−ｂＡｇｂ）３Ｏ７−ｘ相が晶出する温
度Ｔｍよりも０℃から２０℃高い温度まで徐冷し、その
際の徐冷速度Ｒ（℃／ｍｉｎ）が、前駆体の体積をＶ
（ｃｍ３）として−０．５＋１９．４×Ｖ-0.8から＋
０．５＋１９．４×Ｖ-0.8までの範囲であるのが好まし
い。
おいて、加熱溶融工程の後に、ＲＥ １＋ｐＢａ
２＋ｑ（Ｃｕ１−ｂＡｇｂ）３Ｏ７−ｘ相が晶出する温
度Ｔｍよりも０℃から２０℃高い温度まで徐冷し、その
際の徐冷速度Ｒ（℃／ｍｉｎ）が、前駆体の体積をＶ
（ｃｍ３）として−０．５＋１９．４×Ｖ-0.8から＋
０．５＋１９．４×Ｖ-0.8までの範囲であるのが好まし
い。
【０００９】また、上記の酸化物超電導体の製造方法に
おいて、徐冷工程の後に、種結晶を設置して、その後、
前駆体を徐冷して結晶成長させるようにしてもよい。あ
るいは、加熱溶融工程の後に、前駆体の上部が低温側に
なるように前駆体の上下に１乃至３０℃／ｃｍの温度勾
配を加えた後、種結晶を設置して、その後、前駆体を徐
冷して結晶成長させるようにしてもよい。
おいて、徐冷工程の後に、種結晶を設置して、その後、
前駆体を徐冷して結晶成長させるようにしてもよい。あ
るいは、加熱溶融工程の後に、前駆体の上部が低温側に
なるように前駆体の上下に１乃至３０℃／ｃｍの温度勾
配を加えた後、種結晶を設置して、その後、前駆体を徐
冷して結晶成長させるようにしてもよい。
【００１０】さらに、上記の酸化物超電導体の製造方法
において、加熱溶融する温度を、前駆体がＲＥ２＋ｒＢ
ａ１＋ｓ（Ｃｕ１−ｄＡｇｄ）Ｏ５−ｙ相およびＲＥ
４＋ｒＢａ２＋ｓ（ Ｃｕ１−ｄＡｇｄ ）２Ｏ１０−ｙ
相（−０．２≦ｒ≦０．２、−０．２≦ｓ≦０．２、０
≦ｄ≦０．０５、−０．２≦ｙ≦０．２）の少なくとも
一方の相と液相になる温度とするのが好ましい。
において、加熱溶融する温度を、前駆体がＲＥ２＋ｒＢ
ａ１＋ｓ（Ｃｕ１−ｄＡｇｄ）Ｏ５−ｙ相およびＲＥ
４＋ｒＢａ２＋ｓ（ Ｃｕ１−ｄＡｇｄ ）２Ｏ１０−ｙ
相（−０．２≦ｒ≦０．２、−０．２≦ｓ≦０．２、０
≦ｄ≦０．０５、−０．２≦ｙ≦０．２）の少なくとも
一方の相と液相になる温度とするのが好ましい。
【００１１】また、本発明による酸化物超電導体は、Ｒ
Ｅ１＋ｐＢａ２＋ｑ（Ｃｕ１−ｂＡｇｂ）３Ｏ
７−ｘ（ＲＥは１種または２種以上の希土類金属元素、
−０．２≦ｐ≦０．２、−０．２≦ｑ≦０．２、０≦ｂ
≦０．０５、−０．２≦ｘ≦０．６）相中に、ＲＥ
２＋ｒＢａ１＋ｓ（Ｃｕ１−ｄＡｇｄ）Ｏ５−ｙ相およ
びＲＥ４＋ ｒＢａ２＋ｓ（ Ｃｕ１−ｄＡｇｄ ）２Ｏ
１０−ｙ相（−０．２≦ｒ≦０．２、−０．２≦ｓ≦
０．２、０≦ｄ≦０．０５、−０．２≦ｙ≦０．２）の
少なくとも一方の相が微細に分散した酸化物超電導体に
おいて、穴または溝を有し、中心部と周縁部の密度差が
理論密度の３％以下であることを特徴とする。
Ｅ１＋ｐＢａ２＋ｑ（Ｃｕ１−ｂＡｇｂ）３Ｏ
７−ｘ（ＲＥは１種または２種以上の希土類金属元素、
−０．２≦ｐ≦０．２、−０．２≦ｑ≦０．２、０≦ｂ
≦０．０５、−０．２≦ｘ≦０．６）相中に、ＲＥ
２＋ｒＢａ１＋ｓ（Ｃｕ１−ｄＡｇｄ）Ｏ５−ｙ相およ
びＲＥ４＋ ｒＢａ２＋ｓ（ Ｃｕ１−ｄＡｇｄ ）２Ｏ
１０−ｙ相（−０．２≦ｒ≦０．２、−０．２≦ｓ≦
０．２、０≦ｄ≦０．０５、−０．２≦ｙ≦０．２）の
少なくとも一方の相が微細に分散した酸化物超電導体に
おいて、穴または溝を有し、中心部と周縁部の密度差が
理論密度の３％以下であることを特徴とする。
【００１２】この酸化物超電導体において、酸化物超電
導体が、８ｗｔ％乃至６０ｗｔ％のＡｇを含むのが好ま
しい。また、酸化物超電導体が、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｕ、Ｒ
ｈ、Ｉｒ、Ｏｓ、Ｒｅ、Ｃｅの金属およびこれらの金属
の化合物から選ばれる１種以上を０.０５ｗｔ％乃至５
ｗｔ％（化合物の場合はその金属のみの元素重量で示
す）含むのが好ましい。また、前駆体の片面の面積に対
する穴または溝の面積率が０．３％以上であることが好
ましい。さらに、ＲＥがＮｄ、Ｓｍ、Ｇｄ、Ｄｙから選
ばれる１種または２種以上の元素を少なくとも５０％以
上含むのが好ましい。
導体が、８ｗｔ％乃至６０ｗｔ％のＡｇを含むのが好ま
しい。また、酸化物超電導体が、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｕ、Ｒ
ｈ、Ｉｒ、Ｏｓ、Ｒｅ、Ｃｅの金属およびこれらの金属
の化合物から選ばれる１種以上を０.０５ｗｔ％乃至５
ｗｔ％（化合物の場合はその金属のみの元素重量で示
す）含むのが好ましい。また、前駆体の片面の面積に対
する穴または溝の面積率が０．３％以上であることが好
ましい。さらに、ＲＥがＮｄ、Ｓｍ、Ｇｄ、Ｄｙから選
ばれる１種または２種以上の元素を少なくとも５０％以
上含むのが好ましい。
【００１３】
【発明の実施の形態】本発明による酸化物超電導体の製
造方法の実施の形態では、ＲＥ化合物（ＲＥはＹを含む
１種または２種以上の希土類金属元素）とＢａ化合物と
Ｃｕ化合物とを含む原料混合体を、この原料混合体の融
点より高い温度で加熱溶融した後に、徐冷して結晶を成
長させることによりＲＥ−Ｂａ−Ｃｕ−Ｏ系の酸化物超
電導体を製造する方法において、原料混合体から穴また
は溝を有する前駆体を作製し、前駆体の下部に隙間がで
きるように中間層を敷いてその上に前駆体を載置し、前
駆体がＲＥ２＋ｒＢａ１＋ｓ（Ｃｕ１−ｄＡｇｄ）Ｏ
５−ｙ相およびＲＥ４＋ｒＢａ２＋ｓ（ Ｃｕ１−ｄＡ
ｇｄ ）２Ｏ１０−ｙ相（−０．２≦ｒ≦０．２、−
０．２≦ｓ≦０．２、０≦ｄ≦０．０５、−０．２≦ｙ
≦０．２）の少なくとも一方の相と液相になる温度Ｔｍ
以上（好ましくはＴｍ＋５０℃からＴｍ＋２００℃の範
囲）で前駆体を溶融し、その後、これらの相の包晶反応
によりＲＥ１＋ｐＢａ２＋ｑ（Ｃｕ１−ｂＡｇｂ）３Ｏ
７−ｘ相が晶出する温度Ｔｍの直前（好ましくはＴｍ＋
２０℃からＴｍ＋０℃）まで徐冷し（前駆体の体積をＶ
（ｃｍ３）として、徐冷速度Ｒ（℃／ｍｉｎ）を−０．
５＋１９．４×Ｖ-0.8〜０．５＋１９．４×Ｖ-0.8で計
算される範囲（但し、最下限は０．１℃／ｍｉｎであり
最上限は２．５℃／ｍｉｎ）にすれば、各形状に対して
コストおよび特性面で最適にすることができる）、前駆
体の上部が低温側になるように前駆体の上下に温度勾配
を加えた後、前駆体の上部に種結晶を設置して、その
後、ＲＥ１＋ｐＢａ２＋ ｑ（Ｃｕ１−ｂＡｇｂ）３Ｏ
７−ｘ相が晶出する温度よりやや低い温度（好ましくは
Ｔｍ−２℃からＴｍ−２０℃）まで降温して温度保持す
ることにより前駆体を水平方向に結晶成長させ、その
後、徐冷することにより前駆体を上から下に結晶成長さ
せる。
造方法の実施の形態では、ＲＥ化合物（ＲＥはＹを含む
１種または２種以上の希土類金属元素）とＢａ化合物と
Ｃｕ化合物とを含む原料混合体を、この原料混合体の融
点より高い温度で加熱溶融した後に、徐冷して結晶を成
長させることによりＲＥ−Ｂａ−Ｃｕ−Ｏ系の酸化物超
電導体を製造する方法において、原料混合体から穴また
は溝を有する前駆体を作製し、前駆体の下部に隙間がで
きるように中間層を敷いてその上に前駆体を載置し、前
駆体がＲＥ２＋ｒＢａ１＋ｓ（Ｃｕ１−ｄＡｇｄ）Ｏ
５−ｙ相およびＲＥ４＋ｒＢａ２＋ｓ（ Ｃｕ１−ｄＡ
ｇｄ ）２Ｏ１０−ｙ相（−０．２≦ｒ≦０．２、−
０．２≦ｓ≦０．２、０≦ｄ≦０．０５、−０．２≦ｙ
≦０．２）の少なくとも一方の相と液相になる温度Ｔｍ
以上（好ましくはＴｍ＋５０℃からＴｍ＋２００℃の範
囲）で前駆体を溶融し、その後、これらの相の包晶反応
によりＲＥ１＋ｐＢａ２＋ｑ（Ｃｕ１−ｂＡｇｂ）３Ｏ
７−ｘ相が晶出する温度Ｔｍの直前（好ましくはＴｍ＋
２０℃からＴｍ＋０℃）まで徐冷し（前駆体の体積をＶ
（ｃｍ３）として、徐冷速度Ｒ（℃／ｍｉｎ）を−０．
５＋１９．４×Ｖ-0.8〜０．５＋１９．４×Ｖ-0.8で計
算される範囲（但し、最下限は０．１℃／ｍｉｎであり
最上限は２．５℃／ｍｉｎ）にすれば、各形状に対して
コストおよび特性面で最適にすることができる）、前駆
体の上部が低温側になるように前駆体の上下に温度勾配
を加えた後、前駆体の上部に種結晶を設置して、その
後、ＲＥ１＋ｐＢａ２＋ ｑ（Ｃｕ１−ｂＡｇｂ）３Ｏ
７−ｘ相が晶出する温度よりやや低い温度（好ましくは
Ｔｍ−２℃からＴｍ−２０℃）まで降温して温度保持す
ることにより前駆体を水平方向に結晶成長させ、その
後、徐冷することにより前駆体を上から下に結晶成長さ
せる。
【００１４】徐冷段階で発生する成形体内部と外部との
温度差を抑制してクラックを抑えるために、穴または溝
の深さが板状成形体の厚さ方向の少なくとも半分以上の
深さであり、板状成形体の平面に対する穴または溝の面
積率が０．３％以上でなければ効果が低くなる。しかし
ながら、面積率を８０％以上にすると溶融段階における
形状維持が難しくなる。また、穴または溝の形状は、円
筒が加工し易いが、角柱状や同心円の堀状、その他小さ
な円筒を複数同心円上に間隔を開けて形成しても良い。
また、形成する穴または溝の位置を板状成形体の中心か
ら周縁までの距離の１／２以内の位置にすると、磁気特
性の効率が高くなる。
温度差を抑制してクラックを抑えるために、穴または溝
の深さが板状成形体の厚さ方向の少なくとも半分以上の
深さであり、板状成形体の平面に対する穴または溝の面
積率が０．３％以上でなければ効果が低くなる。しかし
ながら、面積率を８０％以上にすると溶融段階における
形状維持が難しくなる。また、穴または溝の形状は、円
筒が加工し易いが、角柱状や同心円の堀状、その他小さ
な円筒を複数同心円上に間隔を開けて形成しても良い。
また、形成する穴または溝の位置を板状成形体の中心か
ら周縁までの距離の１／２以内の位置にすると、磁気特
性の効率が高くなる。
【００１５】また、前駆体がＲＥ２＋ｒＢａ１＋ｓ（Ｃ
ｕ１−ｄＡｇｄ）Ｏ５−ｙ相およびＲＥ４＋ｒＢａ
２＋ｓ（ Ｃｕ１−ｄＡｇｄ ）２Ｏ１０−ｙ相の少なく
とも一方の相と液相になる温度Ｔｍ（溶融状態から降温
した場合のＲＥ１＋ｐＢａ２＋ｑ（Ｃｕ１−ｂＡｇｂ）
３Ｏ７−ｘ相の結晶化温度と同じ）は、各希土類元素を
用いた場合には、図１に示すような温度であり、さらに
Ａｇを添加した場合には、各温度を基準にして、Ａｇの
添加量とともに図２に示すように変化する。なお、希土
類元素を複数混合した場合には、図１に示す温度に各希
土類元素のモル比率を掛けて加えた値になる。
ｕ１−ｄＡｇｄ）Ｏ５−ｙ相およびＲＥ４＋ｒＢａ
２＋ｓ（ Ｃｕ１−ｄＡｇｄ ）２Ｏ１０−ｙ相の少なく
とも一方の相と液相になる温度Ｔｍ（溶融状態から降温
した場合のＲＥ１＋ｐＢａ２＋ｑ（Ｃｕ１−ｂＡｇｂ）
３Ｏ７−ｘ相の結晶化温度と同じ）は、各希土類元素を
用いた場合には、図１に示すような温度であり、さらに
Ａｇを添加した場合には、各温度を基準にして、Ａｇの
添加量とともに図２に示すように変化する。なお、希土
類元素を複数混合した場合には、図１に示す温度に各希
土類元素のモル比率を掛けて加えた値になる。
【００１６】このような手法によると、冷却段階におい
て前駆体の中心部と周縁部との温度差を低く抑えること
が可能になり、大型試料の場合に中心付近に発生し易い
微細な空孔や「す」の発生を抑制し、クラック等の結晶
欠陥の発生を抑制し、厚さ方向の特性が均質となること
から、電磁気特性に優れた大型の酸化物超電導体の薄い
板を複数枚切り出すことが可能となり、大幅な低コスト
が可能となる。
て前駆体の中心部と周縁部との温度差を低く抑えること
が可能になり、大型試料の場合に中心付近に発生し易い
微細な空孔や「す」の発生を抑制し、クラック等の結晶
欠陥の発生を抑制し、厚さ方向の特性が均質となること
から、電磁気特性に優れた大型の酸化物超電導体の薄い
板を複数枚切り出すことが可能となり、大幅な低コスト
が可能となる。
【００１７】一般的にＲＥ−Ｂａ−Ｃｕ−Ｏ系の酸化物
超電導体において、ＲＥがＮｄ、Ｓｍ、Ｇｄ、Ｄｙから
選ばれる１種または２種以上の元素を少なくとも５０％
以上含む場合や、ＲＥ１＋ｐＢａ２＋ｑ（Ｃｕ１−ｂＡ
ｇｂ）３Ｏ７−ｘ相中に分散するＲＥ２＋ｒＢａ１＋ｓ
（Ｃｕ１−ｄＡｇｄ）Ｏ５−ｙ相およびＲＥ４＋ｒＢａ
２＋ｓ（ Ｃｕ１−ｄＡｇｄ ）２Ｏ１０−ｙ相のＲＥ
１＋ｐＢａ２＋ｑ（Ｃｕ １−ｂＡｇｂ）３Ｏ７−ｘ相に
対するモル比率が０．３より少ない場合には、高磁場に
おける臨界電流密度特性を高め、厚さ方向の結晶性も均
一にすることができる。
超電導体において、ＲＥがＮｄ、Ｓｍ、Ｇｄ、Ｄｙから
選ばれる１種または２種以上の元素を少なくとも５０％
以上含む場合や、ＲＥ１＋ｐＢａ２＋ｑ（Ｃｕ１−ｂＡ
ｇｂ）３Ｏ７−ｘ相中に分散するＲＥ２＋ｒＢａ１＋ｓ
（Ｃｕ１−ｄＡｇｄ）Ｏ５−ｙ相およびＲＥ４＋ｒＢａ
２＋ｓ（ Ｃｕ１−ｄＡｇｄ ）２Ｏ１０−ｙ相のＲＥ
１＋ｐＢａ２＋ｑ（Ｃｕ １−ｂＡｇｂ）３Ｏ７−ｘ相に
対するモル比率が０．３より少ない場合には、高磁場に
おける臨界電流密度特性を高め、厚さ方向の結晶性も均
一にすることができる。
【００１８】さらに、８ｗｔ％以上のＡｇを含有させる
と、ＡｇがＲＥ１＋ｐＢａ２＋ｑ（Ｃｕ１−ｂＡｇｂ）
３Ｏ７−ｘ相中に微細に分散して機械強度が向上すると
ともに、上下方向の組成ズレが抑制されて、より大型で
結晶欠陥の少ない酸化物超電導体を製造することができ
る。一方、６０ｗｔ％以上のＡｇを含むようにすると、
超電導体の体積分率が低すぎて、臨界電流密度などの特
性が低くなる。
と、ＡｇがＲＥ１＋ｐＢａ２＋ｑ（Ｃｕ１−ｂＡｇｂ）
３Ｏ７−ｘ相中に微細に分散して機械強度が向上すると
ともに、上下方向の組成ズレが抑制されて、より大型で
結晶欠陥の少ない酸化物超電導体を製造することができ
る。一方、６０ｗｔ％以上のＡｇを含むようにすると、
超電導体の体積分率が低すぎて、臨界電流密度などの特
性が低くなる。
【００１９】さらに、上記の酸化物超電導体が、Ｐｔ、
Ｐｄ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｏｓ、Ｒｅ、Ｃｅの金属およ
びこれらの金属の化合物から選ばれる１種以上を０.０
５〜５ｗｔ％（化合物の場合はその金属のみの元素重量
で示す）含むようにすると、ＲＥ２＋ｒＢａ１＋ｓ（Ｃ
ｕ１−ｄＡｇｄ）Ｏ５−ｙ相やＲＥ４＋ｒＢａ
２＋ｓ（ Ｃｕ１−ｄＡｇｄ ）２Ｏ１０−ｙ相を微細に
する効果がある。
Ｐｄ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｏｓ、Ｒｅ、Ｃｅの金属およ
びこれらの金属の化合物から選ばれる１種以上を０.０
５〜５ｗｔ％（化合物の場合はその金属のみの元素重量
で示す）含むようにすると、ＲＥ２＋ｒＢａ１＋ｓ（Ｃ
ｕ１−ｄＡｇｄ）Ｏ５−ｙ相やＲＥ４＋ｒＢａ
２＋ｓ（ Ｃｕ１−ｄＡｇｄ ）２Ｏ１０−ｙ相を微細に
する効果がある。
【００２０】
【実施例】以下、実施例に基づいて本発明による酸化物
超電導体およびその製造方法について詳細に説明する。
超電導体およびその製造方法について詳細に説明する。
【００２１】［実施例１］Ｓｍ２Ｏ３、ＢａＣＯ３、Ｃ
ｕＯの各原料粉末をＳｍ：Ｂａ：Ｃｕ＝１．４：２．
２：３．２になるように秤量した後、ＢａＣＯ３とＣｕ
Ｏのみを８８０℃で３０時間焼成して、ＢａＣｕＯ２と
ＣｕＯの仮焼粉を得た（モル比でＢａＣｕＯ ２：ＣｕＯ
＝２．２：１．０）。次に、この仮焼粉に、予め秤量し
ておいたＳｍ ２Ｏ３とＰｔ粉末（平均粒径０．０１μ
ｍ）およびＡｇ２Ｏ粉末（平均粒径１３．８μｍ）を、
Ｐｔ含有量が０．４２ｗｔ％、Ａｇ含有量が１５ｗｔ％
になるように加えて混合して、大気中９００℃で１０時
間焼成した。この仮焼粉をライカイ機で粉砕して、平均
粒径約２μｍとした。
ｕＯの各原料粉末をＳｍ：Ｂａ：Ｃｕ＝１．４：２．
２：３．２になるように秤量した後、ＢａＣＯ３とＣｕ
Ｏのみを８８０℃で３０時間焼成して、ＢａＣｕＯ２と
ＣｕＯの仮焼粉を得た（モル比でＢａＣｕＯ ２：ＣｕＯ
＝２．２：１．０）。次に、この仮焼粉に、予め秤量し
ておいたＳｍ ２Ｏ３とＰｔ粉末（平均粒径０．０１μ
ｍ）およびＡｇ２Ｏ粉末（平均粒径１３．８μｍ）を、
Ｐｔ含有量が０．４２ｗｔ％、Ａｇ含有量が１５ｗｔ％
になるように加えて混合して、大気中９００℃で１０時
間焼成した。この仮焼粉をライカイ機で粉砕して、平均
粒径約２μｍとした。
【００２２】得られた仮焼粉の組成分析を行ったとこ
ろ、図３に示すような値であった。また、得られた仮焼
粉を粉末Ｘ線回折により分析したところ、Ｓｍ１＋ｐＢ
ａ２＋ ｑ（Ｃｕ１−ｂＡｇｂ）３Ｏ７−ｘ相およびＳｍ
２＋ｒＢａ１＋ｓ（Ｃｕ１−ｄＡｇｄ）Ｏ５−ｒ相が確
認された。ここで、Ｔｍは、図１および図２から計算す
ると、１０６０−４０＝１０２０℃である。
ろ、図３に示すような値であった。また、得られた仮焼
粉を粉末Ｘ線回折により分析したところ、Ｓｍ１＋ｐＢ
ａ２＋ ｑ（Ｃｕ１−ｂＡｇｂ）３Ｏ７−ｘ相およびＳｍ
２＋ｒＢａ１＋ｓ（Ｃｕ１−ｄＡｇｄ）Ｏ５−ｒ相が確
認された。ここで、Ｔｍは、図１および図２から計算す
ると、１０６０−４０＝１０２０℃である。
【００２３】このようにして作製された合成粉を外径８
０ｍｍ、厚さ２６ｍｍの円板状にプレス成形し、片面の
中心に直径８ｍｍ、深さ１６ｍｍの穴１３ａを開けて前
駆体１３を作製した（前駆体１３の片面の面積に対する
穴１３ａの面積率１％、穴１３ａを開けた後の前駆体１
３の体積１３０ｃｍ３）。次に、図４および図５に示す
ように、アルミナ基板１２上に、予め溶融法により作製
しておいた前駆体１３と同一組成の厚さ４ｍｍ程度の複
数のペレット片１１を、前駆体１３の中心の穴１３ａの
直径８ｍｍに対応する部分を除き、互いに１〜２０ｍｍ
程度の隙間を開けて敷いた。その上に、穴１３ａの開口
部が下になるように前駆体１３を載置し、２ゾーン型の
炉体内に設置して以下の工程を行った。
０ｍｍ、厚さ２６ｍｍの円板状にプレス成形し、片面の
中心に直径８ｍｍ、深さ１６ｍｍの穴１３ａを開けて前
駆体１３を作製した（前駆体１３の片面の面積に対する
穴１３ａの面積率１％、穴１３ａを開けた後の前駆体１
３の体積１３０ｃｍ３）。次に、図４および図５に示す
ように、アルミナ基板１２上に、予め溶融法により作製
しておいた前駆体１３と同一組成の厚さ４ｍｍ程度の複
数のペレット片１１を、前駆体１３の中心の穴１３ａの
直径８ｍｍに対応する部分を除き、互いに１〜２０ｍｍ
程度の隙間を開けて敷いた。その上に、穴１３ａの開口
部が下になるように前駆体１３を載置し、２ゾーン型の
炉体内に設置して以下の工程を行った。
【００２４】まず、室温から７０時間で１１００℃まで
昇温させ、この温度で２０分間保持して半溶融状態にし
た後、前駆体１３の上部が低温側になるように前駆体１
３の上下に１０℃／ｃｍの温度勾配を加えて、前駆体１
３の上部の温度が１０２５℃になるまで０．４℃／ｍｉ
ｎ（徐冷速度Ｒ＝１９．４×１３０-0.8（℃／ｍｉ
ｎ））で降温させた。次いで、予め溶融法で作製してお
いたＰｔを０．５ｗｔ％含み且つＡｇを含まない縦横２
ｍｍ、厚さ１ｍｍのＮｄ１．８Ｂａ２．４Ｃｕ３． ４Ｏ
ｘ組成の種結晶を、成長方向がｃ軸と平行になるように
前駆体１３の上部の中心に接触させ、１０２５℃から１
℃／ｈｒの速度で１０１５℃まで降温させた。この温度
で８０時間保持した後、９４５℃まで７０時間かけて徐
冷し、その後、上下の温度勾配が０℃／ｃｍになるよう
に前駆体１３の下部を２０時間で９４５℃になるように
冷却し、その後、室温まで１００時間かけて徐冷して結
晶化を行った。
昇温させ、この温度で２０分間保持して半溶融状態にし
た後、前駆体１３の上部が低温側になるように前駆体１
３の上下に１０℃／ｃｍの温度勾配を加えて、前駆体１
３の上部の温度が１０２５℃になるまで０．４℃／ｍｉ
ｎ（徐冷速度Ｒ＝１９．４×１３０-0.8（℃／ｍｉ
ｎ））で降温させた。次いで、予め溶融法で作製してお
いたＰｔを０．５ｗｔ％含み且つＡｇを含まない縦横２
ｍｍ、厚さ１ｍｍのＮｄ１．８Ｂａ２．４Ｃｕ３． ４Ｏ
ｘ組成の種結晶を、成長方向がｃ軸と平行になるように
前駆体１３の上部の中心に接触させ、１０２５℃から１
℃／ｈｒの速度で１０１５℃まで降温させた。この温度
で８０時間保持した後、９４５℃まで７０時間かけて徐
冷し、その後、上下の温度勾配が０℃／ｃｍになるよう
に前駆体１３の下部を２０時間で９４５℃になるように
冷却し、その後、室温まで１００時間かけて徐冷して結
晶化を行った。
【００２５】このようにして結晶化した材料をガス置換
可能な別の炉の中に設置し、以下のようにアニール処理
を行った。まず、ロータリーポンプで０．１Ｔｏｒｒま
で炉内を排気した後、炉内に酸素ガスを流し込んで、酸
素分圧が９９％以上である大気圧の雰囲気にした。その
後も０．５Ｌ／ｍｉｎの流量で酸素ガスを炉内に流しな
がら、室温から４５０℃まで１０時間で昇温させ、４５
０℃から２５０℃まで２００時間かけて徐冷し、２５０
℃から室温まで１０時間で降温させた。その後、同様の
アニール処理をもう一回行った。
可能な別の炉の中に設置し、以下のようにアニール処理
を行った。まず、ロータリーポンプで０．１Ｔｏｒｒま
で炉内を排気した後、炉内に酸素ガスを流し込んで、酸
素分圧が９９％以上である大気圧の雰囲気にした。その
後も０．５Ｌ／ｍｉｎの流量で酸素ガスを炉内に流しな
がら、室温から４５０℃まで１０時間で昇温させ、４５
０℃から２５０℃まで２００時間かけて徐冷し、２５０
℃から室温まで１０時間で降温させた。その後、同様の
アニール処理をもう一回行った。
【００２６】このアニール処理の後、焼き縮みのため、
前駆体１３は外径６７ｍｍ、厚さ２２ｍｍになり、穴１
３ａは直径７ｍｍ，深さ１３ｍｍになっていた。この前
駆体１３を上下方向の中心付近で切断して断面をＥＰＭ
Ａで観察したところ、Ｓｍ１ ＋ｐＢａ２＋ｑ（Ｃｕ
１−ｂＡｇｂ）３Ｏ７−ｘ相中に０．１〜３０μｍ程度
のＳｍ２＋ｒＢａ１＋ｓ（Ｃｕ１−ｄＡｇｄ）Ｏ５−ｙ
相が微細に分散していた。ここで、ｐ、ｑ、ｒ、ｓ、ｙ
はそれぞれ−０．２〜０．２の値であり、ｘは−０．２
〜０．６の値であった。また、ｂ、ｄは０．０〜０．０
５の値であり、平均的には０．００８程度であった。さ
らに、試料全体にわたって０．１〜１００μｍ程度のＡ
ｇが微細に分散していた。また、粒径５〜２００μｍ程
度の空孔が分散して存在していた。また、材料全体が種
結晶を反映して材料の軸方向がｃ軸と平行であるように
均一に配向し、隣接する結晶間の方位のずれが３°以下
であり、実質的に単結晶状の超電導材料が得られた。ま
た、この材料の下部６ｍｍをスライス切断した後、図６
に示すように、この材料の中心付近（中心から半径の１
／４以内の所）と周縁部付近（中心から半径の３／４以
上の所）から、それぞれ２×４×２０ｍｍの試料２１を
切り出し、密度を測定したところ、中心付近の密度は
７．１０ｇ／ｃｍ３（理論密度７．４７ｇ／ｃｍ３の９
５．０％）、周縁部付近の密度は７．２０ｇ／ｃｍ
３（理論密度７．４７ｇ／ｃｍ３の９６．４％）であ
り、穴１３ａを形成することにより空孔が減り、中心付
近と周縁部付近の密度差が０．１ｇ／ｃｍ３（理論密度
の１．３％）と少なく、且つ高密度の材料を得ることが
できた。
前駆体１３は外径６７ｍｍ、厚さ２２ｍｍになり、穴１
３ａは直径７ｍｍ，深さ１３ｍｍになっていた。この前
駆体１３を上下方向の中心付近で切断して断面をＥＰＭ
Ａで観察したところ、Ｓｍ１ ＋ｐＢａ２＋ｑ（Ｃｕ
１−ｂＡｇｂ）３Ｏ７−ｘ相中に０．１〜３０μｍ程度
のＳｍ２＋ｒＢａ１＋ｓ（Ｃｕ１−ｄＡｇｄ）Ｏ５−ｙ
相が微細に分散していた。ここで、ｐ、ｑ、ｒ、ｓ、ｙ
はそれぞれ−０．２〜０．２の値であり、ｘは−０．２
〜０．６の値であった。また、ｂ、ｄは０．０〜０．０
５の値であり、平均的には０．００８程度であった。さ
らに、試料全体にわたって０．１〜１００μｍ程度のＡ
ｇが微細に分散していた。また、粒径５〜２００μｍ程
度の空孔が分散して存在していた。また、材料全体が種
結晶を反映して材料の軸方向がｃ軸と平行であるように
均一に配向し、隣接する結晶間の方位のずれが３°以下
であり、実質的に単結晶状の超電導材料が得られた。ま
た、この材料の下部６ｍｍをスライス切断した後、図６
に示すように、この材料の中心付近（中心から半径の１
／４以内の所）と周縁部付近（中心から半径の３／４以
上の所）から、それぞれ２×４×２０ｍｍの試料２１を
切り出し、密度を測定したところ、中心付近の密度は
７．１０ｇ／ｃｍ３（理論密度７．４７ｇ／ｃｍ３の９
５．０％）、周縁部付近の密度は７．２０ｇ／ｃｍ
３（理論密度７．４７ｇ／ｃｍ３の９６．４％）であ
り、穴１３ａを形成することにより空孔が減り、中心付
近と周縁部付近の密度差が０．１ｇ／ｃｍ３（理論密度
の１．３％）と少なく、且つ高密度の材料を得ることが
できた。
【００２７】次に、この超電導体の上部から外径６６ｍ
ｍ、厚さ７ｍｍの２枚のディスク状試料をスライス加工
により切り出して、各々のディスク状試料の軸方向に外
部磁場２Ｔ（テスラ）を加えながら室温から温度７７Ｋ
まで冷却した後、磁場を取り去って超電導体中に捕捉さ
れる磁束密度を測定した。この測定は、ホール素子をＸ
Ｙステージに取り付けて超電導体表面から約１ｍｍの距
離で超電導体表面に沿って移動させ、材料の軸方向の磁
束密度分布を測定することによって行った。その結果、
図７および図８に示すように、試料表面の最大捕捉磁場
は、１段目の試料の表面では１．１Ｔ、２段目の試料の
表面では０．８Ｔであり、特性がほぼ均質で薄い試料で
も高い捕捉磁束密度特性を示す超電導体を２枚切り出す
ことができた。
ｍ、厚さ７ｍｍの２枚のディスク状試料をスライス加工
により切り出して、各々のディスク状試料の軸方向に外
部磁場２Ｔ（テスラ）を加えながら室温から温度７７Ｋ
まで冷却した後、磁場を取り去って超電導体中に捕捉さ
れる磁束密度を測定した。この測定は、ホール素子をＸ
Ｙステージに取り付けて超電導体表面から約１ｍｍの距
離で超電導体表面に沿って移動させ、材料の軸方向の磁
束密度分布を測定することによって行った。その結果、
図７および図８に示すように、試料表面の最大捕捉磁場
は、１段目の試料の表面では１．１Ｔ、２段目の試料の
表面では０．８Ｔであり、特性がほぼ均質で薄い試料で
も高い捕捉磁束密度特性を示す超電導体を２枚切り出す
ことができた。
【００２８】次に、この材料から２．５×２．５×２ｍ
ｍの試料を切り出して、振動試料型磁力計により磁化率
を測定した。得られた磁化率曲線よりＢｅａｎモデルを
適用して、温度７７Ｋにおける臨界電流密度Ｊｃを見積
もったところ、図９に示すように高い臨界電流密度を示
していた。
ｍの試料を切り出して、振動試料型磁力計により磁化率
を測定した。得られた磁化率曲線よりＢｅａｎモデルを
適用して、温度７７Ｋにおける臨界電流密度Ｊｃを見積
もったところ、図９に示すように高い臨界電流密度を示
していた。
【００２９】［実施例２］Ｇｄ２Ｏ３、ＢａＣＯ３、Ｃ
ｕＯの各原料粉末をＧｄ：Ｂａ：Ｃｕ＝１：２：３にな
るように秤量した後、混合し、９２０℃で３０時間焼成
した。次いで、この焼成した粉をポットミルを用いて平
均粒径３μｍに粉砕し、再び９３０℃で３０時間焼成し
た後、ライカイ機で平均粒径１０μｍに粉砕して、Ｇｄ
１Ｂａ２Ｃｕ３Ｏ７−ｘの粉末を作製した。また、上記
の各原料粉末をＧｄ：Ｂａ：Ｃｕ＝２：１：１になるよ
うに秤量した後、混合し、８９０℃で２０時間焼成し
た。次いで、この焼成した粉をポットミルを用いて平均
粒径０．７μｍに粉砕し、再び８９０℃で２０時間焼成
した後、この焼成した粉をポットミルを用いて平均粒径
０．５μｍに粉砕して、Ｇｄ２ＢａＣｕＯ５の粉末を作
製した。次に、これらの仮焼粉をＧｄ１Ｂａ２Ｃｕ３Ｏ
７−ｘ：Ｇｄ２ＢａＣｕＯ５＝１：０．４になるように
秤量し、さらにＰｔ粉末（平均粒径０．０１μｍ）およ
びＡｇ２Ｏ粉末（平均粒径１３．８μｍ）をＰｔ含有量
が０．４２ｗｔ％、Ａｇ含有量が１５ｗｔ％になるよう
に加えて混合した。ここで、Ｔｍは、図１および図２か
ら計算すると、１０３０−４０＝９９０℃である。
ｕＯの各原料粉末をＧｄ：Ｂａ：Ｃｕ＝１：２：３にな
るように秤量した後、混合し、９２０℃で３０時間焼成
した。次いで、この焼成した粉をポットミルを用いて平
均粒径３μｍに粉砕し、再び９３０℃で３０時間焼成し
た後、ライカイ機で平均粒径１０μｍに粉砕して、Ｇｄ
１Ｂａ２Ｃｕ３Ｏ７−ｘの粉末を作製した。また、上記
の各原料粉末をＧｄ：Ｂａ：Ｃｕ＝２：１：１になるよ
うに秤量した後、混合し、８９０℃で２０時間焼成し
た。次いで、この焼成した粉をポットミルを用いて平均
粒径０．７μｍに粉砕し、再び８９０℃で２０時間焼成
した後、この焼成した粉をポットミルを用いて平均粒径
０．５μｍに粉砕して、Ｇｄ２ＢａＣｕＯ５の粉末を作
製した。次に、これらの仮焼粉をＧｄ１Ｂａ２Ｃｕ３Ｏ
７−ｘ：Ｇｄ２ＢａＣｕＯ５＝１：０．４になるように
秤量し、さらにＰｔ粉末（平均粒径０．０１μｍ）およ
びＡｇ２Ｏ粉末（平均粒径１３．８μｍ）をＰｔ含有量
が０．４２ｗｔ％、Ａｇ含有量が１５ｗｔ％になるよう
に加えて混合した。ここで、Ｔｍは、図１および図２か
ら計算すると、１０３０−４０＝９９０℃である。
【００３０】このようにして作製された合成粉を外径８
０ｍｍ、厚さ２６ｍｍの円板状にプレス成形し、図１０
に示すように、片面の中心およびその中心のまわりで互
いに９０°ずれた４箇所（図１０に示す数値の単位はｍ
ｍ）に、直径６ｍｍ、深さ１６ｍｍの穴１３１ａを開け
て前駆体１３１を作製した（前駆体１３１の片面の面積
に対する穴１３１ａの面積率２．８％、穴１３１ａを開
けた後の前駆体１３１の体積１２８ｃｍ３）。次に、実
施例１と同様に、アルミナ基板上に、予め溶融法により
作製しておいた前駆体１３１と同一組成の厚さ４ｍｍ程
度の複数のペレット片を、穴１３１ａに対応する部分を
除いて敷き、その上に、穴１３１ａの開口部が下になる
ように前駆体１３１を載置し、２ゾーン型の炉体内に設
置して以下の工程を行った。
０ｍｍ、厚さ２６ｍｍの円板状にプレス成形し、図１０
に示すように、片面の中心およびその中心のまわりで互
いに９０°ずれた４箇所（図１０に示す数値の単位はｍ
ｍ）に、直径６ｍｍ、深さ１６ｍｍの穴１３１ａを開け
て前駆体１３１を作製した（前駆体１３１の片面の面積
に対する穴１３１ａの面積率２．８％、穴１３１ａを開
けた後の前駆体１３１の体積１２８ｃｍ３）。次に、実
施例１と同様に、アルミナ基板上に、予め溶融法により
作製しておいた前駆体１３１と同一組成の厚さ４ｍｍ程
度の複数のペレット片を、穴１３１ａに対応する部分を
除いて敷き、その上に、穴１３１ａの開口部が下になる
ように前駆体１３１を載置し、２ゾーン型の炉体内に設
置して以下の工程を行った。
【００３１】まず、室温から７０時間で１１００℃まで
昇温させ、この温度で２０分間保持して半溶融状態にし
た後、前駆体１３１の上部が低温側になるように前駆体
１３１の上下に１０℃／ｃｍの温度勾配を加えて、前駆
体１３１の上部の温度が９９５℃になるまで０．４℃／
ｍｉｎ（徐冷速度Ｒ＝１９．４×１２８-0.8（℃／ｍｉ
ｎ））で降温させた。次いで、予め溶融法で作製してお
いたＰｔを０．５ｗｔ％含み且つＡｇを含まないＮｄ
１．８Ｂａ２．４Ｃｕ３．４Ｏｘ組成の種結晶を、成長
方向がｃ軸と平行になるように前駆体１３１の上部に接
触させ、９９５℃から１℃／ｈｒの速度で９８５℃まで
降温させた。この温度で１００時間保持した後、９１５
℃まで７０時間かけて徐冷し、その後、上下の温度勾配
が０℃／ｃｍになるように前駆体１３１の下部を２０時
間で９１５℃になるように冷却し、その後、室温まで１
００時間かけて徐冷して結晶化を行った。
昇温させ、この温度で２０分間保持して半溶融状態にし
た後、前駆体１３１の上部が低温側になるように前駆体
１３１の上下に１０℃／ｃｍの温度勾配を加えて、前駆
体１３１の上部の温度が９９５℃になるまで０．４℃／
ｍｉｎ（徐冷速度Ｒ＝１９．４×１２８-0.8（℃／ｍｉ
ｎ））で降温させた。次いで、予め溶融法で作製してお
いたＰｔを０．５ｗｔ％含み且つＡｇを含まないＮｄ
１．８Ｂａ２．４Ｃｕ３．４Ｏｘ組成の種結晶を、成長
方向がｃ軸と平行になるように前駆体１３１の上部に接
触させ、９９５℃から１℃／ｈｒの速度で９８５℃まで
降温させた。この温度で１００時間保持した後、９１５
℃まで７０時間かけて徐冷し、その後、上下の温度勾配
が０℃／ｃｍになるように前駆体１３１の下部を２０時
間で９１５℃になるように冷却し、その後、室温まで１
００時間かけて徐冷して結晶化を行った。
【００３２】このようにして結晶化した材料をガス置換
可能な別の炉の中に設置し、以下のようにアニール処理
を行った。まず、ロータリーポンプで０．１Ｔｏｒｒま
で炉内を排気した後、炉内に酸素ガスを流し込んで、酸
素分圧が９９％以上である大気圧の雰囲気にした。その
後も０．５Ｌ／ｍｉｎの流量で酸素ガスを炉内に流しな
がら、室温から４５０℃まで１０時間で昇温させ、４５
０℃から２５０℃まで２００時間かけて徐冷し、２５０
℃から室温まで１０時間で降温させた。その後、同様の
アニール処理をもう一回行った。
可能な別の炉の中に設置し、以下のようにアニール処理
を行った。まず、ロータリーポンプで０．１Ｔｏｒｒま
で炉内を排気した後、炉内に酸素ガスを流し込んで、酸
素分圧が９９％以上である大気圧の雰囲気にした。その
後も０．５Ｌ／ｍｉｎの流量で酸素ガスを炉内に流しな
がら、室温から４５０℃まで１０時間で昇温させ、４５
０℃から２５０℃まで２００時間かけて徐冷し、２５０
℃から室温まで１０時間で降温させた。その後、同様の
アニール処理をもう一回行った。
【００３３】このアニール処理の後、焼き縮みのため、
前駆体１３１は外径６７ｍｍ、厚さ２２ｍｍになり、各
々の穴１３１ａは直径５ｍｍ、深さ１３ｍｍになってい
た。この前駆体１３１を上下方向の中心付近で切断して
断面をＥＰＭＡで観察したところ、Ｇｄ１＋ｐＢａ
２＋ｑ（Ｃｕ１−ｂＡｇｂ）３Ｏ７−ｘ相中に０．１〜
３０μｍ程度のＧｄ２＋ｒＢａ１＋ｓ（Ｃｕ１−ｄＡｇ
ｄ）Ｏ５−ｙ相が微細に分散していた。ここで、ｐ、
ｑ、ｒ、ｓ、ｙはそれぞれ−０．２〜０．２の値であ
り、ｘは−０．２〜０．６の値であった。また、ｂ、ｄ
は０．０〜０．０５の値であり、平均的には０．００８
程度であった。さらに、試料全体にわたって０．１〜１
００μｍ程度のＡｇが微細に分散していた。また、粒径
５〜２００μｍ程度の空孔が分散して存在していた。ま
た、材料全体が種結晶を反映してディスク状材料の軸方
向がｃ軸と平行であるように材料全体が均一に配向し、
隣接する結晶間の方位のずれが３°以下であり、実質的
に単結晶状の超電導材料が得られた。また、この材料の
下部６ｍｍをスライス切断した後、実施例１と同様にこ
の材料の中心付近（中心から半径の１／４以内の所）と
周縁部付近（中心から半径の３／４以上の所）から、そ
れぞれ２×４×２０ｍｍの試料を切り出し、密度を測定
したところ、中心付近の密度は７．２０ｇ／ｃｍ３（理
論密度７．６８ｇ／ｃｍ３の９３．８％）、周縁部付近
の密度は７．３１ｇ／ｃｍ３（理論密度７．６８ｇ／ｃ
ｍ３の９５．２％）であり、穴１３１ａを形成すること
により空孔が減り、中心付近と周縁部付近の密度差が
０．１１ｇ／ｃｍ３と少なく、高密度で高強度の材料を
得ることができた。
前駆体１３１は外径６７ｍｍ、厚さ２２ｍｍになり、各
々の穴１３１ａは直径５ｍｍ、深さ１３ｍｍになってい
た。この前駆体１３１を上下方向の中心付近で切断して
断面をＥＰＭＡで観察したところ、Ｇｄ１＋ｐＢａ
２＋ｑ（Ｃｕ１−ｂＡｇｂ）３Ｏ７−ｘ相中に０．１〜
３０μｍ程度のＧｄ２＋ｒＢａ１＋ｓ（Ｃｕ１−ｄＡｇ
ｄ）Ｏ５−ｙ相が微細に分散していた。ここで、ｐ、
ｑ、ｒ、ｓ、ｙはそれぞれ−０．２〜０．２の値であ
り、ｘは−０．２〜０．６の値であった。また、ｂ、ｄ
は０．０〜０．０５の値であり、平均的には０．００８
程度であった。さらに、試料全体にわたって０．１〜１
００μｍ程度のＡｇが微細に分散していた。また、粒径
５〜２００μｍ程度の空孔が分散して存在していた。ま
た、材料全体が種結晶を反映してディスク状材料の軸方
向がｃ軸と平行であるように材料全体が均一に配向し、
隣接する結晶間の方位のずれが３°以下であり、実質的
に単結晶状の超電導材料が得られた。また、この材料の
下部６ｍｍをスライス切断した後、実施例１と同様にこ
の材料の中心付近（中心から半径の１／４以内の所）と
周縁部付近（中心から半径の３／４以上の所）から、そ
れぞれ２×４×２０ｍｍの試料を切り出し、密度を測定
したところ、中心付近の密度は７．２０ｇ／ｃｍ３（理
論密度７．６８ｇ／ｃｍ３の９３．８％）、周縁部付近
の密度は７．３１ｇ／ｃｍ３（理論密度７．６８ｇ／ｃ
ｍ３の９５．２％）であり、穴１３１ａを形成すること
により空孔が減り、中心付近と周縁部付近の密度差が
０．１１ｇ／ｃｍ３と少なく、高密度で高強度の材料を
得ることができた。
【００３４】次に、この超電導体を上部から外径６６ｍ
ｍ、厚さ７ｍｍの２枚のディスク状試料をスライス加工
により切り出して、各々のディスク状試料の軸方向に外
部磁場２Ｔ（テスラ）を加えながら室温から温度７７Ｋ
まで冷却した後、磁場を取り去って超電導体中に捕捉さ
れる磁束密度を実施例１と同様に測定した。この測定
は、ホール素子をＸＹステージに取り付けて超電導体表
面から約１ｍｍの距離で超電導体表面に沿って移動さ
せ、材料の軸方向の磁束密度分布を測定することによっ
て行った。その結果、試料表面の最大捕捉磁場は、１段
目の試料の表面では１．１Ｔ、２段目の試料の表面では
０．９Ｔであり、特性がほぼ均質で薄い試料でも高い捕
捉磁束密度特性を示す超電導体を２枚切り出すことがで
きた。
ｍ、厚さ７ｍｍの２枚のディスク状試料をスライス加工
により切り出して、各々のディスク状試料の軸方向に外
部磁場２Ｔ（テスラ）を加えながら室温から温度７７Ｋ
まで冷却した後、磁場を取り去って超電導体中に捕捉さ
れる磁束密度を実施例１と同様に測定した。この測定
は、ホール素子をＸＹステージに取り付けて超電導体表
面から約１ｍｍの距離で超電導体表面に沿って移動さ
せ、材料の軸方向の磁束密度分布を測定することによっ
て行った。その結果、試料表面の最大捕捉磁場は、１段
目の試料の表面では１．１Ｔ、２段目の試料の表面では
０．９Ｔであり、特性がほぼ均質で薄い試料でも高い捕
捉磁束密度特性を示す超電導体を２枚切り出すことがで
きた。
【００３５】次に、実施例１と同様に温度７７Ｋにおけ
る臨界電流密度Ｊｃを見積もったところ、図１１に示す
ように高い臨界電流密度が得られた。
る臨界電流密度Ｊｃを見積もったところ、図１１に示す
ように高い臨界電流密度が得られた。
【００３６】［実施例３］ＲＥ２Ｏ３（ＲＥはモル比で
Ｓｍ５０％、Ｇｄ５０％）、ＢａＣＯ３、ＣｕＯの各原
料粉末をＲＥ：Ｂａ：Ｃｕ＝１．６：２．３：３．３に
なるように秤量した後、ＢａＣＯ３とＣｕＯのみを８８
０℃で３０時間焼成して、ＢａＣｕＯ２とＣｕＯの仮焼
粉を得た（モル比でＢａＣｕＯ２：ＣｕＯ＝２．３：
１．０）。次に、この仮焼粉に、予め秤量しておいたＲ
Ｅ２Ｏ３および０．４５ｗｔ％のＰｔ粉末を加えるとと
もに、Ａｇ元素量で１０ｗｔ％になるようにＡｇ２Ｏ粉
末を加えて混合して、大気中９００℃で１０時間焼成し
た。得られた仮焼粉をライカイ機で粉砕して、平均粒径
約２μｍとした。
Ｓｍ５０％、Ｇｄ５０％）、ＢａＣＯ３、ＣｕＯの各原
料粉末をＲＥ：Ｂａ：Ｃｕ＝１．６：２．３：３．３に
なるように秤量した後、ＢａＣＯ３とＣｕＯのみを８８
０℃で３０時間焼成して、ＢａＣｕＯ２とＣｕＯの仮焼
粉を得た（モル比でＢａＣｕＯ２：ＣｕＯ＝２．３：
１．０）。次に、この仮焼粉に、予め秤量しておいたＲ
Ｅ２Ｏ３および０．４５ｗｔ％のＰｔ粉末を加えるとと
もに、Ａｇ元素量で１０ｗｔ％になるようにＡｇ２Ｏ粉
末を加えて混合して、大気中９００℃で１０時間焼成し
た。得られた仮焼粉をライカイ機で粉砕して、平均粒径
約２μｍとした。
【００３７】得られた仮焼粉を粉末Ｘ線回折により分析
したところ、ＲＥ１＋ｐＢａ２＋ｑ（Ｃｕ１−ｂＡ
ｇｂ）３Ｏ７−ｘ相およびＲＥ２＋ｒＢａ１＋ｓ（Ｃｕ
１−ｄＡｇｄ）Ｏ５−ｒ相が確認された。ここで、Ｔｍ
は、図１および図２から計算すると、(１０６０×１／
２＋１０３０×１／２)−４０＝１００５℃である。
したところ、ＲＥ１＋ｐＢａ２＋ｑ（Ｃｕ１−ｂＡ
ｇｂ）３Ｏ７−ｘ相およびＲＥ２＋ｒＢａ１＋ｓ（Ｃｕ
１−ｄＡｇｄ）Ｏ５−ｒ相が確認された。ここで、Ｔｍ
は、図１および図２から計算すると、(１０６０×１／
２＋１０３０×１／２)−４０＝１００５℃である。
【００３８】このようにして作製された合成粉を縦７７
ｍｍ、横６２ｍｍ、厚さ２６ｍｍの略矩形の板状にプレ
ス成形し、片面の中心に直径８ｍｍ、深さ１６ｍｍの穴
１３２ａを開けて前駆体１３２を作製した（前駆体１３
２の片面の面積に対する穴１３２ａの面積率１％、穴１
３２ａを開けた後の前駆体１３２の体積１２３ｃ
ｍ３）。次に、実施例１と同様に、アルミナ基板上に、
予め溶融法により作製しておいた前駆体１３２と同一組
成の厚さ４ｍｍ程度の複数のペレット片を、穴１３２ａ
に対応する部分を除いて敷き、その上に、穴１３２ａの
開口部が下になるように前駆体１３２を載置し、２ゾー
ン型の炉体内に設置して以下の工程を行った。
ｍｍ、横６２ｍｍ、厚さ２６ｍｍの略矩形の板状にプレ
ス成形し、片面の中心に直径８ｍｍ、深さ１６ｍｍの穴
１３２ａを開けて前駆体１３２を作製した（前駆体１３
２の片面の面積に対する穴１３２ａの面積率１％、穴１
３２ａを開けた後の前駆体１３２の体積１２３ｃ
ｍ３）。次に、実施例１と同様に、アルミナ基板上に、
予め溶融法により作製しておいた前駆体１３２と同一組
成の厚さ４ｍｍ程度の複数のペレット片を、穴１３２ａ
に対応する部分を除いて敷き、その上に、穴１３２ａの
開口部が下になるように前駆体１３２を載置し、２ゾー
ン型の炉体内に設置して以下の工程を行った。
【００３９】まず、室温から７０時間で１１００℃まで
昇温させ、この温度で２０分間保持して半溶融状態にし
た後、前駆体１３２の上部が低温側になるように前駆体
１３２の上下に１０℃／ｃｍの温度勾配を加えて、前駆
体１３２の上部の温度が１０１０℃になるまで０．４℃
／ｍｉｎ（徐冷速度Ｒ＝１９．４×１２３-0.8（℃／ｍ
ｉｎ））で降温させた。次いで、予め溶融法で作製して
おいたＰｔを０．５ｗｔ％含み且つＡｇを含まないＳｍ
１．８Ｂａ２．４Ｃｕ３．４Ｏｘ組成の種結晶を、成長
方向がｃ軸と平行になるように前駆体１３２の上部に接
触させ、１０１０℃から１℃／ｈｒの速度で１０００℃
まで降温させた。この温度で９０時間保持した後、９３
０℃まで７０時間かけて徐冷し、その後、上下の温度勾
配が０℃／ｃｍになるように前駆体１３２の下部を２０
時間で９３０℃になるように冷却し、その後、室温まで
１００時間かけて徐冷して結晶化を行った。
昇温させ、この温度で２０分間保持して半溶融状態にし
た後、前駆体１３２の上部が低温側になるように前駆体
１３２の上下に１０℃／ｃｍの温度勾配を加えて、前駆
体１３２の上部の温度が１０１０℃になるまで０．４℃
／ｍｉｎ（徐冷速度Ｒ＝１９．４×１２３-0.8（℃／ｍ
ｉｎ））で降温させた。次いで、予め溶融法で作製して
おいたＰｔを０．５ｗｔ％含み且つＡｇを含まないＳｍ
１．８Ｂａ２．４Ｃｕ３．４Ｏｘ組成の種結晶を、成長
方向がｃ軸と平行になるように前駆体１３２の上部に接
触させ、１０１０℃から１℃／ｈｒの速度で１０００℃
まで降温させた。この温度で９０時間保持した後、９３
０℃まで７０時間かけて徐冷し、その後、上下の温度勾
配が０℃／ｃｍになるように前駆体１３２の下部を２０
時間で９３０℃になるように冷却し、その後、室温まで
１００時間かけて徐冷して結晶化を行った。
【００４０】このようにして結晶化した材料をガス置換
可能な別の炉の中に設置し、以下のようにアニール処理
を行った。まず、ロータリーポンプで０．１Ｔｏｒｒま
で炉内を排気した後、炉内に酸素ガスを流し込んで、酸
素分圧が９９％以上である大気圧の雰囲気にした。その
後も０．５Ｌ／ｍｉｎの流量で酸素ガスを炉内に流しな
がら、室温から４５０℃まで１０時間で昇温させ、４５
０℃から２５０℃まで２００時間かけて徐冷し、２５０
℃から室温まで１０時間で降温させた。その後、同様の
アニール処理をもう一回行った。
可能な別の炉の中に設置し、以下のようにアニール処理
を行った。まず、ロータリーポンプで０．１Ｔｏｒｒま
で炉内を排気した後、炉内に酸素ガスを流し込んで、酸
素分圧が９９％以上である大気圧の雰囲気にした。その
後も０．５Ｌ／ｍｉｎの流量で酸素ガスを炉内に流しな
がら、室温から４５０℃まで１０時間で昇温させ、４５
０℃から２５０℃まで２００時間かけて徐冷し、２５０
℃から室温まで１０時間で降温させた。その後、同様の
アニール処理をもう一回行った。
【００４１】このアニール処理の後、焼き縮みのため、
前駆体１３２は縦５２ｍｍ、横６３ｍｍ、厚さ２２ｍｍ
になり、穴１３２ａは直径７ｍｍ、深さ１３ｍｍになっ
ていた。この前駆体１３２を上下方向の中心付近で切断
して断面をＥＰＭＡで観察したところ、ＲＥ１＋ｐＢａ
２＋ｑ（Ｃｕ１−ｂＡｇｂ）３Ｏ７−ｘ相中に０．１〜
３０μｍ程度のＲＥ２＋ｒＢａ１＋ｓ（Ｃｕ１−ｄＡｇ
ｄ）Ｏ５−ｙ相が微細に分散していた。ここで、ｐ、
ｑ、ｒ、ｓ、ｙはそれぞれ−０．２〜０．２の値であ
り、ｘは−０．２〜０．６の値であった。また、ｂ、ｄ
は０．０〜０．０５の値であり、平均的には０．００８
程度であった。さらに、試料全体にわたって０．１〜１
００μｍ程度のＡｇが微細に分散していた。また、粒径
５〜２００μｍ程度の空孔が分散して存在していた。ま
た、材料全体が種結晶を反映してディスク状材料の軸方
向がｃ軸と平行であるように均一に配向し、隣接する結
晶間の方位のずれが３°以下であり、実質的に単結晶状
の超電導材料が得られた。また、この板状材料の下部６
ｍｍをスライス切断した後、図１２のように、この材料
の中心付近（中心から短辺の長さの１／４以内の所）と
周縁部付近（中心から短辺の長さの３／４以上の所）か
ら、それぞれ２×４×２０ｍｍの試料２１２を切り出
し、密度を測定したところ、中心付近の密度は７．０ｇ
／ｃｍ３（理論密度７．４０ｇ／ｃｍ３の９４．６
％）、周縁部付近の密度は７．１ｇ／ｃｍ３（理論密度
７．４０ｇ／ｃｍ３の９５．９％）であり、穴１３２ａ
を形成することにより空孔が減り、中心付近と周縁部付
近の密度差が０．１ｇ／ｃｍ３と少なく、高密度で高強
度の材料を得ることができた。
前駆体１３２は縦５２ｍｍ、横６３ｍｍ、厚さ２２ｍｍ
になり、穴１３２ａは直径７ｍｍ、深さ１３ｍｍになっ
ていた。この前駆体１３２を上下方向の中心付近で切断
して断面をＥＰＭＡで観察したところ、ＲＥ１＋ｐＢａ
２＋ｑ（Ｃｕ１−ｂＡｇｂ）３Ｏ７−ｘ相中に０．１〜
３０μｍ程度のＲＥ２＋ｒＢａ１＋ｓ（Ｃｕ１−ｄＡｇ
ｄ）Ｏ５−ｙ相が微細に分散していた。ここで、ｐ、
ｑ、ｒ、ｓ、ｙはそれぞれ−０．２〜０．２の値であ
り、ｘは−０．２〜０．６の値であった。また、ｂ、ｄ
は０．０〜０．０５の値であり、平均的には０．００８
程度であった。さらに、試料全体にわたって０．１〜１
００μｍ程度のＡｇが微細に分散していた。また、粒径
５〜２００μｍ程度の空孔が分散して存在していた。ま
た、材料全体が種結晶を反映してディスク状材料の軸方
向がｃ軸と平行であるように均一に配向し、隣接する結
晶間の方位のずれが３°以下であり、実質的に単結晶状
の超電導材料が得られた。また、この板状材料の下部６
ｍｍをスライス切断した後、図１２のように、この材料
の中心付近（中心から短辺の長さの１／４以内の所）と
周縁部付近（中心から短辺の長さの３／４以上の所）か
ら、それぞれ２×４×２０ｍｍの試料２１２を切り出
し、密度を測定したところ、中心付近の密度は７．０ｇ
／ｃｍ３（理論密度７．４０ｇ／ｃｍ３の９４．６
％）、周縁部付近の密度は７．１ｇ／ｃｍ３（理論密度
７．４０ｇ／ｃｍ３の９５．９％）であり、穴１３２ａ
を形成することにより空孔が減り、中心付近と周縁部付
近の密度差が０．１ｇ／ｃｍ３と少なく、高密度で高強
度の材料を得ることができた。
【００４２】次に、この超電導体を上部から外径６６ｍ
ｍ、厚さ７ｍｍの２枚のディスク状試料をスライス加工
により切り出して、各々のディスク状試料の軸方向に外
部磁場２Ｔ（テスラ）を加えながら室温から温度７７Ｋ
まで冷却した後、磁場を取り去って超電導体中に捕捉さ
れる磁束密度を実施例１と同様に測定した。この測定
は、ホール素子をＸＹステージに取り付けて超電導体表
面から約１ｍｍの距離で超電導体表面に沿って移動さ
せ、材料の軸方向の磁束密度分布を測定することによっ
て行った。その結果、試料表面の最大捕捉磁場は、１段
目の試料の表面では１．１Ｔ、２段目の試料の表面では
０．９Ｔであり、特性がほぼ均質で薄い試料でも高い捕
捉磁束密度特性を示す超電導体を２枚切り出すことがで
きた。
ｍ、厚さ７ｍｍの２枚のディスク状試料をスライス加工
により切り出して、各々のディスク状試料の軸方向に外
部磁場２Ｔ（テスラ）を加えながら室温から温度７７Ｋ
まで冷却した後、磁場を取り去って超電導体中に捕捉さ
れる磁束密度を実施例１と同様に測定した。この測定
は、ホール素子をＸＹステージに取り付けて超電導体表
面から約１ｍｍの距離で超電導体表面に沿って移動さ
せ、材料の軸方向の磁束密度分布を測定することによっ
て行った。その結果、試料表面の最大捕捉磁場は、１段
目の試料の表面では１．１Ｔ、２段目の試料の表面では
０．９Ｔであり、特性がほぼ均質で薄い試料でも高い捕
捉磁束密度特性を示す超電導体を２枚切り出すことがで
きた。
【００４３】次に、実施例１と同様に温度７７Ｋにおけ
る臨界電流密度Ｊｃを見積もったところ、図１３に示す
ように高い臨界電流密度が得られた。
る臨界電流密度Ｊｃを見積もったところ、図１３に示す
ように高い臨界電流密度が得られた。
【００４４】［比較例］実施例１と同様の方法により作
製された合成粉を外径８０ｍｍ、厚さ２６ｍｍの円板状
にプレス成形して前駆体を２個作製した。これらのうち
一方の前駆体の片面の中心に直径４ｍｍ、深さ１６ｍｍ
の穴を開けた（前駆体の片面の面積に対する穴の面積率
０．２５％、穴を開けた後の前駆体の体積１３０ｃ
ｍ３）。次に、これらの前駆体をアルミナ基板上に直接
載置して、２ゾーン型の炉体内に設置して以下の工程を
行った。
製された合成粉を外径８０ｍｍ、厚さ２６ｍｍの円板状
にプレス成形して前駆体を２個作製した。これらのうち
一方の前駆体の片面の中心に直径４ｍｍ、深さ１６ｍｍ
の穴を開けた（前駆体の片面の面積に対する穴の面積率
０．２５％、穴を開けた後の前駆体の体積１３０ｃ
ｍ３）。次に、これらの前駆体をアルミナ基板上に直接
載置して、２ゾーン型の炉体内に設置して以下の工程を
行った。
【００４５】まず、室温から７０時間で１１００℃まで
昇温させ、この温度で２０分間保持して半溶融状態にし
た後、前駆体の上部が低温側になるように前駆体の上下
に１０℃／ｃｍの温度勾配を加えて、前駆体の上部の温
度が１０２５℃になるまで１℃／ｍｉｎで降温させた。
次いで、予め溶融法で作製しておいたＰｔを０．５ｗｔ
％含み且つＡｇを含まない縦横２ｍｍ、厚さ１ｍｍのＮ
ｄ１．８Ｂａ２．４Ｃｕ３．４Ｏｘ組成の種結晶を、成
長方向がｃ軸と平行になるように前駆体の上部の中心に
接触させ、１０２５℃から１℃／ｈｒの速度で１０１５
℃まで降温させた。この温度で８０時間保持した後、９
４５℃まで７０時間かけて徐冷し、その後、上下の温度
勾配が０℃／ｃｍになるように前駆体の下部を２０時間
で９４５℃になるように冷却し、その後、室温まで１０
０時間かけて徐冷して結晶化を行った。
昇温させ、この温度で２０分間保持して半溶融状態にし
た後、前駆体の上部が低温側になるように前駆体の上下
に１０℃／ｃｍの温度勾配を加えて、前駆体の上部の温
度が１０２５℃になるまで１℃／ｍｉｎで降温させた。
次いで、予め溶融法で作製しておいたＰｔを０．５ｗｔ
％含み且つＡｇを含まない縦横２ｍｍ、厚さ１ｍｍのＮ
ｄ１．８Ｂａ２．４Ｃｕ３．４Ｏｘ組成の種結晶を、成
長方向がｃ軸と平行になるように前駆体の上部の中心に
接触させ、１０２５℃から１℃／ｈｒの速度で１０１５
℃まで降温させた。この温度で８０時間保持した後、９
４５℃まで７０時間かけて徐冷し、その後、上下の温度
勾配が０℃／ｃｍになるように前駆体の下部を２０時間
で９４５℃になるように冷却し、その後、室温まで１０
０時間かけて徐冷して結晶化を行った。
【００４６】このようにして結晶化した材料をガス置換
可能な別の炉の中に設置し、以下のようにアニール処理
を行った。まず、ロータリーポンプで０．１Ｔｏｒｒま
で炉内を排気した後、炉内に酸素ガスを流し込んで、酸
素分圧が９９％以上である大気圧の雰囲気にした。その
後も０．５Ｌ／ｍｉｎの流量で酸素ガスを炉内に流しな
がら、室温から４５０℃まで１０時間で昇温させ、４５
０℃から２５０℃まで２００時間かけて徐冷し、２５０
℃から室温まで１０時間で降温させた。その後、同様の
アニール処理をもう一回行った。
可能な別の炉の中に設置し、以下のようにアニール処理
を行った。まず、ロータリーポンプで０．１Ｔｏｒｒま
で炉内を排気した後、炉内に酸素ガスを流し込んで、酸
素分圧が９９％以上である大気圧の雰囲気にした。その
後も０．５Ｌ／ｍｉｎの流量で酸素ガスを炉内に流しな
がら、室温から４５０℃まで１０時間で昇温させ、４５
０℃から２５０℃まで２００時間かけて徐冷し、２５０
℃から室温まで１０時間で降温させた。その後、同様の
アニール処理をもう一回行った。
【００４７】このアニール処理の後、焼き縮みのため、
前駆体は外径６７ｍｍ、厚さ２２ｍｍになり、穴を開け
た試料の穴の直径は３．５ｍｍ、深さは１３ｍｍになっ
ていた。これらの前駆体を上下方向の中心付近で切断し
て断面をＥＰＭＡで観察したところ、どちらも実施例１
とほぼ同様な組織が得られた。しかしながら、どちらの
試料においても中心付近においてａ軸とｂ軸に沿ったマ
イクロクラックが発生していた。また、このディスク状
材料の下部６ｍｍをスライス切断した後、実施例１と同
様に２×４×２０ｍｍの試料を切り出し、密度を測定し
たところ、穴を開けていない試料は、中心付近の密度が
６．８２ｇ／ｃｍ３（理論密度７．４７ｇ／ｃｍ３の９
１．３％）、周縁部付近の密度が７．２０ｇ／ｃｍ
３（理論密度７．４７ｇ／ｃｍ３の９６．４％）であ
り、穴を開けた試料は、中心付近の密度が６．９０ｇ／
ｃｍ３（理論密度７．４７ｇ／ｃｍ３の９２．３％）、
周縁部付近の密度が７．２０ｇ／ｃｍ３（理論密度７．
４７ｇ／ｃｍ３の９６．４％）であり、穴を開けていな
い試料では、冷却の際に内外の温度差が発生し、内部に
空孔が集中して、大きな密度差０．３８ｇ／ｃｍ３（理
論密度の５．１％）が発生し、穴を開けた試料において
も、穴の面積率が小さく、基板に密着させて結晶化させ
たために、穴の内部への熱の対流が十分に起こらず、や
や大きな密度差０．３０ｇ／ｃｍ３（理論密度の４．０
％）が発生していた。
前駆体は外径６７ｍｍ、厚さ２２ｍｍになり、穴を開け
た試料の穴の直径は３．５ｍｍ、深さは１３ｍｍになっ
ていた。これらの前駆体を上下方向の中心付近で切断し
て断面をＥＰＭＡで観察したところ、どちらも実施例１
とほぼ同様な組織が得られた。しかしながら、どちらの
試料においても中心付近においてａ軸とｂ軸に沿ったマ
イクロクラックが発生していた。また、このディスク状
材料の下部６ｍｍをスライス切断した後、実施例１と同
様に２×４×２０ｍｍの試料を切り出し、密度を測定し
たところ、穴を開けていない試料は、中心付近の密度が
６．８２ｇ／ｃｍ３（理論密度７．４７ｇ／ｃｍ３の９
１．３％）、周縁部付近の密度が７．２０ｇ／ｃｍ
３（理論密度７．４７ｇ／ｃｍ３の９６．４％）であ
り、穴を開けた試料は、中心付近の密度が６．９０ｇ／
ｃｍ３（理論密度７．４７ｇ／ｃｍ３の９２．３％）、
周縁部付近の密度が７．２０ｇ／ｃｍ３（理論密度７．
４７ｇ／ｃｍ３の９６．４％）であり、穴を開けていな
い試料では、冷却の際に内外の温度差が発生し、内部に
空孔が集中して、大きな密度差０．３８ｇ／ｃｍ３（理
論密度の５．１％）が発生し、穴を開けた試料において
も、穴の面積率が小さく、基板に密着させて結晶化させ
たために、穴の内部への熱の対流が十分に起こらず、や
や大きな密度差０．３０ｇ／ｃｍ３（理論密度の４．０
％）が発生していた。
【００４８】次に、この超電導体を上部から外径６６ｍ
ｍ、厚さ７ｍｍの２枚のディスク状試料をスライス加工
により切り出して、各々のディスク状試料の軸方向に外
部磁場２Ｔ（テスラ）を加えながら室温から温度７７Ｋ
まで冷却した後、磁場を取り去って超電導体中に捕捉さ
れる磁束密度を測定した。この測定は、ホール素子をＸ
Ｙステージに取り付けて超電導体表面から約１ｍｍの距
離で超電導体表面に沿って移動させ、材料の軸方向の磁
束密度分布を測定することによって行った。その結果、
試料表面の最大捕捉磁場は、穴を開けていない試料で
は、１段目の試料の表面で０．３Ｔ、２段目の試料の表
面で０．３Ｔであり、穴を開けた試料では、１段目の試
料の表面で０．４Ｔ、２段目の試料の表面で０．３Ｔで
あり、マイクロクラックのために捕捉磁束密度特性が低
かった。
ｍ、厚さ７ｍｍの２枚のディスク状試料をスライス加工
により切り出して、各々のディスク状試料の軸方向に外
部磁場２Ｔ（テスラ）を加えながら室温から温度７７Ｋ
まで冷却した後、磁場を取り去って超電導体中に捕捉さ
れる磁束密度を測定した。この測定は、ホール素子をＸ
Ｙステージに取り付けて超電導体表面から約１ｍｍの距
離で超電導体表面に沿って移動させ、材料の軸方向の磁
束密度分布を測定することによって行った。その結果、
試料表面の最大捕捉磁場は、穴を開けていない試料で
は、１段目の試料の表面で０．３Ｔ、２段目の試料の表
面で０．３Ｔであり、穴を開けた試料では、１段目の試
料の表面で０．４Ｔ、２段目の試料の表面で０．３Ｔで
あり、マイクロクラックのために捕捉磁束密度特性が低
かった。
【００４９】次に、実施例１と同様に温度７７Ｋにおけ
る臨界電流密度Ｊｃを見積もったところ、ほぼ実施例と
同程度の値であった。
る臨界電流密度Ｊｃを見積もったところ、ほぼ実施例と
同程度の値であった。
【００５０】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
前駆体の中心付近に穴または溝を形成するとともに、前
駆体の下部に隙間ができるように中間層を敷いてその上
に前駆体を載置し、前駆体を加熱溶融した後に、適切な
速度で徐冷して結晶成長させることにより、電気特性、
磁気特性、機械強度に優れた大型で厚さ方向に均質な酸
化物超電導体を低コストで製造することができる。
前駆体の中心付近に穴または溝を形成するとともに、前
駆体の下部に隙間ができるように中間層を敷いてその上
に前駆体を載置し、前駆体を加熱溶融した後に、適切な
速度で徐冷して結晶成長させることにより、電気特性、
磁気特性、機械強度に優れた大型で厚さ方向に均質な酸
化物超電導体を低コストで製造することができる。
【図１】ＲＥとして各希土類金属元素を用いた場合のＲ
Ｅ１＋ｐＢａ２＋ｑ（Ｃｕ１− ｂＡｇｂ）３Ｏ７−ｘ相
の融点（結晶化温度）Ｔｍを示す図。
Ｅ１＋ｐＢａ２＋ｑ（Ｃｕ１− ｂＡｇｂ）３Ｏ７−ｘ相
の融点（結晶化温度）Ｔｍを示す図。
【図２】Ａｇの添加量とＲＥ１＋ｐＢａ２＋ｑ（Ｃｕ
１−ｂＡｇｂ）３Ｏ７−ｘ相の融点（結晶化温度）Ｔｍ
の補正値との関係を示す図。
１−ｂＡｇｂ）３Ｏ７−ｘ相の融点（結晶化温度）Ｔｍ
の補正値との関係を示す図。
【図３】実施例１で製造した前駆体の組成を示す図。
【図４】実施例１の前駆体を載置する手法を示す斜視
図。
図。
【図５】実施例１の前駆体を載置する手法を示す側面
図。
図。
【図６】実施例１で製造した酸化物超電導体の密度分布
を測定した場所を示す斜視図。
を測定した場所を示す斜視図。
【図７】実施例１で製造した酸化物超電導体の上部の１
段目の７ｍｍの捕捉磁束密度を測定した結果を示す図。
段目の７ｍｍの捕捉磁束密度を測定した結果を示す図。
【図８】実施例１で製造した酸化物超電導体の上部から
２段目の７ｍｍの捕捉磁束密度を測定した結果を示す
図。
２段目の７ｍｍの捕捉磁束密度を測定した結果を示す
図。
【図９】実施例１で製造した酸化物超電導体の臨界電流
密度の磁場依存性を示す図。
密度の磁場依存性を示す図。
【図１０】実施例２の前駆体に形成する穴の位置を示す
平面図。
平面図。
【図１１】実施例２で製造した酸化物超電導体の臨界電
流密度の磁場依存性を示す図。
流密度の磁場依存性を示す図。
【図１２】実施例３で製造した酸化物超電導体の密度分
布を測定した場所を示す斜視図。
布を測定した場所を示す斜視図。
【図１３】実施例３で製造した酸化物超電導体の臨界電
流密度の磁場依存性を示す図。
流密度の磁場依存性を示す図。
１１ ペレット片 １２ アルミナ基板 １３、１３１、１３２ 前駆体 １３ａ、１３１ａ、１３２ａ 穴 ２１、２１２ 密度測定用切り出し試料
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 川原 正和 東京都千代田区丸の内一丁目８番２号 同 和鉱業株式会社内 (72)発明者 長屋 重夫 愛知県名古屋市緑区大高町字北関山20番地 の１ 中部電力株式会社電力技術研究所内 Ｆターム(参考） 4G047 JB03 JC03 KB05 KC04 LA01 LB01 LB04 4M113 AD36 BA21 BA29 CA34 5G321 AA02 AA04 AA07 CA03 DB28 DB47 DB48
Claims (11)
- 【請求項１】 ＲＥ１＋ｐＢａ２＋ｑ（Ｃｕ１−ｂＡｇ
ｂ）３Ｏ７−ｘ（ＲＥは１種または２種以上の希土類金
属元素、−０．２≦ｐ≦０．２、−０．２≦ｑ≦０．
２、０≦ｂ≦０．０５、−０．２≦ｘ≦０．６）相中
に、ＲＥ２＋ｒＢａ１＋ｓ（Ｃｕ１−ｄＡｇｄ）Ｏ
５−ｙ相およびＲＥ４＋ｒＢａ２＋ｓ（ Ｃｕ１−ｄＡ
ｇｄ ）２Ｏ１０−ｙ相（−０．２≦ｒ≦０．２、−
０．２≦ｓ≦０．２、０≦ｄ≦０．０５、−０．２≦ｙ
≦０．２）の少なくとも一方の相が微細に分散した酸化
物超電導体において、穴または溝を有し、中心部と周縁
部の密度差が理論密度の３％以下であることを特徴とす
る酸化物超電導体。 - 【請求項２】 前記酸化物超電導体が、８ｗｔ％乃至６
０ｗｔ％のＡｇを含むことを特徴とする、請求項１に記
載の酸化物超電導体。 - 【請求項３】 前記酸化物超電導体が、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒ
ｕ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｏｓ、Ｒｅ、Ｃｅの金属およびこれら
の金属の化合物から選ばれる１種以上を０.０５ｗｔ％
乃至５ｗｔ％（化合物の場合はその金属のみの元素重量
で示す）含むことを特徴とする、請求項１または２に記
載の酸化物超電導体。 - 【請求項４】 前記前駆体の片面の面積に対する前記穴
または溝の面積率が０．３％以上であることを特徴とす
る、請求項１乃至３のいずれかに記載の酸化物超電導
体。 - 【請求項５】 前記ＲＥがＮｄ、Ｓｍ、Ｇｄ、Ｄｙから
選ばれる１種または２種以上の元素を少なくとも５０％
以上含むことを特徴とする、請求項１乃至４のいずれか
に記載の酸化物超電導体。 - 【請求項６】 ＲＥ化合物（ＲＥはＹを含む１種または
２種以上の希土類金属元素）とＢａ化合物とＣｕ化合物
とを含む原料混合体を、この原料混合体の融点より高い
温度で加熱溶融した後に、徐冷して結晶を成長させるこ
とによりＲＥ−Ｂａ−Ｃｕ−Ｏ系の酸化物超電導体を製
造する方法において、前記原料混合体から穴または溝を
有する前駆体を作製し、この前駆体の下部に隙間ができ
るように中間層を敷いてその上に前駆体を載置し、前記
前駆体を加熱溶融した後に、徐冷して結晶成長させるこ
とを特徴とする酸化物超電導体の製造方法。 - 【請求項７】 前記前駆体の片面の面積に対する前記穴
または溝の面積率が０．３％以上であることを特徴とす
る、請求項６に記載の酸化物超電導体の製造方法。 - 【請求項８】 前記加熱溶融工程の後に、ＲＥ１＋ｐＢ
ａ２＋ｑ（Ｃｕ１ −ｂＡｇｂ）３Ｏ７−ｘ相が晶出する
温度Ｔｍよりも０℃から２０℃高い温度まで徐冷し、そ
の際の徐冷速度Ｒ（℃／ｍｉｎ）が、前記前駆体の体積
をＶ（ｃｍ ３）として−０．５＋１９．４×Ｖ-0.8から
＋０．５＋１９．４×Ｖ-0.8までの範囲であることを特
徴とする、請求項６または７に記載の酸化物超電導体の
製造方法。 - 【請求項９】 前記徐冷工程の後に、前記前駆体に種結
晶を設置して、その後、前記前駆体を徐冷して結晶成長
させることを特徴とする、請求項８に記載の酸化物超電
導体の製造方法。 - 【請求項１０】 前記加熱溶融工程の後に、前記前駆体
の上部が低温側になるように前記前駆体の上下に１乃至
３０℃／ｃｍの温度勾配を加えた後、種結晶を設置し
て、その後、前記前駆体を徐冷して結晶成長させること
を特徴とする、請求項６または７に記載の酸化物超電導
体の製造方法。 - 【請求項１１】 前記加熱溶融する温度が、前記前駆体
がＲＥ２＋ｒＢａ １＋ｓ（Ｃｕ１−ｄＡｇｄ）Ｏ５−ｙ
相およびＲＥ４＋ｒＢａ２＋ｓ（ Ｃｕ１ −ｄＡｇｄ ）
２Ｏ１０−ｙ相（−０．２≦ｒ≦０．２、−０．２≦ｓ
≦０．２、０≦ｄ≦０．０５、−０．２≦ｙ≦０．２）
の少なくとも一方の相と液相になる温度であることを特
徴とする、請求項６乃至１０のいずれかに記載の酸化物
超電導体の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001066558A JP4669998B2 (ja) | 2001-03-09 | 2001-03-09 | 酸化物超電導体およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001066558A JP4669998B2 (ja) | 2001-03-09 | 2001-03-09 | 酸化物超電導体およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002265222A true JP2002265222A (ja) | 2002-09-18 |
| JP4669998B2 JP4669998B2 (ja) | 2011-04-13 |
Family
ID=18925028
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001066558A Expired - Fee Related JP4669998B2 (ja) | 2001-03-09 | 2001-03-09 | 酸化物超電導体およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4669998B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003095653A (ja) * | 2001-09-21 | 2003-04-03 | Dowa Mining Co Ltd | 酸化物超電導体およびその製造方法 |
| CN115090860A (zh) * | 2022-06-20 | 2022-09-23 | 上海大学 | 一种调控包晶合金中包晶相体积分数的方法 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01241713A (ja) * | 1988-03-24 | 1989-09-26 | Fujikura Ltd | 酸化物系超電導線の製造方法 |
| JPH08225321A (ja) * | 1987-06-12 | 1996-09-03 | At & T Corp | 超伝導体の製造方法 |
| JPH08301694A (ja) * | 1995-05-02 | 1996-11-19 | Nippon Steel Corp | 酸化物超電導材料の製造方法 |
| JPH09110426A (ja) * | 1995-10-11 | 1997-04-28 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 酸化物超電導体の製造方法 |
-
2001
- 2001-03-09 JP JP2001066558A patent/JP4669998B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH08225321A (ja) * | 1987-06-12 | 1996-09-03 | At & T Corp | 超伝導体の製造方法 |
| JPH01241713A (ja) * | 1988-03-24 | 1989-09-26 | Fujikura Ltd | 酸化物系超電導線の製造方法 |
| JPH08301694A (ja) * | 1995-05-02 | 1996-11-19 | Nippon Steel Corp | 酸化物超電導材料の製造方法 |
| JPH09110426A (ja) * | 1995-10-11 | 1997-04-28 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 酸化物超電導体の製造方法 |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003095653A (ja) * | 2001-09-21 | 2003-04-03 | Dowa Mining Co Ltd | 酸化物超電導体およびその製造方法 |
| CN115090860A (zh) * | 2022-06-20 | 2022-09-23 | 上海大学 | 一种调控包晶合金中包晶相体积分数的方法 |
| CN115090860B (zh) * | 2022-06-20 | 2023-08-18 | 上海大学 | 一种调控包晶合金中包晶相体积分数的方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP4669998B2 (ja) | 2011-04-13 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP0634379A1 (en) | Bonded element of superconductive oxide materials and its manufacture | |
| EP0423375B1 (en) | Oxide superconductor and method of producing the same | |
| CN110373717B (zh) | 一种利用组分分层控制法生长rebco高温超导块材的方法 | |
| US7718573B2 (en) | Method for producing oxide superconductor, oxide superconductor and substrate material for supporting precursor of the same | |
| JP4669998B2 (ja) | 酸化物超電導体およびその製造方法 | |
| JP4101903B2 (ja) | 酸化物超電導バルク材料及びその製造方法 | |
| JP2967154B2 (ja) | Ａｇを含み結晶方位の揃った酸化物超電導体及びその製造方法 | |
| JP4967173B2 (ja) | 中空の酸化物超電導体およびその製造方法 | |
| JP2007131510A (ja) | 酸化物超電導バルク体の製造方法および酸化物超電導バルク体 | |
| JP4307861B2 (ja) | 超電導体の捕捉磁場のコントロール方法及び酸化物超電導体 | |
| JP3889139B2 (ja) | 銀を含む酸化物超電導体及びその製造方法 | |
| JP5114642B2 (ja) | 酸化物超電導体およびその製造方法 | |
| JP4951790B2 (ja) | 酸化物超電導の製造方法 | |
| JP3844169B2 (ja) | 酸化物超電導体及びその製造方法 | |
| JP3242350B2 (ja) | 酸化物超電導体およびその製造方法 | |
| JP3912890B2 (ja) | 酸化物超電導体積層体およびその製造方法 | |
| JP2003347608A (ja) | 熱電素子用結晶体及びその製造方法並びに熱電素子の製造方法 | |
| JP4142801B2 (ja) | 酸化物バルク超電導体の製造方法 | |
| JP4690774B2 (ja) | 酸化物超電導バルク体の製造方法 | |
| JP3195041B2 (ja) | 酸化物超電導体及びその製造方法 | |
| JP2001114595A (ja) | 高温酸化物超電導材料およびその製造方法 | |
| JP3471443B2 (ja) | 酸化物超電導体材料の製造方法 | |
| JP3720743B2 (ja) | 酸化物超電導体及びその製造方法 | |
| JP4203582B2 (ja) | ＲＥーＢａーＣｕーＯ系酸化物超電導バルク材の製造方法及び装置 | |
| JP2003277188A (ja) | 大型超電導中間体と大型超電導体およびそれらの作製方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20080218 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20091130 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20091208 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20100114 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20101207 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A711 | Notification of change in applicant |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A712 Effective date: 20101221 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20101222 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A821 Effective date: 20101221 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140128 Year of fee payment: 3 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |