JP2002540294A - 合金材料 - Google Patents

合金材料

Info

Publication number
JP2002540294A
JP2002540294A JP2000607783A JP2000607783A JP2002540294A JP 2002540294 A JP2002540294 A JP 2002540294A JP 2000607783 A JP2000607783 A JP 2000607783A JP 2000607783 A JP2000607783 A JP 2000607783A JP 2002540294 A JP2002540294 A JP 2002540294A
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
alloy
metal
oxide
atomic percent
substrate
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.)
Pending
Application number
JP2000607783A
Other languages
English (en)
Other versions
JP2002540294A5 (ja
Inventor
レオ ハンス シーム、コーネリス
ディ． トンプソン、エリオット
ジー． フリッツマイヤー、レスリー
ディ． キャメロン、ロバート
ジェイ． シーガル、エドワード
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
American Superconductor Corp
Original Assignee
American Superconductor Corp
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by American Superconductor Corp filed Critical American Superconductor Corp
Publication of JP2002540294A publication Critical patent/JP2002540294A/ja
Publication of JP2002540294A5 publication Critical patent/JP2002540294A5/ja
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F7/00—Manufacture of composite layers, workpieces, or articles, comprising metallic powder, by sintering the powder, with or without compacting wherein at least one part is obtained by sintering or compression
    • B22F7/06—Manufacture of composite layers, workpieces, or articles, comprising metallic powder, by sintering the powder, with or without compacting wherein at least one part is obtained by sintering or compression of composite workpieces or articles from parts, e.g. to form tipped tools
    • B22F7/08—Manufacture of composite layers, workpieces, or articles, comprising metallic powder, by sintering the powder, with or without compacting wherein at least one part is obtained by sintering or compression of composite workpieces or articles from parts, e.g. to form tipped tools with one or more parts not made from powder
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C32/00—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ
    • C22C32/001—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ with only oxides
    • C22C32/0015—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ with only oxides with only single oxides as main non-metallic constituents
    • C22C32/0021—Matrix based on noble metals, Cu or alloys thereof
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C9/00—Alloys based on copper
    • C22C9/01—Alloys based on copper with aluminium as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C9/00—Alloys based on copper
    • C22C9/06—Alloys based on copper with nickel or cobalt as the next major constituent
    • H—ELECTRICITY
    • H10—SEMICONDUCTOR DEVICES; ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10N—ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10N60/00—Superconducting devices
    • H10N60/01—Manufacture or treatment
    • H10N60/0268—Manufacture or treatment of devices comprising copper oxide
    • H10N60/0296—Processes for depositing or forming copper oxide superconductor layers
    • H10N60/0576—Processes for depositing or forming copper oxide superconductor layers characterised by the substrate
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C2204/00—End product comprising different layers, coatings or parts of cermet

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Composite Materials (AREA)
  • Superconductors And Manufacturing Methods Therefor (AREA)

Abstract

(57)【要約】 少なくとも２つの金属を含み、超伝導体（９００）用の基板（９０１）として使用することができる合金。合金は第１の金属の酸化物を含む。上記合金は、二軸組織または立方組織を持つことができる。上記基板は、さらに上記基板と上記超伝導材料（９０３）との間に配置された１つまたはそれ以上のバッファ層（９０２）を含む多重層超伝導体で使用することができる。上記合金は、最初に、上記合金を圧延するステップと、その後で、上記合金を焼きなますステップとを含むプロセスにより作ことができる。二軸構造または立方構造を持つ結晶粒の、比較的大きな体積百分率の合金を形成することができる。

Description

【発明の詳細な説明】
【０００１】 （関連出願への相互参照） 本出願は、１９９７年１０月１日付けの米国特許出願第０８／９４３，０４７
号および１９９７年１０月１日付けの米国特許出願第０８／９４２，０３８号の
一部継続出願である。
【０００２】 （発明の背景） 本発明は、超伝導体の基体に使用可能なアロイ、このような基体を有する超伝
導体、並びにこれらのアロイ及び超伝導体の作製方法に関する。 酸化物超伝導体を含む超伝導体は、様々な用途に使用されている。超伝導体の
中には、限定された機械的強度を示すものがある。多くの場合において、超伝導
体の機械的強度は、超伝導体材料層及び基体層からなる多層の製品を形成するこ
とにより増強可能であるが、この基体は所定の特性を有する必要がある。
【０００３】 基体が超伝導体の臨界温度以下において強磁性を有しないように、基体は低い
キュリー温度を有する必要がある。さらに、基体内の化学種は超伝導体材料層内
に拡散可能であってはならず、基体の熱膨張係数は超伝導体材料とほぼ同じであ
るか、若干高くなければならない。さらに、基体が酸化物超伝導体に使用される
場合、基体材料は比較的酸化に耐性を有する必要がある。
【０００４】 ＹＢａ2Ｃｕ3Ｏx（ＹＢＣＯ）のようないくつかの材料においては、材料の超
伝導体としての役割を果たす能力は、材料の結晶配向に依存する。これらの超伝
導体においては、材料が超伝導体の役割を果たすことを可能にさせる結晶配向を
基体が有する必要がある。多くの場合において、基体が２軸構造表面を有すると
きは、これらの材料に良好な超伝導特性が観察される。２軸構造の一種は、立方
体の面が表面に平行であるように格子が配向されている等方晶構造である。さら
に、各クリスタライト中の等方晶の端部は、全ての隣接するクリスタライトの等
方晶の端部に平行である。等方晶構造表面の例には（ｌ００）［００ｌ］面や（
ｌ００）［０ｌ１］面が含まれ、２軸構造表面の例は、（１１３）［２１１］面
である。
【０００５】 いくつかの基体はこれら全ての要件を容易に満たさないため、基体と超伝導体
層との間に１つ以上のバッファ層を設けることが可能である。バッファ層は、酸
化に対して比較的耐性を有し、基体と超伝導体層の間における化学種の拡散を減
少させることが可能である。さらにバッファ層は、超伝導体材料と良好に適合す
る、熱膨張係数、及び結晶配向を有することが可能である。
【０００６】 バッファ層は一般にエピタキシーを使用して形成される。エピタキシャル層は
材料層であり、エピタキシャル層を成長させる表面の格子構造によって材料層の
結晶配向が決定されるように、ある表面上に成長される。例えば、基体層の表面
上に成長されたエピタキシャルバッファ層においては、エピタキシャル層の結晶
配向は、基体層表面の格子構造によって決定される。エピタキシャルバッファ層
を成長させるために使用される技術には、化学気相成長法や物理的蒸着法が含ま
れる。
【０００７】 銅やニッケルのようないくつかの純金属は、最初に金属を圧延し、次に、金属
をアニールすることからなるプロセスにより、望ましい結晶配向（例えば２軸構
造、又は等方晶構造）を有するように作製可能である。しかし、これらの純金属
は、基体として不適当な特定の特性を示してもよい。例えば、ニッケルは比較的
高いキュリー温度を有し、銅は比較的容易に酸化する。
【０００８】 結晶配向したアロイの超伝導体のための基体を設ける試みがなされてきた。こ
れらの基体は、まず金属を圧延し、アニールした後、アロイを形成するべくこの
純金属に異なる金属を拡散させることにより形成された。これは均一でないアロ
イを生じることがある。
【０００９】 （発明の概要） 本発明は、超伝導体用の基板として使用することができる合金、上記基板を含
む超伝導体、およびこれらの合金および超伝導体を製造するための方法に関する
。上記合金は、優れた耐酸化性、低いキューリー温度、優れた均質性、および／
または優れた表面組織を含む種々の利点を発揮することができる。
【００１０】 ある観点から見た場合、本発明は、二軸組織面を持つ合金を特徴とする。上記
合金は、第１の金属、第２の金属、および０．５原子百分率の第１の金属の酸化
物を含む。第１の金属は、第２の金属とは異なるものであり、第１の金属の酸化
物は、第１および第２の金属とは異なるものである。上記合金は、合金を圧延す
るステップ、その後で、合金を焼きなましするステップとを含むプロセスにより
製造することができる。
【００１１】 本明細書においては、「第１の金属の酸化物」という用語は、銅の酸化物また
はニッケルの酸化物よりも、動力学的にも、熱力学的にも、より安定な酸化物を
形成する傾向がある金属を意味する。アルミニウムは、好適な第１の金属の酸化
物である。
【００１２】 他の観点から見た場合、本発明は、第１の金属、第２の金属および少なくとも
約０．５原子百分率の第１の金属の酸化物を含む合金を特徴とする。上記合金は
、二軸組織面を含む本来の酸化物外面を持つ。上記本来の酸化物は、第１の金属
の酸化物のある酸化物である。第２の金属は、第１の金属とは異なるもので、第
１の金属の酸化物は、第１および第２の金属とは異なるものである。この合金は
、合金を圧延するステップと、その後で、合金を焼きなましするステップとを含
むプロセスにより製造することができる。
【００１３】 さらに、他の観点から見た場合、本発明は、合金およびその合金の表面に位置
する酸化物の層を含む製品を特徴とする。この合金は、上記製品を、少なくとも
２時間の間、９００℃で、１％の酸素を含む雰囲気に曝した場合でも、実質的に
酸化を起こさない。
【００１４】 さらに他の観点から見た場合、本発明は、二軸組織面を持つ合金を特徴とする
。上記合金は、銅と、約２５〜約５５原子百分率のニッケルとを含む。合金の少
なくとも約６５容量パーセントは、二軸組織を持つ粒子からなる。上記合金は、
合金を圧延するステップと、その後で、合金を焼きなましするステップとを含む
プロセスにより製造することができる。
【００１５】 上記合金は、好適には、約８０Ｋ未満（例えば、約４０Ｋ未満、または約２０
Ｋ未満）のキューリー温度を持つことが好ましい。 上記合金は、第１の金属の２つ以上の酸化物を含むことができる。 上記合金は、均質な合金であってもよい。 上記合金は、比較的耐酸化性の高いものであってもよい。 上記合金は、二軸組織または立方組織を持つ面を持つことができる。 本発明の上記および他の特徴は、添付の図面を参照しながら下記の詳細な説明
を読めば、もっと容易に理解することができるだろう。
【００１６】 （実施形態の説明） 本発明は、超伝導体用の基板として使用することができる合金に関する。上記
合金は、２つ、３つまたはそれ以上の金属を含むことができる。 １つの好適な実施形態の場合には、上記合金は、Ａ100-x-yＢxＣyという化学
式を持つ。この場合、Ａは第１の金属であり、Ｂは第２の金属であり、Ｃは第１
の金属の酸化物であり、ｘは合金内のＢの原子百分率であり、ｙは合金内のＣの
原子百分率であり、および（１００−ｘ−ｙ）は合金内のＡの原子百分率である
。Ａ、ＢおよびＣは、それぞれ異なる金属である。
【００１７】 ｙ（すなわち、合金内の第１の金属の酸化物Ｃの原子百分率）は、好適には、
少なくとも約０．５（例えば、少なくとも約１、または少なくとも約２）、およ
び多くて約２５（例えば、多くて約１０または多くて約４）であることが好まし
い。
【００１８】 ｘ（すなわち、合金内の第２の金属Ｂの原子百分率）は、好適には、約０〜約
５５（例えば、約２５〜約５５、または約３５〜約５５）であることが好ましい
。
【００１９】 第１および第２の金属を選択することができる金属例としては、銅（Ｃｕ）、
ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）、バナジウム（Ｖ）、アルミニウム（Ａｌ）
、銀（Ａｇ）、鉄（Ｆｅ）、パナジウム（Ｐｄ）、モリブデン（Ｍｏ）、金（Ａ
ｕ）および亜鉛（Ｚｎ）等がある。
【００２０】 いくつかの実施形態の場合には、第１の金属は銅であり、第２の金属はニッケ
ルである。これらの実施形態の場合には、合金は、好適には、約２５〜約５５原
子百分率のニッケル（例えば、約３５〜約５５原子百分率、または約４０〜約５
５原子百分率のニッケル）を含むことが好ましい。これらの実施形態の場合には
、合金は、さらに、第１の金属の酸化物を含むことができるが、この酸化物は、
好適には、アルミニウムであることが好ましい。
【００２１】 他の実施形態の場合には、第１の金属はニッケルであり、第２の金属はクロム
である。これらの実施形態の場合には、合金は、好適には、約５〜約２０原子百
分率のクロム（例えば、約１０〜約１８原子百分率のクロム、または約１０〜約
１５原子百分率のクロム）を含むことが好ましい。これら実施形態の場合には、
合金は、さらに、第１の金属の酸化物を含むことができるが、この酸化物は、好
適には、アルミニウムであることが好ましい。
【００２２】 第１の金属の酸化物の例としては、アルミニウム（Ａｌ）、マグネシウム（Ｍ
ｇ）、チタン（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、ハフニウム（Ｈｆ）、イットリ
ウム（Ｙ）、クロム（Ｃｒ）、ガリウム（Ｇａ）、ゲルマニウム（Ｇｅ）、、ベ
リリウム（Ｂｅ）、リチウム（Ｌｉ）、トリウム（Ｔｈ）、シリコン（Ｓｉ）、
亜鉛（Ｚｎ）、スズ（Ｓｎ）、ホウ素（Ｂ）および希土類元素ランタン（Ｌａ）
、セリウム（Ｃｅ）、プラセオジム（Ｐｒ）、ネオジム（Ｎｄ）、サマリウム（
Ｓｍ）、ユウロピウム（Ｅｕ）、ガドリニウム（Ｇｄ）、テルビウム（Ｔｂ）、
ジスプロシウム（Ｄｙ）、ホルミウム（Ｈｏ）、エルビウム（Ｅｒ）、ツリウム
（Ｔｍ）、イッテルビウム（Ｙｂ）、ルテチウム（Ｌｕ）およびトリウム（Ｔｈ
）等がある。
【００２３】 好適には、第１の金属の酸化物は、Ａｌ、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｚ
ｒ、Ｃｅ、ＹｂまたはＳｎの中から選ぶことが好ましく、より好適には、Ａｌ、
Ｍｇ、Ｃｒ、ＣｅまたはＹｂの中から選ぶことが好ましく、最も好適には、第１
の金属の酸化物はアルミニウムであることが好ましい。
【００２４】 合金は、好適には、二軸組織面（例えば、（１１３）［２１１］面）を持つこ
とが好ましく、より好適には、立方組織面（例えば、（１００）［００１］面ま
たは（１００）［０１１］面）を持つことが好ましい。
【００２５】 ある種の超伝導体（例えば、ＹＢＣＯ）の場合には、臨界電流密度が、結晶粒
界角度に依存する場合がある。例えば、二軸組織結晶粒または立方組織結晶粒を
含む、高い角度の結晶粒界を持つ結晶粒の内部および／または結晶粒を横切る狭
い領域である、焼きなまし双晶が存在する場合には、ある領域の電流の移動が遅
くなる場合がある。焼きなまし双晶が存在するこの領域は、超伝導電流に対して
効果的に閉鎖することができる。
【００２６】 焼きなまし双晶の影響を最小限度に少なくするために、二軸組織を含む結晶粒
を持つ合金の体積百分率は、好適には、Ｘ線回折極図により測定した場合、少な
くとも約６５体積百分率（例えば、少なくとも約８０または少なくとも約８５体
積百分率）であることが好ましい。
【００２７】 ある実施形態の場合には、立方組織を持つ結晶粒を含む合金の合金体積百分率
は、Ｘ線回折極図により測定した場合、少なくとも約６５体積百分率（例えば、
少なくとも約８０または少なくとも約９０体積百分率）であることが好ましい。
【００２８】 好適には、合金のＸ線回折極図内のピークは、約２０°未満（例えば、約１５
°未満、または約１０°未満、または約５〜１０°）の半値全幅（ＦＷＨＭ）を
持つことが好ましい。
【００２９】 合金は、好適には、約８０Ｋ未満（例えば、約４０Ｋ未満、または約２０Ｋ未
満）のキューリー温度を持つことが好ましい。 合金は、好適には、均質であることが好ましい。それにより、合金の断面を横
切って、合金内の成分の濃度が変化する量は、好適には、約１５％未満（例えば
、約５％未満または約２％未満）であることが好ましい。
【００３０】 ある実施形態の場合には、第１の金属の酸化物は、合金の表面上に本来の酸化
物を形成することができる。本来の酸化物は、本来の酸化物に含まれている合金
内への酸素の拡散を低減する場合がある。本来の酸化物に含まれている合金内へ
拡散する酸素に対して、第１の金属の残りの酸化物は、優先的に酸化される場合
がある。
【００３１】 本来の酸化物が存在する場合には、合金および本来の酸化物は、少なくとも２
時間の間（例えば、少なくとも３時間または少なくとも５時間の間）、９００℃
の温度で、１％の酸素を含む雰囲気に曝された場合、（例えば、第１または第２
の金属の約５体積百分率未満が酸化されるというように、第１または第２の金属
の約３体積百分率未満が酸化されるというように、または第１または第２の金属
の約１体積百分率未満が酸化されるというように）第１および第２の金属がほと
んど酸化されない製品を形成することができる。
【００３２】 好適には、本来の酸化物の厚さは、約１０ミクロン未満（例えば、約５ミクロ
ン未満、または約２ミクロン未満）である。 ある実施形態の場合には、合金は、クロム（Ｃｒ）、鉄（Ｆｅ）、コバルト（
Ｃｏ）およびタングステン（Ｗ）をほとんど含まない。
【００３３】 合金は、第１の金属の２つ以上の酸化物を含むことができる。これらの実施形
態の場合には、第１の金属の酸化物の全量は、好適には、少なくとも約０．５原
子百分率（例えば、少なくとも約１原子百分率、または少なくとも約２原子百分
率）であり、多くて約２４原子百分率（例えば、多くて約１０原子百分率、また
は多くて約４原子百分率）であることが好ましい。
【００３４】 他の好適な実施形態の場合には、合金は、銅と約２５〜約５５原子百分率（例
えば、約２５〜約５０原子百分率、または約２５〜約４５原子百分率）のニッケ
ルを含む。合金は、二軸組織面、または立方組織面を持つ。合金は、さらに、上
記第１の金属の酸化物を含み、上記本来の酸化物を形成することができる。好適
には、合金は上記特性（例えば、キューリー温度、組織の体積百分率、均質性、
耐酸化性、およびＸ線回折極図ＦＷＨＭ）を持つことが好ましい。
【００３５】 好適な合金は、超伝導体の基板として使用することができる。超伝導体材料は
、基板の表面上に直接配置することもできるし、基板と超伝導体材料との間に１
つまたはそれ以上のバッファ層を配置することもできる。
【００３６】 超伝導体材料の例としては、イットリウム−バリウム−銅−酸化物のような酸
化物超伝導体材料、希土バリウム銅酸化物、およびこれら２つの材料の混合物等
がある。この場合、ＹＢＣＯイットリウムの一部または全部の代わりに、ランタ
ン、セリウム、プラセオジム、ネオジム、サマリウム、ユウロピウム、ガドリニ
ウム、テルビウム、ジスプロシウム、ホルミウム、エルビウム、ツリウム、イッ
トリウム、ルテチウムおよびトリウムのような希土類元素を使用することができ
る。使用することができる他の超伝導体酸化物としては、水銀、ビスマス、およ
びタリウム族がある。超伝導体材料は、電気メッキ技術、非真空溶液蒸着技術、
化学蒸着技術、スパッタリング法、レーザ・アブレーション法、熱蒸着法、電子
ビーム蒸着法、有機金属および／またはゾルゲル溶液前駆物質法のような物理蒸
着技術を含む種々の任意の方法により適用することができる。
【００３７】 好適な前駆物質法は、有機金属トリフルオロ酢酸前駆物質溶液を使用する。こ
の方法を使用する場合には、基板上に高温超伝導体のフィルムが、コーティング
されるか、浸漬塗装され、その後で、超伝導ＹＢＣＯ相を形成するために、反応
が行われる。このようにコーティングされた前駆物質は、ＢａＦ2を含むオキシ
フッ化物フィルムを含む。引用によって本明細書の記載に援用する、チマ他の米
国特許第５，２３１，０７４号が開示しているような、制御雰囲気内での熱処理
によりＢａＦ2相が分解され、それによりフィルムが結晶になる。そうすること
により、エピタキシャルＹＢＣＯフィルムの核形成および成長を行うことができ
る。高度の組織化形態、および完全に濃密で等質の微細構造を特徴とする超伝導
体酸化皮膜は、非格子整合基板上に形成された場合には、絶対温度７７度で、１
０4Ａ／ｃｍ2以上の臨界電流密度を流すことができ、格子整合基板上に形成され
た場合には、絶対温度７７度で、１０6Ａ／ｃｍ2以上の臨界電流密度を流すこと
ができる。
【００３８】 好適には、超伝導体材料の厚さは、０．２〜約２０マイクロメートル（例えば
、約１〜約２０マイクロメートル）であることが好ましい。 超伝導体材料は、合金基板上に直接配置することもできるし、合金基板の表面
上に形成されたバッファ層上に配置することもできる。合金基板と超伝導体材料
との間に、１つまたはそれ以上のバッファ層を配置することができる。バッファ
層は、エピタキシャル蒸着（例えば、化学蒸着または物理蒸着）を含む任意の標
準的な技術により、または十分な酸素を含む雰囲気に合金を曝して、（上記本来
の酸化物のような）本来の酸化物を成長させることにより形成することができる
。この本来の酸化物は、エピタキシャル的に成長させることができる。それ故、
本来の酸化物は、二軸組織面（例えば、（１１３）［２１１］面）、または立方
組織面（例えば、（１００）［００１］面または（１００）［０１１］面）を持
つことができる。１９９８年１月１５日付けの米国特許出願第０９／００７，３
７５号、１９９８年１月１５日付けの米国特許出願第０９／００７，３６７号、
１９９８年１月１５日付けの米国特許出願第０９／００７，３７２号、および１
９９８年１月１５日付けの米国特許出願第０９／００７，３７３号は、バッファ
層をエピタキシャル的に蒸着する方法を開示している。これら米国特許出願は、
共通譲渡出願であり、これらすべての出願は、引用によって本明細書の記載に援
用する。
【００３９】 バッファ層の例としては、貴金属、貴金属と立方構造（例えば、ＭｇＯ、Ａｌ 2 Ｏ3、イットリア、ＹＳＺ、ＳｒＴｉＯ3、ＬａＡｌＯ3、ＹＡｌＯ3、またはＣ
ｅＯ2、Ｙｂ2Ｏ3のような希土酸化物、またはイットリア安定化ジルコニア（Ｙ
ＳＺ））を持つ酸化物のような酸化物との合金等がある。「貴金属」という用語
は、必要な超伝導体材料に対して使用される反応条件の下で熱力学的に安定して
いる金属、および／または超伝導体の製造の条件下で、超伝導体材料またはその
前駆物質と反応しない金属を意味する。貴金属は、必要な超伝導セラミックの金
属マトリックス元素とは異なる金属であってもよい。貴金属は、銀または銀／金
合金であってもよいが、イットリウムのような、必要な超伝導セラミックの金属
元素の中の１つを化学量論的に過度に含むこともできる。銀（Ａｇ）および銀合
金は、最も好適な貴金属である。使用することができる他の貴金属としては、プ
ラチナ、金、パラジウム、ロジウム、イリジウム、ルテニウム、レニウム、レニ
ウムまたはその合金がある。ＭｇＯ、立方Ａｌ2Ｏ3、イットリア、ＹＳＺ、また
はＣｅＯ2、Ｙｂ2Ｏ3等の希土酸化物、またはこれらの混合物は、通常、立方構
造を持つ適当な酸化物である。これらの材料は、単独で使用することもできるし
、組合わせて使用することもできる。
【００４０】 バッファ層の全体の厚さは、好適には、約０．０５〜約１０マイクロメートル
（例えば、約０．２〜約０．８マイクロメートル）であることが好ましい。 ある実施形態の場合には、超伝導体は、その上に、組織（例えば、二軸組織ま
たは立方組織）を持つエピタキシャル・バッファ層が配置される、また、その上
に、組織（例えば、二軸組織または立方組織）を持つエピタキシャル超伝導層が
配置される組織（例えば、二軸組織または立方組織）を持つ基板を含む、多重層
構造体である。これらの実施形態の場合には、組織を持つエピタキシャルおよび
組織を持つ基板との間に２つ以上の組織を持つエピタキシャル・バッファを配置
することができる。
【００４１】 バッファ層および／または超伝導層は、基板の片面または両面上に配置するこ
とができ、基板の一部または全体を囲むように配置することができる。 最上層（例えば、金属最上層）を超伝導層の頂部上に形成することができる。
最上層内で使用することができる材料としては、貴金属および貴金属の合金等が
ある。
【００４２】 図９は、多重層超伝導体９００の部分断面図である。超伝導体９００は、合金
基板９０１、バッファ層９０２、および超伝導材料（例えば、酸化物超伝導材料
）層９０３を含む。
【００４３】 図９Ａは、２つのバッファ層（９０４および９０５）を含む、多重層超伝導体
の部分断面図である。超伝導材料（例えば、酸化物超伝導材料）の１つの層９０
３は層９０５の上に配置される。
【００４４】 図９Ｂは、３つまたはそれ以上のバッファ層（９０６、９０７および９０８）
を含む多重層超伝導体の部分断面図である。超伝導材料（例えば、酸化物超伝導
材料）の層９０３は、層９０８の上に配置される。
【００４５】 好適な合金は、いくつかの方法により作ることができる。これらの方法は、
１つまたはそれ以上の第１の金属の酸化物を添加することができる第１の金属お
よび第２の金属の合金を作る。
【００４６】 図１について説明すると、この図は、二軸組織面、好適には、立方組織面を持
つ、好適な合金製品を製造するための溶融プロセス１００のブロック図である。
上記方法は、合金の成分金属を選択し、計量し、混合するステップ（ステップ１
０１）を含む。
【００４７】 上記混合物は、アーク溶融、誘導溶融、電気抵抗炉、またはガスまたは石炭に
より加熱された炉内での溶融のような、当業者にとって周知の種々のプロセスに
より溶融される（ステップ１０２）。溶融温度は、約９００℃〜約１２５０℃と
することができる。対流、機械的攪拌、または誘導溶融装置でのような溶融技術
による攪拌により、溶融プロセス中に、ある程度の均質化が行われる。そうした
い場合には、溶融は空気中で行うこともできるし、または窒素、アルゴン、ヘリ
ウムまたは高い真空のような保護雰囲気内で行うこともできる。
【００４８】 さらに均質化するために、溶融は数回反復することができる（ステップ１０３
）。 その後で、溶融物は、炉内で冷却され、固体化した溶融物は成形されるが、好
適には、バー状に形成することが好ましい。バーの直径は、（例えば、１．３〜
５の係数で）圧延、スエージング、延伸または押し出しにより細くされ、その後
で、合金をさらに均質化するために熱処理される（ステップ１０４）。
【００４９】 類似の機械的技術により、ある大きさまで、直径はさらに機械的に細くなる。
このプロセスの際に、平らに変形するためのプロセスがスタートする（ステップ
１０５）。この段階の前、またはこの段階中に、合金を再結晶させ、微細な結晶
粒（例えば、約５〜７０マイクロメートル、または約１０〜約４０マイクロメー
トル）とするために熱処理が行われる（この場合も、ステップ１０５）。他の方
法としては、微細な結晶粒を得るために、溶融後に合金を急速に固体化するよう
な、別の方法を使用することができる。
【００５０】 合金製品は、押し出し、スエージング、延伸またはロッド圧延のような、軸方
向に対称な方法で、もっと小さな大きさにされる。その形は丸でも、正方形でも
、または長方形でもよい（ステップ１０６）。他の方法としては、溶融物を直接
プレートの形に鋳造および圧延することもできる。プレートは、必要な微細な大
きさの結晶粒にするために、適当な熱処理によりさらに均質化され、もっと薄く
圧延され再結晶が行われる。
【００５１】 微細な結晶粒の合金製品は、（例えば、約８５〜９９．９％だけ）ストックの
厚さを薄くするために、当業者にとって周知の、種々の平らにするための圧延方
法によりさらに変形される。
【００５２】 高温（例えば、約２５０℃から合金の溶融温度の約９５％より低い温度、また
は約４００℃〜約１，２００℃の温度）で、保護雰囲気（例えば、高度の真空、
低酸素または還元雰囲気）中で、再結晶焼きなまし（ステップ１０８）を行うこ
とにより必要な組織が形成される。超伝導層またはバッファ層の蒸着中のような
、以降の使用中に、耐酸化性を付与するために、製品の設置が行われる。他の方
法としては、保護エピタキシャル酸化層を形成するために、製品を焼きなますこ
とができる（ステップ１０９）。
【００５３】 図１および図２に示す本発明の方法と一緒に使用するのに適している圧延プロ
セスは、下記のパラメータを使用する。圧延は、通常、毎分約０．１０〜約１０
０メートルの圧延速度で室温で行われる。サイズ縮小スケジュールは、通常、一
回のパス当り一定のヒズミで行われ、その場合、サイズ縮小ステップは、一回の
パス当り約５〜約４０％の間に設定される。結果として得られるテープには、圧
延中潤滑油を塗布することができるし、または、潤滑油をぜんぜん塗布しないで
、圧延を行うことができる。好適には、二方向圧延を行うことが好ましい。テー
プは、大直径ロール（例えば、直径が約３．５インチ〜約８インチまたはそれ以
上）を含む種々の大きさのロール、または、いわゆる、フォー・ハイ装置の、好
適には、より大型のロールによりバックアップされていることが好ましい、小さ
な直径のロール（例えば、直径約０．７５インチ〜約２インチ）により圧延する
ことができる。フォー・ハイ装置に変わる装置としては、クラスタ圧延機がある
。遊星圧延機も使用することができる。
【００５４】 図２について説明すると、この図は、シース・コア法を使用する耐酸化性が改
善された二軸組織を持つ合金を形成するためのプロセス２００を示すブロック図
である。シースは、例えば、立方組織であってもよい二軸組織を持ち、一方、コ
アは以降のバッファ層蒸着プロセスおよび超伝導層蒸着プロセス中に、耐酸化性
を与えるために必要な、高濃度の第１の金属の酸化物を供給する。シース・コア
法の場合には、第１の金属、第２の金属または第１および第２の金属の合金、そ
うしたい場合には、第１の金属の１つまたはそれ以上の酸化物のストックから壁
の厚い缶が作られる（ステップ２０１）。壁の厚さは、例えば、缶の外側の半径
の約５〜約９０％である。コアは、溶融プロセスまたは下記の変形プロセスの中
の１つにより、缶の内部に適合するように作られる（ステップ２０２）。コアは
合金を含む。
【００５５】 図２Ａ示す「圧延フォイル」または「ゼリー・ロール」と呼ばれる１つの変形
例の場合には、第１の金属、第２の金属、および第１の金属の酸化物またはその
合金２２０ｃの個々のフォイル２２０ａ−２２０ｂは積層することができ、コア
材料または中央コアを包むのに使用することができる、いわゆる「ゼリー・ロー
ル」であるバー２２２に圧延される。容易に変形することができるので、圧延フ
ォイルを作る際には、アルミニウムは特に有用な材料である。図２Ｂの場合には
、圧延フォイル・バー２２２は、缶２２６の外部の層内に位置していて、コア２
２８の包装材料となっている。図２Ｃの場合には、圧延フォイル２２２は、缶２
２２プロセスの内側に位置していて、缶に対するコアになっている。
【００５６】 図３について説明すると、この図は、二軸組織面（または、好適には、立方組
織面）を持ち、シース・コア法の粉末冶金変形例を使用する耐酸化性が改善され
ている、合金基板を形成するためのプロセス３００である。これは、図２に示す
一般的なシース・コア法の好適な実施形態の１つである。シースは、必要な二軸
組織に加工され、一方、粉末冶金コアは、バッファ層の蒸着および超伝導層の蒸
着中に十分な耐酸化性を付与するために、第１の金属の十分な酸化物を供給する
。この方法３００の場合には、第１の金属、第２の金属または第１および第２の
金属の合金、そうしたい場合には、ステップ３０１のところで概略説明した第１
の金属の１つまたはそれ以上の酸化物のストックから壁の厚い缶が作られる（ス
テップ３０１）。
【００５７】 壁の厚さは、例えば、缶の外径の約５〜約２０％である。缶は、元素の粉末の
混合物で満たされるか、または、他の方法としては、合金にする前の粉末で満た
される（ステップ３０２）。粉末混合物は、タップ密度で缶内に注入される（ス
テップ３０２）か、突き固めラムを備えるプレスにより缶内に突き固められる。
【００５８】 各元素粉末または合金粉末は、粉末混合物内に混入された場合、容易に変形で
きるものでなければならない。その後で、粉末は、基板を形成するために変形さ
れ、面積が非常に小さくなる。多くの元素および合金ｆｃｃ粉末（すなわち、面
心立方粉末）が、好適であることが分かっている。Ｍｇのようなある種の六角形
の粉末は、変形するのが難しく、Ｃｕ−２原子百分率のＭｇのような合金化され
たｆｃｃ固体溶液内に容易に混入される。例えば、変形するのが難しく、周囲温
度処理で容易に溶融するＧａのような元素についても同じことがいえる。Ｃｕ−
５原子百分率がＧａのような合金は、非常によく変形し、面積が小さくなること
が分かっているし、微粒状のＣｕ−５原子百分率Ｇａ粉末が、基板材料のコア内
にこの元素を混入するのに理想的な方法であることが分かっている。イットリウ
ムのような他の第１の金属の酸化物も変形するのが難しく、元素を混入したい場
合には、高温で変形させなければならない。
【００５９】 溶融プロセス、粉末冶金プロセス、または図２Ａ−図２Ｃの圧延フォイル・プ
ロセスにより形成したコアは缶の中に入れられ、全体は真空にされ、密封され、
もっと断面の小さいバー、またはテープに押し出され、スエージングされ、延伸
され、または圧延される（ステップ２０３）。上記バーまたはテープは、平らに
するための圧延を行うことができるようにするために、さらに、必要な初期サイ
ズに加工される（ステップ２０４）。結果として得られるバー、ワイヤ、テープ
、シートまたはフォイルは、厚さを、例えば、約８５〜９９．９％薄くするため
に、圧延（ステップ２０５）のような、平らに伸ばす方法で変形される。
【００６０】 図７は、この段階での、基板７００の部分断面図である。この場合、粉末冶金
コア７０２は、缶７０１内に位置する。例７のところで、銅の缶およびＣｕ＋３
７原子百分率のＡｌＰＭコアを使用するプロセスを詳細に説明する。
【００６１】 図８において、このプロセスのこの段階における基板８００の部分断面図が、
シース８０１の内部にある、溶融プロセスのコアなどのコア８０２を示している
。シースの表面上に二軸組織を発現させるため、そして基板の中に均質化を誘発
するために熱処理（ステップ２０６）が続く。温度は、例えば、約２５０℃から
基板の溶融温度の９５％程度の高温までの範囲にすることができる。第１の金属
の酸化物は、基板の表面に向かって拡散することができるが、二軸組織（あるい
は立方組織）がその表面上に発現された後で、その表面に到達する。第１の金属
の酸化物による表面層の強化は、確立された立方組織の品質に悪い影響を与える
傾向はない。拡散時に、後に続くバッファ層および超伝導体の蒸着プロセスの間
に酸化耐性を提供するために第１の金属の酸化物が配置される。
【００６２】 他の方法としては、組織化された基板を低い酸素部分圧力（例えば、約０．０
１容量パーセントと約５容量パーセントの間）のガス・フローの中で焼きなまし
を行い（ステップ２０７）、エピタキシャル酸化物層を形成することができる。
その層は、バッファ層の一部であるか、あるいは後での超伝導体の蒸着プロセス
に対して必要なバッファ層として役立てることができる。
【００６３】 銅のシースを使用しているとき、Ｃｕの結晶粒を、例えば、約５マイクロメー
トルから約５０マイクロメートルまでリファインするための圧延を開始する前に
、約３００℃での再結晶化をやはり行うことができる。そのリファインされた結
晶粒は圧延されて熱処理されたテープの中に立方組織を得るために有効である。
【００６４】 シースの中の少量（例えば、約３原子百分率未満）の第１の第１の金属の酸化
物によって、同じか、あるいは異なる第１の金属の酸化物をより高い濃度（例え
ば、約３原子百分率から約２５原子百分率までの）をコアに対して追加すること
ができる。第１の金属の酸化物のないシースも使用することができる。純粋元素
のコア、例えば、Ａｌ、Ｙｂ、またはＨｆ、Ｃｅ、Ｔｉ、Ｚｒ、またはこれらの
混合物も、それらの変形機能のためにある種の第１の金属の酸化物として可能で
ある。高品質の二軸または立方の組織をその合金製品の表面上に得ることができ
る。そのコアは第１の金属の酸化物を供給することができ、それは組織化が完了
した後、コアから基板の表面まで拡散し、そこで酸化物（例えば、本来の酸化物
）を形成することができる。
【００６５】 図４を参照すると、表面が二軸組織化されているか、あるいは立方組織化され
ていて、酸化耐性が改善されている合金製品を形成し、シース・コアプロセスの
粉末冶金の実施形態またはフォイル圧延の実施形態における変形例を使用するプ
ロセス４００のブロック図が示されている。開始用の粉末またはフォイルを選定
するとき（ステップ４０１）、第１の金属、第２の金属または第１と第２の金属
との合金の粉末またはフォイルが選定され、それは約０．２重量パーセントから
約１重量パーセントまでの酸素を含んでいる。酸素の存在を使用していくつかの
第１の金属の酸化物の内部酸化を援けることができる。容易に変形される第１の
金属の酸化物などの追加の粉末またはフォイル、あるいは第１の金属の前合金化
粉末またはフォイルが、合計の濃度のために選択され、３〜５０原子百分率の第
１の金属の酸化物の酸素を含んでいる粉末またはフォイル、およびバランスが第
１の金属である（ステップ４０２）。その複合体は、酸素を含んでいる開始の粉
末またはフォイルで処理される。例えば、すべて元素の粉末の形での、６０原子
百分率のＣｕ‐２５原子百分率のＮｉ‐１５原子百分率のＡｌを含む粉末の混合
物でＣｕの缶がパックされる。Ｎｉ粉末は０．６重量パーセントの酸素を含み、
また、ＣｕおよびＡｌの粉末の中の酸素は無視できる。その処理は図２００で示
されている方法と似ているが、基板材料の未成熟の硬化を避けるために中間焼き
なましは推奨されない（ステップ４０３）。２５０℃からその基板の溶融温度の
９５％までの範囲にすることができる温度における最終の熱処理（ステップ４０
４）の間に、酸素は第１の金属の酸化物の一部と結合するように反応して酸化物
分散強化型合金を形成する。したがって、この例においては、小さい百分率のＡ
ｌが、Ｎｉ粉末の中の酸素と結合してＡｌ2Ｏ3になり、基板を強化するために使
用される。利用できる残りのＡｌは、基板の酸化耐性を高める。これらの酸化物
粉末は、コア材料の０．２〜２容量パーセントを一般に占める。酸化物分散強化
としても知られているこのタイプの強化の場合、その結果はその基板の室温およ
び高温における強度の両方を大幅に向上させるのに十分大きい容量パーセントの
酸化物粉末を提供する。両方のタイプの強度向上処理、すなわち、各種の蒸着プ
ロセスの間での基板の室温処理、高温処理、次にそれ以降でのケーブル化または
巻取りの操作における最終コートされた導体の室温処理が重要である。
【００６６】 図５を参照すると、表面が二軸組織化されているか、あるいは立方組織化され
ている、そしてＣＴＥ（すなわち、熱膨張係数）が基板、バッファ層、および超
伝導体層の間でマッチしている合金を形成するためのプロセス５００のブロック
図が示されている。一次基板材料と超伝導体層またはバッファ層のいずれかとの
間のＣＴＥのミスマッチは、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｐｄ、Ｓｂ、
ＮｂＴｉなどのＣＴＥのずっと小さい別の元素、ＮｉＡｌまたはＮｉ3Ａｌなど
の金属‐非金属合金、またはそれらの混合物を合金基板の中に組み込むことによ
って減らすことができる。
【００６７】 これらの追加の元素の合金化を支援するために、ＣＴＥ削減材料をその合金の
中に埋められたロッドとして含めることが好ましい。１つの実施形態において、
複数のＣＴＥ削減ロッドを使用することができる。ＮｂおよびＮｂＴｉは、かな
り延性が高く、Ｃｕマトリックスの中で変形することができるので、好ましい元
素である。その効果はＮｂまたはＮｂＴｉの体積にほぼ比例するようにすること
ができるが、高温において、ＣｕまたはＣｕＮｉが非常に低い応力において軟化
し始めるとき、加工硬化されたＮｂの影響は、Ｎｂが１１００℃以下の温度にお
いては再結晶化しないのでさらに強い。言い換えれば、有効なＣＴＥ削減剤にす
るためには、少量のＮｂ（ＣＴＥ：７．５×１０-6／℃）を基板の中で使用する
だけでよい。通常、ＣＴＥ削減材料のロッドはビレットの５〜４０容積パーセン
トを占め、１０〜２０％が好ましい。ＡｌまたはＭｇなどの第１の金属の酸化物
が、バッファ層および超伝導体層の蒸着プロセスの間にロッドに対する酸化の保
護を提供するためにＣＴＥ削減ロッドを取り囲む合金の中に含められる。基板の
総合のＣＴＥを減らすためのこの方法を、上記の基板形成プロセス（ステップ５
０１）のどれかにおいて、あるいは超伝導基板を形成するための従来の技術のプ
ロセスにおいて使用することができる。
【００６８】 １つの好適な実施形態においては、１つまたはそれ以上のＣＴＥ削減材料のロ
ッドがプロセス１００に対してビレットの中の１つまたはそれ以上のボアの中、
あるいはプロセス２００、３００または４００（ステップ５０２）に対する複合
体ビレットのコアの中に置かれる。そのビレットは標準の組織化の加熱処理によ
って任意のプロセス１００〜４００に従って処理されて最終基板になる（ステッ
プ５０３）。その最終基板は基板の総合ＣＴＥを、約１０〜１５×１０-6／℃に
まで減らす１つまたはそれ以上のＣＴＥ削減材料のロッドを含む。総合ＣＴＥの
値は１０〜１５×１０-6／℃程度が好ましいが、正確な値はそのロッドの組成お
よび容量パーセントによって変わる。しかし、ロッドは基板の内部に置かれので
、それらは本発明のプロセスによって基板の表面上に発現される二軸組織を損な
わない。このプロセスによって作られた基板の部分断面図が図１０に示されてい
る。この図において、中心部分にはＣＴＥ削減材料、例えば、Ｎｂのロッド１０
０４が、基板材料１００１によって囲まれている構造が示されている。バッファ
層１００２は基板材料１００１を完全に取り囲み、そして超伝導体層１００３を
少なくとも一方の側に有する。１つの実施形態においては、ロッドを金などの薄
い層でコートすることができ、それによってそのロッドとコアの中の合金との間
の反応を防ぐことができる。
【００６９】 図６を参照すると、表面のスムース性が改善されている二軸組織化された、あ
るいは立方組織化された合金を形成するためのプロセス６００が示されている。
そのプロセスを最終ステップとして使用して、バッファ層の蒸着または超伝導体
のコーティングを開始する前に基板をスムース化することができる。基板のスム
ース性は、スムースな排他的にｃ軸オリエント型の（すなわち、ｃ軸が基板表面
に対して垂直である）超伝導膜の蒸着において望ましい側面である。その表面の
粗さが１０〜２０ｎｍ Ｒａを超過した場合、その超伝導膜の電流搬送機能は大
きく削減される可能性がある。前記のような基板材料の圧延は粗さが１０ｎｍの
範囲内の十分にスムースな表面を発生することができる。しかし、組織を発達さ
せるための熱処理によって溝が発生し、それは表面の粗さ増加させる可能性があ
る。これらの溝を取り除くための方法、例えば、基板の機械的または電子研磨な
どは、基板材料を同様に取り除き、寸法制御の損失につながる可能性がある
【００７０】 １つの好適な実施形態においては、再結晶化の加熱処理に続く縮小率の低い圧
延パスが、元の表面のスムース性を回復し、一方再結晶化焼きなまし以下の温度
における低温応力焼きなましが基板の表面に対する高品質の二軸組織を回復する
。５つのプロセス１００〜５００または従来の技術の基板形成プロセスのどれか
を、表面の溝が減らされた基板を作るために選択することができる。その選択さ
れたプロセスが先ず最初に、組織化焼きなまし（必要な場合）を含めて完全に完
了される（ステップ６０１）。次に、その基板が極端に細かい仕上げのロール（
例えば、表面粗さが２５〜５０ｎｍ Ｒａのタングステン・カーバイト、または
表面粗さが５ｎｍ Ｒａのクロム鍍金の鋼鉄のロール）によって、約５％から約
３０％までのパスあたりの縮小率で、一度または二度圧延される（ステップ６０
２）。次に、その基板が再結晶化に導かない保護環境において、低温応力焼きな
ましされる（ステップ６０３）。代表的な温度範囲は約２００℃から約４００℃
までである。結果の基板は約５ Ｒａから約５０ Ｒａまでの表面粗さの、よく
発現され、妨害されておらず、そしてよく保持された二軸組織を有している非常
にスムースな表面を有する。
【００７１】 超伝導体のための基板として使用することができる合金、そのような基板を含
んでいる超伝導体、およびこれらの合金、基板および超伝導体を作る方法が、本
発明と同じ日付で出願され、「合金材料」と題されている米国特許出願第＿＿＿
＿号、１９９７年１０月１日付けの第０８／９４３，０４７号、および１９９７
年１０月１日付けの第０８／９４２，０３８号の中で開示されている。
【００７２】 ＜例１＞ 電解タフピッチ（「ＥＴＰ」）または無酸素高伝導度（「ＯＦＨＣ」）の、９
９％以上の純度のＣｕ、Ｎｉ金属、９８％以上の純度のＡｌ金属、および９８％
以上の純度のＨｆおよびＴｉ金属がＣｕ‐１６原子百分率のＮｉ‐０．５原子百
分率のＡｌ‐０．０５原子百分率のＨｆ‐０．０５原子百分率のＴｉの混合物を
得るために検量される。その検量されたＣｕ、Ｎｉ、Ａｌ、ＨｆおよびＴｉがア
ルミナまたはジルコニアなど（ただし、それらに限定されるわけではない）の適
切な精製用るつぼの中に入れられ、一緒に溶融される。クリーンな溶融のために
、誘導型溶融装置を使用することができる。その中で溶融が真空において、ある
いは保護的な雰囲気において行われるが、空気中における溶融、および／または
アーク溶融などの他のヒータ・タイプを使用した溶融または抵抗炉の使用も可能
である。その合金は、追加的な組成の均質性を確保するために二度または三度再
溶融される。その溶融温度は１，１０５℃である。その鋳型は清浄化され、そし
て圧延、スエージングまたは引抜きによって、十分なサイズのより小さい直径に
まで変形され、それ以降の変形処理ができるようにされる。このサイズにおいて
それは再び、温度によって変わる数時間から数日までの間高温においてその合金
を保持することによって、再び均質化される。実効温度は７００℃を超える必要
がある。好ましい組合せは１，０００℃において１２時間である。次に、合金の
バーがロッドの圧延、スエージング、線引きまたは引抜きによってより小さいサ
イズにまで変形され、それは普通は断面が円形または正方形であるが、卵型また
は角型も可能である。これらの異なる断面のすべては、更なる処理のために等し
く有効であることが示されている。最も薄い寸法は、通常は１ｍｍ〜１０ｍｍの
範囲で変化する。次に、その合金の線、ロッド、テープまたはストリップが薄い
テープまたはフォイルに巻かれる。厚さににおける減少は８０％より大きく、そ
して９９．９％にも高くすることができる。１つの例は直径が３０．５ｍｍまた
は１５．７ｍｍの均質化されたバーを３．８ｍｍ×２ｍｍのテープに引き伸ばす
ことである。このテープは３７マイクロメートルまで圧延され、厚さの減少は９
８．１％である。もう１つの例は６．２ｍｍの直径まで１つのバーのスエージン
グを行い、その後、２５０ミクロンの厚さまで圧延する例であり、圧延による厚
さの減少は９６．０％である。その圧延は従来の線材平坦化用圧延機で実行され
る。広範囲の圧延条件が正常に使用された。例えば、ＣｕＮｉベースの基板材料
を各種の潤滑方式を使用して、０．１ｍ／分程度の低速または１００ｍ／分程度
の高速で、１回のパス当たりに５％、１０％、２０％および４０％の変形で圧延
した。一般に、パス当たりの減少が少なく、処理速度が低いほど、結果として組
織がある程度改善される。
【００７３】 組織化の焼きなましは、広範囲の温度、すなわち、２５０℃からその合金の溶
融温度（約１１０５℃に近い温度）までの範囲を使用して実行することができる
。温度が高いほど時間が短い必要があり、僅かに良好な組織となるが、結晶粒界
における表面の不規則性が増加する可能性がある。熱的グルービングとしても知
られている効果は表面張力効果のためにその結晶粒界において表面に窪みが生じ
、高品質のバッファ層および超伝導層に対してはあまり好ましくない。焼きなま
しの温度が低いほど熱的グルービングのレートが低いが、組織の発現もあまりよ
くない。１〜２４時間の期間に対する８５０〜１０００℃の温度範囲、および基
板の酸化を回避するための真空または保護雰囲気の使用は、好ましい条件である
。このプロセスは立方組織があって二次的組織が実質的にはない、７〜９°のＦ
ＷＨＭ値の基板を発生する。
【００７４】 結果の熱的グルービングは次の処理ステップによって消去される。組織焼きな
ましが行われたテープは、非常にスムースなロール、通常は約５ｎｍ Ｒａの表
面粗さのテープを使用して５％〜２０％の減少まで圧延され、１０％が好ましい
。次に、その基板は低温において応力焼きなましされ、その温度は真空などの保
護雰囲気において、ＣｕＮｉ合金に対して３００℃が好ましい。この手順は、組
織の品質に悪い影響はなく、むしろそれを改善する可能性がある。それは表面材
料の表面のスムース性を大幅に改善し、５ｎｍ Ｒａより良好にする。次にその
基板は超伝導体製造プロセスにおける次のステップに対して準備ができている。
それは通常はバッファ層の貼付である。
【００７５】 ＜例２＞ 電解タフピッチの銅、純度が９９％以上のニッケル、純度が９８％以上のアル
ミニウム、および純度が９８％以上のハフニウムおよびチタンが２６．５原子百
分率のニッケル、０．５原子百分率のアルミニウム、０．５原子百分率のチタン
、および０．０５原子百分率のハフニウムをバランスの銅と共に含んでいる混合
物を得るために検量される。その検量された金属がアルミナのるつぼの中に入れ
られる。クリーンな溶融を確保するために、その投入物が１，２５０℃の温度に
おいて、そして５０ミリトールの真空において真空誘導溶融され、室温にまで冷
却される。その合金は材料の均質性を確保するためにさらに二度溶融される。そ
の溶融は縮小に起因するボイドを最小化するために、真空において、ゆっくりと
冷却される。鋳物のビレットは直径が３３ｍｍ、長さが７５ｍｍである。そのビ
レットは表面仕上げを改善するために３１．８ｍｍの直径まで機械加工される。
機械加工されたビレットは１６．８ｍｍの直径までスエージ加工される。スエー
ジ加工の後、そのビレットは保護用のアルゴン５％水素削減雰囲気の中で２４時
間の間、９５０℃において均質化される。均質化の後、そのビレットは１５．６
ｍｍにまで機械加工され、そして流体静力学的に押し出し成形されて、断面が２
ｍｍ×３．８ｍｍのテープになる。次に、そのテープはパス当たり０．１２７ｍ
ｍの一定の減少で圧延されて０．０５１ｍｍの最終厚さまで圧延され、その最終
パスでの減少は所望の厚さを達成するために必要なように調整される。その圧延
は直径２５ｍｍの加工用ロールで３ｍ／分の速度で４台の高平坦化線材用圧延機
において行われる。次にその仕上げられたテープが保護用のアルゴン５％の水素
削減雰囲気において４時間、８５０℃において焼きなましされる。このプロセス
によって、１２°のＦＷＨＭの表面の立方組織を有し、実質的には二次組織のな
いテープが作られる。
【００７６】 ＜例３＞ 電解タフピッチ銅、純度９９％超のニッケル、純度９８％超のアルミニウムを
計量し、３７原子百分率のニッケル、０．５原子百分率のアルミニウムで残りは
銅という混合物を得る。計量した金属は、アルミナのるつぼに入れる。清浄な溶
融を確保するため、１，２８０℃、真空度５０ｍＴｏｒｒで原料を真空誘導溶融
させ、室温まで冷ます。合金はさらに２回溶融させて、材料を均質にする。収縮
による空隙を最低限に抑えるため、溶解物は、真空下でゆっくりと冷ますことが
できる。鋳造ビレットは直径３３ｍｍ、長さ７５ｍｍである。ビレットは直径３
１．８ｍｍまで加工して、表面の仕上げを改善する。加工ビレットは直径１６．
８ｍｍにスエージングする。スエージング後、ビレットは１，０００℃で２４時
間、保護アルゴン５％水素還元雰囲気中において均質化する。均質化後、ビレッ
トを１５．６ｍｍに加工し、断面が１．５２ｍｍ×３．８ｍｍのテープ状に静水
で押し出し成形する。次にこのテープを毎回０．１２７ｍｍずつ着実に減少させ
るように圧延し、最終的な厚さを０．０６１ｍｍとする。望みの厚さを得るため
に、最後の圧延時の減少幅は調整する。圧延は、直径２５ｍｍの作業ロールを備
えた４ワイヤ張り平板化ミルで、毎分３ｍの速度で行う。最終的に得られたテー
プについては、次に、８５０℃で４時間の、アルゴン５％水素雰囲気中での焼き
なましを行う。このプロセスにより、テープと、ＦＷＨＭ１４°の立方組織の表
面が生じ、二次的な組織は実質的に存在しない。図１１は、この材料についての
（１１１）極図を示している。
【００７７】 ＜例４＞ Ｃｕ−１．２原子百分率のアルミニウムを含む合金を例１に従って作る。この
合金を１６ｍｍの丸棒の形にし、軸に沿ってドリル加工して、直径９．５ｍｍの
ニオブ（Ｎｂ）ロッドを収めるための穴を作る。このＣｕＡｌ＋Ｎｂ複合ビレッ
トは、直径３．２ｍｍの丸い押出品に成形し、次に絞り加工、圧延加工により厚
さを９７％削減する。８５０℃での焼きなましにより、二軸組織の基板が生まれ
る。Ｎｂコアは、基板の表面組織には干渉しない。この複合材料のＣＴＥを測定
すると、室温で１３．４×１０-6／℃である。押出し材料において複合物中の容
量パーセントは３７．６容量パーセントと測定され、混合物の法則を使用すると
、このパーセンテージから計算される平均ＣＴＥは１３．４×１０-6／℃となり
、測定値が確認できる。混合物の法則から、複合材料のＣＴＥは、相対的な容量
パーセントを考慮した構成要素のＣＴＥ（ＣｕＡｌ：１７．０×１０-6／℃、Ｎ
ｂ：７．５×１０-6／℃）の平均となることが予想される。つまり、基板のＣＴ
Ｅを注意深く調整すれば、バッファ層および超伝導層に適合する改良ＣＴＥを得
ることができる。
【００７８】 ＜例５＞ 純度９９％超の電解タフピッチ銅と、純度９８％超のアルミニウムを計量して
、９原子百分率のアルミニウムを含み、残りは銅という混合物を得る。計量した
金属は、アルミナのるつぼに入れる。清浄な溶融を確保するため、１，１００℃
、真空度５０ｍＴｏｒｒで原料を真空誘導溶融させ、室温まで冷ます。合金はさ
らに２回溶融させて、材料を均質にする。収縮による空隙を最低限に抑えるため
、溶解物は、真空下でゆっくりと冷ますことができる。鋳造ビレットは直径３３
ｍｍ、長さ７５ｍｍである。ビレットは直径３１．８ｍｍまで加工して、表面の
仕上げを改善する。加工ビレットは直径１６．８ｍｍにスエージングする。スエ
ージング後、ビレットは９５０℃で２４時間、保護アルゴン５％水素還元雰囲気
中において均質化する。均質化後、ビレットを１５．６ｍｍに加工し、断面が１
．５２ｍｍ×３．８ｍｍのテープ状に静水で押し出し成形する。次にこのテープ
を毎回０．１２７ｍｍずつ着実に減少させるように圧延し、最終的な厚さを０．
０６１ｍｍとする。望みの厚さを得るために、最後の圧延時の減少幅は調整する
。圧延は、直径２５ｍｍの作業ロールを備えた４ワイヤ張り平板化ミルで、毎分
３ｍの速度で行う。最終的に得られたテープについては、次に、８５０℃で４時
間の、保護アルゴン５％水素還元雰囲気中での焼きなましを行う。出来上がった
基板は、あるＹＢＣＯ蒸着プロセス中で用いる環境として標準的なものとなるよ
うに選択した酸化環境、すなわちアルゴンが１容量パーセントの酸素ガスを用い
て８３０℃で熱処理し、次に４００℃で１００％酸素により焼きなましを行う。
厚さ４０マイクロメートルという薄い基板は、二軸表面組織を保持し、連続的な
本来の酸化膜の形成により酸化環境から保護される。
【００７９】 ＜例６＞ 純度９９％超の電解タフピッチ銅と、純度９８％超のアルミニウムを計量して
、５原子百分率のアルミニウムを含み、残りは銅という混合物を得る。計量した
金属は、アルミナのるつぼに入れる。清浄な溶融を確保するため、１，０８０℃
、真空度５０ｍＴｏｒｒで原料を真空誘導溶融させ、室温まで冷ます。合金はさ
らに２回溶融させて、材料を均質にする。収縮による空隙を最低限に抑えるため
、溶解物は、真空下でゆっくりと冷ますことができる。鋳造ビレットは直径３３
ｍｍ、長さ７５ｍｍである。ビレットは直径３１．８ｍｍまで加工して、表面の
仕上げを改善する。加工ビレットは直径１６．８ｍｍにスエージングする。スエ
ージング後、ビレットは９５０℃で２４時間、アルゴン５％水素雰囲気中におい
て、均質化する。均質化後、ビレットを１５．６ｍｍに加工し、断面が１．５２
ｍｍ×３．８ｍｍのテープ状に静水で押し出し成形する。次にこのテープを毎回
０．１２７ｍｍずつ着実に減少させるように圧延し、最終的な厚さを０．０６１
ｍｍとする。望みの厚さを得るために、最後の圧延時の減少幅は調整する。圧延
は、直径２５ｍｍの作業ロールを備えた４ワイヤ張り平板化ミルで、毎分３ｍの
速度で行う。最終的に得られたテープについては、次に、８５０℃で４時間の、
アルゴン５％水素雰囲気中での焼きなましを行う。出来上がった基板は、あるＹ
ＢＣＯ蒸着プロセス中で用いる環境として標準的なものとなるように選択した酸
化環境、すなわちアルゴンが１容量パーセントの酸素ガスを用いて、８３０℃で
熱処理し、次に４００℃で１００％酸素により焼きなましを行う。厚さ４０マイ
クロメートルという薄い基板は、二軸表面組織を保持し、連続的な本来の酸化膜
の形成により酸化環境から保護される。
【００８０】 ＜例７＞ 粉末冶金によるシース・コア法を用いて、Ｃｕ−１４．４原子百分率のアルミ
ニウム合金を作る。粒子径２５０マイクロメートルの電解タフピッチ銅から作っ
た銅粉末と、純度９９％、粒子径２２０マイクロメートルのガス微粒化により作
成したアルミニウム粉末とを、６３原子百分率の銅、３７原子百分率のアルミニ
ウムの割合で混合する。よく混ぜ合わせた銅＋アルミニウム粉末を成形し、外形
３０．５ｍｍ、内径２１．５ｍｍの無酸素高導電性銅ビレットとする。このビレ
ットを排気処理および押出し成形により９ｍｍの棒状にする。この棒を丸みのあ
る方形の絞り型で絞り成形し、最終寸法を２．４ｍｍ×３．６ｍｍとする。この
方形の製品を引き続き圧延して厚さ６５ミクロン（９７．３％の縮小）のテープ
状にする。このテープを保護雰囲気中で６００℃と８００℃の２段階で焼きなま
す。これにより、耐酸化性にすぐれた、立方組織面を持つＣｕ−１４．４原子百
分率のアルミニウム基板が得られる。
【００８１】 ＜例８＞ 立方組織の銅−ニッケル−アルミニウム合金は、以下のように製作した。直径
３２ｍｍの銅（ＯＦＣ）の缶に、Ｃｕ、ＮｉおよびＡｌのかけらを混ぜたものを
載せ、全体的な化学量（銅製の缶の重量を含めて）をさらに銅粉末で調整し、５
１原子百分率のニッケル、３．５原子百分率のアルミニウム、４５．７原子百分
率の銅の混合物とした。この缶を直径３８ｍｍの肉薄アルミナるつぼ内に入れて
、誘導溶融装置を用いて真空下で加熱した。凝固後、合金をるつぼから出した。
鋳造物は、同様のるつぼと同じ誘導溶融装置を用いて、今度も真空下で再溶融さ
せた。鋳造された合金は円筒形だったが、直径が３１ｍｍになるよう加工し、直
径１８ｍｍの棒状にスエージング加工した。この棒は、９５０℃、１６時間で均
質化した。これを、高温での静水押出加工に適するように、直径１６ｍｍのビレ
ットに加工した。これを直径６．４ｍｍのワイヤに押出し正解した。このワイヤ
を６００℃で１時間焼きなました。次にこれを断面が５．８ｍｍ×５．８ｍｍの
および５．３ｍｍ×５．３ｍｍの四角形になっている絞り型で絞り成形した。こ
の角型ワイヤを、反転圧延法を用いて、２ワイヤ圧延ミルで厚さ１ｍｍまで、４
ワイヤ圧延ミルで厚さ０．０１５ｍｍ以下まで圧延した。圧延速度としては毎分
６ｍとした。次に、アルゴン９５％、水素５％の混合気、または真空において８
５０℃で２時間の熱処理を行った。
【００８２】 このフォイルは、シータ−２シータＸ線回折図で反射が２００の場合と同じ、
単一の二軸（１００）［００１］立方組織を備えていた。第二の構成要素は見ら
れなかった。（１１１）極図を図１２に示す。ＦＷＨＭ値が９°の立方組織だけ
しか見られない。
【００８３】 焼きなました基板の降伏応力（伸び率０．２％で）は室温で２６．５ｋｓｉで
あった。 この基板を焼きなまし後に研磨して、表面粗さをＲａ＝５ｎｍとした。研磨は
表面の組織には影響しなかった。基板を真空チャンバに入れ、これを１０-6Ｔｏ
ｒｒまで排気した。サンプルを８００℃まで加熱し、パルスレーザ蒸着法を用い
て、エピタキシャル・イットリア安定ジルコニア安定バッファ層を得た。層の厚
さは０．６マイクロメートルであった。次に、厚さ１マイクロメートルのエピタ
キシャルＹＢａ2Ｃｕ3Ｏ7-x層を、バッファ層の上に蒸着させた。ＹＢａ2Ｃｕ3
Ｏ7-x層は超伝導性があり、テープ自体の電流が作り出す小規模な磁界（いわゆ
る自己磁界）以外に磁界がない場合、７５Ｋで１６０，０００Ａ／ｃｍ2の超伝
導臨界電流密度を示した。
【００８４】 ＜例９＞ 次のような構成のインゴットを真空鋳造した：４７．４原子百分率のニッケル
、２．２原子百分率のアルミニウム、５０．４原子百分率の銅。このインゴット
は長さが１５インチ、直径はほぼ３インチであった。このインゴットを加工して
、長さ８インチ、直径２．５インチの丸型ビレットに加工した。このビレットを
流れるアルゴン雰囲気中で１，０００℃に加熱し、次に３００トンのラム式押出
しプレスで直径１インチの棒状に押出成形した。この棒を、１，０００℃に１６
時間置いて、洗浄、均質化した。これを、型４個を備えたスエージング装置を用
いて直径０．７５インチにスエージング加工した。この棒は、６００℃で応力除
去し、２Ｈ圧延ミルを用いて圧延して、潤滑材を使わずに０．３インチ×０．７
７インチのストリップにした。このストリップを６５０℃で熱処理して研磨した
。適切な潤滑材を用いた２Ｈ圧延ミルで、１回につき５％薄くする圧延を行って
、厚さが０．１インチになるまで圧延し、鋼棒で鏡面研磨した。これを毎回５％
、１０％または２０％薄くしていって厚さ０．００８インチまで圧延した。生産
速度が速くなるので、毎回の厚さ削減量は大きい方が望ましい。厚さ０．００８
インチのフォイルを１，０００℃で４５分間熱処理した。フォイル表面は、ＦＷ
ＨＭが９°の、立方組織となった。結晶粒の大きさは５０から１００マイクロメ
ートルで、異常な結晶粒の成長は見られなかった。
【００８５】 ＜例１０＞ 圧延と焼きなましで、０．５原子百分率を越えるアルミニウムを含んだ銅を配
合した基板を生産することにより、混合組織ができる（例えば、いわゆる真鍮組
織）。Ｃｕ−３．５原子百分率のアルミニウム、またはＣｕ−９原子百分率のア
ルミニウムという組成で立方組織の基板を作るため、銅の缶を銅とアルミニウム
の混合物でいっぱいにした。
【００８６】 銅とアルミニウムの粉末を使って混合物を形成した。これらの粉末は、銅缶の
中で一緒に押出し成形されて棒となり、この棒が今度は圧延されて、組織が焼き
なまし加工された。銅のシースは急速に立方組織に形成され、一方、長い時間を
かけて、アルミニウムが立方組織面に散って、鋭い立方組織を備えたＣｕ−３．
５または９原子百分率のアルミニウム基板が作られた。
【００８７】 ３００トンの押出しプレスにおいて、ラム型押出し成形用にビレットを２個製
作した。缶は長さ８インチで、純粋な銅から成る。二種類の混合を使って、銅お
よびアルミニウムの粉末を混ぜ合わせた。最初の混合では、組成は９５原子百分
率、Ｃｕ−５原子百分率のアルミニウムであった。第二の混合では、組成は８６
原子百分率、Ｃｕ−１４原子百分率のアルミニウムであった。圧縮、押出し、圧
延および焼きなましを行った後、アルミニウムをシースに散らし、Ｃｕ−３．５
原子百分率のアルミニウム、およびＣｕ−９原子百分率のアルミニウムというの
が全体の組成である均質な基板を維持した。粉末は注意深く混合し、６回か７回
に分けて缶に注いだ。毎回、混合物を７ｋｓｉで圧縮し、約７５％の充填密度と
した。これは、押出し成形中に壁がつぶれるのを防止するには充分な密度である
が、排気中に迅速な脱ガスが行える程度には緩い密度であった。缶には銅キャッ
プをかぶせた。銅キャップには、脱ガスがしやすいよう、側面に溝がある。ビレ
ットをＥビーム溶接機のチャンバに入れ、一晩、排気した。その後、溶接深さ約
１／４インチでキャップを溶接した。缶をチャンバ内で冷まし、次に押出し成形
設備に運んだ。アップセットストローク中、ビレットはきわめて均質に圧縮され
、実際の押出し成形の開始前に、１００％近い密度となった。
【００８８】 ビレットは２５０℃で予熱し、１インチの丸棒に押出し成形した。押出物は、
押出し後、水で急冷した。押出物は、４型スエージング装置で直径０．７５イン
チにスエージング加工した。次に、２Ｈ圧延ミルを用いて圧延し、厚さ０．００
８インチの基板とした。応力焼きなましは使用しなかったし、不要であった。圧
延ミルは、直径４インチの鋼製ロール一組を備えており、鏡面に仕上げるよう、
研磨してあった。この結果、接合光干渉顕微鏡で測定すると、この基板の表面粗
さＲａは約１０ｎｍとなった。図１３ａ−図１３ｃは、Ｃｕ−９原子百分率のア
ルミニウム・テープの、圧延プロセスにおける、厚さ０．０５０インチでの垂直
な断面を様々な倍率（それぞれ４倍、４０倍および１７５倍）で示している。テ
ープの幅はおよそ０．８８インチであった。粉末コアは、まだ基本的なＣｕ＋Ａ
ｌで、図１３ｂおよび図１３ｃに示す、コア内部の粒子の個別のＣｕ／Ａｌの界
面と同様に、境界が明確であった。
【００８９】 ＰＭテープは、バッファおよびＹＢＣＯ蒸着に関して予想される処理条件と等
しいか、または後にこれを超える温度での単独熱処理か、あるいは段階的な熱処
理かのいずれかを用いて、８００〜９００℃で焼きなまし、アルミニウムがまだ
液状の時に組織が形成されるのを防止した。段階的熱処理の方が、組織に関して
はより良い結果が得られる。６００〜９００℃では、銅シースは、数分間程度の
ごく短い時間で立方組織となること、その後はアルミニウムを立方組織のシース
に散布するための時間であることに留意する。Ｃｕ／Ｃｕ＋ＡｌのＰＭテープの
熱処理について、６通りの例を以下に示す。
【００９０】 １． ４００℃−４４時間＋６００℃−１２時間 ２． ６００℃−１２時間 ３． ６００℃−１２時間＋８００℃−４時間 ４． ４００℃−４４時間＋６００℃−１２時間＋８００℃−４時間 ５． ６００℃−１２時間＋９００℃−１時間 ６． ４００℃−４４時間＋６００℃−１２時間＋９００℃−１時間
【００９１】 図１４は、Ｃｕ−９原子百分率のアルミニウムのサンプルについて４００℃−
４４時間＋６００℃−１２時間＋９００℃−１時間の焼きなましを行った場合の
ＸＲＤパターンを示している。これは（２００）ピークだけを示しており、この
強度（Ｉmax＝６００，０００）では他にピークは観察されない。図１５は、Ｃ
ｕ−９原子百分率のアルミニウムについて上記リストの６通りの焼きなましを行
った場合のパターンを拡大して示している。ここでは、一番下の曲線が熱処理１
に対応し、下から２番目の曲線が熱処理２に対応し、下から３番目の曲線が熱処
理３に、上から３番目の曲線が熱処理４に、上から二番目の曲線が熱処理５に、
一番上の曲線が熱処理６に対応する。Ｉmaxは１２，０００で、強度が５０倍で
あることを示している。一部の焼きなましで、小さな（１１１）などのピークが
観察できるが、段階的焼きなましにおいて、最も明確なパターンが見られる。図
１６は、４００℃−４４時間＋６００℃−１２時間＋９００℃−１時間の焼きな
ましを行ったテープの（１１１）極図を示している。（１１１）極図は、非常に
鋭く、ＦＷＨＭは約５〜６°である。（２００）極図も同様に鋭く、ここでも、
全方向において非常に対称的である。図１７は（１１１）極図を拡大したもので
、強度は約２８０倍に拡大されている。これは、向きが不揃いの数少ない粒子を
示している。（１１１）極図の中での統合Ｘ線強度によれば、立方組織は約９９
．１％であり、不揃いな粒子が約０．４％あり、焼きなましによる双晶はない。
【００９２】 図１８は、上記リストに示すＣｕ−３．５原子百分率のアルミニウムの６通り
の焼きなまし条件についてのシータ−２シータＸ線回折走査を示しており、ここ
では（２００）ピークしか見当たらない。極図は、アルミニウム４％を含有する
銅のサンプルの場合に酷似しており、ＦＷＨＭ値も同じように低い。
【図面の簡単な説明】
【図１】 二軸組織を持つ合金を形成するためのプロセスを示すブロック図
である。
【図２】 二軸組織面を持つ合金を形成するためのシース・コア法を示すブ
ロック図である。
【図２Ａ】 フォイル圧延を示す。
【図２Ｂ】 コア用の包装材料としての圧延フォイルを示す。
【図２Ｃ】 缶のコアとしての圧延フォイルである。
【図３】 二軸組織を持つ合金を形成するための、シース・コア法の粉末冶
金の変形例を示すブロック図である。
【図４】 二軸組織を持つ合金を形成するための酸化物分散プロセスを示す
ブロック図である。
【図５】 熱膨張係数が低い、二軸組織を持つ合金を形成するためのプロセ
スを示すブロック図である。
【図６】 狭い表面の溝を持ち、二軸組織を持つ合金を形成するためのプロ
セスを示すブロック図である。
【図７】 シースおよび粉末冶金コアを含む基板の部分断面図である。
【図８】 シースおよびコアを含む基板の部分断面図である。
【図９】 二軸組織を持つ合金基板と組織を持つバッファ層によって形成さ
れた超伝導体複合体の部分断面図である。
【図９Ａ】 複数のバッファ層を含む超伝導体複合体の部分断面図である。
【図９Ｂ】 複数のバッファ層を含む超伝導体複合体の部分断面図である。
【図１０】 コアが低いキューリー温度を持つ材料を含む、図９の複合体類
似の複合体の部分断面図である。
【図１１】 本発明により製造された立方組織を持つ合金の（１１１）極図
である。
【図１２】 銅−ニッケル−アルミニウム合金の極図である。
【図１３】 ａ−ｃは、圧延プロセス中の、Ｃｕ−９原子百分率のテープの
断面図である。
【図１４】 Ｃｕ−９原子百分率のアルミニウム合金のＸＲＤパターンであ
る。
【図１５】 Ｃｕ−９原子百分率のアルミニウム合金の変動する焼きなまし
状態の拡大パターンである。
【図１６】 Ｃｕ−９原子百分率のアルミニウム・テープの極図である。
【図１７】 図１７の極図の拡大図である。
【図１８】 変動する焼きなまし状態のＣｕ−３．５原子百分率のアルミニ
ウムの、シータ−２シータＸ線回折走査である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｆ 1/08 Ｃ２２Ｆ 1/08 Ａ 1/10 1/10 Ｈ // Ｃ２２Ｆ 1/00 ６６０ 1/00 ６６０Ｚ ６６１ ６６１Ａ ６６１Ｚ ６８２ ６８２ ６８５ ６８５ ６８６ ６８６ ６９１ ６９１Ｂ ６９１Ｃ (72)発明者 トンプソン、エリオット ディ． アメリカ合衆国 02816 ロードアイラン ド州 コベントリー ラスバン ストリー ト 157 (72)発明者 フリッツマイヤー、レスリー ジー． アメリカ合衆国 01720 マサチューセッ ツ州 アクトン コンコード ロード 72 (72)発明者 キャメロン、ロバート ディ． アメリカ合衆国 02038 マサチューセッ ツ州 フランクリン ダニエルズ ストリ ート 90 (72)発明者 シーガル、エドワード ジェイ． アメリカ合衆国 02148 マサチューセッ ツ州 モールデン マグノリア ストリー ト 28

Claims (45)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】 合金であって、 第１の金属と、 前記第１の金属とは異なる第２の金属と、 前記第１および第２の金属とは異なる、少なくとも約０．５原子百分率の第１
    の金属の酸化物とを含み、 前記合金は二軸組織面を有している合金。
  2. 【請求項２】 請求項１に記載の合金において、前記合金が超伝導体基板で
    ある合金。
  3. 【請求項３】 請求項１に記載の合金において、前記合金が少なくとも約１
    原子百分率の第１の金属の酸化物を含む合金。
  4. 【請求項４】 請求項１に記載の合金において、前記合金が少なくとも２原
    子百分率の第１の金属の酸化物を含む合金。
  5. 【請求項５】 請求項１に記載の合金において、前記合金が少なくとも約４
    原子百分率の第１の金属の酸化物を含む合金。
  6. 【請求項６】 請求項１に記載の合金において、前記合金が立方組織面を有
    している合金。
  7. 【請求項７】 請求項１に記載の合金において、前記第２の金属がニッケル
    であり、そして前記合金が少なくとも約２５原子百分率のニッケルを含む合金。
  8. 【請求項８】 請求項７に記載の合金において、前記合金が約５５原子百分
    率以下のニッケルを含む合金。
  9. 【請求項９】 請求項１に記載の合金において、前記第１の金属が銅である
    合金。
  10. 【請求項１０】 請求項９に記載の合金において、前記第２の金属がニッケ
    ルである合金。
  11. 【請求項１１】 請求項１０に記載の合金において、前記第１の金属の酸化
    物がアルミニウムである合金。
  12. 【請求項１２】 請求項１に記載の合金において、前記合金が前記第１、第
    ２および第１の金属の酸化物とは異なる第４の金属をさらに含む合金。
  13. 【請求項１３】 請求項１に記載の合金において、前記合金が多くて約８０
    Ｋのキューリー温度を有している合金。
  14. 【請求項１４】 合金であって、 第１の金属と、 前記第１の金属とは異なる第２の金属と、 前記第１および第２の金属とは異なる、少なくとも約０．５原子百分率の第１
    の金属の酸化物とを含み、 前記合金は前記第１の金属の酸化物の酸化物を含む本来の酸化物表面を有し、
    前記本来の酸化物は二軸組織面を有している合金。
  15. 【請求項１５】 請求項１４に記載の合金において、前記本来の酸化物が立
    方組織面を有している合金。
  16. 【請求項１６】 請求項１４に記載の合金において、前記合金が超伝導体基
    板を含む合金。
  17. 【請求項１７】 請求項１４に記載の合金において、前記合金が前記第１、
    第２の金属および第１の金属の酸化物とは異なる第４の金属をさらに含む合金。
  18. 【請求項１８】 請求項１４に記載の合金において、前記第１の金属が銅で
    ある合金。
  19. 【請求項１９】 請求項１８に記載の合金において、前記第２の金属がニッ
    ケルである合金。
  20. 【請求項２０】 請求項１９に記載の合金において、前記酸化物がアルミニ
    ウムである合金。
  21. 【請求項２１】 請求項１４に記載の合金において、前記合金が約８０Ｋ以
    下のキューリー温度を有している合金。
  22. 【請求項２２】 物品であって、 合金と、 前記合金の表面上に配置されている酸化物層とを含み、前記合金は前記物品が
    少なくとも２時間、９００℃において１％の酸素を含む雰囲気に曝されるときに
    実質的に酸化を受けない物品。
  23. 【請求項２３】 請求項２２に記載の物品において、前記酸化物層が前記合
    金を取り囲んでいる物品。
  24. 【請求項２４】 請求項２２に記載の物品において、前記酸化物層が二軸組
    織面を有している物品。
  25. 【請求項２５】 請求項２２に記載の物品において、前記酸化物層が立方組
    織面を有している物品。
  26. 【請求項２６】 請求項２２に記載の物品において、前記酸化物層の厚さが
    約１０ミクロンより小さくなっている物品。
  27. 【請求項２７】 請求項２２に記載の物品において、前記物品が超伝導体基
    板である物品。
  28. 【請求項２８】 請求項２２に記載の物品において、前記合金が銅およびニ
    ッケルを含む物品。
  29. 【請求項２９】 請求項２８に記載の物品において、前記合金が、Ｍｇ、Ａ
    ｌ、Ｔｉ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｙ、Ｓｉ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｂ、Ｐｒ、Ｅｕ、
    Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｌｕ、Ｔｈ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｂｅ、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｓｍ、
    ＹｂおよびＬａから構成されているグループから選択された少なくとも０．５原
    子百分率の金属をさらに含む物品。
  30. 【請求項３０】 請求項２２に記載の合金において、前記合金が多くて約８
    ０Ｋのキューリー温度を有している合金。
  31. 【請求項３１】 合金であって、 銅と、 約２５〜５５原子百分率のニッケルとを含み、 前記合金が二軸組織面を有し、前記合金の少なくとも約６５容量パーセントが
    二軸組織を有している結晶粒を含む合金。
  32. 【請求項３２】 請求項３１に記載の合金において、前記合金が立方組織面
    を有している合金。
  33. 【請求項３３】 請求項３２に記載の合金において、前記合金の少なくとも
    約６５容量パーセントが立方組織化された結晶粒を含む合金。
  34. 【請求項３４】 請求項３１に記載の合金において、前記物品が超伝導体基
    板である合金。
  35. 【請求項３５】 請求項３１に記載の合金において、前記合金が、Ｍｇ、Ａ
    ｌ、Ｔｉ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｙ、Ｓｉ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｂ、Ｐｒ、Ｅｕ、
    Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｌｕ、Ｔｈ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｂｅ、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｓｍ、
    ＹｂおよびＬａから構成されているグループから選択された少なくとも０．５原
    子百分率の金属をさらに含む合金。
  36. 【請求項３６】 請求項３１に記載の合金において、前記合金が多くて約８
    ０Ｋのキューリー温度を有している合金。
  37. 【請求項３７】 方法であって、 第１の金属と、前記第１の金属とは異なる第２の金属と、前記第１および第２
    の金属とは異なる少なくとも約０．５原子百分率の第１の金属の酸化物とを含む
    合金を作るステップを含み、 前記物品が二軸組織面を有している方法。
  38. 【請求項３８】 請求項３７に記載の方法において、前記二軸組織面が前記
    合金を圧延することによって作られる方法。
  39. 【請求項３９】 請求項３８に記載の方法において、前記二軸組織面が前記
    合金の圧延の後に前記合金を焼きなましすることによって作られる方法。
  40. 【請求項４０】 方法であって、 第１の金属と、前記第１の金属とは異なる第２の金属と、前記第１および第２
    の金属とは異なっている少なくとも約０．５原子百分率の第１の金属の酸化物と
    を含む合金を作るステップを含み、 前記合金は前記第１の金属の酸化物の酸化物を含む本来の酸化物外面を有し、
    前記本来の酸化物は二軸組織面を有している方法。
  41. 【請求項４１】 請求項４０に記載の方法において、前記二軸組織面が前記
    合金を圧延することによって作られる方法。
  42. 【請求項４２】 請求項４１に記載の方法において、前記二軸組織面が前記
    合金を圧延した後、前記合金を焼きなましすることによって作られる方法。
  43. 【請求項４３】 方法であって、 銅と、約２５〜５５原子百分率のニッケルとを含む合金を作るステップを含み
    、 前記合金が二軸組織面を有している方法。
  44. 【請求項４４】 請求項４３に記載の方法において、前記二軸組織面が前記
    合金を圧延することによって作られる方法。
  45. 【請求項４５】 請求項４４に記載の方法において、前記二軸組織面が前記
    合金を圧延した後、前記合金を焼きなましすることによって作られる方法。
JP2000607783A 1999-03-31 2000-01-31 合金材料 Pending JP2002540294A (ja)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US09/283,777 1999-03-31
US09/283,777 US6458223B1 (en) 1997-10-01 1999-03-31 Alloy materials
PCT/US2000/002435 WO2000058044A1 (en) 1999-03-31 2000-01-31 Alloy materials

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP2002540294A true JP2002540294A (ja) 2002-11-26
JP2002540294A5 JP2002540294A5 (ja) 2006-02-09

Family

ID=23087507

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2000607783A Pending JP2002540294A (ja) 1999-03-31 2000-01-31 合金材料

Country Status (6)

Country Link
US (1) US6458223B1 (ja)
EP (1) EP1181122A4 (ja)
JP (1) JP2002540294A (ja)
AU (1) AU764082B2 (ja)
CA (1) CA2365740A1 (ja)
WO (1) WO2000058044A1 (ja)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006015149A (ja) * 2004-06-30 2006-01-19 Cordis Corp 移植可能な医療用具のための改善された磁気共鳴画像装置適合性合金
WO2007026979A1 (en) * 2005-08-30 2007-03-08 Ls Cable Ltd. Substrate for superconducting wire and fabrication method thereof and superconducting wire

Families Citing this family (47)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6475311B1 (en) * 1999-03-31 2002-11-05 American Superconductor Corporation Alloy materials
US6331199B1 (en) * 2000-05-15 2001-12-18 Ut-Battelle, Llc Biaxially textured articles formed by powder metallurgy
WO2002046108A2 (de) * 2000-12-07 2002-06-13 Leibniz-Institut Für Festkörper- Und Werkstoffforschung Dresden E.V. Metallband für epitaktische beschichtungen und verfahren zu dessen herstellung
US6821338B2 (en) 2000-12-15 2004-11-23 The Regents Of The University Of California Particle beam biaxial orientation of a substrate for epitaxial crystal growth
EP1271666A3 (en) * 2001-06-22 2006-01-25 Fujikura Ltd. Oxide superconductor layer and its production method
US6617283B2 (en) * 2001-06-22 2003-09-09 Ut-Battelle, Llc Method of depositing an electrically conductive oxide buffer layer on a textured substrate and articles formed therefrom
US6809066B2 (en) 2001-07-30 2004-10-26 The Regents Of The University Of California Ion texturing methods and articles
US6610414B2 (en) * 2001-08-16 2003-08-26 Ut-Battelle, Llc Biaxially textured articles formed by power metallurgy
US6745059B2 (en) 2001-11-28 2004-06-01 American Superconductor Corporation Superconductor cables and magnetic devices
DE10200445B4 (de) * 2002-01-02 2005-12-08 Leibniz-Institut für Festkörper- und Werkstoffforschung e.V. Metallband für epitaktische Beschichtungen und Verfahren zu dessen Herstellung
EP1472745A1 (en) * 2002-01-29 2004-11-03 Jochen Dieter Prof. Dr. Mannhart Superconductor with optimized microstructure and method for making such a superconductor
US6645313B2 (en) * 2002-02-22 2003-11-11 Ut-Battelle, Llc Powder-in-tube and thick-film methods of fabricating high temperature superconductors having enhanced biaxial texture
JP2005056754A (ja) 2003-08-06 2005-03-03 Sumitomo Electric Ind Ltd 超電導線材およびその製造方法
DE10339867B4 (de) * 2003-08-25 2007-12-27 Leibniz-Institut Für Festkörper- Und Werkstoffforschung Dresden E.V. Verfahren zur Herstellung von metallischen Flachdrähten oder Bändern mit Würfeltextur
US7226894B2 (en) * 2003-10-22 2007-06-05 General Electric Company Superconducting wire, method of manufacture thereof and the articles derived therefrom
US20050092253A1 (en) * 2003-11-04 2005-05-05 Venkat Selvamanickam Tape-manufacturing system having extended operational capabilites
US7146034B2 (en) * 2003-12-09 2006-12-05 Superpower, Inc. Tape manufacturing system
US7261776B2 (en) * 2004-03-30 2007-08-28 American Superconductor Corporation Deposition of buffer layers on textured metal surfaces
US20050223983A1 (en) * 2004-04-08 2005-10-13 Venkat Selvamanickam Chemical vapor deposition (CVD) apparatus usable in the manufacture of superconducting conductors
US20050223984A1 (en) * 2004-04-08 2005-10-13 Hee-Gyoun Lee Chemical vapor deposition (CVD) apparatus usable in the manufacture of superconducting conductors
JP2006027958A (ja) * 2004-07-16 2006-02-02 Sumitomo Electric Ind Ltd 薄膜材料およびその製造方法
US7496390B2 (en) 2004-08-20 2009-02-24 American Superconductor Corporation Low ac loss filamentary coated superconductors
US7463915B2 (en) 2004-08-20 2008-12-09 American Superconductor Corporation Stacked filamentary coated superconductors
US7582328B2 (en) 2004-08-20 2009-09-01 American Superconductor Corporation Dropwise deposition of a patterned oxide superconductor
US7387811B2 (en) * 2004-09-21 2008-06-17 Superpower, Inc. Method for manufacturing high temperature superconducting conductors using chemical vapor deposition (CVD)
US7622424B2 (en) 2004-10-01 2009-11-24 American Superconductor Corporation Thick superconductor films with improved performance
US7816303B2 (en) 2004-10-01 2010-10-19 American Superconductor Corporation Architecture for high temperature superconductor wire
US7411303B2 (en) * 2004-11-09 2008-08-12 Texas Instruments Incorporated Semiconductor assembly having substrate with electroplated contact pads
DE102005013368B3 (de) * 2005-03-16 2006-04-13 Leibniz-Institut Für Festkörper- Und Werkstoffforschung Dresden E.V. Verfahren zur Herstellung und Verwendung von Halbzeug auf Nickelbasis mit Rekristallisationswürfeltextur
US7763343B2 (en) 2005-03-31 2010-07-27 American Superconductor Corporation Mesh-type stabilizer for filamentary coated superconductors
CN100453257C (zh) * 2005-05-13 2009-01-21 北京工业大学 强化双轴织构Ag基复合基带的制备方法
US7674751B2 (en) 2006-01-10 2010-03-09 American Superconductor Corporation Fabrication of sealed high temperature superconductor wires
JP2007200870A (ja) * 2006-01-26 2007-08-09 Ls Cable Ltd 超伝導ケーブル用基板の製造方法
WO2008118127A1 (en) 2006-07-21 2008-10-02 American Superconductor Corporation Low resistance splice for high temperature superconductor wires
US7902120B2 (en) 2006-07-24 2011-03-08 American Superconductor Corporation High temperature superconductors having planar magnetic flux pinning centers and methods for making the same
US7893006B2 (en) 2007-03-23 2011-02-22 American Superconductor Corporation Systems and methods for solution-based deposition of metallic cap layers for high temperature superconductor wires
WO2008124436A1 (en) * 2007-04-06 2008-10-16 American Superconductor Corporation Composite substrates for high temperature superconductors having improved properties
DE102007024166B4 (de) * 2007-05-24 2011-01-05 Zenergy Power Gmbh Verfahren zum Bearbeiten eines Metallsubstrats und Verwendung dessen für einen Hochtemperatur-Supraleiter
US8195260B2 (en) 2008-07-23 2012-06-05 American Superconductor Corporation Two-sided splice for high temperature superconductor laminated wires
EP2479297B1 (en) 2009-09-14 2015-02-25 NGK Insulators, Ltd. Copper alloy wire and process for producing same
EP2479298B1 (en) 2009-09-14 2015-02-25 NGK Insulators, Ltd. Copper alloy foil, flexible printed wiring board obtained using same, and process for producing copper alloy foil
CN104404306B (zh) * 2014-09-03 2017-02-15 上海大学 涂层导体用高强度立方织构镍基合金基带及其制备方法
DE102018220222A1 (de) * 2018-11-26 2020-05-28 Thyssenkrupp Ag Verfahren zur Herstellung eines Werkstoffverbundes, Werkstoffverbund und seine Verwendung
CN109355519B (zh) * 2018-12-17 2020-06-12 河南师范大学 一种提高无铁磁性立方织构铜基合金基带强度的制备方法
WO2022032048A1 (en) * 2020-08-06 2022-02-10 American Superconductor Corporation Electro-formed metal foils
RU2759146C1 (ru) * 2020-11-16 2021-11-09 Федеральное государственное бюджетное учреждение науки Институт физики металлов имени М.Н. Михеева Уральского отделения Российской академии наук (ИФМ УрО РАН) Способ изготовления биаксиально текстурированной подложки в виде ленты из тройного сплава на медно-никелевой основе для эпитаксиального нанесения на нее буферных и высокотемпературного сверхпроводящего слоев
CN117403096B (zh) * 2023-12-13 2024-03-12 宁波兴业盛泰集团有限公司 高强高导耐高温铜锆系合金材料及其制备方法

Family Cites Families (113)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CA697916A (en) 1964-11-17 R. Pflumm Heinz Alloying
US1823938A (en) 1928-12-11 1931-09-22 M H Wilkens & Sohne Akt Ges Process for the production of silver plated metal articles such as table requisites
US2585613A (en) 1949-08-16 1952-02-12 Driver Co Wilbur B Method of heat-treating electrical resistance alloy
US2739907A (en) 1950-07-20 1956-03-27 Nowak Rudolf Process for imparting an improved finish to the surface of metals by means of diffusion treatment
US3109331A (en) 1961-05-05 1963-11-05 Republic Steel Corp Method of texturing metal sheets
JPS5030587B1 (ja) 1969-07-02 1975-10-02
US3615917A (en) 1969-07-11 1971-10-26 Bethlehem Steel Corp Process for diffusing silicon into sheet steel
US3700427A (en) 1969-07-11 1972-10-24 Gen Electric Powder for diffusion bonding of superalloy members
DE2014638A1 (de) 1970-03-26 1971-10-14 Siemens Ag Verfahren zur Herstellung eines Zweischichten Kontaktstuckes
US3692596A (en) 1971-03-02 1972-09-19 Robert William Fraser Dispersion strengthened nickel-chromium alloys
US3713211A (en) 1971-05-03 1973-01-30 Union Carbide Corp Method of fabricating a superconducting magnet
CH529435A (de) 1972-03-17 1972-10-15 Sprecher & Schuh Ag Verfahren zur Herstellung eines Vakuumschalterkontaktes
US3778237A (en) 1972-03-29 1973-12-11 Olin Corp Plated copper base alloy article
US4024617A (en) 1973-03-06 1977-05-24 Ramsey Corporation Method of applying a refractory coating to metal substrate
US3982973A (en) 1975-12-11 1976-09-28 The International Nickel Company, Inc. Cube textured nickel
DE2604291C3 (de) 1976-02-04 1981-08-20 Siemens AG, 1000 Berlin und 8000 München Werkstoffanordnung für elektrische Schwachstromkontakte
CA1115993A (en) 1976-12-15 1982-01-12 Allied Corporation Homogeneous, ductile brazing foils
US4145481A (en) 1977-08-03 1979-03-20 Howmet Turbine Components Corporation Process for producing elevated temperature corrosion resistant metal articles
US4283225A (en) 1978-06-05 1981-08-11 Allied Chemical Corporation Process for fabricating homogeneous, ductile brazing foils and products produced thereby
US4246321A (en) 1978-12-20 1981-01-20 Chugai Denki Kogya Kabushiki-Kaisha Ag-SnO Alloy composite electrical contact
US4367102A (en) 1980-01-22 1983-01-04 Siemens Aktiengesellschaft Method for the manufacture of a superconductor containing an intermetallic compounds
US4416916A (en) 1982-03-04 1983-11-22 Engelhard Corporation Thin film solar energy collector
US4431462A (en) 1982-06-07 1984-02-14 Engelhard Corporation Method of making multi-bonded silver-cadmium oxide material
JPS59132511A (ja) 1983-01-19 1984-07-30 住友電気工業株式会社 Ａｌ安定化超電導々体の製造方法
EP0173715B1 (en) 1984-02-13 1992-04-22 SCHMITT, Jerome J. III Method and apparatus for the gas jet deposition of conducting and dielectric thin solid films and products produced thereby
US4578320A (en) 1984-03-09 1986-03-25 Olin Corporation Copper-nickel alloys for brazed articles
US4640816A (en) 1984-08-31 1987-02-03 California Institute Of Technology Metastable alloy materials produced by solid state reaction of compacted, mechanically deformed mixtures
DE3664930D1 (en) 1985-03-15 1989-09-14 Bbc Brown Boveri & Cie Process for enhancing the oxidation and corrosion resistance of a component made from a dispersion-hardened superalloy by means of a surface treatment
US4749628A (en) 1986-04-29 1988-06-07 International Business Machines Corporation Multilayered vertical magnetic recording medium
JPS63250434A (ja) 1987-04-08 1988-10-18 Dowa Mining Co Ltd コネクタ−用銅基合金
CA1340168C (en) 1987-07-28 1998-12-08 Rosa Young Method of aligning grains of a multi-grained superconducting material
US5063200A (en) 1987-08-12 1991-11-05 Hitachi, Ltd. Ceramic superconductor article
US5258364A (en) 1987-10-07 1993-11-02 Semiconductor Energy Laboratory Co., Ltd. Method of shaping superconducting oxide material
AU610260B2 (en) 1987-10-16 1991-05-16 Furukawa Electric Co. Ltd., The Oxide superconductor shaped body and method of manufacturing the same
EP0314484B1 (en) 1987-10-27 1994-07-13 Kabushiki Kaisha Toshiba Superconductor element and method of manufacturing the same
GB2215548B (en) 1988-02-26 1991-10-23 Gen Electric Co Plc A method of fabricating superconducting electronic devices
US4939308A (en) 1988-04-29 1990-07-03 Allied-Signal Inc. Method of forming crystallite-oriented superconducting ceramics by electrodeposition and thin film superconducting ceramic made thereby
DE3816192A1 (de) 1988-05-11 1989-11-23 Siemens Ag Verfahren zur herstellung einer schicht aus einem metalloxidischen supraleitermaterial mittels laser-verdampfens
IT1217585B (it) 1988-05-13 1990-03-30 Enichem Spa Film sottili superconduttori ad elevata densita' di corrente e loro metodo di preparazione
US5019555A (en) 1988-08-10 1991-05-28 General Atomics High purity superconducting compositions and methods for their fabrication
US5047389A (en) * 1988-10-31 1991-09-10 General Atomics Substrate for ceramic superconductor
US5102865A (en) 1988-10-31 1992-04-07 General Atomics Substrate for ceramic superconductor with improved barrier
US5110790A (en) 1988-11-10 1992-05-05 Martin Marietta Energy Systems, Inc. Superconducting thin films on potassium tantalate substrates
US5010053A (en) 1988-12-19 1991-04-23 Arch Development Corporation Method of bonding metals to ceramics
US4994633A (en) 1988-12-22 1991-02-19 General Atomics Bend-tolerant superconductor cable
US5108982A (en) 1988-12-22 1992-04-28 General Atomics Apparatus and method for manufacturing a ceramic superconductor coated metal fiber
US4990492A (en) 1989-01-03 1991-02-05 General Atomics Stress controlling superconductor wire
US4917967A (en) 1989-01-13 1990-04-17 Avon Products, Inc. Multiple-layered article and method of making same
US5059582A (en) 1989-03-22 1991-10-22 The Research Foundation Of State University Of Ny Superconductor-metal laminates and method of making
US5006507A (en) 1989-04-14 1991-04-09 General Atomics Nickel-based substrate for ceramic superconductor
US5164360A (en) 1989-04-14 1992-11-17 General Atomics Nickel-based substrate for ceramic superconductor
JP2822447B2 (ja) 1989-05-19 1998-11-11 住友電気工業株式会社 酸化物超電導線材の製造方法および装置
JPH0354875A (ja) 1989-07-24 1991-03-08 Furukawa Electric Co Ltd:The 超電導体回路の形成方法
US5074907A (en) 1989-08-16 1991-12-24 General Electric Company Method for developing enhanced texture in titanium alloys, and articles made thereby
US5089057A (en) 1989-09-15 1992-02-18 At&T Bell Laboratories Method for treating copper-based alloys and articles produced therefrom
EP0419361B2 (en) 1989-09-20 1999-12-01 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Method for forming an electrode for electrical connection to oxide superconductor
US5019552A (en) 1990-02-20 1991-05-28 The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy Long-laser-pulse method of producing thin films
CA2037481C (en) 1990-03-08 1998-11-10 Noriki Hayashi Method of preparing oxide superconducting film
US5231074A (en) 1990-04-17 1993-07-27 Massachusetts Institute Of Technology Preparation of highly textured oxide superconducting films from mod precursor solutions
US5238752A (en) 1990-05-07 1993-08-24 General Electric Company Thermal barrier coating system with intermetallic overlay bond coat
US5256205A (en) 1990-05-09 1993-10-26 Jet Process Corporation Microwave plasma assisted supersonic gas jet deposition of thin film materials
US5356672A (en) 1990-05-09 1994-10-18 Jet Process Corporation Method for microwave plasma assisted supersonic gas jet deposition of thin films
US5284825A (en) 1990-05-14 1994-02-08 General Atomics Contaminant diffusion barrier for a ceramic oxide superconductor coating on a substrate
US5149681A (en) 1990-05-14 1992-09-22 General Atomics Melt texturing of long superconductor fibers
US5426092A (en) 1990-08-20 1995-06-20 Energy Conversion Devices, Inc. Continuous or semi-continuous laser ablation method for depositing fluorinated superconducting thin film having basal plane alignment of the unit cells deposited on non-lattice-matched substrates
US5140006A (en) 1990-09-21 1992-08-18 General Atomics Process for non-destructive heat treatment of spooled silver coated high temperature superconductor
US5114087A (en) 1990-09-21 1992-05-19 General Atomics Fiber combiner for aligning filaments in a planar filament array
US5123586A (en) 1990-09-21 1992-06-23 General Atomics Process for soldering superconducting fibers into a copper channel
US5073240A (en) 1990-09-21 1991-12-17 General Atomics Anhydrous electrophoretic silver coating technique
US5057489A (en) 1990-09-21 1991-10-15 General Atomics Multifilamentary superconducting cable with transposition
US5118663A (en) 1990-09-21 1992-06-02 General Atomics Fabrication of silver coated high temperature ceramic superconductor fiber with metal substrate
US5080296A (en) 1990-09-24 1992-01-14 General Atomics Low tension wire transfer system
US5200391A (en) 1990-09-24 1993-04-06 General Atomics Method and apparatus for fabricating a multifilamentary wire
EP0671764A2 (en) 1990-10-31 1995-09-13 Sumitomo Electric Industries, Ltd. A process for fabricating a superconducting circuit
US5204313A (en) 1990-12-07 1993-04-20 Eastman Kodak Company Process of forming a high temperature superconductor on a metal substrate surface
US5439877A (en) 1990-12-07 1995-08-08 E. I. Du Pont De Nemours And Company Process for depositing high temperature superconducting oxide thin films
JPH04245113A (ja) 1991-01-31 1992-09-01 Sumitomo Electric Ind Ltd 酸化物超電導材料の製造方法
US5356673A (en) 1991-03-18 1994-10-18 Jet Process Corporation Evaporation system and method for gas jet deposition of thin film materials
JPH04292820A (ja) 1991-03-20 1992-10-16 Sumitomo Electric Ind Ltd 酸化物超電導線材の製造方法
EP0506582B1 (en) 1991-03-28 1997-05-28 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Process for preparing layered thin films
US5149684A (en) 1991-04-09 1992-09-22 General Atomics Production of a superconductor powder having a narrow melting transition width using a controlled oxygen atmosphere
US5225031A (en) 1991-04-10 1993-07-06 Martin Marietta Energy Systems, Inc. Process for depositing an oxide epitaxially onto a silicon substrate and structures prepared with the process
FR2675951B1 (fr) 1991-04-23 1997-08-29 Thomson Csf Structure de jonction josephson.
JP2529489B2 (ja) 1991-07-09 1996-08-28 三菱電機株式会社 銅−ニッケル基合金
US5198043A (en) 1991-07-22 1993-03-30 The State Of Oregon Acting By And Through The State Board Of Higher Education On Behalf Of The University Of Oregon Making amorphous and crystalline alloys by solid state interdiffusion
JP3042551B2 (ja) 1991-08-23 2000-05-15 三菱マテリアル株式会社 超電導線の製造方法
FR2683086B1 (fr) 1991-10-29 1997-01-03 Alsthom Cge Alcatel Procede de fabrication d'un conducteur souple supraconducteur a haute temperature critique.
US5270294A (en) 1991-12-27 1993-12-14 The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy Free-standing oxide superconducting articles
DE69304397T2 (de) 1992-04-29 1997-01-16 Walbar Inc Verbessertes Verfahren zur Diffusionsbeschichtung und Produkte
DE69324633T2 (de) 1992-07-30 1999-12-16 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Verfahren zur Herstellung eines einkristallinen Dünnfilmes
DE69219467T2 (de) 1992-09-11 1997-10-23 Ibm Verfahren zum Herstellen dünner Schichten durch Mehrlagen-Abscheidung
WO1994007270A1 (en) 1992-09-14 1994-03-31 Conductus, Inc. Improved barrier layers for oxide superconductor devices and circuits
US5650378A (en) 1992-10-02 1997-07-22 Fujikura Ltd. Method of making polycrystalline thin film and superconducting oxide body
US5290761A (en) 1992-10-19 1994-03-01 E. I. Du Pont De Nemours And Company Process for making oxide superconducting films by pulsed excimer laser ablation
US5273959A (en) 1992-11-04 1993-12-28 National Research Council Of Canada Alloy for HTSC composite conductors made of Au-Ag-Pd
US5340797A (en) 1993-01-29 1994-08-23 Illinois Superconductor Corporation Superconducting 123YBaCu-oxide produced at low temperatures
US5432151A (en) 1993-07-12 1995-07-11 Regents Of The University Of California Process for ion-assisted laser deposition of biaxially textured layer on substrate
US5693140A (en) 1993-07-30 1997-12-02 Lockheed Martin Energy Systems, Inc. Process for growing a film epitaxially upon a MgO surface
US5379019A (en) 1993-10-12 1995-01-03 General Electric Company Apparatus for embossing superconducting tape for use in a superconducting magnet
US5703341A (en) 1993-11-23 1997-12-30 Lockheed Martin Energy Systems, Inc. Method for adhesion of metal films to ceramics
US5427866A (en) 1994-03-28 1995-06-27 General Electric Company Platinum, rhodium, or palladium protective coatings in thermal barrier coating systems
US5470668A (en) 1994-03-31 1995-11-28 The Regents Of The University Of Calif. Metal oxide films on metal
US5660746A (en) 1994-10-24 1997-08-26 University Of South Florida Dual-laser process for film deposition
US5667663A (en) 1994-12-24 1997-09-16 Chromalloy United Kingdom Limited Method of applying a thermal barrier coating to a superalloy article and a thermal barrier coating
GB9426257D0 (en) 1994-12-24 1995-03-01 Rolls Royce Plc Thermal barrier coating for a superalloy article and method of application
US5571332A (en) 1995-02-10 1996-11-05 Jet Process Corporation Electron jet vapor deposition system
US5872081A (en) 1995-04-07 1999-02-16 General Atomics Compositions for melt processing high temperature superconductor
US5741377A (en) 1995-04-10 1998-04-21 Martin Marietta Energy Systems, Inc. Structures having enhanced biaxial texture and method of fabricating same
US5964966A (en) 1997-09-19 1999-10-12 Lockheed Martin Energy Research Corporation Method of forming biaxially textured alloy substrates and devices thereon
US6027564A (en) 1997-09-23 2000-02-22 American Superconductor Corporation Low vacuum vapor process for producing epitaxial layers
US6022832A (en) 1997-09-23 2000-02-08 American Superconductor Corporation Low vacuum vapor process for producing superconductor articles with epitaxial layers
WO1999017307A1 (en) * 1997-10-01 1999-04-08 American Superconductor Corporation Substrates with improved oxidation resistance
US6428635B1 (en) * 1997-10-01 2002-08-06 American Superconductor Corporation Substrates for superconductors

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006015149A (ja) * 2004-06-30 2006-01-19 Cordis Corp 移植可能な医療用具のための改善された磁気共鳴画像装置適合性合金
WO2007026979A1 (en) * 2005-08-30 2007-03-08 Ls Cable Ltd. Substrate for superconducting wire and fabrication method thereof and superconducting wire

Also Published As

Publication number Publication date
WO2000058044A9 (en) 2001-10-11
EP1181122A4 (en) 2003-01-08
WO2000058044A1 (en) 2000-10-05
AU764082B2 (en) 2003-08-07
AU4165900A (en) 2000-10-16
EP1181122A1 (en) 2002-02-27
US6458223B1 (en) 2002-10-01
CA2365740A1 (en) 2000-10-05

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP2002540294A (ja) 合金材料
AU740508B2 (en) Substrates with improved oxidation resistance
US6428635B1 (en) Substrates for superconductors
AU758847B2 (en) Alloy materials
EP1705721B1 (en) Method for manufacturing powder-metallurgy processed Nb3Sn superconducting wire and precursor to powder-metallurgy processed Nb3Sn superconducting wire
JP2002540294A5 (ja)
US20050163644A1 (en) Processing of magnesium-boride superconductor wires
WO2003005460A2 (en) Processing of magnesium-boride superconductor wires
US20080274371A1 (en) Composite substrates for high temperature superconductors having improved properties
EP0582565B1 (en) Superconductor and process of manufacture
RU2451766C1 (ru) Способ изготовления биаксиально текстурированной подложки из бинарного сплава на основе никеля для эпитаксиального нанесения на нее буферного и высокотемпературного сверхпроводящего слоев для ленточных сверхпроводников
JP4267358B2 (ja) 銀テープ及び超電導線材
Pickus et al. A15 multifilamentary superconductors by the infiltration process
Pickus et al. Materials & Molecular Research Division
Pickus Binary and ternary niobium-base superconductors by the infiltration process
Pickus BINARY AND TERNARY NIOBIUM-BASE SUPERCONDUCTORS BY THE INFILTRATION
JPH0378917A (ja) 化合物超電導線材の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A524 Written submission of copy of amendment under article 19 pct

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A524

Effective date: 20040513

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20040517