JP2571789B2 - 超電導材料及びその製造方法 - Google Patents
超電導材料及びその製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】 産業上の利用分野 本発明は、超電導材料およびその製造方法に関する。
より詳細には、本発明は、極めて高い温度で超電導現象
を示す新規な超電導材料並びにその製造方法に関する。
より詳細には、本発明は、極めて高い温度で超電導現象
を示す新規な超電導材料並びにその製造方法に関する。
従来の技術 超電導現象下で物質は完全な反磁性を示し、内部に有
限な定常電流が流れているにも関わらず電位差が現れな
くなる。
限な定常電流が流れているにも関わらず電位差が現れな
くなる。
この超電導現象の応用分野は、MHD発電、電力送電、
電力貯蔵等の電力分野、或いは、磁気浮上列車、電磁気
推進船舶等の動力分野、更に、磁場、高周波、放射線等
の超高感度センサとしてNMR、π中間子治療、高エネル
ギー物理実験装置などの計測の分野等、極めて広範な分
野に渡っており、更に、ジョセフソン素子に代表される
エレクトロニクスの分野でも、単に消費電力の低減のみ
ならず、動作の極めて高速な素子を実現し得る技術とし
て期待されている。
電力貯蔵等の電力分野、或いは、磁気浮上列車、電磁気
推進船舶等の動力分野、更に、磁場、高周波、放射線等
の超高感度センサとしてNMR、π中間子治療、高エネル
ギー物理実験装置などの計測の分野等、極めて広範な分
野に渡っており、更に、ジョセフソン素子に代表される
エレクトロニクスの分野でも、単に消費電力の低減のみ
ならず、動作の極めて高速な素子を実現し得る技術とし
て期待されている。
ところで、嘗て超電導は超低温下においてのみ観測さ
れる現象であった。即ち、従来の超電導材料として最も
高い超電導臨界温度Tcを有するといわれていたNb3Geに
おいても23.2Kという極めて低い温度が長期間に亘って
超電導臨界温度の限界とされていた。
れる現象であった。即ち、従来の超電導材料として最も
高い超電導臨界温度Tcを有するといわれていたNb3Geに
おいても23.2Kという極めて低い温度が長期間に亘って
超電導臨界温度の限界とされていた。
それ故、従来は、超電導現象を実現するために、沸点
が4.2Kの液体ヘリウムを用いて超電導材料をTc以下まで
冷却していた。しかしながら、液体ヘリウムの使用は、
液化設備を含めた冷却設備による技術的負担並びにコス
ト的負担が極めて大きく、超電導技術の実用化への妨げ
となっていた。
が4.2Kの液体ヘリウムを用いて超電導材料をTc以下まで
冷却していた。しかしながら、液体ヘリウムの使用は、
液化設備を含めた冷却設備による技術的負担並びにコス
ト的負担が極めて大きく、超電導技術の実用化への妨げ
となっていた。
ところが、近年に到って複合酸化物焼結体が高い臨界
温度で超電導体となり得ることが報告され、非低温超電
導体による超電導技術の実用化が俄かに促進されようと
している。既に報告されている例では、Ｙ−Ba−Cu系、
La−Ba−Cu系あるいはLa−Sr−Cu系等の３元素系複合酸
化物でペロブスカイト型に類似した結晶構造を有するも
のが、液体窒素温度以上で超電導現象を示すものとして
挙げられる。
温度で超電導体となり得ることが報告され、非低温超電
導体による超電導技術の実用化が俄かに促進されようと
している。既に報告されている例では、Ｙ−Ba−Cu系、
La−Ba−Cu系あるいはLa−Sr−Cu系等の３元素系複合酸
化物でペロブスカイト型に類似した結晶構造を有するも
のが、液体窒素温度以上で超電導現象を示すものとして
挙げられる。
発明が解決しようとする問題点 液体窒素は、入手が比較的容易で廉価なので、液体窒
素温度で動作する超電導材料の発見を以って超電導技術
の実用化が大きく進歩したことは事実である。しかしな
がら、これとても基本的な冷却設備の構成は変わらず、
専ら冷却媒体の低価格化による超電導技術の低コスト化
を実現し得たに過ぎない。
素温度で動作する超電導材料の発見を以って超電導技術
の実用化が大きく進歩したことは事実である。しかしな
がら、これとても基本的な冷却設備の構成は変わらず、
専ら冷却媒体の低価格化による超電導技術の低コスト化
を実現し得たに過ぎない。
また、超電導状態の安定性を考慮すると、冷却媒体の
温度よりも材料の臨界温度が十分に高いことが要求さ
れ、実用的には超電導材料の臨界温度をより向上する必
要がある。
温度よりも材料の臨界温度が十分に高いことが要求さ
れ、実用的には超電導材料の臨界温度をより向上する必
要がある。
そこで、本発明は、冷却設備による超電導技術利用の
制限を軽減し、安定に超電導現象を利用することのでき
る。更に高温で超電導特性を示す新規な超電導材料並び
にその製造方法を提供することを目的としている。
制限を軽減し、安定に超電導現象を利用することのでき
る。更に高温で超電導特性を示す新規な超電導材料並び
にその製造方法を提供することを目的としている。
問題点を解決するための手段 即ち、本発明に従うと、下記一般式：（Sr,γ）ｘ（L
a,δ）1-xεyCu1-yO3-z〔但し、元素γはCa、元素δはS
c、Ce、Nd、Sm、Gd、Tb、Dy、ErまたはYbを、元素εはB
iをそれぞれ表し、ｘ、ｙおよびｚは、それぞれ０＜ｘ
＜１、０＜ｙ＜１、０≦ｚ＜１を満たす数であり、上記
（Sr,γ）および（La,δ）は、それぞれの元素が特定の
結晶サイトを所定の割合で占有することを意味する〕で
示す組成を有することを特徴とする酸化物超電導材料が
提供される。
a,δ）1-xεyCu1-yO3-z〔但し、元素γはCa、元素δはS
c、Ce、Nd、Sm、Gd、Tb、Dy、ErまたはYbを、元素εはB
iをそれぞれ表し、ｘ、ｙおよびｚは、それぞれ０＜ｘ
＜１、０＜ｙ＜１、０≦ｚ＜１を満たす数であり、上記
（Sr,γ）および（La,δ）は、それぞれの元素が特定の
結晶サイトを所定の割合で占有することを意味する〕で
示す組成を有することを特徴とする酸化物超電導材料が
提供される。
更に、上記酸化物超電導材料を製造する方法として、
本発明により、Sr、La、Cuおよび元素γ、δ、ε〔但
し、元素γはCaを、元素δはSc、Ce、Nd、Sm、Gd、Tb、
Dy、ErまたはYbを、元素εはBiをそれぞれ意味する〕の
各化合物粉末を混合して、上記元素の原子比が、焼結後
に下記の組成式：（Sr,γ）ｘ（La,δ）1-xεyCu1-yO
3-z〔但し、元素γ、δ、εは上記定義の通りであり、
ｘ、ｙおよびｚは、それぞれ０＜ｘ＜１、０＜ｙ＜１、
０≦ｚ＜１を満たす数であり、上記（Sr,γ）および（L
a,δ）は、それぞれの元素が特定の結晶サイトを所定の
割合で占有することを意味する〕で示す組成の複合酸化
物における上記元素Sr、La、Cuおよび元素γ、δ、εの
原子比となるように調整した混合粉末、または、該混合
粉末を焼成して形成された焼成体を粉砕して得られた焼
成体粉末の何れかを原料とし、該原料粉末を成形して成
形体とし、該成形体を焼結処理することを特徴とする酸
化物超電導材料の製造方法が提供される。
本発明により、Sr、La、Cuおよび元素γ、δ、ε〔但
し、元素γはCaを、元素δはSc、Ce、Nd、Sm、Gd、Tb、
Dy、ErまたはYbを、元素εはBiをそれぞれ意味する〕の
各化合物粉末を混合して、上記元素の原子比が、焼結後
に下記の組成式：（Sr,γ）ｘ（La,δ）1-xεyCu1-yO
3-z〔但し、元素γ、δ、εは上記定義の通りであり、
ｘ、ｙおよびｚは、それぞれ０＜ｘ＜１、０＜ｙ＜１、
０≦ｚ＜１を満たす数であり、上記（Sr,γ）および（L
a,δ）は、それぞれの元素が特定の結晶サイトを所定の
割合で占有することを意味する〕で示す組成の複合酸化
物における上記元素Sr、La、Cuおよび元素γ、δ、εの
原子比となるように調整した混合粉末、または、該混合
粉末を焼成して形成された焼成体を粉砕して得られた焼
成体粉末の何れかを原料とし、該原料粉末を成形して成
形体とし、該成形体を焼結処理することを特徴とする酸
化物超電導材料の製造方法が提供される。
また、本発明により、下記一般式：（Sr,γ）ｘ（La,
δ）1-xεyCu1-yO3-z〔但し、元素γはCa、元素δはS
c、Ce、Nd、Sm、Gd、Tb、Dy、ErまたはYbを、元素εはB
iをそれぞれ表し、ｘ、ｙおよびｚは、それぞれ０＜ｘ
＜１、０＜ｙ＜１、０≦ｚ＜１を満たす数であり、上記
（Sr,γ）および（La,δ）は、それぞれの元素が特定の
結晶サイトを所定の割合で占有することを意味する〕で
示す組成を有することを特徴とする酸化物超電導薄膜が
提供される。
δ）1-xεyCu1-yO3-z〔但し、元素γはCa、元素δはS
c、Ce、Nd、Sm、Gd、Tb、Dy、ErまたはYbを、元素εはB
iをそれぞれ表し、ｘ、ｙおよびｚは、それぞれ０＜ｘ
＜１、０＜ｙ＜１、０≦ｚ＜１を満たす数であり、上記
（Sr,γ）および（La,δ）は、それぞれの元素が特定の
結晶サイトを所定の割合で占有することを意味する〕で
示す組成を有することを特徴とする酸化物超電導薄膜が
提供される。
作用 ペロブスカイト型に類似した結晶構造を有するものと
考えられる複合酸化物からなる超電導体において、従来
の超電導材料が４元素系の複合酸化物として形成されて
いたのに対し、本発明においては特定の７種以上の多元
素系複合酸化物としていることをその主要な特徴として
いる。
考えられる複合酸化物からなる超電導体において、従来
の超電導材料が４元素系の複合酸化物として形成されて
いたのに対し、本発明においては特定の７種以上の多元
素系複合酸化物としていることをその主要な特徴として
いる。
即ち、本発明による複合酸化物超電導材料では、同じ
族に属する各２種の元素がこの材料の結晶構造を構成す
る所定のサイトを所定の割合で専有して、特性に好まし
く寄与するものと思われる。
族に属する各２種の元素がこの材料の結晶構造を構成す
る所定のサイトを所定の割合で専有して、特性に好まし
く寄与するものと思われる。
尚、本発明者等の研究によれば、超電導材料として高
い特性を発揮する焼結体を製造するには以下のような点
についての厳重な管理が必要である。
い特性を発揮する焼結体を製造するには以下のような点
についての厳重な管理が必要である。
原料粉末の粒径 焼成温度 焼成処理並びに粉砕後の焼成体粉末の粒径 焼結温度 即ち、焼成処理前の原料粉末の平均粒径が、10μｍを
越えると、焼結後の粉砕工程を経た後も、結晶粒径の十
分な微細化ができない。従って、結晶粒径の微細化を図
るためには原料粉末の粒径が10μｍ以下であることが好
ましい。
越えると、焼結後の粉砕工程を経た後も、結晶粒径の十
分な微細化ができない。従って、結晶粒径の微細化を図
るためには原料粉末の粒径が10μｍ以下であることが好
ましい。
また、焼成処理後の粉砕工程による焼成体の細粒化は
焼結後の結晶粒径に直接的な影響があり、粉砕工程によ
って焼成体の粒径を５μｍ以下とすることによって、結
晶粒径の微細化と結晶粒界面積の拡大を図ることができ
る。これらの処理によって、超電導材料が発揮し得る最
も良好な超電導特性が実現される。特に、上述の処理に
よって、超電導臨界温度が上昇する。尚、焼成体を１μ
ｍ未満に粉砕することは、極めて長時間の処理を要する
ので工業的に好ましくないだけではなく、不純物の混入
等の可能性が増すので、焼成体の粒径は１〜５μｍ程度
が好ましい。
焼結後の結晶粒径に直接的な影響があり、粉砕工程によ
って焼成体の粒径を５μｍ以下とすることによって、結
晶粒径の微細化と結晶粒界面積の拡大を図ることができ
る。これらの処理によって、超電導材料が発揮し得る最
も良好な超電導特性が実現される。特に、上述の処理に
よって、超電導臨界温度が上昇する。尚、焼成体を１μ
ｍ未満に粉砕することは、極めて長時間の処理を要する
ので工業的に好ましくないだけではなく、不純物の混入
等の可能性が増すので、焼成体の粒径は１〜５μｍ程度
が好ましい。
また、これら一連の〔焼成→粉砕→成形〕工程を複数
回繰り返すことによって、原料粉末あるいは焼成体を均
質化し、結晶粒径を微細化することも好ましい。
回繰り返すことによって、原料粉末あるいは焼成体を均
質化し、結晶粒径を微細化することも好ましい。
焼結温度は、超電導材料を製造する際の重要な制御因
子であり、焼結中に材料に溶融が生ずることなく固相反
応のみで焼結が進行すること、並びに、焼結して形成さ
れた複合酸化物の結晶成長が過大とならないように制御
する必要がある。従って、焼結温度は焼成体粉末の融点
を越えない温度で行う必要がある。但し、焼結温度が低
すぎると十分な焼結反応が得られないので、少なくとも
700℃以上に加熱する必要がある。また、焼結時間は、
一般的に長い程好ましい組成が得られるが、実際的には
１時間乃至50時間程度が好ましい。
子であり、焼結中に材料に溶融が生ずることなく固相反
応のみで焼結が進行すること、並びに、焼結して形成さ
れた複合酸化物の結晶成長が過大とならないように制御
する必要がある。従って、焼結温度は焼成体粉末の融点
を越えない温度で行う必要がある。但し、焼結温度が低
すぎると十分な焼結反応が得られないので、少なくとも
700℃以上に加熱する必要がある。また、焼結時間は、
一般的に長い程好ましい組成が得られるが、実際的には
１時間乃至50時間程度が好ましい。
更に、上述の焼結処理の制御と同様の理由で焼成処理
の管理も厳重に管理さるべきものである。即ち、焼成温
度が700℃に達しない場合は焼成反応が十分に進行せ
ず、所望の組成物が得られない。一方、加熱温度が原料
粉末の融点を越えることが好ましくないことは前述の通
りである。
の管理も厳重に管理さるべきものである。即ち、焼成温
度が700℃に達しない場合は焼成反応が十分に進行せ
ず、所望の組成物が得られない。一方、加熱温度が原料
粉末の融点を越えることが好ましくないことは前述の通
りである。
また更に、本発明者等の知見によれば、複合酸化物超
電導材料は、特に焼結体の表面近傍において優れた特性
を発揮する。これは、雰囲気による組成、特に酸素含有
量の制御が有効に作用するのが焼結体の表面近傍である
ためである思われる。従って、具体的には焼結体の寸法
を中心から表面までの距離が0.5mm以下となるように成
形することが好ましい。尚、ドクターブレード法あるい
は押し出し法等によって焼成体を成形する場合は、原子
量粉末に混合したバインダを除去することによって寸法
が収縮するので、上記寸法は0.6mm程度となる。
電導材料は、特に焼結体の表面近傍において優れた特性
を発揮する。これは、雰囲気による組成、特に酸素含有
量の制御が有効に作用するのが焼結体の表面近傍である
ためである思われる。従って、具体的には焼結体の寸法
を中心から表面までの距離が0.5mm以下となるように成
形することが好ましい。尚、ドクターブレード法あるい
は押し出し法等によって焼成体を成形する場合は、原子
量粉末に混合したバインダを除去することによって寸法
が収縮するので、上記寸法は0.6mm程度となる。
また、上述のような多元素系複合酸化物超電導材料
は、物理蒸着によって基板上に薄膜として成長させるこ
ともできる。この場合、蒸発源としては、Sr、La並びに
元素γ、δ、ε（元素γ、δ、εは前記定義の元素）そ
のもの、またはこれらの元素の各化合物の粉末の混合物
はもとより、これらを混合して焼成することによって得
られる焼成体またはその粉末、あるいは、この焼成体粉
末または前記各化合物粉末を焼結して得られる焼結体ま
たはその粉末を用いることができる。物理蒸着は、スパ
ッタリング法、電子ビーム法、イオンプレーティング法
等を具体的な例として挙げることができる。
は、物理蒸着によって基板上に薄膜として成長させるこ
ともできる。この場合、蒸発源としては、Sr、La並びに
元素γ、δ、ε（元素γ、δ、εは前記定義の元素）そ
のもの、またはこれらの元素の各化合物の粉末の混合物
はもとより、これらを混合して焼成することによって得
られる焼成体またはその粉末、あるいは、この焼成体粉
末または前記各化合物粉末を焼結して得られる焼結体ま
たはその粉末を用いることができる。物理蒸着は、スパ
ッタリング法、電子ビーム法、イオンプレーティング法
等を具体的な例として挙げることができる。
尚、成膜する複合酸化物の組成比が適切な組成比を有
するように、各元素の蒸着効率に応じて蒸発源の各元素
の組成比および／または酸素分圧を調整しておくことが
好ましい。また、成膜に際して用いる基板は、形成する
複合酸化物と結晶構造の類似したものを用いることが有
利であり、具体的には、サファイヤ、チタン酸ストロン
チウムまたは酸化マグネシウム等が挙げられる。
するように、各元素の蒸着効率に応じて蒸発源の各元素
の組成比および／または酸素分圧を調整しておくことが
好ましい。また、成膜に際して用いる基板は、形成する
複合酸化物と結晶構造の類似したものを用いることが有
利であり、具体的には、サファイヤ、チタン酸ストロン
チウムまたは酸化マグネシウム等が挙げられる。
さらに本発明の好ましい態様に従うと、これら複合酸
化物超電導材料は、焼結後あるいは成膜後に熱処理を行
うことが好ましい。この熱処理により組織が均質化さ
れ、臨界温度が向上するだけではなく電気抵抗が完全に
零となる相転移終了温度は顕著に臨界温度に接近する。
化物超電導材料は、焼結後あるいは成膜後に熱処理を行
うことが好ましい。この熱処理により組織が均質化さ
れ、臨界温度が向上するだけではなく電気抵抗が完全に
零となる相転移終了温度は顕著に臨界温度に接近する。
また、この熱処理は、酸素含有雰囲気下で500〜900℃
の範囲の温度で実施することが好ましい。即ち、この熱
処理によって焼結体の結晶構造が安定化すると共に、超
電導現象に有効な酸素欠損を有するペロブスカイト構造
が形成される。この酸素欠損により生ずるキャリヤによ
って電子のクーパー対ができる確率が高くなり、抵抗が
完全に零となる下部臨界温度が上昇すると共に、その特
性が長期間に亘って安定するようになる。
の範囲の温度で実施することが好ましい。即ち、この熱
処理によって焼結体の結晶構造が安定化すると共に、超
電導現象に有効な酸素欠損を有するペロブスカイト構造
が形成される。この酸素欠損により生ずるキャリヤによ
って電子のクーパー対ができる確率が高くなり、抵抗が
完全に零となる下部臨界温度が上昇すると共に、その特
性が長期間に亘って安定するようになる。
尚、加熱温度が500℃未満の場合は、好ましい反応が
起こらず、焼結体あるいは薄膜が目的とする結晶構造を
形成しないか、処理が長時間に亘る。一方、900℃を超
える処理温度では超電導効果を有するペロブスカイト型
の結晶構造が消滅して超電導現象が得られなくなる。
起こらず、焼結体あるいは薄膜が目的とする結晶構造を
形成しないか、処理が長時間に亘る。一方、900℃を超
える処理温度では超電導効果を有するペロブスカイト型
の結晶構造が消滅して超電導現象が得られなくなる。
尚、本発明の方法により得られた言わば擬似ペロブス
カイト型構造の複合酸化物は、組成的には （Sr,γ）ｘ（La,δ）1-xεyCu1-yO3-z 〔但し、元素γはCa、元素δはSc、Ce、Nd、Sm、Gd、T
b、Dy、ErまたはYbを、元素εはBiをそれぞれ表し、
ｘ、ｙおよびｚは、それぞれ０＜ｘ＜１、０＜ｙ＜１、
０≦ｚ＜１を満たす数であり、上記（Sr,γ）および（L
a,δ）は、それぞれの元素が特定の結晶サイトを所定の
割合で占有することを意味する〕 で示され、特にｘ＝0.3〜0.4付近で好ましい特性が得ら
れる傾向が認められてい。
カイト型構造の複合酸化物は、組成的には （Sr,γ）ｘ（La,δ）1-xεyCu1-yO3-z 〔但し、元素γはCa、元素δはSc、Ce、Nd、Sm、Gd、T
b、Dy、ErまたはYbを、元素εはBiをそれぞれ表し、
ｘ、ｙおよびｚは、それぞれ０＜ｘ＜１、０＜ｙ＜１、
０≦ｚ＜１を満たす数であり、上記（Sr,γ）および（L
a,δ）は、それぞれの元素が特定の結晶サイトを所定の
割合で占有することを意味する〕 で示され、特にｘ＝0.3〜0.4付近で好ましい特性が得ら
れる傾向が認められてい。
また、特にSrに対するγの比率は、１〜90原子％の範
囲を取り得るが、好ましくは１〜50原子％の範囲で特性
が向上する。更に、この比率が１〜10原子％の範囲にあ
るとき、更に好ましい特性が得られた。これは、同様に
Laに対するδの比率についても、１〜90原子％であり得
るが、特に１〜50原子％の範囲が好ましく、１〜10原子
％の範囲で更に好ましい結果が得られた。
囲を取り得るが、好ましくは１〜50原子％の範囲で特性
が向上する。更に、この比率が１〜10原子％の範囲にあ
るとき、更に好ましい特性が得られた。これは、同様に
Laに対するδの比率についても、１〜90原子％であり得
るが、特に１〜50原子％の範囲が好ましく、１〜10原子
％の範囲で更に好ましい結果が得られた。
以下に本発明を実施例により具体例に説明するが、以
下の開示は本発明の技術的範囲を何等制限するものでは
ない。
下の開示は本発明の技術的範囲を何等制限するものでは
ない。
実施例 市販の酸化銅粉末と、各元素の炭酸塩粉末を用いて、
以下の式： （Sr,γ）ｘ（La,δ）1-xεyCu1-yO3-z 〔但し、ｘ、ｙはそれぞれ第１表に示す。また、Srに対
するγの比率ｍ並びにLaに対するδの比率ｎも併せて第
１表に記載する。〕 で示すような原子比を構成するように、原料粉末を調製
した。
以下の式： （Sr,γ）ｘ（La,δ）1-xεyCu1-yO3-z 〔但し、ｘ、ｙはそれぞれ第１表に示す。また、Srに対
するγの比率ｍ並びにLaに対するδの比率ｎも併せて第
１表に記載する。〕 で示すような原子比を構成するように、原料粉末を調製
した。
各原料粉末は、それぞれボールミルによって粒径４μ
ｍ以下まで粉砕された後に、750℃で15時間焼成し、得
られたケーキ状の焼成体を改めて粉砕することによって
焼成体粉末とし、更に、同じ条件で焼成して粉砕する工
程を２回繰り返した。こうして得られた粒径４μｍ以下
の焼成体粉末を、それぞれゴムモールドに充填し、1.5t
on/cm2の圧力で静圧成形を行い４×10×30mmのバルク状
成形体を得た。これらの成形体を、950℃で８時間焼結
した。得られた試料は、超電導臨界温度を測定すること
によってそれぞれ評価した。
ｍ以下まで粉砕された後に、750℃で15時間焼成し、得
られたケーキ状の焼成体を改めて粉砕することによって
焼成体粉末とし、更に、同じ条件で焼成して粉砕する工
程を２回繰り返した。こうして得られた粒径４μｍ以下
の焼成体粉末を、それぞれゴムモールドに充填し、1.5t
on/cm2の圧力で静圧成形を行い４×10×30mmのバルク状
成形体を得た。これらの成形体を、950℃で８時間焼結
した。得られた試料は、超電導臨界温度を測定すること
によってそれぞれ評価した。
尚、上部臨界温度Tc並びに下部臨界温度Tciの測定
は、定法に従って試料の両端にAg導電ペーストにて電極
を付け、クライオスタット中での直流４端子法によって
行った。温度はキャリブレーション済みのAu（Fe）−Ag
熱電対を用いて監視した。
は、定法に従って試料の両端にAg導電ペーストにて電極
を付け、クライオスタット中での直流４端子法によって
行った。温度はキャリブレーション済みのAu（Fe）−Ag
熱電対を用いて監視した。
発明の効果 以上詳述の如く、本発明に従って製造された多元素系
複合酸化物超電導材料は、従来の超電導材料に比較して
顕著に高い臨界温度で超電導体となる。これは、この超
電導材料の組成を、各々同じ族に属する２種の元素を３
系列に亘って含むその特徴的な組成によるものである。
また、本発明の製造方法によって、結晶粒の微細化並び
に均一な組織が達成された結果、この物質が本来有する
優れた超電導特性を有効に発揮したものである。
複合酸化物超電導材料は、従来の超電導材料に比較して
顕著に高い臨界温度で超電導体となる。これは、この超
電導材料の組成を、各々同じ族に属する２種の元素を３
系列に亘って含むその特徴的な組成によるものである。
また、本発明の製造方法によって、結晶粒の微細化並び
に均一な組織が達成された結果、この物質が本来有する
優れた超電導特性を有効に発揮したものである。
このように、本発明に従えば、安定した高い臨界温度
を有する新規な超電導材料が得られるため、経済的な冷
却設備によって超電導現象を利用することができる。こ
れら本発明に従う超電導材料は、薄板材、細線材あるい
は小部品として、また、スパッタリング等により薄膜と
して形成することによって、ジョセフソン素子、SQUI
D、超電導磁石、各種センサ等広範な分野に適用でき
る。
を有する新規な超電導材料が得られるため、経済的な冷
却設備によって超電導現象を利用することができる。こ
れら本発明に従う超電導材料は、薄板材、細線材あるい
は小部品として、また、スパッタリング等により薄膜と
して形成することによって、ジョセフソン素子、SQUI
D、超電導磁石、各種センサ等広範な分野に適用でき
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｈ０１Ｂ 13/00 ５６５ Ｈ０１Ｂ 13/00 ５６５Ｄ Ｈ０１Ｌ 39/12 ＺＡＡ Ｈ０１Ｌ 39/12 ＺＡＡＣ (72)発明者 田中 三郎 兵庫県伊丹市昆陽北１丁目１番１号 住 友電気工業株式会社伊丹製作所内 (72)発明者 矢津 修示 兵庫県伊丹市昆陽北１丁目１番１号 住 友電気工業株式会社伊丹製作所内 (72)発明者 上代 哲司 兵庫県伊丹市昆陽北１丁目１番１号 住 友電気工業株式会社伊丹製作所内 (56)参考文献 特開 昭64−5966（ＪＰ，Ａ) “Ｊａｐａｎｅｓｅ Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉｃ ｓ”Ｖｏｌ．26Ｐ．Ｌ337−Ｌ338
Claims (10)
- 【請求項１】下記一般式； （Sr,γ）ｘ（La,δ）1-xεyCu1-yO3-z 〔但し、元素γはCa、元素δはSc、Ce、Nd、Sm、Gd、T
b、Dy、ErまたはYbを、元素εはBiをそれぞれ表し、
ｘ、ｙおよびｚは、それぞれ０＜ｘ＜１、０＜ｙ＜１、
０≦ｚ＜１を満たす数であり、上記（Sr,γ）および（L
a,δ）は、それぞれの元素が特定の結晶サイトを所定の
割合で占有することを意味する〕 で示す組成を有することを特徴とする酸化物超電導材
料。 - 【請求項２】特許請求の範囲第１項に記載された酸化物
超電導材料において、Srに対する元素γの原子比が１％
から50％までの範囲にあることを特徴とする酸化物超電
導材料。 - 【請求項３】特許請求の範囲第１項または第２項に記載
された酸化物超電導材料が、ペロブスカイト型または擬
似ペロブスカイト型の結晶構造を含むことを特徴とする
酸化物超電導材料。 - 【請求項４】特許請求の範囲第１項または第２項に記載
された酸化物超電導材料が、バルク状であることを特徴
とする酸化物超電導材料。 - 【請求項５】Sr、La、Cuおよび元素γ、δ、ε〔但し、
元素γはCaを、元素δはSc、Ce、Nd、Sm、Gd、Tb、Dy、
ErまたはYbを、元素εはBiをそれぞれ意味する〕の各化
合物粉末を混合して、上記元素の原子比が、焼結後に下
記の組成式； （Sr,γ）ｘ（La,δ）1-xεyCu1-yO3-z 〔但し、元素γ、δ、εは上記定義の通りであり、ｘ、
ｙおよびｚは、それぞれ０＜ｘ＜１、０＜ｙ＜１、０≦
ｚ＜１を満たす数であり、上記（Sr,γ）および（La,
δ）は、それぞれの元素が特定の結晶サイトを所定の割
合で占有することを意味する〕 で示す組成の複合酸化物における上記元素Sr、La、Cuお
よび元素γ、δ、εの原子比となるように調整した混合
粉末、または、該混合粉末を焼成して形成された焼成体
を粉砕して得られた焼成体粉末の何れかを原料とし、該
原料粉末を成形して成形体とし、該成形体を焼結処理す
ることを特徴とする酸化物超電導材料の製造方法。 - 【請求項６】特許請求の範囲第５項に記載された酸化物
超電導材料の製造方法において、Srに対する元素γの原
子比が１％から50％までの範囲にあることを特徴とする
酸化物超電導材料の製造方法。 - 【請求項７】特許請求の範囲第５項または第６項に記載
された方法において、前記原料粉末がペースト状のバイ
ンダを含むことを特徴とする酸化物超電導材料の製造方
法。 - 【請求項８】下記一般式； （Sr,γ）ｘ（La,δ）1-xεyCu1-yO3-z 〔但し、元素γはCa、元素δはSc、Ce、Nd、Sm、Gd、T
b、Dy、ErまたはYbを、元素εはBiをそれぞれ表し、
ｘ、ｙおよびｚは、それぞれ０＜ｘ＜１、０＜ｙ＜１、
０≦ｚ＜１を満たす数であり、上記（Sr,γ）および（L
a,δ）は、それぞれの元素が特定の結晶サイトを所定の
割合で占有することを意味する〕 で示す組成を有することを特徴とする酸化物超電導薄
膜。 - 【請求項９】特許請求の範囲第８項に記載された酸化物
超電導薄膜において、Srに対する元素γの原子比が１％
から50％までの範囲にあることを特徴とする酸化物超電
導薄膜。 - 【請求項１０】特許請求の範囲第９項または第10項に記
載された酸化物超電導薄膜が、ペロブスカイト型または
擬似ペロブスカイト型の結晶構造を含むことを特徴とす
る酸化物超電導薄膜。
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62185726A JP2571789B2 (ja) | 1987-07-26 | 1987-07-26 | 超電導材料及びその製造方法 |
| DE3853900T DE3853900T2 (de) | 1987-07-26 | 1988-07-26 | Supraleitendes Material und Verfahren zu seiner Herstellung. |
| EP88401944A EP0301958B1 (en) | 1987-07-26 | 1988-07-26 | Superconducting material and a method for preparing the same |
| US07/340,505 US5061681A (en) | 1987-07-26 | 1989-04-19 | Superconducting thin material and a method for preparing the same |
| US07/815,576 US5189011A (en) | 1987-07-26 | 1991-12-27 | Superconducting material and method for preparing the same (Sr, γ)x (La, δ)1-x εy Cu1-y O3-z |
| HK87396A HK87396A (en) | 1987-07-26 | 1996-05-16 | Superconducting material and a method for preparing the same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62185726A JP2571789B2 (ja) | 1987-07-26 | 1987-07-26 | 超電導材料及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6472953A JPS6472953A (en) | 1989-03-17 |
| JP2571789B2 true JP2571789B2 (ja) | 1997-01-16 |
Family
ID=16175780
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62185726A Expired - Fee Related JP2571789B2 (ja) | 1987-07-26 | 1987-07-26 | 超電導材料及びその製造方法 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5061681A (ja) |
| EP (1) | EP0301958B1 (ja) |
| JP (1) | JP2571789B2 (ja) |
| DE (1) | DE3853900T2 (ja) |
| HK (1) | HK87396A (ja) |
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|---|---|---|---|---|
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| US5106830A (en) * | 1988-01-15 | 1992-04-21 | University Of Arkansas | High temperature superconductor system having the formula Tl-Ba-Cu-O |
| US5073536A (en) * | 1988-02-12 | 1991-12-17 | The University Of Arkansas | High temperature superconductors comprising Tl--Ca--Ba--O, Tl--Sr--Ba--Cu--O--Sr--Cu--O |
| US5618776A (en) * | 1988-04-08 | 1997-04-08 | Tallon; Jeffrey L. | Yttrium or rare-earth substituted metal oxide materials |
| US5112800A (en) * | 1988-08-25 | 1992-05-12 | The University Of Arkansas | Preparation of superconducting Tl-Ba-Ca-Cu-O thin films by Tl2 O3 |
| US5215962A (en) * | 1990-02-26 | 1993-06-01 | The University Of Arkansas | 90 K Tl-Ba-Ce-Cu-O superconductor and processes for making same |
| US5096881A (en) * | 1990-03-15 | 1992-03-17 | The University Of Arkansas | Preparation of a superconducting Tl2 Ca2 Ba2 Cu3 O.sub.x2 O3 vapor |
| FI912656A (fi) * | 1990-06-25 | 1991-12-26 | Siemens Ag | Kylanordning foer en squid-maetanordning. |
| EP0468428A3 (en) * | 1990-07-25 | 1992-05-20 | Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. | Oxide superconductor material and manufacturing method thereof |
| CA2043894A1 (en) * | 1990-09-12 | 1992-03-13 | Zhengzhi Sheng | M-r-t1-sr-cu-o based superconductors above liquid nitrogen temperature and processes for making same |
Family Cites Families (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| AU1425588A (en) * | 1987-01-12 | 1988-07-27 | University Of Houston-University Park | Superconductivity in square-planar compound systems |
| EP0299081A1 (en) * | 1987-01-27 | 1989-01-18 | Japan as represented by Director-General, Agency of Industrial Science and Technology | Superconductors and method for manufacturing thereof |
| FR2612507B1 (fr) * | 1987-03-19 | 1989-05-05 | Comp Generale Electricite | Oxyde de cuivre a valence mixte supraconducteur et son procede de mise en oeuvre |
| FR2616012B1 (fr) * | 1987-05-25 | 1991-03-29 | Centre Nat Rech Scient | Procede d'optimisation des proprietes supraconductrices de composes du type ba2ycu307-d |
| JPS645966A (en) * | 1987-06-30 | 1989-01-10 | Meidensha Electric Mfg Co Ltd | Production of superconductor |
| DE3852440T2 (de) * | 1987-07-25 | 1995-07-27 | Sumitomo Electric Industries | Supraleitendes Mischoxidmaterial und Methode zu dessen Herstellung. |
| JPS6487663A (en) * | 1987-09-29 | 1989-03-31 | Mitsubishi Metal Corp | Superconducting resin material |
| US4880771A (en) * | 1988-02-12 | 1989-11-14 | American Telephone And Telegraph Company, At&T Bell Laboratories | Bismuth-lead-strontium-calcium-cuprate superconductors |
| US4880772A (en) * | 1988-06-09 | 1989-11-14 | Battelle Memorial Institute | Preparation of thin ceramic films via an aqueous solution route |
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- 1987-07-26 JP JP62185726A patent/JP2571789B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
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- 1988-07-26 EP EP88401944A patent/EP0301958B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1988-07-26 DE DE3853900T patent/DE3853900T2/de not_active Expired - Fee Related
-
1989
- 1989-04-19 US US07/340,505 patent/US5061681A/en not_active Expired - Lifetime
-
1996
- 1996-05-16 HK HK87396A patent/HK87396A/xx unknown
Non-Patent Citations (1)
| Title |
|---|
| "Ｊａｐａｎｅｓｅ Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉｃｓ"Ｖｏｌ．２６Ｐ．Ｌ３３７−Ｌ３３８ |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP0301958A3 (en) | 1990-08-16 |
| HK87396A (en) | 1996-05-24 |
| US5061681A (en) | 1991-10-29 |
| EP0301958B1 (en) | 1995-05-31 |
| JPS6472953A (en) | 1989-03-17 |
| DE3853900D1 (de) | 1995-07-06 |
| EP0301958A2 (en) | 1989-02-01 |
| DE3853900T2 (de) | 1995-11-30 |
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