JP7330152B2 - 酸化物超電導体及びその製造方法 - Google Patents

酸化物超電導体及びその製造方法 Download PDF

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Description

本発明の実施形態は、酸化物超電導体及びその製造方法に関する。
超電導とは、冷凍機を開発したオランダのＫａｍｅｒｒｉｎｇ Ｏｎｎｅｓにより、水銀を用いて発見された抵抗値が完全にゼロとなる現象である。その後、ＢＣＳ（Ｂａｒｄｅｅｎ Ｃｏｏｐｅｒ Ｓｃｈｒｉｅｆｆｅｒ）理論により上限の超電導転位温度（Ｔｃ）が３９Ｋとされたが、これは第１種超電導体のＴｃであり常圧では３９Ｋ前後の値であった。
１９８６年にＢｅｄｎｏｒｚ等が発見した銅系酸化物超電導体で３９Ｋを上回る結果が示され、液体窒素温度で使用可能な酸化物超電導体開発へとつながっている。その酸化物超電導体は、超電導と非超電導状態の混在する第２種超電導体である。今日では、液体窒素温度で使用可能な高温酸化物超電導体が５００ｍ以上の長さのロットで多数販売されるに至っている。超電導線材は、超電導送電ケーブル、核融合炉、磁気浮上式列車、加速器、及び磁気診断装置（ＭＲＩ）など、様々な大型機器への応用が期待されている。
これまでの超電導応用は直流での応用が主であり、超電導送電ケーブルや磁気浮上式列車や発動機などにおいて、超電導線材側の電流は変化させずに用いる応用が主であった。例えば、磁気浮上式列車であれば地上コイル側に通常の磁石を用い、強力な磁場を発生させる超電導磁石は車載であり、地上コイルの磁気を制御することにより磁気浮上式列車の運用が可能となる。数十トンの車体を時速６００ｋｍ程度で動かすことができるこの超電導技術応用は、超電導の特徴を部分的に生かしたものであった。
一方、近年、モーターの固定子と回転子の両方の磁石を超電導磁石として破格の力を生み出す応用が検討されるようになっている。超電導航空機はその１つであり、モーターの固定子と回転子の両方を超電導化し、磁気浮上式列車の応用とは比較にならない強い力を利用しようとしている。例えば、超電導航空機の場合、直径２ｍの推進装置を７千回転毎分で動作させ、作り出した気流で浮力を作り飛行機を運行する。超電導航空機の燃費は従来比で７０％となるという試算もあり、２０１９年に開催された欧州での国際学会では注目を集めた。
超電導航空機への応用の実現には、少なくとも片方の超電導コイルの磁場を変動させる必要がある。すなわち電流を反転させる交流で用いるか、反転させなくても電流値を変動させることにより変化した磁場を作り、その変化した引力により推進力を発生させるためである。電流値の変動により磁界を時間変化させると、インダクタンス成分の損失が出てくる。これまでの超電導応用では片側にだけ超電導コイルを用い、その電流値は一定であるためインダクタンス成分のエネルギーロスがほぼゼロであった。
なお、以下の記述では電流を反転せずに変化させ、インダクタンス成分が問題となる応用も交流応用と呼ぶことにする。この電流値を変動させて生じる損失は、超電導分野ではＡＣロスと称されることが多い。超電導の交流応用では、インダクタンス成分によるエネルギーロスを低減させる機構が必要となる。
ＡＣロスは、超電導線材を分割して細線化することで低減することが知られている。一般に膜厚がほぼ均一な超電導体の電流方向と平行な方向で超電導電流をｎ分割するとＡＣロスはおおよそ１／ｎになるとされている。例えば一般的に用いられる４ｍｍ幅線材を、８分割し１本が０．５ｍｍ幅となれば、ＡＣロスは１／８になる。しかし分割には電流が導通しない非超電導領域が必要である。例えば８分割された０．５ｍｍ幅のうち、例えば０．１ｍｍ幅で非超電導領域を形成すると、超電導電流は０．４ｍｍ幅にだけ流れることになり、電流値は初期値の８０％のとなる。
電流値が８０％でも、ＡＣロスが１／８となれば８倍の効果があるため、総合的には６．４倍の効果が見込まれる。そのため超電導を細線化してＡＣロスを低減しようという技術は、２０００年頃から盛んにおこなわれている。例えば、レーザースクライビング技術により超電導層をパターニングし細線化する製造技術がある。細線化によるＡＣロス低減は、超電導コイルの両側に超電導体を用いるハイパワー応用への必須技術でもある。
現在、高温Ｙ系線材として製造され、また大型装置で成功している代表例としてはＴＦＡ－ＭＯＤ法が挙げられる。各種リサーチ会社の調査でもセールストップを長期間維持し、安定した線材とその応用コイルで様々な実績がある。ただ、この手法には弱点があり、磁場特性を改善できる人工ピンを形成しにくい。そのため１～２Ｔ以下の磁場が小さい領域ではその安定性を武器に圧倒的なシェアと実績を誇るが、磁場中の応用では人工ピン形成が容易な真空物理蒸着法が線材試作という面ではリードしている。
その真空物理蒸着法に様々な手法があるが、代表的な手法はＭＯＣＶＤ法とＰＬＤ法であると思われる。ＭＯＣＶＤ法は長尺線材の作成でも、人工ピンの形成でもいち早く成功し、１０００ｍ長の線材初報告も２００７年であった。長尺実績で先頭を走ってきた手法である。ただし、安定製造が難しいようで、５００ｍ長線材成功率は低く価格は高いとのことである。
量産実績に関して、ＴＦＡ－ＭＯＤ法は５００ｍ長線材の量産に問題はない。２００９年から５００ｍロットの量産が実現している。２０１４年時に６０００ロット以上が出荷され、応用製品の安定動作が実績としてある。
先に記載したもう一つの真空物理蒸着法であるＰＬＤ法により、作られる超電導線材はＭＯＣＶＤ法よりも安定して製造できると考えられている。しかし、歩留まり９０％以上で５００ｍ線材を作れたとの報告はなく、真空物理蒸着法の課題である不均一性改善は、依然として主要な開発課題と思われる。
得られた線材のＡＣロスを低減して、ハイパワー応用するためには、先に述べた細線化技術が必要である。まずは各製法に利用可能な細線化技術を説明する。その技術はレーザーを用いて超電導体を部分的にアブレーション、つまり吹き飛ばして物質を無くす、レーザースクライビング技術であり、現在の主流である。このレーザースクライビング技術は、超電導体の製法を問わず、ＭＯＣＶＤ法、ＰＬＤ法、又はＴＦＡ－ＭＯＤ法で製造された超電導体に適用可能である。
このレーザースクライビング技術は、学会の発表件数などを見る限り、現時点で最も盛んに研究されているＡＣロス低減技術である。過去の経緯を含め、最もＡＣロス低減に関して長く研究された技術と考えられる。しかし、レーザースクライビング技術は、問題点が多い。
例えば、ＰＬＤ法で成膜されたＹＢＣＯ超電導体へのレーザースクライビング技術適用例では、形成される空隙の領域は幅２０μｍ程度で、その両側それぞれ４０μｍの超電導体が非超電導体となる領域が存在する。合計で１００μｍの非超電導領域が形成される。隣接する４０μｍ幅の非超電導体内で、酸素数変化によりペロブスカイト構造のまま非超電導化したのか、別の物質に分解して非超電導化したのかは不明である。
超電導体が、他の物質に変化すると熱膨張係数差による剥離などの問題が生じる。レーザースクライビング法では物質が完全になくなった幅２０μｍは、ＹＢＣＯそのものか、バラバラに分解された物質が散逸した領域である。高いエネルギーが加えられた２０μｍの空隙の近傍では、ＣｕＯやＹ２Ｏ３などの分解物が存在する可能性が高い。
幅４０μｍの非超電導領域にＣｕＯ、Ｙ２Ｏ３などの分解物質が存在した場合、ＹＢＣＯに対してＣｕＯ、Ｙ２Ｏ３などは熱膨張係数が異なる。このため、常温から超電導状態となる極低温への冷却や定期点検時の昇温で、熱膨張係数差のストレスで中間層であるＣｅＯ２と分解物質の剥がれが生じやすくなる。これが第１の問題点である。
無数にアブレーションされた近傍に存在するであろう分解物が、冷却の度に剥離の起点を形成する可能性がある。その分解物を完全にゼロにし、酸素数が変化したペロブスカイト構造だけで非超電導領域を形成することは天文学的に小さな確率と思われ、ほぼ実現不可能である。レーザースクライビング法ではこの剥離部分の形成と剥離部の延伸が常に問題になると思われる。
レーザースクライビング技術での超電導層のアブレーションに関して、超電導層の下に形成される数層からなる酸化物中間層への影響も懸念される。ＴＦＡ－ＭＯＤ法ではほとんどのケースで中間層最表面にＣｅＯ２層を使い、金属基板までＹＳＺ、Ｙ２Ｏ３と３層の中間層が並ぶ。
レーザースクライビング技術で周囲が短時間に加熱されると、その下の層との加熱に時間差が生じ熱膨張差で直下の３～５層の中間層や、下地層との結合部に剥がれが生じやすくなる。両隣の４０μｍの領域へも熱が伝わり、ＣｅＯ２中間層とＹＢＣＯ超電導とが剥離する可能性もある。１回の熱サイクルで剥離が広がれば、以降の熱サイクルでも剥離領域が広がりやすく、クエンチや寿命の短縮につながる。これが第２の問題点である。ＭＯＣＶＤ法やＰＬＤ法で用いられるＩＢＡＤ基板では、中間層は５層あり、下から２層はアモルファス層で、剥離する可能性が更に大きいと思われる。
第３の問題点は下地金属層の変質である。金属テープ上へのＣｅＯ２中間層成膜において、金属テープの変形抑制のため、８００℃以下での成膜が多く、Ｈａｓｔｅｌｌｏｙ－Ｃ上では６５０℃や７００℃の報告もある。Ｎｉ－Ｗから成るＲＡＢｉＴＳ配向基板は、上部を圧延や焼鈍を繰り返して配向層を形成するが、超電導酸化物をアブレーションできる１７００℃相当とも言われる加熱で、配向層が崩れるか熱膨張差などで応力が生じると、上部の酸化物層との剥離が問題となる。
ＴＦＡ－ＭＯＤ法の場合、中間層はＣｅＯ２／ＹＳＺ／Ｙ２Ｏ３であるが、短時間の過熱で、どの界面にも剥離が起きる可能性がある。ＭＯＣＶＤ法においての中間層は５層にも及ぶ。加えて下の２層はアモルファスで結合が弱く、剥離がさらに起きやすい懸念がある。レーザースクライビング技術では、中間層や下地金属の配向層にも問題が生じる可能性がある。
レーザースクライビングに関して形成された構造にも問題点がある。第４の問題点はレーザースクライビングでのアブレーション部周囲の上部に、デブリと呼ばれる物質が堆積することである。レーザースクライビングでの細線化によるＡＣロス低減技術において、その影響を最小限に食い止めるため、最小エネルギーでのアブレーションが望ましい。しかし、それはアブレーションされた物質が飛散するエネルギーを十分持たないことを意味し、一部が周囲の超電導層上部に堆積し、凹凸を拡大する。
ＰＬＤ法線材をレーザースクライビング技術で細線化する場合、デブリと呼ばれる物質の堆積が、超電導の平均膜厚と同レベルに到達する報告がされている。一方で、アブレーションでＹＢＣＯが消失した部分は超電導体の膜厚がゼロのためデブリの凸部が膜厚の１倍なら、合計凹凸差は膜厚の２倍にも達する。
この大きな段差を持つ超電導部分に銀や銅などの保護層を成膜し線材化するが、これをコイル化時は応力が大きくなり物理的に破損のしやすくなる。しかも第１～第３の問題点で既にアブレーションされた周辺部は応力弱いこともマイナスに働く。
なお、上記の凹凸に関して、デブリの凸部を第４の問題点、アブレーションの凹部を第５の問題点としてここでは議論することとする。しかし、レーザースクライビング技術は、ＡＣロス低減に関して最も研究が盛んな技術である。もしも他により優れた手法があれば、このような研究の広がりにはなっていないと思われる。そのため現在まで着手されたＡＣロス低減技術の中で最も優れた技術と考えられる。
レーザースクライビング技術で形成された細線化超電導体であるが、物理的に破壊されやすい弱点が存在する。例えば５００μｍ毎に１００μｍの非超電導領域を形成すると超電導体が幅４００μｍ程度で補強もない。物理的に壊れやすいのが第６の問題点である。
一方で、製造手法固有のＡＣロス低減技術もある。ＭＯＣＶＤ法やＰＬＤ法でマスクなどを用いて剥がして細線化された超電導体を形成するのは大変困難であるが、ＴＦＡ－ＭＯＤ法は化学溶液法の一つであり、インクジェットプリンターの技術で細い構造体が形成可能である。欧州を中心に学会でもその報告がされてきた。インクジェットプリンターで形成可能なドットを作り、それを必要か所にのみ成膜し、仮焼及び本焼して超電導体を形成する手法である。そのインクで堆積された部位間は空隙となり絶縁層となる。
このインクジェットプリンティング法であるが、こちらも良い結果報告がない。少なくとも、インクジェットプリンティング法で線材を形成してコイルを作り、ＡＣロスを低減できたという報告は２０１９年の欧州での国際学会時点で報告はない。原因の一つは並んだドット間の短絡と思われるが、本焼時のユニットセルの不均一な形成も問題の一つであると思われる。
ＴＦＡ－ＭＯＤ法は疑似液相ネットワークモデルを形成し、液相表面からのフッ化水素ガス散逸によりユニットセルが形成されることがわかっている。インクジェットプリンターなどでドットを形成すれば、ドットの横の部分はガスが抜けやすくユニットセルが大量に形成され、中央部はユニットセル形成が遅くなることを示す。このような状況では、超電導のユニットセルが横倒しとなって成長し、超電導電流を阻害するａ／ｂ軸配向粒子が多数形成し、所望の方向に通電しないため超電導特性は低下する。
仮に、インクジェットプリンターで空隙を含む良好な超電導体が形成されたとしても、超電導層に凹部が残り、第５の問題点は解消されない。またドットの幅を狭く作れば壊れやすく、第６の問題点が解消されない。加えて本焼時の加湿ガスに暴露されるＣｅＯ２中間層などへの影響も考えられる。
上記の通り比較技術であるレーザースクライビング技術では、６つの問題点が存在する。第１の問題点としては、レーザーアブレーション時の熱により、ＣｅＯ２などの中間層とその上部のＹＢＣＯ層が剥がれることである。アブレーション時の熱は１７００℃相当と推測する研究者もいるが、ＹＢＣＯ層がアブレーションでバラバラになり飛散するエネルギーをもらうため、１７００℃相当に到達しなくても大きな影響が出る。それを部分的に加熱して行うため、更に影響が出やすいと思われる。
第２の問題点は、スクライビングで空隙となった部位の周辺部に、ペロブスカイト構造でないものが形成されることによる。ＹＢＣＯの分解物は熱膨張係数がＹＢＣＯと異なり、超電導電流を発現する極低温への冷却と昇温を繰り返すと、熱膨張係数差により亀裂が成長し、クエンチ焼損につながる可能性が増す。
第３の問題点は、下地金属層への熱伝導による、中間層との剥がれ問題である。アブレーション時の高熱でＣｅＯ２中間層を含む多層からなる中間層に熱膨張係数差により応力が発生し、その伝搬で超電導体と中間層間に剥離が生じるがある。金属である下地層は熱を伝えやすく、熱を伝えにくい中間層との差も剥離の原因を助長すると考えられる。
第４の問題点としては、アブレーション部周辺での超電導層上のごみである、デブリの問題である。デブリの上に保護層を形成すると思われるが、保護層形成でも段差は残ったままとなり、コイル化時に割れやすくなる。しかもレーザースクライビング法ではアブレーション部周囲のデブリの堆積膜厚は、超電導層よりも大きい場合もあるとされている。
第５の問題点は、アブレーションされた部分と超電導層の段差である。加えてアブレーションにより中間層がむき出しとなり、その部分が中間層へと影響を及ぼし、クラック形成の原因となることがある。
第６の問題点は、レーザースクライビング法で形成された超電導線体の幅が約４００μｍ幅と狭く、コイル化時に破損しやすいという点である。これは幅を広くすると割れを防止できるが、広くするとＡＣロス低減の効果が無くなる。レーザースクライビング法で解決すべき、しかしその解決が困難な課題であった。
なお上記とは別に、成功例の報告はまだないが、ＴＦＡ－ＭＯＤ法とインクジェットプリンター技術を組み合わせた試みでも上記の第４と第６の問題点が存在する。
比較例の技術では、超電導層のパターン加工又は、超電導層の段差を伴うパターンに起因して超電導層の機械的強度が低下するという問題が生じている。したがって、機械的強度の高い超電導層パターンを実現できる技術が必要とされる。
特開平４－３５７８８９号公報 特許第４７７７７４９号公報 特許第６３７４３６５号公報 特許第６４７９２５１号公報 特許第６５５６７６９号公報
Ｔ． Ａｒａｋｉ ａｎｄ Ｉ． Ｈｉｒａｂａｙａｓｈｉ， Ｓｕｐｅｒｃｏｎｄ． Ｓｃｉ． Ｔｅｃｈｎｏｌ． １６ （２００３） Ｒ７１－Ｒ９４ Ｍ． Ｈａｙａｓｈｉ， ｅｔ． ａｌ． Ｓｕｐｅｒｃｏｎｄ． Ｓｃｉ． Ｔｅｃｈｎｏｌ． ３１ （２０１８） ０５５０１３ （７ｐｐ） Ｔ． Ａｒａｋｉ， ｅｔ． ａｌ． Ｓｕｐｅｒｃｏｎｄ． Ｓｃｉ． Ｔｅｃｈｎｏｌ． ３１ （２０１８） ０６５００８ （８ｐｐ）
本発明が解決しようとする課題は、機械的強度の高い酸化物超電導体及びその製造方法を提供することにある。
実施形態の酸化物超電導体は、イットリウム（Ｙ）、ランタン（Ｌａ）、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）、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）、及びルテチウム（Ｌｕ）からなる群から選ばれる少なくとも一つの第１の希土類元素、バリウム（Ｂａ）、並びに銅（Ｃｕ）を含み、連続したペロブスカイト構造を有し、１００ｎｍ×１００ｎｍ×１００ｎｍ以上のサイズである少なくとも一つの超電導領域と、前記少なくとも一つの超電導領域に接し、イットリウム（Ｙ）、ランタン（Ｌａ）、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）、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）、及びルテチウム（Ｌｕ）からなる群から選ばれる少なくとも一つの第２の希土類元素、プラセオジム（Ｐｒ）、バリウム（Ｂａ）、並びに銅（Ｃｕ）を含み、前記第２の希土類元素の原子数及びプラセオジム（Ｐｒ）の原子数の和に対するプラセオジム（Ｐｒ）の原子数の割合が２０％以上であり、前記少なくとも一つの超電導領域のペロブスカイト構造と連続する連続したペロブスカイト構造を有し、１００ｎｍ×１００ｎｍ×１００ｎｍ以上のサイズである非超電導領域と、を含む酸化物超電導層を、備える。
第１の実施形態の酸化物超電導体の模式断面図。 第１の実施形態の酸化物超電導体の模式上面図。 第１の実施形態の製造方法のコーティング溶液作製の一例を示すフローチャート。 第１の実施形態のコーティング溶液から超電導膜を成膜する方法の一例を示すフローチャート。 第１の実施形態のダイコート法によるゲル膜の形成の説明図。 第１の実施形態の代表的な仮焼プロファイルを示す図。 第１の実施形態の代表的な本焼プロファイルを示す図。 第１の実施形態の比較例の酸化物超電導体の模式断面図。 第１の実施形態の比較例の酸化物超電導体の模式上面図。 第１の実施形態の比較例の酸化物超電導体の拡大模式断面図。 第２の実施形態の酸化物超電導体の模式図。 第２の実施形態の比較例の酸化物超電導体の模式図。 実施例２の酸化物薄膜２Ｆ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ－１、及び２Ｆ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ－２のマップでの超電導特性測定結果。 実施例２の酸化物薄膜２Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－３、及び２Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－４の超電導特性測定結果。 実施例２の酸化物薄膜２Ｆ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－Ｃを、ＹＢＣＯを下側に、２２％Ｐｒ置換のＹＢＣＯを上側に設置した場合の超電導特性測定結果である。 実施例２のＹＢＣＯが形成されている２ＸＲＤ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－ＣＷのＸＲＤ結果。 実施例２の２２％Ｐｒ置換のＹＢＣＯと思われる２ＸＲＤ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－ＣＣのＸＲＤ結果。 実施例２のＰｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯの（００６）ピーク拡大図。 実施例２のＹＢＣＯに近いＰｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯの（００６）ピーク拡大図。 実施例２のＹＢＣＯの（００６）ピーク拡大図 実施例２の２０万倍で観察した断面ＴＥＭ像。 実施例２の２１７万倍で観察した断面ＴＥＭ像。 実施例２の５２万倍で観察した断面ＴＥＭ像。
本明細書中、連続したペロブスカイト構造を「単結晶」又は結晶学的に連続とみなす。また、単結晶上ｃ軸の方向の差が１．０度以下、金属基材上成膜であれば金属基板の配向層のデルタφを１．０度に加えた差以下の低傾角粒界を含む結晶も、連続したペロブスカイト構造を備えるとみなす。単結晶上ｃ軸の方向の差が１．０度以下、金属基材上成膜であれば金属基板の配向層のデルタφを１．０度に加えた差以下の低傾角粒界を含む結晶も、「単結晶」又は結晶学的に連続とみなす。
上記定義による「単結晶」においてはＴｃがほとんど低下せず、本来の値の０．３Ｋ以内の値が得られると考えられる。そのためＴｃ測定で、Ｔｃ値が理論値の０．３Ｋ以内の数値であれば、「単結晶」、あるいは結晶学的に連続とみなすことができる。
また本明細書中、上記「単結晶」でありながら液体窒素への冷却時に超電導電流が得られる超電導領域と、超電導電流が得られないペロブスカイト構造の非超電導領域が共存する構造を「超電導体」と称することがある。この構造体は部分的に非超電導領域が形成されていても、全体として超電導電流が通電できるために「超電導体」と称する。
本明細書中の酸化物超電導体を構成する部材の化学組成の定性分析及び定量分析は、例えば、二次イオン質量分析法（Ｓｅｃｏｎｄａｒｙ Ｉｏｎ Ｍａｓｓ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＳＩＭＳ）により行うことが可能である。また、酸化物超電導体を構成する部材の幅、部材の厚さ、部材間の距離等の測定、結晶構造の連続性の同定には、例えば、透過型電子顕微鏡（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＴＥＭ）を用いることが可能である。また、酸化物超電導体を構成する部材の構成物質の同定、結晶軸の配向性の同定には、例えば、Ｘ線回折分析（Ｘ－ｒａｙ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ：ＸＲＤ）を用いることが可能である。
以下、実施形態の酸化物超電導体について、図面を参照しつつ説明する。
（第１の実施形態）
第１の実施形態の酸化物超電導体は、イットリウム（Ｙ）、ランタン（Ｌａ）、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）、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）、及びルテチウム（Ｌｕ）からなる群から選ばれる少なくとも一つの第１の希土類元素、バリウム（Ｂａ）、並びに銅（Ｃｕ）を含み、連続したペロブスカイト構造を有し、１００ｎｍ×１００ｎｍ×１００ｎｍ以上のサイズである少なくとも一つの超電導領域と、少なくとも一つの超電導領域に接し、イットリウム（Ｙ）、ランタン（Ｌａ）、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）、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）、及びルテチウム（Ｌｕ）からなる群から選ばれる少なくとも一つの第２の希土類元素、プラセオジム（Ｐｒ）、バリウム（Ｂａ）、並びに銅（Ｃｕ）を含み、第２の希土類元素の原子数及びプラセオジム（Ｐｒ）の原子数の和に対するプラセオジム（Ｐｒ）の原子数の割合が２０％以上であり、少なくとも一つの超電導領域のペロブスカイト構造と連続する連続したペロブスカイト構造を有し、１００ｎｍ×１００ｎｍ×１００ｎｍ以上のサイズである非超電導領域と、を含む酸化物超電導層を、備える。
図１は、第１の実施形態の酸化物超電導体の模式断面図である。図２は、第１の実施形態の酸化物超電導体の模式上面図である。図２は、図１の金属層を除去した状態の上面図である。図１は、図２のＡＡ’断面である。
第１の実施形態の酸化物超電導体は、超電導線材１００である。
超電導線材１００は、図１に示すように、基板１０と、中間層２０と、酸化物超電導層３０と、金属層４０とを備える。基板１０は、酸化物超電導層３０の機械的強度を高める。中間層２０は、いわゆる配向中間層である。中間層２０は、酸化物超電導層３０を成膜する際に、酸化物超電導層３０を配向させ単結晶とするために設けられる。金属層４０は、いわゆる安定化層である。金属層４０は、酸化物超電導層３０を保護する。また、金属層４０は、超電導線材１００の実使用時に、超電導状態が部分的に不安定になった場合でも、電流を迂回させて安定化させる機能を備える。
基板１０は、例えば、ニッケルタングステン合金などの金属である。また、中間層２０は、例えば、基板１０側から酸化イットリウム（Ｙ２Ｏ３）、イットリア安定化ジルコニア（ＹＳＺ）、酸化セリウム（ＣｅＯ２）である。基板１０と中間層２０の層構成は、例えば、ニッケルタングステン合金／酸化イットリウム／イットリア安定化ジルコニア／酸化セリウムである。この場合、酸化セリウム上に酸化物超電導層３０が形成される。
基板１０は、例えば、酸化物超電導層３０と格子整合する単結晶層であっても構わない。単結晶層は、例えば、ランタンアルミネート（ＬａＡｌＯ３、以下、ＬＡＯとも表現する）である。基板１０にランタンアルミネートを適用する場合、中間層２０は省略することが可能である。
また、基板１０、中間層２０として、例えば、ＩＢＡＤ（Ｉｏｎ Ｂｅａｍ Ａｓｓｉｓｔｅｄ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）基板を用いることも可能である。ＩＢＡＤ基板の場合、基板１０が無配向層である。また、中間層２０は、例えば５層構造から成る。例えば、下の２層が無配向層、その上にＩＢＡＤ法によって製造された配向起源層、その上に金属酸化物の配向層が２層形成される。この場合、最上部の配向層が、酸化物超電導層３０と格子整合する。格子整合とは一般的に７％以内の格子ミスマッチを示す。超電導特性を改善するためにより小さい３％以下とすることが好ましい。
金属層４０は、例えば、銀（Ａｇ）や銅（Ｃｕ）が母材の金属である。金属層４０は、例えば、合金である。金属層４０は、例えば、金（Ａｕ）などの貴金属を少量含む。例えば、酸化物超電導層３０側から、銀（Ａｇ）を１μｍ、その上に銅（Ｃｕ）を２０μｍ成膜する。
酸化物超電導層３０は、基板１０と金属層４０との間に設けられる。酸化物超電導層３０は、中間層２０と金属層４０との間に設けられる。酸化物超電導層３０は、中間層２０の上に、中間層２０に接して設けられる。
酸化物超電導層３０は、複数の超電導領域３１と複数の非超電導領域３２を含む。超電導領域３１及び非超電導領域３２は、第１の方向に伸長する。
非超電導領域３２は、超電導領域３１と超電導領域３１との間に設けられる。非超電導領域３２は、両側に設けられた超電導領域３１の両方に接する。両側に設けられた超電導領域３１の一方が第１の超電導領域の一例である。また、他方が第２の超電導領域の一例である。
第１の方向に垂直で、非超電導領域３２から超電導領域３１に向かう方向が第２の方向である。第１の方向及び第２の方向に垂直な方向が第３の方向である。第１の方向及び第２の方向は、基板１０の表面に平行である。また、第３の方向は基板１０の表面に垂直である。
酸化物超電導層３０は、非超電導領域３２を間に挟んで複数の超電導領域３１に分割されている。図１、図２の場合、酸化物超電導層３０は、４つの超電導領域３１に分割されている。酸化物超電導層３０は、例えば、５つ以上の領域に分割されていても構わない。
超電導領域３１は、超電導特性を有する。非超電導領域３２は、超電導特性を有しない。非超電導領域３２は、超電導領域３１を電気的に分離する。非超電導領域３２は、超電導線材１００に電流を流す際に、絶縁体として機能する。
超電導領域３１は、１００ｎｍ×１００ｎｍ×１００ｎｍ以上のサイズである。非超電導領域３２は、１００ｎｍ×１００ｎｍ×１００ｎｍ以上のサイズである。
酸化物超電導層３０の第１の方向の長さ（図２中のＬ）は、例えば、１μｍ以上である。超電導領域３１の第１の方向の長さは、例えば、１μｍ以上である。非超電導領域３２の第１の方向の長さは、例えば、１μｍ以上である。
酸化物超電導層３０の第１の方向の長さＬは、例えば、１ｍ以上である。超電導領域３１の第１の方向の長さは、例えば、１ｍ以上である。非超電導領域３２の第１の方向の長さは、例えば、１ｍ以上である。
酸化物超電導層３０の第２の方向の幅（図２中のＷｘ）は、例えば、４ｍｍである。非超電導領域３２の第２の方向の幅（図２中のＷ２）は、例えば、超電導領域３１の第２の方向の幅（図２中のＷ１）よりも小さい。
超電導領域３１の第２の方向の幅Ｗ１は、例えば、１μｍ以上８０μｍ以下である。非超電導領域３２の第２の方向の幅Ｗ２は、例えば、１μｍ以上８０μｍ以下である。
超電導領域３１の第２の方向の幅Ｗ１は、例えば、１０μｍ以下である。非超電導領域３２の第２の方向の幅Ｗ２は、例えば、１０μｍ以下である。
酸化物超電導層３０は基板１０の上に設けられ、酸化物超電導層３０の基板１０と対向する領域の面積が、例えば、基板１０の表面積の９０％以上である。
酸化物超電導層３０は、例えば、中間層２０に接して設けられる。非超電導領域３２は、例えば、中間層２０に格子整合する。
酸化物超電導層３０の第３の方向の厚さは、例えば、０．１μｍ以上１０μｍ以下である。
酸化物超電導層３０は、希土類元素を含む酸化物である。酸化物超電導層３０は、例えば、連続したペロブスカイト構造を有する単結晶である。希土類元素を含む酸化物は、例えば、ＲＥＢａ２Ｃｕ３Ｏ７－ｙ（－０．２≦ｙ≦１）（以下、ＲＥＢＣＯ）の化学組成を有する。ＲＥが希土類サイトである。
超電導領域３１は、イットリウム（Ｙ）、ランタン（Ｌａ）、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）、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）、及びルテチウム（Ｌｕ）からなる群から選ばれる少なくとも一つの第１の希土類元素、バリウム（Ｂａ）、及び、銅（Ｃｕ）を含む。超電導領域３１において、上記少なくとも一つの第１の希土類元素の原子数及びプラセオジム（Ｐｒ）の原子数の和に対するプラセオジム（Ｐｒ）の原子数の割合は１５％以下である。例えば、上記少なくとも一つの第１の希土類元素がイットリウム（Ｙ）である場合、超電導領域３１に含まれるイットリウム（Ｙ）の原子数及びプラセオジム（Ｐｒ）の原子数の和に対するプラセオジム（Ｐｒ）の原子数の割合が１５％以下である。
超電導領域３１は、例えば、ＲＥＢａ２Ｃｕ３Ｏ７－ｙ（－０．２≦ｙ≦１）（以下、ＲＥＢＣＯ）の化学組成を有する酸化物を含む。
超電導領域３１は、連続したペロブスカイト構造を有する。超電導領域３１は、例えば、連続したペロブスカイト構造を有する単結晶である。
超電導領域３１は、例えば、プラセオジム（Ｐｒ）を含む。超電導領域３１において、上記少なくとも一つの希土類元素の原子数及びプラセオジム（Ｐｒ）の原子数の和に対するプラセオジム（Ｐｒ）の原子数の割合は、例えば、１％以上１５％以下である。
超電導領域３１は、例えば、クラスター化原子置換型人工ピン（ＣＡＲＰ）を含む。
非超電導領域３２は、イットリウム（Ｙ）、ランタン（Ｌａ）、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）、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）、及びルテチウム（Ｌｕ）からなる群から選ばれる少なくとも一つの第２の希土類元素、プラセオジム（Ｐｒ）、バリウム（Ｂａ）、及び、銅（Ｃｕ）を含む。非超電導領域３２において、上記少なくとも一つの第２の希土類元素の原子数及びプラセオジム（Ｐｒ）の原子数の和に対するプラセオジム（Ｐｒ）の原子数の割合が２０％以上である。例えば、上記少なくとも一つの第２の希土類元素がイットリウム（Ｙ）である場合、非超電導領域３２に含まれるイットリウム（Ｙ）の原子数及びプラセオジム（Ｐｒ）の原子数の和に対するプラセオジム（Ｐｒ）の原子数の割合が２０％以上である。
非超電導領域３２は、例えば、ＲＥＢａ２Ｃｕ３Ｏ７－ｙ（－０．２≦ｙ≦１）（以下、ＲＥＢＣＯ）の化学組成を有する酸化物を含む。
非超電導領域３２は、連続したペロブスカイト構造を有する。非超電導領域３２は、例えば、連続したペロブスカイト構造を有する単結晶である。
超電導領域３１及び非超電導領域３２に含まれるペロブスカイト構造は、ＲＥＢａ２Ｃｕ３Ｏ７－ｙ（－０．２≦ｙ≦１）で記載される。価数変化したＰｒサイトを含むユニットセルであるＰｒＢａ２Ｃｕ３Ｏ７－ｚ（－１≦ｚ≦１）（以下、ＰｒＢＣＯ）を超電導領域３１では最大１５％の量を含む。このため、平均酸素数は最大７．０７５となることがある。
また、非超電導領域３２で、ＰｒＢａ２Ｃｕ３Ｏ７－ｚ（－１≦ｚ≦１）（以下、ＰｒＢＣＯ）を２４％の量を含む場合、最大の平均酸素数は７．１２となり、更にプラセオジム（Ｐｒ）量が増大すれば、プラセオジム（Ｐｒ）量に比例して平均酸素数は大きくなる。
非超電導領域３２に、上記少なくとも一つの希土類元素の原子数及びプラセオジム（Ｐｒ）の原子数の和に対するプラセオジム（Ｐｒ）の原子数の割合は、例えば、５０％以下である。
超電導領域３１に含まれる第１の希土類元素と、非超電導領域３２に含まれる第２の希土類元素は、例えば、同一である。例えば、第１の希土類元素及び第２の希土類元素は、イットリウム（Ｙ）である。
超電導領域３１に含まれる第１の希土類元素と、非超電導領域３２に含まれる第２の希土類元素は、例えば、異なる。例えば、第１の希土類元素がイットリウム（Ｙ）、第２の希土類元素がジスプロシウム（Ｄｙ）である。
例えば、第１の希土類元素及び第２の希土類元素のいずれか又は両方が、２種以上の希土類元素である。また、例えば、第１の希土類元素及び第２の希土類元素のいずれか又は両方が、３種以上の希土類元素である。
非超電導領域３２のペロブスカイト構造は、隣接する超電導領域３１のペロブスカイト構造と連続している。非超電導領域３２と超電導領域３１との間は、結晶学的に連続している。酸化物超電導層３０は、例えば、連続したペロブスカイト構造を有する単結晶である。
非超電導領域３２と超電導領域３１の境界から、超電導領域３１側に１００μｍ以下の部分におけるａ／ｂ軸配向比率は、例えば、３０％未満である。ａ／ｂ軸配向比率は、超電導領域３１に含まれる結晶粒子の中で、ａ／ｂ軸配向粒子の占める割合である。ａ／ｂ軸配向粒子は、基板の表面に垂直な方向にａ／ｂ軸が配向する結晶粒子である。
酸化物超電導層３０は、例えば、２．０×１０１５ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上５．０×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以下のフッ素と、１．０×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上５．０×１０２０ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以下の炭素と、を含む。酸化物超電導層３０に含まれるフッ素及び炭素は、ＴＦＡ－ＭＯＤ法による酸化物超電導層３０の成膜に起因する残留元素である。
酸化物超電導層３０に含まれるフッ素の濃度は、例えば、２．０×１０１６ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上である。また、酸化物超電導層３０に含まれる炭素の濃度は、例えば、１．０×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上である。
超電導領域３１の臨界温度は、例えば、単体での臨界温度から０．３Ｋを減じた値以上である。
次に、第１の実施形態の酸化物超電導体の製造方法について説明する。第１の実施形態の酸化物超電導体の製造方法は、イットリウム（Ｙ）、ランタン（Ｌａ）、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）、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）、及びルテチウム（Ｌｕ）からなる群から選ばれる少なくとも一つの第１の希土類元素、バリウム（Ｂａ）、並びに銅（Ｃｕ）を含む第１のコーティング溶液を作製し、イットリウム（Ｙ）、ランタン（Ｌａ）、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）、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）、及びルテチウム（Ｌｕ）からなる群から選ばれる少なくとも一つの第２の希土類元素、プラセオジム（Ｐｒ）、バリウム（Ｂａ）、並びに銅（Ｃｕ）を含み、第２の希土類元素の原子数及びプラセオジム（Ｐｒ）の原子数の和に対するプラセオジム（Ｐｒ）の原子数の割合が２０％以上である第２のコーティング溶液を作製し、基板の上に、第１のコーティング溶液及び第２のコーティング溶液が接するように、第１のコーティング溶液及び第２のコーティング溶液を塗布してゲル膜を形成し、ゲル膜に４００℃以下の仮焼を行い、仮焼膜を形成し、仮焼膜に加湿雰囲気下で７２５℃以上８５０℃以下の本焼、及び、酸素アニールを行い、酸化物超電導層を形成する。以下、第１の希土類元素及び第２の希土類元素は同一である場合を例に説明する。特に、第１の希土類元素及び第２の希土類元素がイットリウム（Ｙ）である場合を例に説明する。
以下、第１の実施形態の超電導線材１００の製造方法の一例について説明する。第１の実施形態の超電導線材１００の製造方法の一例では、ゲル膜の形成にダイコート法を用いる。
第１の実施形態の超電導線材１００の製造方法は、基板１０上に中間層２０を形成し、中間層２０上に酸化物超電導層３０を形成し、酸化物超電導層３０上に金属層４０を形成する。酸化物超電導層３０はＴＦＡ－ＭＯＤ法により形成される。
図３は、第１の実施形態の製造方法のコーティング溶液作製の一例を示すフローチャートである。
最初に、第１のコーティング溶液の作製について説明する。
図３に示すように、イットリウム（Ｙ）、バリウム（Ｂａ）、銅（Ｃｕ）それぞれの金属酢酸塩を準備する（ａ１）。また、トリフルオロ酢酸を準備する（ａ２）。次に、準備した金属酢酸塩を水に溶解させ水溶液を作製する（ｂ）。得られた水溶液を、準備したトリフルオロ酢酸と混合する（ｃ）。得られた溶液を反応・精製し（ｄ）、不純物入りの第１のゲルを得る（ｅ）。その後、得られた第１のゲルをメタノールに溶解し（ｆ）、不純物入りの溶液を作成する（ｇ）。得られた溶液を反応・精製し不純物を取り除き（ｈ）、溶媒入りの第２のゲルを得る（ｉ）。さらに、得られた第２のゲルをメタノールに溶解し（ｊ）、コーティング溶液が準備される（ｋ）。図３に示す溶媒をゲル内に取り込ませて不純物を低減する手法はＳｏｌｖｅｎｔ－Ｉｎｔｏ－Ｇｅｌ（ＳＩＧ）法と呼ばれる。
イットリウム（Ｙ）、バリウム（Ｂａ）、及び銅（Ｃｕ）を含むコーティング溶液が、第１のコーティング溶液となる。以下、第１のコーティング溶液を、超電導領域形成用コーティング溶液と称する。
次に、第２のコーティング溶液の作製について説明する。
図３に示すように、プラセオジム（Ｐｒ）、イットリウム（Ｙ）、バリウム（Ｂａ）、銅（Ｃｕ）それぞれの金属酢酸塩を準備する（ａ１）。また、トリフルオロ酢酸を準備する（ａ２）。次に、準備した金属酢酸塩を水に溶解させ水溶液を作製する（ｂ）。得られた水溶液を、準備したトリフルオロ酢酸と混合する（ｃ）。得られた溶液を反応・精製し（ｄ）、不純物入りの第１のゲルを得る（ｅ）。その後、得られた第１のゲルをメタノールに溶解し（ｆ）、不純物入りの溶液を作成する（ｇ）。得られた溶液を反応・精製し不純物を取り除き（ｈ）、溶媒入りの第２のゲルを得る（ｉ）。さらに、得られた第２のゲルをメタノールに溶解し（ｊ）、コーティング溶液が準備される（ｋ）。
プラセオジム（Ｐｒ）、バリウム（Ｂａ）、及び銅（Ｃｕ）を含むコーティング溶液が、第２のコーティング溶液となる。第２のコーティング溶液において、イットリウム（Ｙ）及びプラセオジム（Ｐｒ）の原子数の和に対するプラセオジム（Ｐｒ）の原子数の割合が２０％以上となるように、プラセオジム（Ｐｒ）、イットリウム（Ｙ）、バリウム（Ｂａ）、銅（Ｃｕ）それぞれの金属酢酸塩の量を調整する。以下、第２のコーティング溶液を、非超電導領域形成用コーティング溶液と称する。
非超電導領域形成用コーティング溶液を作製する際、金属酢酸塩としては、例えば、ＲＥサイト（Ｙ，Ｐｒ）：Ｂａ：Ｃｕ＝１：２：３で金属塩を混合する。ＲＥサイト中のＰｒの量が、例えば、２０％以上５０％以下となるよう混合する。混合・反応以降はＳＩＧ（Ｓｔａｂｉｌｉｚｅｄ Ｓｏｖｅｎｔ－Ｉｎｔｏ－Ｇｅｌ）法による高純度溶液精製プロセスにより、コーティング溶液中の残留水及び酢酸量は２重量％以下に低減する。第１の実施形態のＳＩＧ法は、ＰｒＢＣＯの分解を防止するため部分安定化を図る溶液の高純度化法であり、ＰＳ－ＳＩＧ（Ｐａｒｔｉａｌｌｙ Ｓｔａｂｉｌｉｚｅｄ Ｓｏｌｖｅｎｔ－Ｉｎｔｏ－Ｇｅｌ）法である。
非超電導領域形成用コーティング溶液の作製に用いる酢酸プラセオジムの純度は、例えば、９９％以上である。
図４は、第１の実施形態のコーティング溶液から超電導膜を成膜する方法の一例を示すフローチャートである。
図４に示すように、まず、先に調製したコーティング溶液を準備する（ａ）。コーティング溶液を基板上に、例えば、ダイコート法により塗布することで成膜し（ｂ）、ゲル膜を得る（ｃ）。その後、得られたゲル膜に、一次熱処理である仮焼を行い、有機物を分解し（ｄ）、仮焼膜を得る（ｅ）。さらに、この仮焼膜に二次熱処理である本焼を行い（ｆ）、その後、例えば、純酸素アニールを行い（ｇ）、超電導膜（ｈ）を得る。
図５は、第１の実施形態のダイコート法によるゲル膜の形成の説明図である。図５（ａ）は基板１０の上方向から見た図、図５（ｂ）は基板１０の横方向から見た図である。
図５に示すように、溶液容器３３から、超電導領域形成用コーティング溶液３５ａと、非超電導領域形成用コーティング溶液３５ｂを基板１０に同時に塗布する。図５（ａ）に示すように、基板１０の上に、超電導領域形成用コーティング溶液３５ａの間に非超電導領域形成用コーティング溶液３５ｂが挟まれ、かつ、超電導領域形成用コーティング溶液３５ａと非超電導領域形成用コーティング溶液３５ｂが接するように、超電導領域形成用コーティング溶液３５ａ及び非超電導領域形成用コーティング溶液３５ｂを塗布する。
基板１０は、溶液容器３３に対して第１の方向に移動する。基板１０の上に塗布された超電導領域形成用コーティング溶液３５ａ及び非超電導領域形成用コーティング溶液３５ｂは、第１の方向に伸長する。
基板１０の上に塗布された、第２の方向に隣り合う超電導領域形成用コーティング溶液３５ａの間隔は、例えば、８０μｍ以下である。言い換えれば、基板１０の上に塗布された非超電導領域形成用コーティング溶液３５ｂの第２の方向の幅は、例えば、８０μｍ以下である。
基板１０の上に塗布された超電導領域形成用コーティング溶液３５ａ及び非超電導領域形成用コーティング溶液３５ｂは、乾燥してゲル膜となる。基板１０の上への超電導領域形成用コーティング溶液３５ａ及び非超電導領域形成用コーティング溶液３５ｂの塗布からゲル膜の形成までに要する時間は、例えば、３秒以内である。
図６は、第１の実施形態の代表的な仮焼プロファイルを示す図である。常圧下での仮焼では主に２００℃以上２５０℃以下でトリフルオロ酢酸塩を分解する。その温度領域への突入防止のため２００℃付近では昇温速度を下げる。２５０℃までの徐昇温で、トリフルオロ酢酸塩から分解された物質はフッ素や酸素を含み、フッ素や酸素は水素結合により膜中に残留しやすい。その物質の除去のために４００℃までの昇温を行う。最終温度は３５０～４５０℃が一般的である。こうして酸化物やフッ化物から構成される、半透明茶色の仮焼膜が得られる。
図７は、第１の実施形態の代表的な本焼プロファイルを示す図である。１００℃のｔｂ１までは乾燥混合ガスであるが、そこから加湿を行う。加湿開始温度は１００℃以上４００℃以下でよい。疑似液層の形成開始が５５０℃近辺からと思われ、それ以下の温度で加湿し、膜内部に加湿ガスが行き渡り均一に疑似液層が形成されるようにする。
図７では、８００℃本焼の代表的な温度プロファイルを示しているが、ｔｂ３での温度のオーバーシュートが無いように７７５℃以上８００℃以下は緩やかな昇温プロファイルとなっている。これでも８００℃でのオーバーシュートは２～３℃残り得るが、特に問題にはならない。最高温度での酸素分圧はマトリックス相に依存する。ＹＢＣＯ超電導体焼成の場合は８００℃だと１０００ｐｐｍ、それから２５℃温度が低下する毎に最適酸素分圧は半分となる。つまり７７５℃では５００ｐｐｍであり、７５０℃では２５０ｐｐｍである。この本焼においてＹＢＣＯ系の場合はＹＢａ２Ｃｕ３Ｏ６が形成される。この時点では超電導体ではない。
例えば、本焼の最高温度を７５０℃とする場合がある。この場合は、例えば、図７と同じ昇温速度を最高温度より２５℃低い温度まで行い、昇温速度を下げて最高温度まで昇温を行う。
最高温度の本焼において、本焼が完了して温度を下げ始める前にｔｂ４で乾燥ガスを流す。加湿ガスは７００℃以下で超電導体を分解し酸化物となるため、ｔｂ６で酸素アニールを行い、超電導体の酸素数を６．００から６．９３とする。この酸素数で超電導体となる。ただしＰｒＢＣＯだけはペロブスカイト構造であるが超電導体ではない。またＰｒの価数が不明のため、ユニットセルの酸素数も不明であるが、酸素数は多いと思われる。Ｐｒの価数が３と４の間の値をとり、それに応じて酸素の数がユニットセルに増えるためである。酸素アニールの開始温度は３７５℃以上５２５℃以下である。その後の温度保持終了後にｔｂ８から炉冷とする。
酸化物超電導層３０を形成した後、酸化物超電導層３０の上に金属層４０を形成する。金属層４０は、例えば、スパッタ法により形成する。
以上の製造方法により、酸化物超電導層３０を含む第１の実施形態の超電導線材１００が製造される。
次に、第１の実施形態の酸化物超電導体及びその製造方法の作用及び効果について説明する。
図８は、第１の実施形態の比較例の酸化物超電導体の模式断面図である。図９は、第１の実施形態の比較例の酸化物超電導体の模式上面図である。図９は、図８の金属層を除去した状態の上面図である。図８は、図９のＢＢ’断面である。
比較例の酸化物超電導体は、超電導線材９００である。
超電導線材９００は、隣り合う超電導領域３１の間の領域３０ｘには、非超電導領域は設けられない点で、第１の実施形態の超電導線材１００と異なる。領域３０ｘでは、超電導領域３１が分断されており、金属層４０が入り込んでいる。
超電導線材９００は、酸化物超電導層３０をレーザースクライビング法で分断し、複数の超電導領域３１に分割している。超電導線材９００は、酸化物超電導層３０を複数の超電導領域３１に分割することで、ＡＣロスの低減を実現する。
図１０は、第１の実施形態の比較例の酸化物超電導体の拡大模式断面図である。図１０は、超電導線材９００の領域３０ｘの近傍の拡大図である。
超電導線材９００の第１の問題点は、アブレーション時の高熱により形成される分解酸化物層３６及び非超電導体である領域３７の形成である。分解酸化物層３６は、Ｙ２Ｏ３やＣｕＯ、ＢａＣｕＯ２などの分解物である。非超電導体である領域３７は、酸化物超電導層３０の酸素数が変化し、ＹＢＣＯでありながら酸素数が異なり非超電導体となった領域である。特に、分解酸化物層３６は超電導領域３１と熱膨張係数が異なるため、常温から超電導状態となる極低温への冷却や定期点検時の昇温で、熱膨張係数差のストレスで中間層２０との剥がれが生じやすくなる。
超電導線材９００の第２の問題点は、アブレーション時の高熱による中間層２０内での剥がれや、中間層２０と基板１０との剥がれである。短時間に加熱される際に、下の層との加熱に時間差が生じ熱膨張差で剥がれが生じやすくなる。
超電導線材９００の第３の問題点は、中間層２０に形成される変質した領域２０ｘである。例えば、変質した領域２０ｘと上部の酸化物熱膨張差により、酸化物超電導層３０と中間層２０の剥がれが生じやすくなる。
超電導線材９００の第４の問題点は、デブリ３８の形成である。デブリ３８によって形成される段差形状のため、例えば、超電導線材９００をコイルとして巻く際に、大きな応力がデブリ３８近傍にかかり、超電導線材９００が破損する。
超電導線材９００の第５の問題点は、領域３０ｘに形成された凹部である。領域３０ｘに形成された凹部によって形成される段差形状のため、例えば、超電導線材９００をコイルとして巻く際に、大きな応力が領域３０ｘの近傍にかかり、超電導線材９００が破損する。
超電導線材９００の第６の問題点は、酸化物超電導層３０の分割により細線となった超電導領域３１の脆弱性である。細線となった超電導領域３１は、物理的に壊れやすくなる。
レーザースクライビング法を用いて製造される超電導線材９００は、上記第１ないし第６の問題点が示すように、機械的強度が低下している。
第１の実施形態の超電導線材１００は、製造時に例えばダイコート法を用いる。レーザースクライビング法を用いないため、レーザースクライビング法に固有の問題である第１ないし第４の問題点は解消している。
さらに、第１の実施形態の超電導線材１００は、分割された超電導領域３１の間に、非超電導領域３２を備える。超電導領域３１のペロブスカイト構造と非超電導領域３２のペロブスカイト構造は、連続している。
超電導領域３１と結晶レベルで一体化した非超電導領域３２が存在することで、酸化物超電導層３０は、酸化物超電導層３０の分割前と結晶構造は変わらない状態となっている。したがって、超電導線材９００の第５の問題点及び第６の問題点も解消している。よって、第１の実施形態の超電導線材１００の機械的強度は、比較例の超電導線材９００に比べ高い。
第１の実施形態の超電導線材１００において、酸化物超電導層３０の機械的強度を高める観点から、非超電導領域３２は、２つの超電導領域３１の間に設けられることが好ましい。
第１の実施形態の超電導線材１００において、酸化物超電導層３０の機械的強度を高める観点から、酸化物超電導層３０の基板１０と対向する領域の面積が、基板１０の表面積の９０％以上であることが好ましい。
第１の実施形態の超電導線材１００において、酸化物超電導層３０の機械的強度を高める観点から、酸化物超電導層３０の非超電導領域３２は、中間層２０と格子整合していることが好ましい。
第１の実施形態の超電導線材１００において、超電導線材１００を線材として機能させる観点から、超電導領域３１及び非超電導領域３２の、第１の方向の長さは１μｍ以上であることが好ましく、１ｍ以上であることがより好ましい。
第１の実施形態の超電導線材１００において、ＡＣロスを低減させる観点から、非超電導領域３２の第２の方向の幅（図２中のＷ２）は、例えば、超電導領域３１の第２の方向の幅（図２中のＷ１）よりも小さいことが好ましい。
第１の実施形態の超電導線材１００において、ＡＣロスを低減させる観点から、非超電導領域３２の第２の方向の幅（図２中のＷ２）は、例えば、８０μｍ以下であることが好ましい。
酸化物超電導層３０は、２．０×１０１５ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上５．０×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以下のフッ素（Ｆ）と、１．０×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上５．０×１０２０ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以下の炭素（Ｃ）と、を含むことが好ましい。酸化物超電導層３０に含まれるフッ素や炭素は、１０Ｔを超す非常に強力な磁場下では、小さな効果ながらも人工ピンとして機能すると考えられる。したがって、フッ素や炭素が含まれることにより、超電導線材１００の磁場特性が向上する。
超電導領域３１は、プラセオジム（Ｐｒ）を含むことが好ましい。酸化物超電導層３０の中に、非超電導体であるＰｒＢＣＯが分散され、人工ピンとして機能する。したがって、超電導線材１００の磁場特性が向上する。
超電導領域３１が良好な超電導性を発現する観点から、酸化物超電導層３０に含まれるプラセオジム（Ｐｒ）以外の希土類元素の原子数及びプラセオジム（Ｐｒ）の原子数の和に対するプラセオジム（Ｐｒ）の原子数の割合が１５％以下であることが好ましい。
超電導領域３１は、クラスター化原子置換型人工ピン（ＣＡＲＰ）を含むことが好ましい。クラスター化原子置換型人工ピン（ＣＡＲＰ）は、例えば、特許第６３７４３６５号公報、特許第６４７９２５１号公報、又は特許第６５５６７６９号公報に記載される人工ピンである。超電導領域３１は、クラスター化原子置換型人工ピン（ＣＡＲＰ）を含むことで、超電導線材１００の磁場特性が向上する。
第１の実施形態の超電導線材１００において、例えば、超電導領域３１を構成するＹＢＣＯ超電導体にＰｒがほぼ０％であり、非超電導領域３２を構成するＹＢＣＯ超電導体のＹサイトにＰｒが２０％含まれる。超電導領域３１はＰｒ量の増加と共に特性が低下するため、電流値を増減させるが磁場がほとんど印加されない状況下においては、超電導領域３１にＰｒが含まれないものが用いられることが好ましい。
第１の実施形態の超電導線材１００において、例えば、超電導領域３１を構成するＹＢＣＯ超電導体に例えばＰｒが２％含まれる超電導体が用いられ、非超電導領域３２を構成するＹＢＣＯ超電導体のＹサイトにＰｒが２０％含まれる。磁場の影響を軽減するには、超電導体内部に５～１０ｎｍ前後のサイズの非超電導部を形成する技術である人工ピンが知られている。人工ピンは非超電導であるため非磁場下では超電導特性が低下する。しかし、磁場下では量子磁束が超電導体内部を移動するため超電導特性が低下する現象がある。超電導体内部に非超電導部である５－１０ｎｍの人工ピンが存在すると、超電導と非超電導のポテンシャル差により量子磁束は固定され、磁場特性の低下が免れる。すなわち、超電導線材１００磁場特性が改善する。
このクラスター化原子置換型人工ピン（ＣＡＲＰ）はサイズが大きいと効果が無い。人工ピンは超電導と、非超電導の界面で量子磁束を捕捉して効果を発揮するものであるため、人工ピンのサイズが大きくなると界面の量、又は面積が減少し効果が小さくなるためである。クラスター化原子置換型人工ピンのサイズは現時点で１０ｎｍ前後が実現しているが、第１の実施形態の非超電導領域３２は１００ｎｍ以上でサイズが異なり、別の技術である。１００ｎｍのＣＡＲＰができたことは無いし、発明者により報告された成長機構からも分かるとおり、１００ｎｍのＣＡＲＰを作ることも難しい。
ＰｒＢＣＯが関与する超電導応用としては、かつてジョセフソン接合が盛んに研究されていた（特開平４－３５７８８９号公報）。こちらもＰｒＢＣＯとＹＢＣＯの接合ではあるが、ＹＢＣＯとは別にＰｒＢＣＯを形成したものであり、主にＰＬＤ法で形成したものである。ＰＬＤ法では元素により最適酸素分圧が存在し、８００℃の場合はＹＢＣＯが１０００ｐｐｍであり、ＰｒＢＣＯは１ｐｐｍとなる。真空物理蒸着法においては成膜時の酸素濃度は最適値の０．５～２倍までしか許容されない。例えばＹＢＣＯを８００℃の１ｐｐｍにて本焼するとＹＢＣＯは形成されない。Ｙ２Ｏ３などバラバラの酸化物が形成される。最適酸素分圧が大きく異なるＹＢＣＯとＰｒＢＣＯ酸化物を共通のペロブスカイト構造に形成できるのは、現在のところ液相成長であるＴＦＡ－ＭＯＤ法しか成功例が報告されていない。
第１の実施形態の超電導線材１００は、例えば、超電導領域３１に母相のＹＢＣＯを含み、非超伝導体であるＰｒＢＣＯを超電導体が均一分散している。Ｙサイトに占めるＰｒ濃度は１５％以下であり、０％であってもよい。超電導領域３１は非超電導領域３２と共通のペロブスカイト構造を持っている。その非超電導領域３２はＰｒがＹサイトに２０％以上含まれる。
ＰＬＤ法を含むすべての真空物理蒸着法ではＹＢＣＯとＰｒＢＣＯを共存させる構造は得られない。その理由は上記で示したＹＢＣＯとＰｒＢＣＯの最適酸素分圧に、１０００倍の差があるためである。なお真空物理蒸着法での酸素分圧許容値は最適値の０．５～２倍である。
全ての超電導体作成方法には、物質、特にＹサイトに何が入るかにより本焼温度毎に最適酸素分圧が存在する。例えばＹサイトにＹが１００％であれば最適酸素分圧は８００℃本焼であれば１０００ｐｐｍであり、７７５℃本焼では５００ｐｐｍ、７５０℃本焼では２５０ｐｐｍである。本焼温度が２５℃低下するたびに最適酸素分圧は５０％へと指数対数的に変化する。
ＳｍＢＣＯを８００℃本焼する場合の最適酸素分圧は２０ｐｐｍであり、同じく７７５℃本焼と７５０℃本焼ではそれぞれ１０ｐｐｍと５ｐｐｍとなる。またＮｄＢＣＯは８００℃本焼で５ｐｐｍであり、ＬａＢＣＯは０．２ｐｐｍと推定されている。８００℃での最適酸素分圧は、原子半径が大きいほど小さくなる。そのため具体的な報告は無いものの、ＰｒＢＣＯが８００℃でペロブスカイト構造を形成するための最適酸素分圧は１ｐｐｍ前後であると推測される。それは原子半径がＬａ＞Ｐｒ＞Ｎｄ＞Ｓｍ＞…＞Ｙが根拠となっている。
この最適酸素分圧は製法によらず同じである。すなわち、第１の実施形態に主に関わるＴＦＡ－ＭＯＤ法、真空物理蒸着法であるＰＬＤ法、ＭＯＣＶＤ法、その他の真空物理蒸着法であるＥｌｅｃｔｒｏｎ Ｂｅａｍ（ＥＢ）法、共蒸着（ＣＥ）法、加速型共蒸着（ＲＣＥ）法など全てにおいてである。また別の化学溶液法であるＭＯＤ法などでも最適酸素分圧は同じである。
最適酸素分圧は、その最適値で最も質の良い、つまり酸化物の分解物や異相の少ないベロ部スカイと構造が形成されることがわかっている。例えば、ＰＬＤ法であれば８００℃本焼時に１０００ｐｐｍで成膜した場合、もっとも異相の少ないＹＢＣＯが得られることがわかっている。この酸素分圧を例えば５００ｐｐｍにするとＹＢＣＯ内の異相が増加し、超電導特性が低下する。そして２５０ｐｐｍではＹ２Ｏ３やＣｕＯなどの分解物の集合体となり、ＹＢＣＯ超電導体は得られない。大きな酸素分圧側も同じである。ただし大きな酸素分圧側では、（００１）配向ではない、（１０２）や（１０３）配向組織などが形成され、特性が低下する場合も含まれる。
そのため、最適酸素分圧が１０００ｐｐｍと１ｐｐｍのＹＢＣＯとＰｒＢＣＯが共通のペロブスカイト構造内に形成されることはできない。それは化学溶液法の一つのＭＯＤ法でも同じであった。ＭＯＤ法は固相反応でＹＢＣＯを形成し、成長界面は外気に触れており最適酸素分圧の影響を受ける。そのため酸素分圧への依存が大きく、酸素分圧が異なりＹＢＣＯが形成可能な１０００ｐｐｍとした場合、ＰｒＢＣＯが形成できなくなる。またＰｒＢＣＯに有利な１ｐｐｍとした場合、ＹＢＣＯが形成できなくなる。
ＴＦＡ－ＭＯＤ法はＹＢＣＯとＰｒＢＣＯを共存したペロブスカイト構造を形成できるが、それは疑似液相を介した反応であるためと思われる。ＴＦＡ－ＭＯＤ法は疑似液相ネットワークモデルにより、一般のＭＯＤ法と異なる様々な本焼時の現象が説明でき、その成長機構でペロブスカイト構造のユニットセルが形成されていると考えられる。ＴＦＡ－ＭＯＤ法では本焼時に疑似液相が形成され、その疑似液相から気相へＨＦガスが散逸する量に比例して固相との境界である液相の底にある成長界面（Ｔ． Ａｒａｋｉ ａｎｄ Ｉ． Ｈｉｒａｂａｙａｓｈｉ， Ｓｕｐｅｒｃｏｎｄ． Ｓｃｉ． Ｔｅｃｈｎｏｌ． １６ （２００３） Ｒ７１－Ｒ９４）でＹＢＣＯなどのユニットセルが放出され、成長界面形成される成長スタイルをとる。
ＹＢＣＯもＰｒＢＣＯもいったんは疑似液相を形成する。その疑似液相からユニットセルが放出され、ペロブスカイト構造が形成される。この時、良いペロブスカイト構造を形成するための最適酸素分圧は確かに存在する。純粋なＹＢＣＯであれば８００℃で１０００ｐｐｍであるし、ＳｍＢＣＯであれば８００℃で２０ｐｐｍである。実験結果もそうなっている。
しかしＴＦＡ－ＭＯＤ法では現にＣＡＲＰが形成（特許第６３７４３６５号公報、特許第６５５６７６９号公報、Ｔ． Ａｒａｋｉ， ｅｔ． ａｌ． Ｓｕｐｅｒｃｏｎｄ． Ｓｃｉ． Ｔｅｃｈｎｏｌ． ３１ （２０１８） ０６５００８ （８ｐｐ））しているように同じペロブスカイト構造内にＹＢＣＯ、ＰｒＢＣＯ、ＳｍＢＣＯ、ＴｍＢＣＯなどの様々なユニットセルを同時に共存させることが可能である。それは外部の酸素分圧と疑似液相が酸素をやり取りするものの、成長界面は疑似液相の底部にあり、外部の酸素分圧の影響を大きく受けないからではないかと推定されている。混合時の最適酸素分圧は、各元素の指数対数的な平均値となっている可能性が高い。
以上の理由から、ＰＬＤ法などでも得られない構造がＴＦＡ－ＭＯＤ法では得られ、現実にその構造は実現している。
他の真空物理蒸着法である、例えばＭＯＣＶＤ法もほぼ同様にＹＢＣＯとＰｒＢＣＯを混在させては作れない。この手法では金属元素が基板までやってきてから有機物が分解する手法である。成長界面が気相に触れているから酸素分圧が影響するのである。ＴＦＡ－ＭＯＤ法のように酸素分圧が間接的に影響する機構を持っていないからだと思われる。化学溶液法の一つのＭＯＤ法、その他の真空物理蒸着法のすべてでＹＢＣＯとＰｒＢＣＯが同じペロブスカイト構造内に隣接する構造は作れない。
仮に、ＴＦＡ－ＭＯＤ法以外にＹＢＣＯとＰｒＢＣＯが共存するペロブスカイト構造ができたとするならば、それはＴＦＡ－ＭＯＤ法のように液相が関与し、液相の海の底に成長界面が存在し、外部の酸素分圧とは遮断された世界を形成している手法と思われる。少なくとも現時点で、Ｙ系超電導体作成方法にそのような方法は報告されていない。ＴＦＡ－ＭＯＤ法が唯一の方法である。
バルク体でＹＢＣＯ＋ＰｒＢＣＯを作り磁場特性を改善する試みでは大きなＴｃ低下が報告されている。これはＰｒＢＣＯとＹＢＣＯがそれぞれ集合体として形成され、その後のＰｒの価数変化で３価から４価近くに変動した際に、ＰｒＢＣＯの集合体の格子定数が１２～１４％も収縮し、ＹＢＣＯの集合体との物理的な剥離が生じユニットセルの結合状況が悪化した結果と思われる。ユニットセル間の隙間はＴｃを低下させる。別な言い方をすれば、バルク体での報告では、第１の実施形態で提示されるＹＢＣＯとＰｒＢＣＯのユニットセルが同じペロブスカイト構造を形成する構造が実現できていないことが示されている。
かつて超電導を利用したジョセフソン接合素子の開発においても、非超電導体としてＰｒＢＣＯを用い、ＹＢＣＯと接合して素子を作る試みは多数見られた。しかしこの素子形成においてもＰＬＤ法などを用いていたために、ＹＢＣＯとＰｒＢＣＯは同時に成膜されたものではなく、一度ＹＢＣＯを成膜後にＰｒＢＣＯを成膜するなどの手法で形成されていたため、連続するペロブスカイト構造ではない。非超電導であればいいということで、ＹＢＣＯと同じ酸素分圧でＰｒＢＣＯを成膜した例があったとしても、その場合にＰｒＢＣＯはペロブスカイト構造を形成できない。最適酸素分圧が１ｐｐｍであるため、１０００ｐｐｍ下では別のバラバラな酸化物の集合体が形成されるためである。更にＴｃ値も２－３Ｋ低下しているケースが多い。
ＹＢＣＯとＰｒＢＣＯが共通のペロブスカイト構造を組んだりＣＡＲＰを構成している時の臨界温度Ｔｃ低下は０．３Ｋ以下である。この０．３Ｋ以内のＴｃ値が、共通なペロブスカイト構造を示していると考えられる。
第１の実施形態に関して、発明者は、関連するＰｒＢＣＯ添加のＹＢＣＯ構造体において、ＰｒとＹのような原子半径差が大きな元素が共存したペロブスカイト構造を報告している。その実現には溶液の高純度化が望ましかった。上記報告の実施例でＰｒが１０％ものを報告しているが２０％程度まで高めると不安定で溶液が得られたり、分解したりと再現性がやや低かった。その時点での酢酸プラセオジムの純度はメーカーの推定で９８％前後と思われた。
今回、酢酸プラセオジムの純度を推定で９９％まで高めることにより、Ｙサイトに最大２４％のＰｒを置換したＹＢＣＯのコーティング溶液を実現している。Ｐｒは上記での説明の通りイオン半径が大きく分解しやすい。そのため本来混合できる量以下でも不純物が一定以上存在すると分解してしまうものと推定できる。
またＰｒのような不安定な元素でも、Ｙのような安定な元素を混合して溶液を合成すれば、全体として安定な溶液が得られる。部分安定化ＳＩＧ法である、ＰＳ－ＳＩＧ法により分解なくコーティング溶液が得られる。ＰＳ－ＳＩＧ法で混合可能なＰｒ量は２０％未満であったと先に報告したが、今回はＰｒ塩の高純度化により２０％の溶液が安定して得られ、２２％や２４％のものまで安定して得られている。
Ｐｒの添加に関して、Ｐｒ量添加の５倍量の超電導特性が低下（Ｍ． Ｈａｙａｓｈｉ， ｅｔ． ａｌ． Ｓｕｐｅｒｃｏｎｄ． Ｓｃｉ． Ｔｅｃｈｎｏｌ． ３１ （２０１８） ０５５０１３ （７ｐｐ））することがわかっている。これはＰｒの価数が３価から４価へ変化し、酸素数がそのユニットセルでは６．９３→７．４２へと変化し、それに伴い酸素欠損サイトに酸素が存在することにより、上下のＣｕと引力が働き、ｃ軸長が短くなりユニットセルが非超電導体になると考えられる。
その非超電導体は、ＰｒＢＣＯだけでなく、隣接するユニットセルにも及ぶようであり、ａｂ面に隣接する４つのユニットセルが非超電導体へと変化するようである。そのためにＰｒ添加量の５倍特性が劣化する、５倍劣化現象が確認されるものと考えられている。
以前の報告で不安定であったＰｒ量２０％以上のコーティング溶液は、後述する実施例では２０％、２２％、２４％の３種類が形成されている。５倍劣化現象では理論的に２０％で特性がゼロとなるはずであるが、原子レベルまで均一な２０％が存在するかはわからない。ただ１９％の領域が存在しても、周囲に２０％や２１％の領域に二つの通電端子の一つが完全に包囲されていれば電流は流れない。もちろん２２％や２４％では微細領域でもＰｒ量が２０％を超えると考えられ、すなわちペロブスカイト構造を持ちながらの非超電導体が形成される。
Ｐｒが２０％を超える超電導体が形成されれば、レーザースクライビング法の第１ないし第６の問題点がすべて解決する。レーザースクライビング法は歴史ある技術ではあるが、物理的に様々な弱点があり現時点では大型装置で成功例が報告されていない。レーザースクライビング法が実現したのと同じ１００μｍ幅で、ＴＦＡ－ＭＯＤ法により２２％ＰｒＢＣＯのＹＢＣＯ超電導体が非超電導となり、ＹＢＣＯ超電導体を共通のペロブスカイト構造で形成されていれば先に議論した第１ないし第６の問題点は解決する。
以上、第１の実施形態によれば、機械的強度の高い酸化物超電導体及びその製造方法を提供できる。
（第２の実施形態）
第２の実施形態の酸化物超電導体は、超電導共振器である点で、第１の実施形態の酸化物超電導体と異なる。以下、第１の実施形態と重複する内容については、一部記述を省略する場合がある。
図１１は、第２の実施形態の酸化物超電導体の模式図である。図１１（ａ）は断面図、図１１（ｂ）は上面図である。図１１（ａ）は、図１１（ｂ）のＣＣ’断面である。
第２の実施形態の酸化物超電導体は、超電導共振器２００である。超電導共振器２００は、マイクロストリップライン構造を有する。例えば、超電導共振器２００を複数組み合わせることで、超電導フィルタを形成することが可能である。
超電導共振器２００は、基板４６、下部中間層４７、下部酸化物超電導層４８、上部中間層４９、及び上部酸化物超電導層５０を備える。
基板４６は、上部酸化物超電導層５０と下部酸化物超電導層４８の間に設けられる。基板４６は、例えば、サファイア基板である。下部中間層４７は、基板４６と下部酸化物超電導層４８との間に設けられる。上部中間層４９は、基板４６と上部酸化物超電導層５０との間に設けられる。下部中間層４７及び上部中間層４９は、例えば、ＣｅＯ２である。
上部酸化物超電導層５０は、複数の超電導領域５１と、複数の非超電導領域５２を含む。超電導領域５１及び非超電導領域５２の少なくとも一部は、第１の方向に伸長する。
上部酸化物超電導層５０は、非超電導領域５２を間に挟んで複数の超電導領域５１に分割されている。
超電導領域５１に含まれる第１の希土類元素及び非超電導領域５２に含まれる第２の希土類元素は、例えば、同一である。第１の希土類元素及び第２の希土類元素は、例えば、イットリウム（Ｙ）である。
図１２は、第２の実施形態の比較例の酸化物超電導体の模式図である。図１２（ａ）は断面図、図１２（ｂ）は上面図である。図１２（ａ）は、図１２（ｂ）のＤＤ’断面である。
比較例の酸化物超電導体は、超電導共振器９５０である。比較例の超電導共振器９５０は、上部酸化物超電導層５０が複数の超電導領域５１に分割されている。したがって、超電導共振器９５０のＡＣロスが低減する。
比較例の超電導共振器９５０は、上部酸化物超電導層５０が非超電導領域を含まず、隣り合う超電導領域５１の間に空隙５０ｘが設けられる点で、第２の実施形態の超電導共振器２００と異なる。
比較例の超電導共振器９５０は、例えば、上部酸化物超電導層５０を、イオンミリングで加工することでパターン形成を行う。超電導共振器９５０は、超電導領域５１の間に空隙５０ｘが存在することで、上部酸化物超電導層５０の機械的強度が低下する。
第２の実施形態の超電導共振器２００は、隣り合う超電導領域５１の間に非超電導領域５２が設けられる。したがって、第２の実施形態の超電導共振器２００の機械的強度は、比較例の超電導共振器９５０に比べ高い。
以上、第２の実施形態によれば、機械的強度の高い酸化物超電導体を提供できる。
以下、実施例について説明する。
実施例においては多数の金属酢酸塩を混合して溶液やペロブスカイト構造の超電導体を作成する。Ｙ系超電導体を形成するが、ＢａとＣｕサイトに置換物質は用いない。そのため基本的にＹサイトのみに別の物質などが入った場合を説明する。その必須の置換物質はＰｒであり、Ｐｒが唯一Ｙサイトに置換して非超電導層を形成する物質であるため。その他の希土類元素でＹサイトに入り超電導性を示すものは、Ｙの代わりに使っても同じような効果が期待できる。なおここでは超電導を示す物質の代表例としてＹを使い説明を行う。
Ｙ系超電導体は本焼後の酸素アニール処理条件が異なると、一部の元素（Ｌａ、Ｎｄ、Ｓｍ）に関してＹサイトとＢａサイトの置換が生じて非超電導体となることは広く知られている。超電導体は本焼で酸素数６．００のペロブスカイト構造が形成されるが、その後の酸素アニールにより６．９３へと酸素数は増加する。その酸素アニールを適正温度範囲外の高温から行い、ＹサイトとＢａサイトが入れ替わる、Ｂａ置換が起きることは広く知られている。Ｂａ置換の起きやすさはＹサイトに入る元素のイオン半径に依存し、イオン半径が大きい、すなわち原子番号が小さなＬａやＮｄ、Ｓｍは特にＢａと置換しやすいことが知られている。ただ置換後でもＢａの価数は２でありＬａ、Ｎｄ、Ｓｍは３価であり、ペロブスカイト構造はそのまま維持される。そのためペロブスカイト構造全体が崩壊したり部分的に崩れたりということが無い。ＸＲＤ測定にて（００ｎ）ピーク位置はほぼ同じであるが、面の歪みによりＲｏｃｋｉｎｇ ＣｕｒｖｅのＦＷＨＭが少し広がる程度である。実施例においては、Ｂａ置換を敢えて起こし、Ｂａサイトに希土類元素が含まれる場合は議論しないが、その場合も希土類元素をＹサイトで置換した量で議論を進めることとする。
なお、ペロブスカイト構造形成時に、Ｙサイトのみ３価の陽イオンが入り、その他のＢａやＣｕは２価の陽イオンであり、その場合にペロブスカイト構造が形成されるが、例えばＴｂのように８００℃程度の高温、すなわち本焼時に２価の陽イオンとなる場合にはペロブスカイト構造が形成されない。Ｓｍは２価と３価をとるが、３価でペロブスカイト構造を形成する。一方でＰｒは８００℃で３価であるが、冷却時に４価になると考えられている。その場合はペロブスカイト構造を形成するが、ＣｕＯ面は超電導電流が流れないと考えられる。
実施例において、非超電導領域となるペロブスカイト構造は、ＹサイトにＰｒを２０％以上置換したものとなる。Ｐｒは１８％、２０％、２２％、２４％でコーティング溶液が沈殿や分解なく合成できたが、ペロブスカイト構造を持ちながら非超電導を形成できたものは２０％、２２％、２４％の３つのケースのみであった。Ｐｒ量が２７％、３０％と４０％置換の場合、コーティング溶液は合成時に分解反応が起き沈殿が生じた。沈殿が生じるとＴＦＡ－ＭＯＤ法としては成立しない。ＭＯＤ法は一般に、均一な溶液から各金属イオンが均等に成膜されることを前提としているためその前提が崩れた溶液からの成膜は行えないためである。
発明者の先の特許出願では主にＰｒが１０％の溶液合成や試料を報告した。２０％前後は溶液が沈殿しやすく、安定的にコーティング溶液が得られなかったため１０％までの報告となっている。今回はその２０％を含め、より高濃度の２２％や２４％のＰｒでコーティング溶液が安定的に得られて報告できたのは、原料である酢酸プラセオジムの純度が改善したことが理由と考えられる。
プラセオジムのイオン半径は、ランタノイド収縮現象のため希土類元素の３価陽イオンで比較するとかなり大きいサイズである。しかも原子量は小さい。大サイズで原子量が小さいことは、結合力が小さくなることを示し、コーティング溶液合成時に分解しやすくなる原因となる。事実、コーティング溶液合成において、Ｙを完全に置換する物質のコーティング溶液を合成しようとした場合、ＳｍとＮｄ、Ｌａは分解がしやすく、特別な方法が必要であるために関連する研究を私たちが行ってきた。
合成しようとする溶液に不安定な物質を用い、そこに別な不純物が含まれる場合、分解反応が促進される。過去に２０％前後のＰｒを含むコーティング溶液が不安定だったのはこれが原因だと思われる。今回安定的に２０％以上のＰｒを含むＹＢＣＯコーティング溶液が合成できたのは、原料の高純度化が関係している可能性が高い。
Ｐｒ量の限界値に関連して、３価のイオン半径がより小さなＳｍの場合は５０％前後まで置換してもコーティング溶液に沈殿物は生じない。論文報告ではＹＢＣＯに対してＳｍＢＣＯが３０％前後混合された結果報告があるが、この結果はコーティング溶液を高純度化してない場合のものである。
超電導領域及び非超電導領域のＹサイトに、ＤｙやＨｏなどの超電導性を示す他の希土類元素を用いても同じような発明考案の構造体が作ることができる。そしてＰｒは２０％以上であれが非超電導領域として機能する。ＰＳ－ＳＩＧ法（特許第６４７９２５１号公報）は安定的な元素、例えばＹなどをマトリックス層に用いるために可能となる手法である。そのためＹを代替できる希土類元素は、Ｓｍより原子番号が大きな元素、たとえばＤｙやＨｏなどとなる。なお、Ｔｂは上記に述べたとおり、コーティング溶液合成時に３価と思われるが、本焼時に２価となるようでペロブスカイト構造を形成しない。そのためＴｂもＹを置換して超電導体を形成する候補から除外される。ただし少量の不純物は常に希土類元素に混入があるはずで、１％未満と思われる量のＴｂなどが混入していても問題なくペロブスカイト構造が形成されている。このため少量の２価となる物質が存在しても問題無いと思われる。
超電導領域となる部分に、クラスター化原子置換型人工ピン（ＣＡＲＰ）（特許第６３７４３６５号公報、特許第６５５６７６９号公報）が形成しても問題がない。ＣＡＲＰは、超電導体のマトリックスの中で、５～１０ｎｍ前後の長さの非超電導クラスター化領域を形成する技術である。しかし、非超電導クラスター化領域以外の部分はほぼＹＢＣＯ超電導体である。
ＣＡＲＰ形成において、Ｌａ、Ｎｄ、Ｓｍを用いるが、ＣＡＲＰ量は４０％以下である。例えば、Ｔｍ－ＣＡＲＰであれば、Ｙサイトに置換して形成する元素はＰｒ、Ｓｍ、Ｔｍとなるが、大きな半径のＰｒとＳｍの合計は２０％以下、小さな半径のＴｍも２０％以下である。一般的な手法である、例えばＰｒ：Ｓｍ＝１：１で形成する場合、Ｐｒ量は１０％以下となる。ＣＡＲＰ形成で、それを含むＹＢＣＯのｃ軸長はわずかに長い方向へ変化するようである。このｃ軸長は、Ｔｍ－ＣＡＲＰのケースでは、Ｔｍはｃ軸が短い方へ、ＰｒとＳｍが長い方へ変化させることになる。しかしＰｒは３価→４価でｃ軸長が短い方へ寄与し、全体としてのｃ軸長はほとんど変化が無かった。
Ｐｒが２２％含まれるＹＢＣＯ膜のｃ軸長の変化は極めて小さい値であった。ＣＡＲＰ入りＹＢＣＯ膜を２θ／ωのＸＲＤ測定で測定した場合の（００６）ピークの位置と、ＳｍＢＣＯの（００６）ピーク位置はそれぞれ４６．６８°と４６．５３°と一般には言われている。この数値は非常に小さな角度であるために測定装置により変化することがあり、測定装置により議論する必要があるが、実施例で得られた２２％Ｐｒ混合ＹＢＣＯと、通常のＹＢＣＯの（００６）ピーク位置の差は０．０２°であった。ＹＢＣＯとＳｍＢＣＯの差が０．１５°であることからして僅かな差である。ＰｒＢＣＯは４価に変化したときにこの数値であるが、ペロブスカイト構造が形成時に３価でありｃ軸長が長くても、実際にペロブスカイト構造が形成されているため、形成自体は可能であり、実施例の構造形成時にはｃ軸長差はより母相のＹＢＣＯに近くなり、安定的に存在するものと思われる。２２％Ｐｒで置換したＹＢＣＯでこのｃ軸長変化であるため、ほぼＹＢＣＯと扱っていいものと思われる。
実施例を実施するにあたり、ゲル膜を形成し、仮焼炉で焼成することにより有機成分を分解して酸化フッ化物を形成し、それを本焼成、及び酸素アニールすることにより超電導層が形成できることがわかっている。まずはゲル膜の形成であるが、ダイコート法のようなコーティング溶液と基板との間にメニスカス部を形成し、基板を動かすことによりゲル膜を形成し、そのゲル膜を仮焼により仮焼膜とし、本焼成及び酸素アニールにより超電導体とする。メニスカス部形成においてコーティング溶液の吐出口の幅を１００μｍとすることで非超電導領域であるＰｒが２０％含まれた領域が形成可能となる。成膜時に同時にＹＢＣＯ超電導形成領域として幅４００μｍとすることにより、旧来法であるレーザースクライビング法と同等のＡＣロス低減効果が期待できる。ゲル膜の成膜方法に関して、ディップコートなどを用いる単結晶上成膜と、連続法であるダイコート法を応用した成膜方法での中間層付金属テープ上基材への成膜に関しては差があまりない。それはゲル膜成膜方法がメニスカス部を利用して形成する手法であるためである。
得られたゲル膜は連続炉などで仮焼を行う。主に４００℃以下、特に常圧であれば２００～２５０℃で有機成分を分解するのが仮焼反応である。仮焼で得られる物質は、酸化物とフッ化物が混在する、酸化フッ化物となる。この反応も単結晶上と、酸化部中間層が形成された金属テープ上では差異がほとんどない。それは過熱による有機物の分解を行うのが仮焼プロセスであり、下地の基盤が反応に影響を及ぼさないからである。
得られた仮焼膜は本焼と酸素アニールにより超電導層を形成する。この工程においてはじめて単結晶上と、中間層付金属上成膜で差が出てくる。本焼に関して、ＴＦＡ－ＭＯＤ法では全金属元素と水素、酸素、及びフッ素で疑似液相を形成することが間接的に分かっている。その疑似液相からユニットセルが格子マッチした成長界面へ供給されるのだが、初期の成長界面は単結晶がその基板最表面であり、中間層付金属テープは最表面に使われることが多いＣｅＯ２中間層が最表面となる。そこに格子マッチしたユニットセルが形成されるのであるが、単結晶基板は表面のデルタφが０．２度前後で同じ方向を向くが、金属基板上は配向層形成手法とその反復形成回数にもよるが、デルタφは５度前後となる。ＴＦＡ－ＭＯＤ法の場合、その上部に転写されるように超電導体が形成されるため、超電導層のデルタφもほぼ同じ値となる。デルタφは数値が小さいほど超電導特性としては高い特性が得られる。
形成された超電導体には直ちに保護層が形成される。例えば接触性を改善させるため１μｍ厚の銀を蒸着し、その上部に銅が２０μｍ成膜された線材がある。更にその外部にＳＵＳテープなどで補強を行い、超電導線材として完成するが、ここでは超電導層までを議論の対象としているため、超電導層上部の成膜層に関しては議論を省略する。
こうして結晶学的に単一のペロブスカイト構造が形成され、一部にＰｒが２０％以上存在し、５倍劣化現象により非超電導体が形成される。他方の領域には、Ｐｒが１５％以下となる超電導体が形成される。交流損失を低減するのが実施形態の一つであり、この場合、磁場中で使う用途が多く、磁場の影響を避けるために、超電導領域にはＣＡＲＰを形成することが多いと思われる。例えば、Ｔｍ－ＣＡＲＰであれば、ＹサイトにＴｍが４％、ＰｒとＳｍがそれぞれ２％置換された構造である。形成されたＣＡＲＰはサイズが１０ｎｍ直径前後であり、実施形態のような単結晶基板上数ｃｍの長さにおいて、また金属テープ上成膜の場合は例えば５００ｍ長において超電導体が、Ｐｒ２０％以上の非超電導領域で分割されることとなる。しかもその構造には先に挙げたレーザースクライビング法で形成された手法と比較して、第１ないし第６の問題点が解決されたものとなっている。
ゲル膜成膜時にどの程度周辺領域に物質が移動するかを次に説明する。ＴＦＡ－ＭＯＤ法という手法は、ゲル膜成膜後に物質が水平方向にほとんど動かない手法である。というのはゲル膜にトリフルオロ酢酸塩を含み、そこには電気陰性度が全元素中最強の４．０のフッ素を含み、ゲル膜時点では溶媒のメタノールに水素が含まれ、水素結合が多数存在して移動できないためである。ゲル膜形成後には更に移動は難しく水平方向に１ｎｍ動けるかどうかのレベルとなる。
ゲル膜を仮焼すると、酸化フッ化物が形成されるが、こんどはプラスに帯電する金属元素と強いクーロン力で引力が発生することとなる。そのためゲル膜から仮焼膜へと処理する仮焼時も各元素はほぼ水平方向には動けない。動けても数ｎｍ程度得あることは容易に推測できる。
ＴＦＡ－ＭＯＤ法でゲル膜成膜以降に最も物質が動きやすいのが本焼時である。本焼時は疑似液相を形成するため、超電導のユニットセルを放出する疑似液相中を、各イオンがある程度移動できる。しかしこの疑似液相は形成して超電導がユニットセルで成膜可能な温度が７２５℃であり、成膜温度が７５０～８００℃というのは温度が少し高いだけの条件である。そのため疑似液相は粘度が高く流動性が低く、数十ｎｍ幅の仮焼膜亀裂がそのまま維持されて超電導膜が形成されることもわかっている。そのため水平方向への移動距離は数ナノｍ程度と推測される。また、それにより、Ｐｒが多く含まれる部分と、そうでない部分の物資の移動は最大でも１００ｎｍ程度と考えられる。
疑似液相を形成するぎりぎりの低温である７５０～８００℃で本焼することが多いのは、金属テープへのダメージを避けるためである。金属上成膜は金属層の最表面にあるＣｅＯ２中間層の配向層を保護するため、８００℃以上の温度で焼成できない。そのため相互拡散距離も水平方向に１００ｎｍ程度か、最悪のケースでも膜厚相当の１μｍと推定される。
上記の議論から、旧来から研究されてきたレーザースクライビング法で形成されたＡＣロス低減のための１００μｍ幅は、この手法で形成されるペロブスカイト構造が連続する構造体においても、相互拡散領域が１μｍにも満たない試算から、有効に機能すると考えられる。仮に１μｍの相互拡散があっても１００μｍ幅で非超電導領域を形成する場合、その最小幅は９８μｍとなり影響は小さい。
また超電導領域にも同じことが言える。超電導領域は４００μｍ幅であるが、仮に１μｍ両側で非超電導領域が拡散したとしても超電導体の幅は３９８μｍ幅となる。特性低下は０．５％でしかない。そのため同じ幅で非超電導領域を形成するのであれば、ほぼ同等のＡＣロス低減効果が得られることは明白である。
一方で、形成される構造体としては非常に優れた構造体となる。まず第１の問題点であるペロブスカイト構造以外の物質がそもそも形成されない。比較例のレーザースクライビング法では高温で物質を分解して除去する。そのためその近傍では当然ながら分解物であるＹ２Ｏ３やＣｕＯが形成されることが予想される。実施形態であるＰｌａｎｔｅｄ－Ｓｈａｒｅｄ－Ｉｎｓｕｌａｔｏｒ（ＰＳＩ）法ではその分解物がそもそも形成されず、第１の問題点が解決される。
第２の問題点は、中間層への加熱と、その熱膨張係数差による剥離又は剥離の原因となる起点形成であった。しかしＰＳＩ法ではそもそも超電導体形成後に過熱を行わずに非超電導層を形成するため、この第２の問題点もそもそも存在しない。
第３の問題点は、下地中間層の変質により配向層が失われるか、それに近い状態となり、上部の層との剥離などが生じやすくなることである。これもＰＳＩ法では問題が生じない。上記で議論したとおり、非超電導層が本焼時に同時に形成され、超電導層形成後に加熱の原因となるレーザー照射などを行わないためである。そのため第３の問題点も解決される。
第４の問題点であるデブリはそもそも形成されない。それはＰＳＩ法ではそもそもアブレーションによる物質除去を行わないために超電導形成後に飛散する物質がそもそもないためである。そうであっても非超電導領域は形成されるため、ＡＣロス低減ができる構造体が得られる。
第５の問題点である凹部形成はそもそも形成されない。それはＰＳＩ法ではそもそもアブレーションによる物質除去を行わないためである。そのため平滑な構造体が形成され、ＡＣロス低減ができる構造体が得られる。
第６の問題点である物理的に壊れやすい構造もＰＳＩ法では存在しない。レーザースクライビング法では、例えば４ｍｍの線幅を８分割し、０．５ｍｍ毎に線材を分割すればペロブスカイト構造が連続する領域は最大でも０．５０ｍｍとなる。しかも超電導領域の端部には非超電導体のＣｕＯやＹ２Ｏ３が存在し、コイル化時に壊れやすい構造体であることに変わりはない。
一方のＰＳＩ法で形成されたＡＣロス低減構造であるが、こちらは幅４ｍｍの超電導線材をＰＳＩ技術で８分割しても、ペロブスカイト構造が連続する領域は４ｍｍのままである。なおかつｃ軸長はほぼ同じであることがＸＲＤ測定からもわかっており、非常に安定的な構造体であることは明白である。
以上のことから、ＰＳＩ法は、第１ないし第６の問題点を同時に解決しながら、ＡＣロス低減を実現した構造体を実現できる新技術である。
（実施例１）
図３に示されるフローチャートに従い、１０種類の超電導体用コーティング溶液を合成及び精製する。最初に合成する５種類のコーティング溶液は、金属酢酸塩に純度９８％のＰｒ（ＯＣＯＣＨ３）３、純度９９％のＹ（ＯＣＯＣＨ３）３、純度９９％のＢａ（ＯＣＯＣＨ３）２、純度９９％のＣｕ（ＯＣＯＣＨ３）２の各水和物の粉末を用いた。
金属イオンモル比０．００：１．００：２：３、０．１０：０．９０：２：３、０．１５：０．８５：２：３、０．２０：０．８０：２：３、０．２２：０．７８：２：３でイオン交換水中に溶解し、反応等モル量のＣＦ３ＣＯＯＨと混合及び攪拌を行い、得られた混合溶液をナス型フラスコ中に入れ、ロータリーエバポレータ中減圧下で反応及び精製を１２時間行った。半透明青色の物質１Ｍｉ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ（実施例１で説明する物質、Ｐｒ低純度、０％Ｐｒ， １００％Ｙ Ｍａｔｅｒｉａｌ ｗｉｔｈ ｉｍｐｕｒｉｔｙ）、１Ｍｉ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ、１Ｍｉ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ、１Ｍｉ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、１Ｍｉ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯを得た。
得られた半透明青色の物質１Ｍｉ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ、１Ｍｉ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ、１Ｍｉ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ、１Ｍｉ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、及び１Ｍｉ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ中には、溶液合成時の反応副生成物である水や酢酸が７ｗｔ％程度含まれる。半透明青色の物質１Ｍｉ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ、１Ｍｉ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ、１Ｍｉ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ、１Ｍｉ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、及び１Ｍｉ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯに重量で２０倍の無水メタノールを加え溶解し、コーティング溶液を得ようとしたが、１Ｍｉ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、及び１Ｍｉ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯはメタノール溶解時に不透明緑白色の沈殿物が多量に発生し実験を中止した。そのほかの物質はメタノール溶解でも沈殿物は生じることなく、１ＣＳｉ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ（実施例１で説明するコーティング溶液、Ｐｒ低純度、０％Ｐｒ， １００％Ｙ Ｍａｔｅｒｉａｌ ｗｉｔｈ ｉｍｐｕｒｉｔｙ）、１ＣＳｉ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ、１ＣＳｉ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯをそれぞれ得た。
コーティング溶液１ＣＳｉ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ 、１ＣＳｉ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ、及び１ＣＳｉ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯを１２時間保管すると、コーティング溶液１ＣＳｉ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ中に不透明緑白色の沈殿が生じたため、そこで実験を中止した。
図３に示されるフローチャートに従い、他の５種類のコーティング溶液を合成及び生成を行う。金属酢酸塩に純度９９％のＰｒ（ＯＣＯＣＨ３）３、純度９９％のＹ（ＯＣＯＣＨ３）３、純度９９％のＢａ（ＯＣＯＣＨ３）２、純度９９％のＣｕ（ＯＣＯＣＨ３）２の各水和物の粉末を用いた。
金属イオンモル比０．００：１．００：２：３、０．１０：０．９０：２：３、０．１５：０．８５：２：３、０．２０：０．８０：２：３、０．２２：０．７８：２：３でイオン交換水中に溶解し、反応等モル量のＣＦ３ＣＯＯＨと混合及び攪拌を行い、得られた混合溶液をナス型フラスコ中に入れ、ロータリーエバポレータ中減圧下で反応及び精製を１２時間行った。半透明青色の物質１Ｍｉ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ（実施例１で説明する物質、Ｐｒ高純度、０％Ｐｒ， １００％Ｙ Ｍａｔｅｒｉａｌ ｗｉｔｈ ｉｍｐｕｒｉｔｙ）、１Ｍｉ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ、１Ｍｉ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ、１Ｍｉ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、及び１Ｍｉ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯを得た。こちら側の溶液合成途上で沈殿を生じたコーティング溶液は無かった。
得られた半透明青色の物質１Ｍｉ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ、１Ｍｉ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ、１Ｍｉ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ、１Ｍｉ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、及び１Ｍｉ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ中には、溶液合成時の反応副生成物である水や酢酸が７ｗｔ％程度含まれる。半透明青色の物質１Ｍｉ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ、１Ｍｉ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ、１Ｍｉ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ、１Ｍｉ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、及び１Ｍｉ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯに重量で２０倍の無水メタノールを加え溶解し、１ＣＳｉ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ（実施例１で説明するコーティング溶液、Ｐｒ高純度、０％Ｐｒ， １００％Ｙ Ｍａｔｅｒｉａｌ ｗｉｔｈ ｉｍｐｕｒｉｔｙ）、１ＣＳｉ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ、１ＣＳｉ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ、１ＣＳｉ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、及び１ＣＳｉ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯをそれぞれ得た。
先に得られたコーティング溶液と合わせての精製（図３のｈ）を行う。１ＣＳｉ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ、１ＣＳｉ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ、１ＣＳｉ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ、１ＣＳｉ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ、１ＣＳｉ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ、１ＣＳｉ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、及び１ＣＳｉ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯをロータリーエバポレータ中で再び減圧下で反応及び精製を１２時間行うと半透明青色の物質１Ｍ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ（実施例１で説明する物質、Ｐｒ低純度、０％Ｐｒ， １００％Ｙ Ｍａｔｅｒｉａｌ ｗｉｔｈｏｕｔ ｉｍｐｕｒｉｔｙ）、１Ｍ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ、１Ｍ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ（実施例１で説明する物質、Ｐｒ高純度、０％Ｐｒ， １００％Ｙ Ｍａｔｅｒｉａｌ ｗｉｔｈｏｕｔ ｉｍｐｕｒｉｔｙ）、１Ｍ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ、１Ｍ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ、１Ｍ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、及び１Ｍ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯがそれぞれ得られた。
半透明青色の物質１Ｍ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ、１Ｍ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ、１Ｍ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ、１Ｍ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ、１Ｍ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ、１Ｍ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、及び１Ｍ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯをメタノール（図３のｊ）中に溶解し、メスフラスコを用いて希釈し、それぞれ金属イオン換算で１．５０ｍｏｌ／ｌのコーティング溶液１ＣＳ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ（実施例１、Ｃｏａｔｉｎｇ Ｓｏｌｕｔｉｏｎ ｆｏｒ ０％Ｐｒ， １００％Ｙ ｐｅｒｏｖｓｋｉｔｅ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ、Ｐｒ低純度）、１ＣＳ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ、１ＣＳ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ（実施例１、Ｃｏａｔｉｎｇ Ｓｏｌｕｔｉｏｎ ｆｏｒ ０％Ｐｒ， １００％Ｙ ｐｅｒｏｖｓｋｉｔｅ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ、Ｐｒ高純度）、１ＣＳ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ、１ＣＳ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ、１ＣＳ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、及び１ＣＳ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯをそれぞれ得た。
コーティング溶液１ＣＳ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ 、１ＣＳ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ、１ＣＳ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ、１ＣＳ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ、１ＣＳ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ、１ＣＳ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、及び１ＣＳ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯを用い、スピンコート法を用い加速度１００００ｒｐｍ／ｓ、最高回転数４０００ｒｐｍ、保持時間６０ｓで１０×１０×０．５０ｍｍｔのＬａＡｌＯ３（１００）配向単結晶上に成膜を行い、半透明青色のゲル膜１Ｇｅｌ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ（実施例１、Ｐｒ低濃度、ｇｅｌ ｆｉｌｍ ｏｆ ｒｅｓｕｌｔｉｎｇ ０％Ｐｒ， １００％Ｙ ｆｉｌｍｓ）、１Ｇｅｌ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ、１Ｇｅｌ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ（実施例１、Ｐｒ高濃度、ｇｅｌ ｆｉｌｍ ｏｆ ｒｅｓｕｌｔｉｎｇ ０％Ｐｒ， １００％Ｙ ｆｉｌｍｓ）、１Ｇｅｌ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ、１Ｇｅｌ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ、１Ｇｅｌ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、及び１Ｇｅｌ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯをそれぞれ得た。
得られたゲル膜、１Ｇｅｌ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ、１Ｇｅｌ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ、１Ｇｅｌ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ、１Ｇｅｌ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ、１Ｇｅｌ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ、１Ｇｅｌ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、及び１Ｇｅｌ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯは直ちに乾燥ガスで満たされた炉内へ設置され、図６に示すプロファイルで４００℃以下の加湿純酸素雰囲気で仮焼を行い、半透明茶色の仮焼膜１Ｃａｌ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ（実施例１、Ｐｒ低濃度、ｃａｌｃｉｎｅｄ ｆｉｌｍ ｏｆ ｒｅｓｕｌｔｉｎｇ ０％Ｐｒ， １００％Ｙ ｆｉｌｍｓ）、１Ｃａｌ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ 、１Ｃａｌ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ（実施例１、Ｐｒ高濃度、ｃａｌｃｉｎｅｄ ｆｉｌｍ ｏｆ ｒｅｓｕｌｔｉｎｇ ０％Ｐｒ， １００％Ｙ ｆｉｌｍｓ）、１Ｃａｌ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ、１Ｃａｌ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ、１Ｃａｌ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、及び１Ｃａｌ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯをそれぞれ得た。
図７に示す本焼プロファイルで仮焼膜１Ｃａｌ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ、１Ｃａｌ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ、１Ｃａｌ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ、１Ｃａｌ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ、１Ｃａｌ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ、１Ｃａｌ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、及び１Ｃａｌ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯを８００℃の１０００ｐｐｍ酸素混合アルゴンガス中で本焼を行い、５２５℃以下の純酸素中でアニールを行い、酸化物薄膜１Ｆ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ （実施例１、ｆｉｒｅｄ ｏｘｉｄｅ ｆｉｌｍｓ ｏｆ Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ、Ｐｒ低濃度）、１Ｆ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ、１Ｆ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ（実施例１、ｆｉｒｅｄ ｏｘｉｄｅ ｆｉｌｍｓ ｏｆ Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ、Ｐｒ高濃度）、１Ｆ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ、１Ｆ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ、１Ｆ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、及び１Ｆ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯをそれぞれ得た。
酸化物薄膜１Ｆ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ、１Ｆ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ、１Ｆ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ、１Ｆ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ、１Ｆ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ、１Ｆ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、及び１Ｆ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯをそれぞれＸＲＤ測定の２θ／ω法で測定した結果、ＹＢＣＯ（００ｎ）ピークのみが確認され、異相であるＣｕＯやＹ２Ｏ３、ＢａＣｕＯ２などの異相はバックグラウンドとの差が判別できないレベルであった。ＹＢＣＯ（００６）が最強ピークであり、異相のピークは１／１０００か、それ以下であった。原料のＰｒの純度によるＸＲＤ相同定結果に差は見られなかった。
酸化物薄膜１Ｆ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ、１Ｆ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ、１Ｆ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ、１Ｆ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ、１Ｆ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ、１Ｆ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、及び１Ｆ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯをそれぞれ液体窒素中、自己磁場下で、誘導法により超電導特性を測定した。誘導法での超電導特性評価は、原理的に対象となる超電導膜に直径約６ｍｍの領域で超電導体が存在しなければ特性が評価できない。そのため中央部の４～６点のみの特性が得られるが、その最高値で超電導膜の特性としている。得られた超電導特性はそれぞれ、６．７７、３．３９、６．８１、３．４１、１．７２、０．００、及び０．００ＭＡ／ｃｍ２（７７Ｋ，０Ｔ）であった。
誘導法による超電導特性の測定結果は、Ｐｒ量添加量の約５倍特性が低下する、５倍劣化現象の結果に従うものであった。すなわち１０％Ｐｒ添加では約５０％の特性低下がみられ、１５％添加では７５％の特性低下がみられるというものであった。酢酸プラセオジムの純度が９８％であっても９９％であってもほぼ同じ特性が得られ、５倍劣化現象による特性低下もほぼ同じであることが分かった。Ｐｒ量が２０％と２２％のものは誘導法では特性が確認できず、非超電導であることが分かった。
酸化物薄膜１Ｆ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ、１Ｆ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ、１Ｆ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ、１Ｆ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ、１Ｆ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ、１Ｆ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、及び１Ｆ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯの膜表面の１０ｍｍ角対角線方向に垂直に、幅２ｍｍの銀を４本電子ビーム法での銀蒸着し、純酸素下１８０℃で熱処理を行い、蒸着銀と超電導層の接触性を改善した。両端部の２端子が電流端子で、中央部の２端子は電圧端子である。試料は液体窒素直上に設置した金属プレートを上下する手法で温度を制御し、直流４端子法により０．１０μＡの電流でＴｃ測定を行った。Ｔｃは１μＶ／ｃｍの基準で判定した。
得られたＴｃ値は酸化物薄膜１Ｆ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ、１Ｆ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ、１Ｆ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ、１Ｆ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ、及び１Ｆ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯがそれぞれ、９０．７１、９０．６８、９０．６９、９０．７３、９０．６５Ｋであった。測定誤差は半導体温度計の０．０７Ｋであるためほぼ同じＴｃ値であった。酸化物薄膜１Ｆ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、及び１Ｆ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯは超電導転移せず、少なくとも接続した端子間では非超電導体であることが分かった。
ＸＲＤ相同定の結果と誘導法及び直流４端子法から、酸化物薄膜１Ｆ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、及び１Ｆ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯはＹＢＣＯと共通のペロブスカイト構造を持ちながらＰｒが持つ５倍劣化現象で超電導特性がゼロとなる、非超電導層であることがわかった。Ｐｒの５倍劣化現象はＰｒ量が２０％を超えてでも適用される現象であることが初めて分かった。
Ｐｒ量が１０％の溶液は先の発明で実現して特許出願を提出している。Ｐｒを安定して存在させるためにＰＳ－ＳＩＧ法を用いている。ただＰｒの純度が９８％と低い場合に沈殿が生じやすいことが分かった。Ｐｒは元来、溶液合成時にはイオン半径の大きさから単体でＰｒＢＣＯ溶液を合成しようとすると分解してしまう物質である。その抑制はＹと混合することにより部分安定化するＰＳ－ＳＩＧ法で実現したのである。Ｐｒの純度が９８％と低い場合には、含まれる不純物が溶液合成時に作用し、分解させる効果があると思われる。
Ｐｒの純度を９９％としたときに２２％のＰｒ置換ＹＢＣＯ溶液が沈殿無しに得られている。ただ純度がこの先に更に改善しても、元来Ｐｒはイオン半径が大きく分解しやすい物質であるために２２％を大きく超えて濃度を高められることは無いと考えられる。本来持つＰｒの混合限界が存在するはずであるためである。
Ｐｒの純度が９８％でも９９％でも、相同定結果や誘導法による超電導特性結果に差は無かった。不純物量は２％と１％であり、不純物が何であるかは不明であるが、それがＰｒＢＣＯのような５倍劣化現象を示す物質ではないと思われる。つまり分解原因となった物質は共通のペロブスカイト構造を形成していないと思われる。Ｐｒの純度は、溶液合成時の分解、すなわち沈殿の有無に関係していると思われる。
ＹＢＣＯとＰｒＢＣＯが重ねて作られた例や、その成膜試みはかねてから報告されている。例えばジョセフソン接合においては一度ＹＢＣＯを成膜し、その後にＰｒＢＣＯを成膜し、超電導と非超電導の接合部作成を試みている。しかしながら、上記の説明通りこのＹＢＣＯとＰｒＢＣＯは同じ成膜温度で最適酸素分圧が極端に異なる物質である。例えば８００℃での最適酸素分圧は１０００ｐｐｍと１ｐｐｍであり、７７５℃ではその半分の５００ｐｐｍと０．５ｐｐｍとなる。２５℃毎に最適酸素分圧は半分になることが知られている。ＹＢＣＯとＰｒＢＣＯの酸素分圧は１０００倍異なるのである。
ＹＢＣＯを真空物理蒸着法であるＰＬＤ法やＭＯＣＶＤ法で成膜を試みた場合、許容される酸素分圧はたかだか２倍の５００ｐｐｍ～２０００ｐｐｍである。しかも５００ｐｐｍではかなり質の悪いＹＢＣＯ層が形成されてしまう。そのためＹＢＣＯとＰｒＢＣＯは別の条件で成膜されることとなり、それぞれがペロブスカイト構造での結合をもつことはあり得ない。
ＴＦＡ－ＭＯＤ法は疑似液相で成長し、ユニットセルが放出される成長界面は疑似液相の底に沈んだ状態である。酸素分圧の制御は疑似液相の外側となり、その酸素分圧が成長界面に大きくは影響しないため、ＹＢＣＯとＰｒＢＣＯが混在したペロブスカイト構造が得られる。そして先願で１０％Ｐｒ置換のＹＢＣＯを報告した。
その先願での条件ではＰｒの純度が９８％と低かったために、Ｙサイトに置換可能なＰｒは１０％が限界で、コーティング溶液はそれ以上の濃度では沈殿してしまっていた。今回、Ｐｒの純度を９９％と改善することによりＰＳ－ＳＩＧ法におけるＰｒの分解をさらに抑制し、得られたペロブスカイト構造にＹＢＣＯと２０％を超すＰｒＢＣＯが共存して存在していることは確実である。前例の無い構造体が得られた初めての報告である。それと同時にＰｒの５倍劣化現象が、Ｐｒ量２０％や２２％でも適用されて非超電導体となることが確認された初の報告でもある。
（実施例２）
図３に示されるフローチャートに従い、２種類の超電導体用コーティング溶液を合成及び精製する。金属酢酸塩に純度９９％のＰｒ（ＯＣＯＣＨ３）３、純度９９％のＹ（ＯＣＯＣＨ３）３、純度９９％のＢａ（ＯＣＯＣＨ３）２、純度９９％のＣｕ（ＯＣＯＣＨ３）２の各水和物の粉末を用いた。
金属イオンモル比０．００：０．９０：２：３、及び０．２２：０．７８：２：３でイオン交換水中に溶解し、反応等モル量のＣＦ３ＣＯＯＨと混合及び攪拌を行い、得られた混合溶液をナス型フラスコ中に入れ、ロータリーエバポレータ中減圧下で反応及び精製を１２時間行った。半透明青色の物質２Ｍｉ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ（実施例２で説明する物質、０％Ｐｒ、１００％Ｙ Ｍａｔｒｉａｌ ｗｉｔｈ ｉｍｐｕｒｉｔｙ）、２Ｍｉ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯを得た。
得られた半透明青色の物質２Ｍｉ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ、及び２Ｍｉ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ中には、溶液合成時の反応副生成物である水や酢酸が７ｗｔ％程度含まれる。半透明青色の物質２Ｍｉ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ、２Ｍｉ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯに重量で２０倍の無水メタノールを加え溶解し、コーティング溶液２ＣＳｉ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ（実施例２で説明するコーティング溶液、０％Ｐｒ， １００％Ｙ Ｍａｔｅｒｉａｌ ｗｉｔｈ ｉｍｐｕｒｉｔｙ）、及び２ＣＳｉ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯをそれぞれ得た。
得られたコーティング溶液２ＣＳｉ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ、２ＣＳｉ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯをロータリーエバポレータ中で再び減圧下で反応及び精製を１２時間行うと半透明青色の物質２Ｍ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ（実施例２で説明する物質、０％Ｐｒ， １００％Ｙ Ｍａｔｅｒｉａｌ ｗｉｔｈｏｕｔ ｉｍｐｕｒｉｔｙ）、２Ｍ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯがそれぞれ得られた。
半透明青色の物質２Ｍ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ、及び２Ｍ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯをメタノール（図３のｊ）中に溶解し、メスフラスコを用いて希釈し、それぞれ金属イオン換算で１．５０ｍｏｌ／ｌのコーティング溶液２ＣＳ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ（実施例２、Ｃｏａｔｉｎｇ Ｓｏｌｕｔｉｏｎ ｆｏｒ ０％Ｐｒ， １００％Ｙ ｐｅｒｏｖｓｋｉｔｅ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）、及び２ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯをそれぞれ得た。
コーティング溶液２ＣＳ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ、及び２ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯを用い、スピンコート法を用い加速度１００００ｒｐｍ／ｓ、最高回転数４０００ｒｐｍ、保持時間６０ｓで１０×１０×０．５０ｍｍｔのＬａＡｌＯ３（１００）配向単結晶上にそれぞれ２枚の成膜を行い、半透明青色のゲル膜２Ｇｅｌ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ－１（実施例２、ｇｅｌ ｆｉｌｍ ｏｆ ｒｅｓｕｌｔｉｎｇ ０％Ｐｒ， １００％Ｙ ｆｉｌｍｓ、試料番号１）、２Ｇｅｌ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ－２、２Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－３（実施例２、ｇｅｌ ｆｉｌｍ ｏｆ ｒｅｓｕｌｔｉｎｇ ０％Ｐｒ， １００％Ｙ ｆｉｌｍｓ、試料番号１）、及び２Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－４をそれぞれ得た。このゲル膜は本焼後に膜厚が１５０ｎｍとなる成膜条件である。
上記とは別にコーティング溶液２ＣＳ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ、２ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯを用い、１０×２５×０．５０ｍｍｔのＬａＡｌＯ３（１００）配向単結晶基板上にスピンコート法成膜時の中心から片側にコーティング溶液２ＣＳ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯを、反対側コーティング溶液２ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯを滴下し、中央部が混合した瞬間にスピンコートを開始し、半透明青色のゲル膜２Ｇｅｌ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－Ｃ（実施例２、ｇｅｌ ｆｉｌｍ ｏｆ ｒｅｓｕｌｔｉｎｇ ０％Ｐｒ， １００％Ｙ ｆｉｌｍｓ ａｎｄ ２２％Ｐｒ， ７８％Ｙ ｆｉｌｍｓ、ｃｈｉｍｅｒａ）を得た。成膜条件は加速度１００００ｒｐｍ／ｓ、最高回転数４０００ｒｐｍ、保持時間６０ｓである。
半透明青色のゲル膜２Ｇｅｌ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－Ｃのスピンコート中央部に境界は目視では判別できない。
得られたゲル膜、２Ｇｅｌ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ－１、２Ｇｅｌ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ－２、２Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－３、及び２Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－４、２Ｇｅｌ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－Ｃは直ちに乾燥ガスで満たされた炉内へ設置され、図６に示すプロファイルで４００℃以下の加湿純酸素雰囲気で仮焼を行い、半透明茶色の仮焼膜２Ｃａｌ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ－１（実施例２、ｃａｌｃｉｎｅｄ ｆｉｌｍ ｏｆ ｒｅｓｕｌｔｉｎｇ ０％Ｐｒ， １００％Ｙ ｆｉｌｍｓ、試料番号１）、２Ｃａｌ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ－２、２Ｃａｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－３、及び２Ｃａｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－４、及び２Ｃａｌ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－Ｃをそれぞれ得た。
図７に示すプロファイルで仮焼膜２Ｃａｌ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ－１、２Ｃａｌ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ－２、２Ｃａｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－３、２Ｃａｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－４、及び２Ｃａｌ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－Ｃを８００℃の１０００ｐｐｍ酸素混合アルゴンガス中で本焼を行い、５２５℃以下の純酸素中でアニールを行い、酸化物薄膜２Ｆ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ－１ （実施例２、ｆｉｒｅｄ ｏｘｉｄｅ ｆｉｌｍｓ ｏｆ Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ、試料番号１）、２Ｆ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ－２、２Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－３、２Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－４、及び２Ｆ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－Ｃそれぞれ得た。
酸化物薄膜２Ｆ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ－１、２Ｆ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ－２、２Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－３、及び２Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－４の中央部をそれぞれＸＲＤ測定の２θ／ω法で測定した結果、ＹＢＣＯ（００ｎ）ピークのみが確認され、異相であるＣｕＯやＹ２Ｏ３、ＢａＣｕＯ２などの異相はバックグラウンドと差が判別できないレベルであった。ＹＢＣＯ（００６）が最強ピークであり、異相のピークは１／１０００か、それ以下であった。原料のＰｒの純度によるＸＲＤ相同定結果に差は見られなかった。
酸化物薄膜２Ｆ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ－１、２Ｆ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ－２、２Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－３、及び２Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－４それぞれ液体窒素中、自己磁場下で、誘導法により超電導特性を測定した。図１３は、酸化物薄膜２Ｆ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ－１、及び２Ｆ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ－２のマップでの超電導特性測定結果である。
誘導法による超電導特性の測定は単一の磁場発生ロッドと第三高調波の検出装置の組み合わせである。相手側超電導体に、印加磁場を打ち消すことができる効果が発揮していればそれは超電導状態であり、それを超えた際は第三高調波が発生し、その検知により非破壊で超電導特性が測定できる仕組みである。もちろんそうでなくてもシグナルは出てくるのであるが、波形が標準状態よりもずれたり、磁場印加時に検知電圧がゼロとならないものは超電導でないものと扱われる。
第三高調波の発生と検知は、超電導体側に直径６ｍｍの領域が必要とされており、１０ｍｍ各試料を２ｍｍピッチでロッドを移動させて測定する今回の手法では、最大で１辺に３点までのデータは並ばない。
酸化物薄膜２Ｆ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ－１の測定結果は図１３（ａ）であり、Ｊｃ値（ＭＡ／ｃｍ２、７７Ｋ，０Ｔ）が６．４３～６．８５までの７点が超電導が測定できた領域として扱われている。酸化物薄膜２Ｆ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ－２の測定結果は図１３（ｂ）で、６．２９～６．６７の特性となっている。最大値でないものは単結晶端部の影響を受け下がる可能性が高いため、得られた結果の最大値がＪｃ値となる。
酸化物薄膜２Ｆ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ－１、及び２Ｆ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ－２は中央部に６．８５と６．６７ＭＡ／ｃｍ２の超電導特性を液体窒素中で持つ、良好な超電導体であることが分かった。
図１４は、酸化物薄膜２Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－３、及び２Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－４の超電導特性測定結果である。２Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－３が図１４（ａ）、２Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－４が図１４（ｂ）である。こちらは全ての領域で超電導と判定できるシグナルが得られなかった。この結果は実施例１と同じ結果だが、その後にキメラ膜を成膜する原液確認のためこの実験を行った。全域で特性はゼロであり、膜内部に直径６ｍｍφの超電導領域が存在しないことを示す。
図１５は、酸化物薄膜２Ｆ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－Ｃを、ＹＢＣＯを下側に、２２％Ｐｒ置換のＹＢＣＯを上側に設置した場合の超電導特性測定結果である。図の上側、２２％Ｐｒ置換のＹＢＣＯは超電導特性を示していない。一方で下側のＹＢＣＯは超電導特性を示している。その境界部は誘導法の原理により超電導と判定されない部分が２～４ｍｍ幅で出てくることになる。
この酸化物薄膜２Ｆ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－ＣのＪｃ値のＹＢＣＯ部分は、２Ｆ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ－１、及び２Ｆ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ－２のＪｃ値に近い結果であり、２２％Ｐｒ－ＹＢＣＯ部分は、２Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－３、及び２Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－４と同じ結果である。
酸化物薄膜２Ｆ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－Ｃの外観であるが、ＹＢＣＯ超電導部分はつやのある黒色で、２２％Ｐｒが存在するところはやや白みがかった色となっている。これは２２％Ｐｒが存在する部分の本焼時最適酸素分圧が１０００ｐｐｍではないため異相が部分的に形成された可能性がある。しかし、先に述べたとおり、ＴＦＡ－ＭＯＤ法は広い酸素分圧で本焼が可能であり、またＸＲＤ測定結果からもペロブスカイト構造であることは確認されている。仮に最適酸素分圧がＹＢＣＯで１０００ｐｐｍ、ＰｒＢＣＯで１ｐｐｍならば、対数軸で比例なのであれば２１８ｐｐｍとなる。なお、ＴＦＡ－ＭＯＤ法ではこの程度酸素分圧がずれていても超電導体が形成されることはわかっている。ただ、最適酸素分圧のずれで表面に異相などが形成されて白く見える可能性がある。
酸化物薄膜２Ｆ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－Ｃの外観で、図１５上部で白色の靄がかかった部分と、中央部の少し白い黒色部、及び反対側のつやのある黒色部のＸＲＤ法の２θ／ω測定結果を行い、結果をそれぞれ２ＸＲＤ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－ＣＷ（実施例２のＸＲＤ測定結果、Ｃｈｉｍｅｒａ ｗｈｉｔｅ ａｒｅａ）、２ＸＲＤ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－ＣＣ（ｃｅｎｔｅｒ ａｒｅａ）、及び２ＸＲＤ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－ＣＢ（同、ｂｌａｃｋ ａｒｅａ）とする。
２ＸＲＤ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－ＣＣと２ＸＲＤ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－ＣＢの結果は、ほぼ同一であった。そのためため、中央部エリアには２２％Ｐｒ－ＹＢＣＯが形成されているものと思われる。反対側の２ＸＲＤ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－ＣＷの領域はＹＢＣＯに近い結果が得られているものと思われる。
図１６は、ＹＢＣＯが形成されている２ＸＲＤ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－ＣＷのＸＲＤ結果である。また、図１７は、２２％Ｐｒ置換のＹＢＣＯと思われる２ＸＲＤ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－ＣＣのＸＲＤ結果である。両方の結果ともＹＢＣＯ（００ｎ）ピークしか見えておらず、異相を示す小さなピークはバックグラウンドと同じレベルである。４６．６８°付近に見えるＹＢＣＯ（００６）ピークとバックグラウンドは１０００倍の強度差があるため、ほぼＹＢＣＯであると考えられる。
そのＹＢＣＯ（００６）ピークの拡大図を図１８に表示する。図１８は２ＸＲＤ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－ＣＷのＹＢＣＯ（００６）ピーク付近の拡大図である。近くにあるＬＡＯ（２００）ピークの強度が少し含まれるため、この部分のピーク位置はピーク強度の半値の中央部分として議論することにする。ＬａＡｌＯ３基板（２００）ピークの影響でＹＢＣＯ（００６）ピークは４６．６８°より、この手法では少し高角側に観測される。試料間の評価であれば２θの位置が０．２°とかずれなければＬａＡｌＯ３基板（２００）ピークの影響は大きく変わらないと考えられ、相対的な比較は可能であると思われる。
図１８は、２ＸＲＤ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－ＣＷのピークは一本のラインである。ＹＢＣＯは４６．６８°に（００６）ピークが来て、例えばＳｍＢＣＯであれば４６．５３度に、ＮｄＢＣＯであれが４６．４６度にピークが来ると言われている。ＬａＢＣＯは４６．００度である。これはランタノイド収縮と関連があり、原子半径が大きなＬａではｃ軸長が長くなり、（００６）ピークは低角側に位置する。
ＰｒＢＣＯがもしペロブスカイト構造を組んでＰｒの価数が変化しないのであれば、ピーク位置はＬａＢＣＯとＮｄＢＣＯの中央部分となる４６．２度付近に現れるはずである。しかし、図１８の結果は、４６．７４６度に一本のピークしかない。これはＰｒＢＣＯとＹＢＣＯが、２２％Ｐｒ混合でも共通のつまり単一のペロブスカイト構造を形成していることを意味している。単結晶あるいは結晶学的に連続であることを示す。ピーク強度は９６０００ｃｐｓ、２θ＝４６．７４６°であった。
図１９は、２ＸＲＤ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－ＣＣのＸＲＤ結果であるが、ピーク強度が少し強くなり位置が０．０２度高角側に移動した以外は、図１８とほぼ同じ結果である１１４０００ｃｐｓ、２θ＝４６．７４４°であった。このことも２ＸＲＤ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－ＣＣが２ＸＲＤ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－ＣＷに近い組成であることを暗に示している。
図１８と図１９から読めるＦＷＨＭと強度は、２ＸＲＤ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－ＣＷが０．３８０度と９６０００ｃｐｓ。２ＸＲＤ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－ＣＣは０．３６０度と１１４０００ｃｐｓである。Ｐｒの量が多くなるとその部分が３価から４価へと変化し、ｃ軸長が短くなりＸＲＤ測定においてずれが生じるためにピーク強度が弱くなることが予想される。そして幅がブロードになることが予想される。図１９は、境界をまたいで測定しているため、ＹＢＣＯと２２％Ｐｒ－ＹＢＣＯの両方の中間的な結果となる。Δωに相当するＦＷＨＭは０．３６０°で小さく、ピークは１１４０００ｃｐｓと強い。
最後にほぼＹＢＣＯが形成されている領域の結果が図２０である。ＹＢＣＯ単体なので１本のピークであることは当然であるが、この手法での評価による（００６）ピーク位置は４６．７２２度である。この値は最もずれている図１８と０．０２４度しか違わない結果である。ＰｒＢＣＯは形成直後では４６．２度付近にピークが来る構造であると推測されるが、Ｐｒの価数変化でｃ軸長が短くなり、（００６）ピークは高角側にシフトする。２２％Ｐｒが入ったものとＹＢＣＯとの、ペロブスカイト構造を常温で比較した結果の差は、わずか０．０２４度であった。
この０．０２４度は非常に小さな値である。ＹＢＣＯとＳｍＢＣＯは、ＴＦＡ－ＭＯＤ法においては共通のペロブスカイト構造を作れることは広く知られているが、その（００６）ピーク位置は０．１５度異なるのである。Ｐｒが分散したＹＢＣＯは、２θの差がより小さく、ｃ軸長で同じ値に近いことを示す。更に安定的に存在する構造であることが予想される。
図２０に示した２ＸＲＤ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－ＣＢの結果で、ＦＷＨＭは０．３２度であり、ピーク強度は１２４０００ｃｐｓである。図１８、図１９、図２０の結果から、連続した構造が原理的に形成可能であることをＸＲＤ結果は示しているし、連続したペロブスカイト構造が得られている証拠である。
これによりかつてレーザースクライビング法で穴をあけた構造でないとＡＣロス低減はできなかったが、新しいＰｌａｎｔｅｄ Ｓｈａｒｅｄ Ｉｎｓｕｌａｔｏｒ（ＰＳＩ）法により、仮に非超電導幅を同じ１００μｍで形成したとしても、強度やダメージ回避に優れた構造が形成可能であることの原理が示された。
ＹＢＣＯが形成されている領域と、２２％Ｐｒ置換のＹＢＣＯが形成されている領域の境界と思われる近辺の高分解能ＴＥＭ観察を実施した。
図２１は２０万倍で観察した断面ＴＥＭ像である。ＴＦＡ－ＭＯＤ法は疑似液相で成長するため、液相が枯れた場所の膜厚が小さくなり、そうでない場所は厚くなることが知られている。その膜厚差は成膜条件に依存するが、８００℃・１０００ｐｐｍ、加湿４．２％の成膜条件では７０ｎｍと言われている。
図２１の下側の白い領域はＬａＡｌＯ３単結晶基板であり、その上部にやや黒い縞模様がついて見える領域がＹＢＣＯ超電導体である。ＹＢＣＯ超電導体の膜厚はスケールがついており、薄い部分は２２３ｎｍで、厚い部分は３０１ｎｍである。膜厚差からはほぼ条件通りに成膜された試料であることが解かる。図２１からは見づらいが縞模様は全て基板と並行方向に走っている。つまりｃ軸配向粒子がそろっていることを示す。
図２１のＬａＡｌＯ３単結晶基板とＹＢＣＯ超電導体の境界部を２１７万倍の高倍観察したＴＥＭ画像が図２２である。図の下にはＬａＡｌＯ３単結晶基板の各元素が見えており、その上部には横方向に縞模様で見える領域がＹＢＣＯ超電導体のｃ軸配向粒子である。図２２からわかるようにほぼ全面でｃ軸配向粒子が形成されており、図の左端に僅かに縦方向に縞がつながっている部分が見えるが、それがａ／ｂ軸配向粒子である。
ａ／ｂ軸配向粒子はひとたび形成すると上側に早く成長するため壁を作って横方向（ｃ軸配向粒子による超電流方向）の超電導電流を遮断し、大きく超電導特性を低下させることが多いが、この試料のこの視野ではａ／ｂ軸配向粒子が存在するのは図２２の通り基板から高さ１４ユニットセルまでしかなく、その上部には再びｃ軸配向粒子が形成していることが解かる。格子長が１：１：２．９４であるため、ａ／ｂ軸配向粒子とｃ軸配向粒子は共通な格子構造を形成できる。
図２２で観察できるｃ軸配向粒子とａ／ｂ軸配向粒子は、ＸＲＤ測定の極図形という手法で分離することが可能である。ＹＢＣＯ（１０２）面で極図形測定を行うと、ａ／ｂ軸配向粒子はψ＝５６度付近で観測され、ｃ軸配向粒子はψ＝３４度付近で観測される。その合計値とａ／ｂ軸配向強度の比から存在比率の定量評価可能であり、図２２の結果では１．２％であった。ａ／ｂ軸配向比率は３％以下であれば超電導特性はほぼ１００％得られる。ｃ軸配向部を超電導電流は自由に迂回できるためである。ａ／ｂ軸配向比率が１０％では特性が半分以下となり、３０％ではゼロに近い１／１００以下になる。
試料の別部位を５２万倍で観察した結果は図２３に示す。図２３の下はＬＡＯ単結晶基板であり、その上部の黒い部分はＹＢＣＯ超電導体である。横方向の縞模様はｃ軸配向粒子を示す。この視野ではａ／ｂ軸配向粒子は観測できない。
また、Ｘ線開設像を示す図の右上の結果も、ｃ軸配向粒子がほぼ１００％であることを示している。これらの観察結果は、右側がＹＢＣＯで左側は２２％Ｐｒ置換されたＹＢＣＯであったが、境界は不明瞭でａ／ｂ軸配向粒子の形成は認められない。加えて極図形の結果からａ／ｂ軸配向粒子の存在比率は１．２％しかなかった。このことから、２０％以上ＰｒでＹサイトを置換して非超電導体を形成する手法では、ＹＢＣＯと共通のペロブスカイト構造を形成し、ａ／ｂ軸配向粒子の形成は３０％未満に抑制できることが解かった。
ＴＦＡ－ＭＯＤ法において超電導特性を低下させるａ／ｂ軸配向粒子は、過剰なユニットセルの放出により過剰な核生成に原因があると思われ、空隙を利用したＡＣロス低減構造では、超電導体の特性が低下することとなる。空隙を形成してのＡＣロス低減手法においては、超電導体部分へのａ／ｂ軸配向粒子形成は空隙から１００μｍと考えられ、その部分のａ／ｂ軸配向粒子の比率は３０％以上にも達する。ａ／ｂ軸配向粒子が３０％に達すると超電導特性がほぼゼロとなるが、１／１００として計算した場合、超電導幅が４００μｍの線材で、空隙形成によるＡＣロス低減構造を実現ではａ／ｂ軸配向粒子が幅２００μｍ形成され、特性が１／１００となるため、４００μｍ幅線材の総合的な特性は５０．５％へと低下する。またその幅が短くなり、２００μｍとなれば全面がａ／ｂ軸配向粒子となるため、特性は１／１００となる。
実施例では、空隙を形成しないことによりａ／ｂ軸配向粒子は１．２％と通常の形成量を維持している。また非超電導領域がより狭くなってもａ／ｂ軸配向粒子が形成されないことが期待され、大きなＡＣロス低減効果を実現できる構造であることが解かる。
ＴＦＡ－ＭＯＤ法での成膜ではメニスカス部を利用して成膜するのが連続成膜プロセスでは基本となっている。その形成の鍵は図５に示す、超電導領域と非超電導領域の同時成膜である。
ＴＦＡ－ＭＯＤ法ではかつて、インクジェット方式により超電導領域だけを形成し、空隙部分で絶縁を保つ方式でＡＣロス低減構造開発が報告されてきたが、その方式で超電導線材が完成して超電導コイルが形成し、応用されたという例は２０２０年時点で無い。開発から１０年以上が経過した現状からすると難しい手法なのだと思われる。
難しさの一つは、粘度の低すぎるメタノール溶液の取り扱いである。インクジェットで液滴を射出した際に広がれば、超電導領域が隣接領域と接続する恐れがある。仮に液滴を制御してゲル膜が存在する部分とそれが無い部分を形成で来たとしても、ＴＦＡ－ＭＯＤ法での本焼反応ではガスが揮散し易い両端部の成長が早くなり、そして横倒しで超電導特性が低下するａ／ｂ軸配向粒子の量が増えることになり、良好な超電導特性が望めない。
それに対して図５に示すＰＳＩ法では、最終的に形成される超電導膜は１ミクロン前後で、ゲル膜で１０μｍの厚みしかなく、同時に成膜することで数ミクロンの拡散層は形成されるかもしれないが、１００μｍを超えることが無いことは容易に理解できる。そのため図１、図２に示すＰＳＩ構造が実現できるのである。
図１、図２の構造が実現することは、この実施例でのデータ検証からも明らかであり、ＰＳＩ構造によりレーザースクライビング法で問題となった６つの問題点をすべて解決できることが理解できる。共通のペロブスカイト構造で非超電導領域を形成するＰＳＩ法は、線材化での機械的強度にも優れる。この技術が展開されればＡＣロス低減が実現し、超電導のハイパワー応用が世界に広がることが容易に想像できる。
（実施例３）
図３に示されるフローチャートに従い、２種類の超電導体用コーティング溶液を合成及び精製する。金属酢酸塩に純度９９％のＰｒ（ＯＣＯＣＨ３）３、純度９９％のＹ（ＯＣＯＣＨ３）３、純度９９％のＢａ（ＯＣＯＣＨ３）２、純度９９％のＣｕ（ＯＣＯＣＨ３）２の各水和物の粉末を用いた。
金属イオンモル比０．００：０．９０：２：３、及び０．２２：０．７８：２：３でイオン交換水中に溶解し、反応等モル量のＣＦ３ＣＯＯＨと混合及び攪拌を行い、得られた混合溶液をナス型フラスコ中に入れ、ロータリーエバポレータ中減圧下で反応及び精製を１２時間行った。半透明青色の物質３Ｍｉ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ（実施例３で説明する物質、０％Ｐｒ、１００％Ｙ Ｍａｔｒｉａｌ ｗｉｔｈ ｉｍｐｕｒｉｔｙ）、及び３Ｍｉ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯを得た。
得られた半透明青色の物質３Ｍｉ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ、及び３Ｍｉ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ中には、溶液合成時の反応副生成物である水や酢酸が７ｗｔ％程度含まれる。半透明青色の物質３Ｍｉ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ、及び３Ｍｉ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯに重量で２０倍の無水メタノールを加え溶解し、コーティング溶液３ＣＳｉ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ（実施例３で説明するコーティング溶液、０％Ｐｒ， １００％Ｙ Ｍａｔｅｒｉａｌ ｗｉｔｈ ｉｍｐｕｒｉｔｙ）、及び３ＣＳｉ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯをそれぞれ得た。
得られたコーティング溶液３ＣＳｉ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ、及び３ＣＳｉ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯをロータリーエバポレータ中で再び減圧下で反応及び精製を１２時間行うと半透明青色の物質３Ｍ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ（実施例３で説明する物質、０％Ｐｒ， １００％Ｙ Ｍａｔｅｒｉａｌ ｗｉｔｈｏｕｔ ｉｍｐｕｒｉｔｙ）、及び３Ｍ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯがそれぞれ得られた。
半透明青色の物質３Ｍ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ、及び３Ｍ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯをメタノール（図３のｊ）中に溶解し、メスフラスコを用いて希釈し、それぞれ金属イオン換算で１．５０ｍｏｌ／ｌのコーティング溶液３ＣＳ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ（実施例３、Ｃｏａｔｉｎｇ Ｓｏｌｕｔｉｏｎ ｆｏｒ ０％Ｐｒ， １００％Ｙ ｐｅｒｏｖｓｋｉｔｅ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）、及び３ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯをそれぞれ得た。
メニスカスコートで成膜を実施するため、厚みが約０．２ｍｍで３×４×５ｍｍのプラスチック製の直方体で、３×４ｍｍ、及び３×５ｍｍの隣接する二つの側面が無い容器を６つ準備する。４×５ｍｍの面で、同じ面が開く向きで３つを接続する。
立てた１０×３０×０．５０ｍｍｔの単結晶基板に、ＣＶの３×４ｍｍ面を押し付けて、もう片方（３×５ｍｍ）の開放面が上方に向くようにする。両サイドの容器にコーティング溶液３ＣＳ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯを上から１ｍｍ程度まで満たし、中央の溶液にコーティング溶液３ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯを上から１ｍｍ程度まで満たす。
単結晶基板を約１２ｍｍ／ｓで引くと、ゲル膜３Ｇｅｌ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ＋Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ（実施例３のゲル膜）が形成される。ゲル膜形成時にコーティング溶液の境界部は少し混合が生じる可能性がある。約１２ｍｍ／ｓの速度で引くと、約１．５μｍ厚のゲル膜が形成され、仮焼及び本焼後に０．１５μｍ厚の酸化物薄膜となる。なお基板の下部がＣＶの下を通過すると、ＣＶ内の液は漏れ出て落下する。この状態では成膜速度が速くなり、膜厚は速度の０．５乗に比例するため厚くなり混合も起きる。そのため下部５ｍｍもリン酸エッチングで除去する。
また同様に１０×３０×０．５０ｍｍｔの単結晶基板にＣＶをセットし、その全ての容器にコーティング溶液３ＣＳ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯを上から１ｍｍ程度まで満たす。
単結晶基板を約２０ｍｍ／ｓで引くと、ゲル膜３Ｇｅｌ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯが形成される。ゲル膜形成時にコーティング溶液の境界部は少し混合が生じることになる。約１２ｍｍ／ｓの速度で引くと、約２μｍ厚のゲル膜が形成され、仮焼及び本焼後に０．１５μｍ厚の酸化物薄膜となる。
得られたゲル膜３Ｇｅｌ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ＋Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ、及び３Ｇｅｌ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯは直ちに乾燥ガスで満たされた炉内へ設置され、図６に示すプロファイルで４００℃以下の加湿純酸素雰囲気で仮焼を行い、半透明茶色の仮焼膜３Ｃａｌ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ＋Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ（実施例３、ｃａｌｃｉｎｅｄ ｆｉｌｍ）、及び３Ｃａｌ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯをそれぞれ得た。
図７に示すプロファイルで仮焼膜３Ｃａｌ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ＋Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ、及び３Ｃａｌ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯを８００℃の１０００ｐｐｍ酸素混合アルゴンガス中で本焼を行い、５２５℃以下の純酸素中でアニールを行い、酸化物薄膜３Ｆ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ＋Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ （実施例３、ｆｉｒｅｄ ｏｘｉｄｅ ｆｉｌｍｓ）、及び３Ｆ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯそれぞれ得た。
酸化物薄膜３Ｆ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ＋Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯに耐薬品テープを貼り上部１ｍｍ、下部５ｍｍを露出させ、０．７％リン酸水溶液中に６０ｓ浸すことにより不均質な超電導部を除去した。得られた約９ｍｍ幅、長さ１５ｍｍの酸化物薄膜は、長手方向に３ｍｍ毎にＰｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ、Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ、Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯが形成されているものと思われる。
酸化物薄膜３Ｆ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ＋Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯの両サイドのＰｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯにそれぞれ３か所ずつ、銀蒸着を行い、１８０度下純酸素アニールにより銀と酸化物薄膜との接触性を改善した。各サイド、３か所の電極を３Ｅ－Ａ１（実施例３の電極、Ａ１）、３Ｅ－Ａ２、３Ｅ－Ａ３、逆サイドの３か所の電極を３Ｅ－Ｂ１、３Ｅ－Ｂ２、３Ｅ－Ｂ３とする。
液体窒素中に酸化物薄膜３Ｆ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ＋Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯを設置し、各電極の導通を測定すると、３Ｅ－Ａ１、３Ｅ－Ａ２、３Ｅ－Ａ３の相互で導通が確認され、３Ｅ－Ｂ１、３Ｅ－Ｂ２、３Ｅ－Ｂ３の相互でも導通が確認された。しかしその他の組み合わせでは導通は確認されなかった。そのため中央部のＰｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯが絶縁層として機能していることが分かった。
同様に酸化物薄膜３Ｆ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯに耐薬品テープを貼り上部１ｍｍ、下部５ｍｍを露出させ、０．７％リン酸水溶液中に６０ｓ浸すことにより不均質な超電導部を除去した。得られた約９ｍｍ幅、長さ１５ｍｍの酸化物薄膜は、長手方向に３ｍｍ毎にＰｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ、Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ、Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯが形成されているものと思われる。
各両サイドのＰｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯにそれぞれ３か所、銀蒸着を行い、１８０度下純酸素アニールにより銀と酸化物薄膜との接触性を改善した。各サイド、３か所の電極を３Ｅ－Ａ１（実施例３の電極、Ａ１）、３Ｅ－Ａ２、３Ｅ－Ａ３、逆サイドの３か所の電極を３Ｅ－Ｂ１、３Ｅ－Ｂ２、３Ｅ－Ｂ３とする。
液体窒素中に酸化物薄膜３Ｆ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯを設置し、各電極の導通を測定すると、３Ｅ－Ａ１、３Ｅ－Ａ２、３Ｅ－Ａ３、３Ｅ－Ｂ１、３Ｅ－Ｂ２、３Ｅ－Ｂ３の全ての組み合わせで導通が確認された。
この方式で成膜された超電導層は簡易的な手法であるため境界部に成膜されてない領域が存在し、導通が取れない可能性を考慮し、酸化物薄膜３Ｆ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯを準備したが、導通試験の結果からゲル膜成膜時に何らかの液の広がりが生じて連続したペロブスカイト構造が形成され、超電導電流が全ての電極において導通することが確認できた。
一方で、酸化物薄膜３Ｆ－Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ＋Ｐｒ０．００Ｙ１．００ＢＣＯは中央部が導通してないことは測定結果から明らかである。このことは実施例１、２の結果も含め共通のペロブスカイト構造を形成しながら、導通が無い構造体が形成されたことの証明ともなっている。この実験結果も、膜厚１５０ｎｍの広い領域である１００μｍ四方以上にわたって連続する領域で、共通のペロブスカイト構造を形成しながら超電導体が２か所に分けることができた最初の成功例としての証拠になると思われる。ＰＳＩ法でのＡＣロス低減技術の基礎が確認された。
（実施例４）
図３に示されるフローチャートに従い、８種類の超電導体用コーティング溶液を合成及び精製する。コーティング溶液は、金属酢酸塩に純度９９％のＰｒ（ＯＣＯＣＨ３）３、純度９９％のＹ（ＯＣＯＣＨ３）３、純度９９％のＢａ（ＯＣＯＣＨ３）２、純度９９％のＣｕ（ＯＣＯＣＨ３）２の各水和物の粉末を用いた。
Ｐｒ（ＯＣＯＣＨ３）３、Ｙ（ＯＣＯＣＨ３）３、Ｂａ（ＯＣＯＣＨ３）２、及びＣｕ（ＯＣＯＣＨ３）２の各水和物を、金属イオンモル比０．１８：０．８２：２：３、０．２０：０．８０：２：３、０．２２：０．７８：２：３、０．２４：０．７６：２：３、０．２７：０．７３：２：３、０．３０：０．７０：２：３、０．３５：０．６５：２：３、及び０．４０：０．６０：２：３でイオン交換水中に溶解し、反応等モル量のＣＦ３ＣＯＯＨと混合及び攪拌を行い、得られた混合溶液をナス型フラスコ中に入れ、ロータリーエバポレータ中減圧下で反応及び精製を１２時間行った。
金属イオンモル比０．１８：０．８２：２：３、０．２０：０．８０：２：３、０．２２：０．７８：２：３、０．２４：０．７６：２：３、０．２７：０．７３：２：３、０．３０：０．７０：２：３、０．３５：０．６５：２：３、及び０．４０：０．６０：２：３の原料からの反応及び精製からは、半透明青色の物質４Ｍｉ－Ｐｒ０．１８Ｙ０．８２ＢＣＯ（実施例４で説明する物質、１８％Ｐｒ， ８２％Ｙ Ｍａｔｅｒｉａｌ ｗｉｔｈ ｉｍｐｕｒｉｔｙ）、４Ｍｉ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、４Ｍｉ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ、４Ｍｉ－Ｐｒ０．２４Ｙ０．７６ＢＣＯ、４Ｍｉ－Ｐｒ０．２７Ｙ０．７３ＢＣＯ、４Ｍｉ－Ｐｒ０．３０Ｙ０．７０ＢＣＯ、４Ｍｉ－Ｐｒ０．３５Ｙ０．６５ＢＣＯ、及び４Ｍｉ－Ｐｒ０．４０Ｙ０．６０ＢＣＯが得られた。
得られた半透明青色の物質４Ｍｉ－Ｐｒ０．１８Ｙ０．８２ＢＣＯ、４Ｍｉ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、４Ｍｉ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ、４Ｍｉ－Ｐｒ０．２４Ｙ０．７６ＢＣＯ、４Ｍｉ－Ｐｒ０．２７Ｙ０．７３ＢＣＯ、４Ｍｉ－Ｐｒ０．３０Ｙ０．７０ＢＣＯ、４Ｍｉ－Ｐｒ０．３５Ｙ０．６５ＢＣＯ、及び４Ｍｉ－Ｐｒ０．４０Ｙ０．６０ＢＣＯ中には、溶液合成時の反応副生成物である水や酢酸が７ｗｔ％程度含まれる。
半透明青色の物質４Ｍｉ－Ｐｒ０．１８Ｙ０．８２ＢＣＯ、４Ｍｉ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、４Ｍｉ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ、４Ｍｉ－Ｐｒ０．２４Ｙ０．７６ＢＣＯ、４Ｍｉ－Ｐｒ０．２７Ｙ０．７３ＢＣＯ、４Ｍｉ－Ｐｒ０．３０Ｙ０．７０ＢＣＯ、４Ｍｉ－Ｐｒ０．３５Ｙ０．６５ＢＣＯ、及び４Ｍｉ－Ｐｒ０．４０Ｙ０．６０ＢＣＯに重量で２０倍の無水メタノールを加え溶解したところ、４Ｍｉ－Ｐｒ０．２７Ｙ０．７３ＢＣＯ、４Ｍｉ－Ｐｒ０．３０Ｙ０．７０ＢＣＯ、４Ｍｉ－Ｐｒ０．３５Ｙ０．６５ＢＣＯ、及び４Ｍｉ－Ｐｒ０．４０Ｙ０．６０ＢＣＯは不透明緑白色の沈殿が生じたため実験を中止した。メタノールとカルボンさんのエステル化反応が起きたものと思われる。
その他の溶液は精製を行い、コーティング溶液４ＣＳｉ－Ｐｒ０．１８Ｙ０．８２ＢＣＯ（実施例４で説明するコーティング溶液、１８％Ｐｒ， ８２％Ｙ Ｍａｔｅｒｉａｌ ｗｉｔｈ ｉｍｐｕｒｉｔｙ）、４ＣＳｉ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、４ＣＳｉ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ、及び４ＣＳｉ－Ｐｒ０．２４Ｙ０．７６ＢＣＯをそれぞれ得た。
得られたコーティング溶液４ＣＳｉ－Ｐｒ０．１８Ｙ０．８２ＢＣＯ、４ＣＳｉ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、４ＣＳｉ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ、及び４ＣＳｉ－Ｐｒ０．２４Ｙ０．７６ＢＣＯをロータリーエバポレータ中で再び減圧下で反応及び精製を１２時間行うと半透明青色の物質４Ｍ－Ｐｒ０．１８Ｙ０．８２ＢＣＯ（実施例４で説明する物質、１８％Ｐｒ， ８２％Ｙ Ｍａｔｅｒｉａｌ ｗｉｔｈｏｕｔ ｉｍｐｕｒｉｔｙ）、４Ｍ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、４Ｍ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ、及び４Ｍ－Ｐｒ０．２４Ｙ０．７６ＢＣＯがそれぞれ得られた。
半透明青色の物質４Ｍ－Ｐｒ０．１８Ｙ０．８２ＢＣＯ、４Ｍ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、４Ｍ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ、及び４Ｍ－Ｐｒ０．２４Ｙ０．７６ＢＣＯをメタノール（図２のｊ）中に溶解し、メスフラスコを用いて希釈し、それぞれ金属イオン換算で１．５０ｍｏｌ／ｌのコーティング溶液４ＣＳ－Ｐｒ０．１８Ｙ０．８２ＢＣＯ（実施例４、Ｃｏａｔｉｎｇ Ｓｏｌｕｔｉｏｎ ｆｏｒ １８％Ｐｒ， ８２％Ｙ ｐｅｒｏｖｓｋｉｔｅ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）、４ＣＳ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、４ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ、及び４ＣＳ－Ｐｒ０．２４Ｙ０．７６ＢＣＯをそれぞれ得た。
コーティング溶液４ＣＳ－Ｐｒ０．１８Ｙ０．８２ＢＣＯ、４ＣＳ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、４ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ、及び４ＣＳ－Ｐｒ０．２４Ｙ０．７６ＢＣＯを用い、スピンコート法を用い加速度１００００ｒｐｍ／ｓ、最高回転数４０００ｒｐｍ、保持時間６０ｓで１０×３０×０．５０ｍｍｔのＬａＡｌＯ３（１００）配向単結晶上に成膜を行い、半透明青色のゲル膜４Ｇｅｌ－Ｐｒ０．１８Ｙ０．８２ＢＣＯ（実施例４、ｇｅｌ ｆｉｌｍ ｏｆ ｒｅｓｕｌｔｉｎｇ １８％Ｐｒ， ８２％Ｙ ｆｉｌｍｓ）、４Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、４Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ、及び４Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２４Ｙ０．７６ＢＣＯをそれぞれ得た。
得られたゲル膜、４Ｇｅｌ－Ｐｒ０．１８Ｙ０．８２ＢＣＯ、４Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、４Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ、及び４Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２４Ｙ０．７６ＢＣＯは直ちに乾燥ガスで満たされた炉内へ設置され、図６に示すプロファイルで４００℃以下の加湿純酸素雰囲気で仮焼を行い、半透明茶色の仮焼膜４Ｃａｌ－Ｐｒ０．１８Ｙ０．８２ＢＣＯ（実施例４、ｃａｌｃｉｎｅｄ ｆｉｌｍ ｏｆ ｒｅｓｕｌｔｉｎｇ １８％Ｐｒ， ８２％Ｙ ｆｉｌｍｓ）、４Ｃａｌ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、４Ｃａｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ、及び４Ｃａｌ－Ｐｒ０．２４Ｙ０．７６ＢＣＯをそれぞれ得た。
図７に示すプロファイルで仮焼膜４Ｃａｌ－Ｐｒ０．１８Ｙ０．８２ＢＣＯ、４Ｃａｌ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、４Ｃａｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ、及び４Ｃａｌ－Ｐｒ０．２４Ｙ０．７６ＢＣＯを８００℃の１０００ｐｐｍ酸素混合アルゴンガス中で本焼を行い、５２５℃以下の純酸素中でアニールを行い、酸化物薄膜４Ｆ－Ｐｒ０．１８Ｙ０．８２ＢＣＯ（実施例４、ｆｉｒｅｄ ｏｘｉｄｅ ｆｉｌｍｓ ｏｆ Ｐｒ０．１８Ｙ０．８２ＢＣＯ）、４Ｆ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、４Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ、及び４Ｆ－Ｐｒ０．２４Ｙ０．７６ＢＣＯをそれぞれ得た。
酸化物薄膜４Ｆ－Ｐｒ０．１８Ｙ０．８２ＢＣＯ（実施例４、ｆｉｒｅｄ ｏｘｉｄｅ ｆｉｌｍｓ ｏｆ Ｐｒ０．１８Ｙ０．８２ＢＣＯ）、４Ｆ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、４Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ、及び４Ｆ－Ｐｒ０．２４Ｙ０．７６ＢＣＯをそれぞれＸＲＤ測定の２θ／ω法で測定した結果、ＹＢＣＯ（００ｎ）ピークのみが確認され、異相であるＣｕＯやＹ２Ｏ３、ＢａＣｕＯ２などの異相はバックグラウンドと差が判別できないレベルであった。ＹＢＣＯ（００６）が最強ピークであり、異相のピークは１／１０００か、それ以下であった。
酸化物薄膜４Ｆ－Ｐｒ０．１８Ｙ０．８２ＢＣＯ、４Ｆ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、４Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ、及び４Ｆ－Ｐｒ０．２４Ｙ０．７６ＢＣＯをそれぞれ液体窒素中、自己磁場下で、誘導法により超電導特性を測定した。得られた超電導特性はそれぞれ、０．００、０．００、０．００、及び０．００ＭＡ／ｃｍ２（７７Ｋ，０Ｔ）であった。
Ｐｒの５倍劣化現象が効いたとしても、酸化物薄膜４Ｆ－Ｐｒ０．１８Ｙ０．８２ＢＣＯには超電導部が１０％残るはずであるが、測定結果はゼロであった。誘導法で判別できるＪｃ値は０．２０ＭＡ／ｃｍ２（７７Ｋ、０Ｔ）と推定され、計算上は０．６７ＭＡ／ｃｍ２（７７Ｋ、０Ｔ）の特性が得られるはずで誘導法でも検知できるはずだが、０．００であった。
酸化物薄膜４Ｆ－Ｐｒ０．１８Ｙ０．８２ＢＣＯ、４Ｆ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、４Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ、及び４Ｆ－Ｐｒ０．２４Ｙ０．７６ＢＣＯの膜表面の１０ｍｍ角対角線方向に垂直に、幅２ｍｍの銀を４本電子ビーム法での銀蒸着し、純酸素下１８０℃で熱処理を行い、蒸着銀と超電導層の接触性を改善した。両端部の２端子が電流端子で、中央部の２端子は電圧端子である。試料は液体窒素直上に設置した金属プレートを上下する手法で温度を制御し、直流４端子法により０．１０μＡの電流でＴｃ測定を行った。Ｔｃは１μＶ／ｃｍの基準で判定した。
得られたＴｃ値は酸化物薄膜４Ｆ－Ｐｒ０．１８Ｙ０．８２ＢＣＯが、９０．３４Ｋであった。その他の酸化物薄膜４Ｆ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、４Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ、及び４Ｆ－Ｐｒ０．２４Ｙ０．７６ＢＣＯは、超電導転移が確認できなかった。
ＸＲＤ相同定の結果と誘導法及び直流４端子法から、酸化物薄膜４Ｆ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、４Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ、及び４Ｆ－Ｐｒ０．２４Ｙ０．７６ＢＣＯはＹＢＣＯと共通のペロブスカイト構造を持ちながらＰｒが持つ５倍劣化現象で超電導特性がゼロとなる、非超電導層であることがわかった。ただし酸化物薄膜４Ｆ－Ｐｒ０．１８Ｙ０．８２ＢＣＯは、誘導法での特性が示されなかったものの、Ｔｃ測定においては超電導転移が確認されている。このことから低いながらも超電導転移で連続した導通路が測定電流端子間では存在し、Ｔｃ測定結果だけが得られたことが推測される。そのため１８％Ｐｒ置換のＹＢＣＯ超電導体を用いる場合、不完全な超電導電流の遮断によりＡＣロス低減効果が小さくなることが考えられる。
しかし、超電導応用の用途によっては１８％Ｐｒ置換の超電導体でも使用可能な応用先も存在するかもしれない。電流値の漏れの許容量で応用の可否が決まると思われるが、基本的により確実なＡＣロス低減効果を見込むのであれば、２０％以上のＰｒでＹを置換したＹＢＣＯを用いることが望ましいことが解かった。
Ｐｒの置換量、２７％、３０％、３５％、４０％では初日の反応及び溶液生成時には分解反応などが起きていないが、メタノール溶液としたら沈殿が生じている。これはＰＳ－ＳＩＧ法による安定化が限界となったものと思われ、エステル化反応によりメタノールとトリフルオロ酢酸塩が反応しコーティング溶液が分解したものと思われる。今後、酢酸プラセオジムの純度が改善するとＰｒ置換量の上限は多少改善することが予想される。不純物がエステル化反応を引き起こしている可能性が考えられ、それが抑制されるためである。
しかしＰｒの純度が改善しても、置換可能量の上昇には限界があると思われる。Ｐｒは元来大きなイオン半径を持つ物質であり、メタノール溶液中ではエステル化反応を起こしやすい物質である。Ｐｒよりもイオン半径が小さなＳｍＢＣＯをＹＢＣＯを使って安定化させる場合においても、ＳｍのＹに対する置換量は約５０％が限界であることから、Ｐｒにも限界の置換量が存在することが容易に想定できる。
Ｐｒ置換量は２０％、２２％、２４％であれば１００μｍ四方の領域の非超電導体を形成して超電導領域を分割し、ＡＣロス低減効果が見込める構造が得られることが実験結果からわかった。
（実施例５）
図３に示されるフローチャートに従い、４種類の超電導体用コーティング溶液を合成及び精製する。最初に合成する２種類のコーティング溶液の一つは、金属酢酸塩に純度９８％のＰｒ（ＯＣＯＣＨ３）３、純度９９％のＤｙ（ＯＣＯＣＨ３）３、純度９９％のＢａ（ＯＣＯＣＨ３）２、純度９９％のＣｕ（ＯＣＯＣＨ３）２の各水和物を用いた組み合わせで溶液を合成し、もう一つは金属酢酸塩に純度９８％のＰｒ（ＯＣＯＣＨ３）３、純度９９％のＨｏ（ＯＣＯＣＨ３）３、純度９９％のＢａ（ＯＣＯＣＨ３）２、純度９９％のＣｕ（ＯＣＯＣＨ３）２の各水和物を用いた組み合わせで溶液を合成した。
上記の２種類の組み合わせにおいてそれぞれ、順に金属イオンモル比０．２２：０．７８：２：３でイオン交換水中に溶解し、反応等モル量のＣＦ３ＣＯＯＨと混合及び攪拌を行い、得られた混合溶液をナス型フラスコ中に入れ、ロータリーエバポレータ中減圧下で反応及び精製を１２時間行った。半透明青色の物質５Ｍｉ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．７８ＢＣＯ（実施例５で説明する物質、Ｐｒ低純度、２２％Ｐｒ， ７８％Ｄｙ Ｍａｔｅｒｉａｌ ｗｉｔｈ ｉｍｐｕｒｉｔｙ）、及び５Ｍｉ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．２２Ｈｏ０．７８ＢＣＯを得た。
得られた半透明青色の物質５Ｍｉ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．７８ＢＣＯ、及び５Ｍｉ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．２２Ｈｏ０．７８ＢＣＯ中には、溶液合成時の反応副生成物である水や酢酸が７ｗｔ％程度含まれる。半透明青色の物質５Ｍｉ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．７８ＢＣＯ、及び５Ｍｉ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．２２Ｈｏ０．７８ＢＣＯに重量で２０倍の無水メタノールを加え溶解したところ、緑白色の沈殿が生じたため実験を中止した。
図３に示されるフローチャートに従い、合成する残り２種類のコーティング溶液の一つは、金属酢酸塩に純度９９％のＰｒ（ＯＣＯＣＨ３）３、純度９９％のＤｙ（ＯＣＯＣＨ３）３、純度９９％のＢａ（ＯＣＯＣＨ３）２、純度９９％のＣｕ（ＯＣＯＣＨ３）２の各水和物を用いた組み合わせで溶液を合成し、もう一つは金属酢酸塩に純度９９％のＰｒ（ＯＣＯＣＨ３）３、純度９９％のＨｏ（ＯＣＯＣＨ３）３、純度９９％のＢａ（ＯＣＯＣＨ３）２、純度９９％のＣｕ（ＯＣＯＣＨ３）２の各水和物を用いた組み合わせで溶液を合成した。
上記の２種類の組み合わせにおいてそれぞれ、順に金属イオンモル比０．２２：０．７８：２：３でイオン交換水中に溶解し、反応等モル量のＣＦ３ＣＯＯＨと混合及び攪拌を行い、得られた混合溶液をナス型フラスコ中に入れ、ロータリーエバポレータ中減圧下で反応及び精製を１２時間行った。半透明青色の物質５Ｍｉ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．７８ＢＣＯ（実施例５で説明する物質、Ｐｒ高純度、２２％Ｐｒ， ７８％Ｄｙ Ｍａｔｅｒｉａｌ ｗｉｔｈ ｉｍｐｕｒｉｔｙ）、及び５Ｍｉ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｈｏ０．７８ＢＣＯを得た。
得られた半透明青色の物質５Ｍｉ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．７８ＢＣＯ、及び５Ｍｉ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｈｏ０．７８ＢＣＯ中には、溶液合成時の反応副生成物である水や酢酸が７ｗｔ％程度含まれる。
得られた半透明青色の物質５Ｍｉ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．７８ＢＣＯ、及び５Ｍｉ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｈｏ０．７８ＢＣＯに重量で２０倍の無水メタノールを加え溶解し、５ＣＳｉ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．７８ＢＣＯ（実施例５で説明するコーティング溶液、Ｐｒ高純度、２２％Ｐｒ， ７８％Ｄｙ Ｍａｔｅｒｉａｌ ｗｉｔｈ ｉｍｐｕｒｉｔｙ）、及び５ＣＳｉ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｈｏ０．７８ＢＣＯをそれぞれ得た。
得られたコーティング溶液５ＣＳｉ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．７８ＢＣＯ、及び５ＣＳｉ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｈｏ０．７８ＢＣＯをロータリーエバポレータ中で再び減圧下で反応及び精製を１２時間行うと半透明青色の物質５Ｍ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．７８ＢＣＯ（実施例５で説明する物質、Ｐｒ高純度、２２％Ｐｒ， ７８％Ｄｙ Ｍａｔｅｒｉａｌ ｗｉｔｈｏｕｔ ｉｍｐｕｒｉｔｙ）、及び５Ｍ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｈｏ０．７８ＢＣＯが得られた。
半透明青色の物質５Ｍ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．７８ＢＣＯ（実施例５で説明する物質、Ｐｒ高純度、２２％Ｐｒ， ７８％Ｄｙ Ｍａｔｅｒｉａｌ ｗｉｔｈｏｕｔ ｉｍｐｕｒｉｔｙ）、及び５Ｍ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｈｏ０．７８ＢＣＯをメタノール（図３のｊ）中に溶解し、メスフラスコを用いて希釈し、それぞれ金属イオン換算で１．５０ｍｏｌ／ｌのコーティング溶液５ＣＳ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．７８ＢＣＯ（実施例５で説明するコーティング溶液、Ｐｒ高純度、２２％Ｐｒ， ７８％Ｄｙ Ｍａｔｅｒｉａｌ ｗｉｔｈｏｕｔ ｉｍｐｕｒｉｔｙ）、及び５ＣＳ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｈｏ０．７８ＢＣＯをそれぞれ得た。
コーティング溶液５ＣＳ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．７８ＢＣＯ、及び５ＣＳ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｈｏ０．７８ＢＣＯを用い、スピンコート法を用い加速度１００００ｒｐｍ／ｓ、最高回転数４０００ｒｐｍ、保持時間６０ｓで１０×１０×０．５０ｍｍｔのＬａＡｌＯ３（１００）配向単結晶上に成膜を行い、半透明青色のゲル膜５Ｇｅｌ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．７８ＢＣＯ（実施例５、Ｐｒ高濃度、ｇｅｌ ｆｉｌｍ ｏｆ ｒｅｓｕｌｔｉｎｇ ２２％Ｐｒ， ７８％Ｄｙ ｆｉｌｍｓ）、及び５Ｇｅｌ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｈｏ０．７８ＢＣＯをそれぞれ得た。
得られたゲル膜、５Ｇｅｌ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．７８ＢＣＯ、及び５Ｇｅｌ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｈｏ０．７８ＢＣＯは直ちに乾燥ガスで満たされた炉内へ設置され、図６に示すプロファイルで４００℃以下の加湿純酸素雰囲気で仮焼を行い、半透明茶色の仮焼膜５Ｃａｌ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．７８ＢＣＯ（実施例５、Ｐｒ高濃度、ｃａｌｃｉｎｅｄ ｆｉｌｍ ｏｆ ｒｅｓｕｌｔｉｎｇ ２２％Ｐｒ， ７８％Ｄｙ ｆｉｌｍｓ）、及び５Ｃａｌ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｈｏ０．７８ＢＣＯをそれぞれ得た。
図７に示すプロファイルで仮焼膜５Ｃａｌ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．７８ＢＣＯ、及び５Ｃａｌ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｈｏ０．７８ＢＣＯを８００℃の１０００ｐｐｍ酸素混合アルゴンガス中で本焼を行い、５２５℃以下の純酸素中でアニールを行い、酸化物薄膜５Ｆ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．７８ＢＣＯ （実施例５、ｆｉｒｅｄ ｏｘｉｄｅ ｆｉｌｍｓ ｏｆ Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．７８ＢＣＯ、Ｐｒ高濃度）、及び５Ｆ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｈｏ０．７８ＢＣＯをそれぞれ得た。
酸化物薄膜５Ｆ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．７８ＢＣＯ、及び５Ｆ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｈｏ０．７８ＢＣＯをそれぞれＸＲＤ測定の２θ／ω法で測定した結果、ＤｙＢＣＯ（００ｎ）及びＨｏＢＣＯ（００ｎ）のピークが確認され、異相であるＣｕＯやＹ２Ｏ３、ＢａＣｕＯ２などの異相はバックグラウンドと差が判別できないレベルであった。ＤｙＢＣＯ（００６）及びＨｏＢＣＯ（００６）がそれぞれ最強ピークであり、異相のピークは１／１０００か、それ以下であった。また希土類のペロブスカイト構造の特徴的なピーク強度もまた観測された。すなわち（００ｎ）ピークの７本の内で、強度の大きな３本のピークは（００１）、（００３）、（００６）である特徴である。ＹＢＣＯの場合は（００３）、（００５）、（００６）の３本が強いピークとなる。
酸化物薄膜５Ｆ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．７８ＢＣＯ、及び５Ｆ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｈｏ０．７８ＢＣＯをそれぞれ液体窒素中、自己磁場下で、誘導法により超電導特性を測定した。得られた超電導特性はそれぞれ、０．００、及び０．００ＭＡ／ｃｍ２（７７Ｋ，０Ｔ）であった。
酸化物薄膜５Ｆ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．７８ＢＣＯ、及び５Ｆ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｈｏ０．７８ＢＣＯの膜表面の１０ｍｍ角対角線方向に垂直に、幅２ｍｍの銀を４本電子ビーム法での銀蒸着し、純酸素下１８０℃で熱処理を行い、蒸着銀と超電導層の接触性を改善した。両端部の２端子が電流端子で、中央部の２端子は電圧端子である。試料は液体窒素直上に設置した金属プレートを上下する手法で温度を制御し、直流４端子法により０．１０μＡの電流でＴｃ測定を行った。Ｔｃは１μＶ／ｃｍの基準で判定した。
酸化物薄膜５Ｆ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．７８ＢＣＯ、及び５Ｆ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｈｏ０．７８ＢＣＯの超電導転移は観測されず、Ｔｃ測定レベルでも超電導体は観測されなかった。
ＸＲＤ相同定の結果と誘導法及び直流４端子法から、酸化物薄膜５Ｆ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．７８ＢＣＯ、及び５Ｆ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｈｏ０．７８ＢＣＯと共通のペロブスカイト構造を持ちながらＰｒが持つ５倍劣化現象で超電導特性がゼロとなる、非超電導層であることがわかった。Ｐｒの５倍劣化現象はＰｒ量が２０％を超えてでも適用される現象が、マトリックスの超電導体がＹＢＣＯでなくても、ＤｙＢＣＯでもＨｏＢＣＯでも共通に適用されることが解かった。
今回の溶液合成において、マトリックス元素がＹからＤｙやＨｏに替わってもＰｒの純度が９８％の溶液合成においては沈殿が生じていた。沈殿物は色からＰｒ化合物であると考えられる。Ｐｒが２２％置換できる条件は、Ｐｒが高純度であることが条件として考えられる。その条件下で、ＰＳ－ＳＩＧ法を適用すると溶液が得られることが解かった。
（実施例３）
図３に示されるフローチャートに従い、３種類の超電導体用コーティング溶液を合成及び精製する。第１のコーティング溶液は、金属酢酸塩に純度９８％のＰｒ（ＯＣＯＣＨ３）３、純度９９％のＤｙ（ＯＣＯＣＨ３）３、純度９９％のＢａ（ＯＣＯＣＨ３）２、純度９９％のＣｕ（ＯＣＯＣＨ３）２の各水和物を用いた組み合わせで溶液を合成し、第２のコーティング溶液は、金属酢酸塩に純度９８％のＰｒ（ＯＣＯＣＨ３）３、純度９９％のＨｏ（ＯＣＯＣＨ３）３、純度９９％のＢａ（ＯＣＯＣＨ３）２、純度９９％のＣｕ（ＯＣＯＣＨ３）２の各水和物を用い、第３のコーティング溶液は金属酢酸塩に純度９８％のＰｒ（ＯＣＯＣＨ３）３、純度９９％のＹｂ（ＯＣＯＣＨ３）３、純度９９％のＢａ（ＯＣＯＣＨ３）２、純度９９％のＣｕ（ＯＣＯＣＨ３）２の各水和物を用いた組み合わせで溶液を合成した。
上記の３種類の組み合わせにおいてそれぞれ、順に金属イオンモル比０．１５：０．８５：２：３でイオン交換水中に溶解し、反応等モル量のＣＦ３ＣＯＯＨと混合及び攪拌を行い、得られた混合溶液をナス型フラスコ中に入れ、ロータリーエバポレータ中減圧下で反応及び精製を１２時間行った。半透明青色の物質６Ｍｉ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．１５Ｄｙ０．８５ＢＣＯ（実施例６で説明する物質、Ｐｒ低純度、１５％Ｐｒ， ８５％Ｄｙ Ｍａｔｅｒｉａｌ ｗｉｔｈ ｉｍｐｕｒｉｔｙ）、６Ｍｉ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．１５Ｈｏ０．８５ＢＣＯ、及び６Ｍｉ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．１５Ｙｂ０．８５ＢＣＯを得た。
得られた半透明青色の物質６Ｍｉ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．１５Ｄｙ０．８５ＢＣＯ、６Ｍｉ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．１５Ｈｏ０．８５ＢＣＯ、及び６Ｍｉ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．１５Ｙｂ０．８５ＢＣＯ中には、溶液合成時の反応副生成物である水や酢酸が７ｗｔ％程度含まれる。半透明青色の物質６Ｍｉ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．１５Ｄｙ０．８５ＢＣＯ、６Ｍｉ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．１５Ｈｏ０．８５ＢＣＯ、及び６Ｍｉ－ｌｏｗ－Ｐｒ０．１５Ｙｂ０．８５ＢＣＯに重量で２０倍の無水メタノールを加え溶解したところ、全ての溶液で緑白色の沈殿が生じたため実験を中止した。
マトリックス元素をＤｙやＨｏとした系で、Ｐｒ量が１５％へと低減した場合に沈殿が生じずにコーティング溶液が得られるかを調べたが得られなかった。Ｐｒの純度は９８％のものは沈殿が生じやすいとみられ、ＡＣロス低減構造を実現するにはＰｒ純度が９９％以上のものを用いることが好ましいことが、この実験ではわかった。
また重希土類であるＹｂをマトリックスにした系を試してみたが、結果は同じであった。Ｐｒ純度が高いことが共通のペロブスカイト構造を形成しながら非超電導体を形成できる条件であることが解かった。現時点ではマトリックス元素に何を用いても変化は生じなかった。
（実施例７）
図３に示されるフローチャートに従い、４種類の超電導体用コーティング溶液を合成及び精製する。第１のコーティング溶液は、金属酢酸塩に純度９９％のＰｒ（ＯＣＯＣＨ３）３、純度９９％のＹ（ＯＣＯＣＨ３）３、純度９９％のＢａ（ＯＣＯＣＨ３）２、純度９９％のＣｕ（ＯＣＯＣＨ３）２の各水和物及び無水物を用いた組み合わせで溶液を合成した。
順に金属イオンモル比０．２２：０．７８：２：３でイオン交換水中に溶解し、反応等モル量のＣＦ３ＣＯＯＨと混合及び攪拌を行い、得られた混合溶液をナス型フラスコ中に入れ、ロータリーエバポレータ中減圧下で反応及び精製を１２時間行った。半透明青色の物質７Ｍｉ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ（実施例７で説明する物質、２２％Ｐｒ， ７８％Ｙ Ｍａｔｅｒｉａｌ ｗｉｔｈ ｉｍｐｕｒｉｔｙ）を得た。
第２～第４のコーティング溶液は、上記の純度９９％のＹ（ＯＣＯＣＨ３）３に代えて、純度９９％のＤｙ（ＯＣＯＣＨ３）３、純度９９％のＨｏ（ＯＣＯＣＨ３）３、及び純度９９％のＹｂ（ＯＣＯＣＨ３）３を用い、金属イオンモル比０．２２：０．７８：２：３でイオン交換水中に溶解し、反応等モル量のＣＦ３ＣＯＯＨと混合及び攪拌を行い、得られた混合溶液をナス型フラスコ中に入れ、ロータリーエバポレータ中減圧下で反応及び精製を１２時間行った。半透明青色の物質７Ｍｉ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．７８ＢＣＯ、７Ｍｉ－Ｐｒ０．２２Ｈｏ０．７８ＢＣＯ、及び７Ｍｉ－Ｐｒ０．２２Ｙｂ０．７８ＢＣＯをそれぞれ得た。
得られた半透明青色の物質７Ｍｉ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ、７Ｍｉ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．７８ＢＣＯ、７Ｍｉ－Ｐｒ０．２２Ｈｏ０．７８ＢＣＯ、及び７Ｍｉ－Ｐｒ０．２２Ｙｂ０．７８ＢＣＯ中には、溶液合成時の反応副生成物である水や酢酸が７ｗｔ％程度含まれる。
得られた半透明青色の物質７Ｍｉ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ、７Ｍｉ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．７８ＢＣＯ、７Ｍｉ－Ｐｒ０．２２Ｈｏ０．７８ＢＣＯ、及び７Ｍｉ－Ｐｒ０．２２Ｙｂ０．７８ＢＣＯに重量で２０倍の無水メタノールを加え溶解し、７ＣＳｉ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ（実施例７で説明するコーティング溶液、２２％Ｐｒ， ７８％Ｙ Ｍａｔｅｒｉａｌ ｗｉｔｈ ｉｍｐｕｒｉｔｙ）、７ＣＳｉ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．７８ＢＣＯ、７ＣＳｉ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｈｏ０．７８ＢＣＯ、及び７ＣＳｉ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２ＹＢ０．７８ＢＣＯをそれぞれ得た。
得られた７ＣＳｉ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ、７ＣＳｉ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．７８ＢＣＯ、７ＣＳｉ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｈｏ０．７８ＢＣＯ、及び７ＣＳｉ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２ＹＢ０．７８ＢＣＯをロータリーエバポレータ中で再び減圧下で反応及び精製を１２時間行うと、半透明青色の物質７Ｍ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ（実施例７で説明する物質、２２％Ｐｒ， ７８％Ｙ Ｍａｔｅｒｉａｌ ｗｉｔｈｏｕｔ ｉｍｐｕｒｉｔｙ）、７Ｍ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．７８ＢＣＯ、７Ｍ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｈｏ０．７８ＢＣＯ、及び７Ｍ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｙｂ０．７８ＢＣＯが得られた。
半透明青色の物質７Ｍ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ、７Ｍ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．７８ＢＣＯ、７Ｍ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｈｏ０．７８ＢＣＯ、及び７Ｍ－ｈｉｇｈ－Ｐｒ０．２２Ｙｂ０．７８ＢＣＯをメタノール（図３のｊ）中に溶解し、メスフラスコを用いて希釈し、それぞれ金属イオン換算で１．５０ｍｏｌ／ｌのコーティング溶液７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ（実施例７で説明するコーティング溶液、２２％Ｐｒ， ７８％Ｙ ｗｉｔｈｏｕｔ ｉｍｐｕｒｉｔｙ）、７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．７８ＢＣＯ、７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｈｏ０．７８ＢＣＯ、及び７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙｂ０．７８ＢＣＯをそれぞれ得た。
コーティング溶液２種類を混合し、新たなコーティング溶液を作成する。まず７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯと７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．７８ＢＣＯを１：３、２：２、３：１の比でそれぞれ混合し、コーティング溶液７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｄｙ０．５８５ＢＣＯ（実施例７で説明するコーティング溶液、２２％Ｐｒ， １９．５％Ｙ， ５８．５％Ｄｙ ｗｉｔｈｏｕｔ ｉｍｐｕｒｉｔｙ）、７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．３８Ｄｙ０．３８ＢＣＯ、及び７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．５８５Ｄｙ０．１９５ＢＣＯをそれぞれ得た。
同様にコーティング溶液７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯと７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｈｏ０．７８ＢＣＯを１：３、２：２、３：１の比でそれぞれ混合し、コーティング溶液７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｈｏ０．５８５ＢＣＯ、７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．３８Ｈｏ０．３８ＢＣＯ、及び７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．５８５Ｈｏ０．１９５ＢＣＯをそれぞれ得た。
同様にコーティング溶液７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯと７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙｂ０．７８ＢＣＯを１：３、２：２、３：１の比でそれぞれ混合し、コーティング溶液７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｙｂ ０．５８５ＢＣＯ、７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．３８Ｙｂ０．３８ＢＣＯ、及び７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．５８５Ｙｂ０．１９５ＢＣＯをそれぞれ得た。
同様にコーティング溶液７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．７８ＢＣＯと７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｈｏ０．７８ＢＣＯを１：３、２：２、３：１の比でそれぞれ混合し、コーティング溶液７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．１９５Ｈｏ０．５８５ＢＣＯ、７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．３８Ｈｏ０．３８ＢＣＯ、及び７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．５８５Ｈｏ０．１９５ＢＣＯをそれぞれ得た。
同様にコーティング溶液７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．７８ＢＣＯと７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙｂ０．７８ＢＣＯを１：３、２：２、３：１の比でそれぞれ混合し、コーティング溶液７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．１９５Ｙｂ０．５８５ＢＣＯ、７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．３８Ｙｂ０．３８ＢＣＯ、及び７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．５８５Ｙｂ０．１９５ＢＣＯをそれぞれ得た。
コーティング溶液３種類を混合し、新たなコーティング溶液を作成する。７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ、７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．７８ＢＣＯ、及び７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｈｏ０．７８ＢＣＯを１：１：１で混合し、コーティング溶液７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．２６Ｄｙ０．２６Ｈｏ０．２６ＢＣＯを得た。
コーティング溶液４種類を混合し、新たなコーティング溶液を作成する。７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ、７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．７８ＢＣＯ、７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｈｏ０．７８ＢＣＯ、及び７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙｂ０．７８ＢＣＯを１：１：１：１で混合し、コーティング溶液７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｄｙ０．１９５Ｈｏ０．１９５Ｙｂ０．１９５ＢＣＯを得た
コーティング溶液７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｄｙ０．５８５ＢＣＯ、７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．３８Ｄｙ０．３８ＢＣＯ、７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．５８５Ｄｙ０．１９５ＢＣＯ、７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｈｏ０．５８５ＢＣＯ、７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．３８Ｈｏ０．３８ＢＣＯ、７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．５８５Ｈｏ０．１９５ＢＣＯ、７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｙｂ ０．５８５ＢＣＯ、７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．３８Ｙｂ０．３８ＢＣＯ、７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．５８５Ｙｂ０．１９５ＢＣＯ、７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．１９５Ｈｏ０．５８５ＢＣＯ、７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．３８Ｈｏ０．３８ＢＣＯ、７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．５８５Ｈｏ０．１９５ＢＣＯ、７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．１９５Ｙｂ０．５８５ＢＣＯ、７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．３８Ｙｂ０．３８ＢＣＯ、７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．５８５Ｙｂ０．１９５ＢＣＯ、７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．２６Ｄｙ０．２６Ｈｏ０．２６ＢＣＯ、及び７ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｄｙ０．１９５Ｈｏ０．１９５Ｙｂ０．１９５ＢＣＯを用い、スピンコート法を用い加速度１００００ｒｐｍ／ｓ、最高回転数４０００ｒｐｍ、保持時間６０ｓで１０×１０×０．５０ｍｍｔのＬａＡｌＯ３（１００）配向単結晶上に成膜を行い、半透明青色のゲル膜７Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｄｙ０．５８５ＢＣＯ（実施例７、ｇｅｌ ｆｉｌｍ ｏｆ ｒｅｓｕｌｔｉｎｇ ２２％Ｐｒ， １９．５％Ｙ、５８．５％Ｄｙ ｆｉｌｍｓ）、７Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．３８Ｄｙ０．３８ＢＣＯ、７Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．５８５Ｄｙ０．１９５ＢＣＯ、７Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｈｏ０．５８５ＢＣＯ、７Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．３８Ｈｏ０．３８ＢＣＯ、７Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．５８５Ｈｏ０．１９５ＢＣＯ、７Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｙｂ ０．５８５ＢＣＯ、７Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．３８Ｙｂ０．３８ＢＣＯ、７Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．５８５Ｙｂ０．１９５ＢＣＯ、７Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．１９５Ｈｏ０．５８５ＢＣＯ、７Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．３８Ｈｏ０．３８ＢＣＯ、７Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．５８５Ｈｏ０．１９５ＢＣＯ、７Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．１９５Ｙｂ０．５８５ＢＣＯ、７Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．３８Ｙｂ０．３８ＢＣＯ、７Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．５８５Ｙｂ０．１９５ＢＣＯ、７Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．２６Ｄｙ０．２６Ｈｏ０．２６ＢＣＯ、及び７Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｄｙ０．１９５Ｈｏ０．１９５Ｙｂ０．１９５ＢＣＯをそれぞれ得た。
得られたゲル膜、７Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｄｙ０．５８５ＢＣＯ、７Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．３８Ｄｙ０．３８ＢＣＯ、７Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．５８５Ｄｙ０．１９５ＢＣＯ、７Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｈｏ０．５８５ＢＣＯ、７Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．３８Ｈｏ０．３８ＢＣＯ、７Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．５８５Ｈｏ０．１９５ＢＣＯ、７Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｙｂ ０．５８５ＢＣＯ、７Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．３８Ｙｂ０．３８ＢＣＯ、７Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．５８５Ｙｂ０．１９５ＢＣＯ、７Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．１９５Ｈｏ０．５８５ＢＣＯ、７Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．３８Ｈｏ０．３８ＢＣＯ、７Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．５８５Ｈｏ０．１９５ＢＣＯ、７Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．１９５Ｙｂ０．５８５ＢＣＯ、７Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．３８Ｙｂ０．３８ＢＣＯ、７Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．５８５Ｙｂ０．１９５ＢＣＯ、７Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．２６Ｄｙ０．２６Ｈｏ０．２６ＢＣＯ、及び７Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｄｙ０．１９５Ｈｏ０．１９５Ｙｂ０．１９５ＢＣＯは直ちに乾燥ガスで満たされた炉内へ設置され、図６に示すプロファイルで４００℃以下の加湿純酸素雰囲気で仮焼を行い、半透明茶色の仮焼膜７Ｃａｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｄｙ０．５８５ＢＣＯ（実施例７、ｃａｌｃｉｎｅｄ ｆｉｌｍ ｏｆ ｒｅｓｕｌｔｉｎｇ ２２％Ｐｒ， １９．５％Ｙ， ５８．５％Ｄｙ ｆｉｌｍｓ）、７Ｃａｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．３８Ｄｙ０．３８ＢＣＯ、７Ｃａｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．５８５Ｄｙ０．１９５ＢＣＯ、７Ｃａｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｈｏ０．５８５ＢＣＯ、７Ｃａｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．３８Ｈｏ０．３８ＢＣＯ、７Ｃａｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．５８５Ｈｏ０．１９５ＢＣＯ、７Ｃａｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｙｂ ０．５８５ＢＣＯ、７Ｃａｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．３８Ｙｂ０．３８ＢＣＯ、７Ｃａｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．５８５Ｙｂ０．１９５ＢＣＯ、７Ｃａｌ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．１９５Ｈｏ０．５８５ＢＣＯ、７Ｃａｌ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．３８Ｈｏ０．３８ＢＣＯ、７Ｃａｌ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．５８５Ｈｏ０．１９５ＢＣＯ、７Ｃａｌ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．１９５Ｙｂ０．５８５ＢＣＯ、７Ｃａｌ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．３８Ｙｂ０．３８ＢＣＯ、７Ｃａｌ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．５８５Ｙｂ０．１９５ＢＣＯ、７Ｃａｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．２６Ｄｙ０．２６Ｈｏ０．２６ＢＣＯ、及び７Ｃａｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｄｙ０．１９５Ｈｏ０．１９５Ｙｂ０．１９５ＢＣＯをそれぞれ得た。
図７に示すプロファイルで仮焼膜７Ｃａｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｄｙ０．５８５ＢＣＯ、７Ｃａｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．３８Ｄｙ０．３８ＢＣＯ、７Ｃａｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．５８５Ｄｙ０．１９５ＢＣＯ、７Ｃａｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｈｏ０．５８５ＢＣＯ、７Ｃａｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．３８Ｈｏ０．３８ＢＣＯ、７Ｃａｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．５８５Ｈｏ０．１９５ＢＣＯ、７Ｃａｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｙｂ ０．５８５ＢＣＯ、７Ｃａｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．３８Ｙｂ０．３８ＢＣＯ、７Ｃａｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．５８５Ｙｂ０．１９５ＢＣＯ、７Ｃａｌ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．１９５Ｈｏ０．５８５ＢＣＯ、７Ｃａｌ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．３８Ｈｏ０．３８ＢＣＯ、７Ｃａｌ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．５８５Ｈｏ０．１９５ＢＣＯ、７Ｃａｌ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．１９５Ｙｂ０．５８５ＢＣＯ、７Ｃａｌ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．３８Ｙｂ０．３８ＢＣＯ、７Ｃａｌ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．５８５Ｙｂ０．１９５ＢＣＯ、７Ｃａｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．２６Ｄｙ０．２６Ｈｏ０．２６ＢＣＯ、及び７Ｃａｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｄｙ０．１９５Ｈｏ０．１９５Ｙｂ０．１９５ＢＣＯを８００℃の１０００ｐｐｍ酸素混合アルゴンガス中で本焼を行い、５２５℃以下の純酸素中でアニールを行い、酸化物薄膜７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｄｙ０．５８５ＢＣＯ（実施例７、ｆｉｒｅｄ ｏｘｉｄｅ ｆｉｌｍｓ ｏｆ Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｄｙ０．５８５ＢＣＯ）、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．３８Ｄｙ０．３８ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．５８５Ｄｙ０．１９５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｈｏ０．５８５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．３８Ｈｏ０．３８ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．５８５Ｈｏ０．１９５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｙｂ ０．５８５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．３８Ｙｂ０．３８ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．５８５Ｙｂ０．１９５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．１９５Ｈｏ０．５８５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．３８Ｈｏ０．３８ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．５８５Ｈｏ０．１９５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．１９５Ｙｂ０．５８５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．３８Ｙｂ０．３８ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．５８５Ｙｂ０．１９５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．２６Ｄｙ０．２６Ｈｏ０．２６ＢＣＯ、及び７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｄｙ０．１９５Ｈｏ０．１９５Ｙｂ０．１９５ＢＣＯをそれぞれ得た。
酸化物薄膜７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｄｙ０．５８５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．３８Ｄｙ０．３８ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．５８５Ｄｙ０．１９５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｈｏ０．５８５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．３８Ｈｏ０．３８ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．５８５Ｈｏ０．１９５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｙｂ ０．５８５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．３８Ｙｂ０．３８ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．５８５Ｙｂ０．１９５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．１９５Ｈｏ０．５８５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．３８Ｈｏ０．３８ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．５８５Ｈｏ０．１９５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．１９５Ｙｂ０．５８５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．３８Ｙｂ０．３８ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．５８５Ｙｂ０．１９５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．２６Ｄｙ０．２６Ｈｏ０．２６ＢＣＯ、及び７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｄｙ０．１９５Ｈｏ０．１９５Ｙｂ０．１９５ＢＣＯをそれぞれＸＲＤ測定の２θ／ω法で測定した結果、ＹＢＣＯ（００ｎ）、ＤｙＢＣＯ（００ｎ）、ＨｏＢＣＯ（００ｎ）及びＹｂＢＣＯ（００ｎ）のピークが確認され、異相であるＣｕＯやＹ２Ｏ３、ＢａＣｕＯ２などの異相はバックグラウンドと差が判別できないレベルであった。ピークの強度はＹＢＣＯの比率が高いものは（００３）、（００５）、及び（００６）ピーク強度が強く、それ以外のものは（００１）、（００３）、及び（００６）ピーク強度が強い、ＲｅＢＣＯ（００ｎ）の特徴が表れていた。それぞれの結果において、最強ピーク（００６）と、異相のピークは１／１０００か、それ以下であった。
酸化物薄膜７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｄｙ０．５８５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．３８Ｄｙ０．３８ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．５８５Ｄｙ０．１９５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｈｏ０．５８５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．３８Ｈｏ０．３８ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．５８５Ｈｏ０．１９５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｙｂ ０．５８５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．３８Ｙｂ０．３８ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．５８５Ｙｂ０．１９５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．１９５Ｈｏ０．５８５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．３８Ｈｏ０．３８ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．５８５Ｈｏ０．１９５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．１９５Ｙｂ０．５８５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．３８Ｙｂ０．３８ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．５８５Ｙｂ０．１９５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．２６Ｄｙ０．２６Ｈｏ０．２６ＢＣＯ、及び７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｄｙ０．１９５Ｈｏ０．１９５Ｙｂ０．１９５ＢＣＯをそれぞれ液体窒素中、自己磁場下で、誘導法により超電導特性を測定した。得られた超電導特性はすべて０．００ＭＡ／ｃｍ２（７７Ｋ，０Ｔ）であった。
酸化物薄膜７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｄｙ０．５８５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．３８Ｄｙ０．３８ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．５８５Ｄｙ０．１９５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｈｏ０．５８５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．３８Ｈｏ０．３８ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．５８５Ｈｏ０．１９５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｙｂ ０．５８５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．３８Ｙｂ０．３８ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．５８５Ｙｂ０．１９５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．１９５Ｈｏ０．５８５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．３８Ｈｏ０．３８ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．５８５Ｈｏ０．１９５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．１９５Ｙｂ０．５８５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．３８Ｙｂ０．３８ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．５８５Ｙｂ０．１９５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．２６Ｄｙ０．２６Ｈｏ０．２６ＢＣＯ、及び７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｄｙ０．１９５Ｈｏ０．１９５Ｙｂ０．１９５ＢＣＯの膜表面の１０ｍｍ角対角線方向に垂直に、幅２ｍｍの銀を４本電子ビーム法での銀蒸着し、純酸素下１８０℃で熱処理を行い、蒸着銀と超電導層の接触性を改善した。両端部の２端子が電流端子で、中央部の２端子は電圧端子である。試料は液体窒素直上に設置した金属プレートを上下する手法で温度を制御し、直流４端子法により０．１０μＡの電流でＴｃ測定を行った。Ｔｃは１μＶ／ｃｍの基準で判定した。
酸化物薄膜７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｄｙ０．５８５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．３８Ｄｙ０．３８ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．５８５Ｄｙ０．１９５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｈｏ０．５８５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．３８Ｈｏ０．３８ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．５８５Ｈｏ０．１９５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｙｂ ０．５８５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．３８Ｙｂ０．３８ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．５８５Ｙｂ０．１９５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．１９５Ｈｏ０．５８５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．３８Ｈｏ０．３８ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．５８５Ｈｏ０．１９５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．１９５Ｙｂ０．５８５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．３８Ｙｂ０．３８ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．５８５Ｙｂ０．１９５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．２６Ｄｙ０．２６Ｈｏ０．２６ＢＣＯ、及び７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｄｙ０．１９５Ｈｏ０．１９５Ｙｂ０．１９５ＢＣＯの全てにおいて超電導転移は観測されず、Ｔｃ測定レベルでも超電導体は観測されなかった。
ＸＲＤ相同定の結果と誘導法及び直流４端子法から、酸化物薄膜７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｄｙ０．５８５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．３８Ｄｙ０．３８ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．５８５Ｄｙ０．１９５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｈｏ０．５８５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．３８Ｈｏ０．３８ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．５８５Ｈｏ０．１９５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｙｂ ０．５８５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．３８Ｙｂ０．３８ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．５８５Ｙｂ０．１９５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．１９５Ｈｏ０．５８５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．３８Ｈｏ０．３８ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．５８５Ｈｏ０．１９５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．１９５Ｙｂ０．５８５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．３８Ｙｂ０．３８ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｄｙ０．５８５Ｙｂ０．１９５ＢＣＯ、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．２６Ｄｙ０．２６Ｈｏ０．２６ＢＣＯ、及び７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．１９５Ｄｙ０．１９５Ｈｏ０．１９５Ｙｂ０．１９５ＢＣＯは、ＹＢＣＯと共通のペロブスカイト構造を持ちながらＰｒが持つ５倍劣化現象で超電導特性がゼロとなる、非超電導層であることがわかった。母相となる溶液元素がＹ、Ｄｙ、Ｈｏ、及びＹｂの場合を今回は調べたが、基本的に分解しやすいＬａ、Ｎｄ、Ｓｍを除けばどの元素を用いても沈殿の無いコーティング溶液が得られ、その溶液から成膜、仮焼、本焼、及び酸素アニールによりペロブスカイト構造を有する非超電導体が形成されることが解かった。
これに関連して母相となる元素が例えばＹの場合、７Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．５８５Ｙｂ０．１９５ＢＣＯの組成であればＣＡＲＰを形成する可能性がある。母相であるＹに対して、大サイズのイオン半径であるＰｒと小サイズのイオン半径のＹｂが存在するためである。関連出願ではＰｒ量が２０％までの組成の実験しかしておらず、本実施例が初の実験例となる。
この場合、仮にＣＡＲＰを形成した場合ＰｒとＹｂがそれぞれ１９．５％、合計で３８％の量がＣＡＲＰを形成することとなる。ＣＡＲＰサイズが十分小さく分散していれば隣接セルが非超電導化するため、ペロブスカイト構造を形成した非超電導層となる。
一方で大きなＣＡＲＰを形成していれば、その周辺部は非超電導となるが、それ以外の部分は超電導のままである。その場合にはＴｃ測定で少なからず超電導電流の通電が確認されるはずであるが、実験結果はそうなってはいない。そのためサイズは不明ながら十分に小さい、例えば５ｎｍ以下のＣＡＲＰが形成して全体として超電導電流の導通が無い構造体ができ上がったものと思われる。
（実施例８）
図３に示されるフローチャートに従い、３種類の超電導体用コーティング溶液を合成及び精製する。コーティング溶液は、金属酢酸塩に純度９９％のＰｒ（ＯＣＯＣＨ３）３、純度９９％のＹ（ＯＣＯＣＨ３）３、純度９９％のＢａ（ＯＣＯＣＨ３）２、純度９９％のＣｕ（ＯＣＯＣＨ３）２の各水和物の粉末を用いた。
Ｐｒ（ＯＣＯＣＨ３）３、純度９９％のＹ（ＯＣＯＣＨ３）３、純度９９％のＢａ（ＯＣＯＣＨ３）２、純度９９％のＣｕ（ＯＣＯＣＨ３）２の各水和物を、金属イオンモル比０．１８：０．８２：２：３、０．２０：０．８０：２：３、０．２２：０．７８：２：３でイオン交換水中に溶解し、反応等モル量のＣＦ３ＣＯＯＨと混合及び攪拌を行い、得られた混合溶液をナス型フラスコ中に入れ、ロータリーエバポレータ中減圧下で反応及び精製を１２時間行った。
金属イオンモル比０．１８：０．８２：２：３、０．２０：０．８０：２：３、及び０．２２：０．７８：２：３の原料からの反応及び精製からは、半透明青色の物質８Ｍｉ－Ｐｒ０．１８Ｙ０．８２ＢＣＯ（実施例８で説明する物質、１８％Ｐｒ， ８２％Ｙ Ｍａｔｅｒｉａｌ ｗｉｔｈ ｉｍｐｕｒｉｔｙ）、８Ｍｉ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、及び８Ｍｉ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯが得られた。
得られた半透明青色の物質８Ｍｉ－Ｐｒ０．１８Ｙ０．８２ＢＣＯ、８Ｍｉ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、及び８Ｍｉ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ中には、溶液合成時の反応副生成物である水や酢酸が７ｗｔ％程度含まれる。半透明青色の物質８Ｍｉ－Ｐｒ０．１８Ｙ０．８２ＢＣＯ、８Ｍｉ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、及び８Ｍｉ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯに重量で２０倍の無水メタノールを加えコーティング溶液８ＣＳｉ－Ｐｒ０．１８Ｙ０．８２ＢＣＯ（実施例８で説明するコーティング溶液、１８％Ｐｒ， ８２％Ｙ Ｍａｔｅｒｉａｌ ｗｉｔｈ ｉｍｐｕｒｉｔｙ）、８ＣＳｉ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、及び８ＣＳｉ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯをそれぞれ得た。
得られたコーティング溶液８ＣＳｉ－Ｐｒ０．１８Ｙ０．８２ＢＣＯ、８ＣＳｉ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、及び８ＣＳｉ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯをロータリーエバポレータ中で再び減圧下で反応及び精製を１２時間行うと半透明青色の物質８Ｍ－Ｐｒ０．１８Ｙ０．８２ＢＣＯ（実施例８で説明する物質、１８％Ｐｒ， ８２％Ｙ Ｍａｔｅｒｉａｌ ｗｉｔｈｏｕｔ ｉｍｐｕｒｉｔｙ）、８Ｍ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、及び８Ｍ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯがそれぞれ得られた。
半透明青色の物質８Ｍ－Ｐｒ０．１８Ｙ０．８２ＢＣＯ、８Ｍ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、及び８Ｍ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯをメタノール（図３のｊ）中に溶解し、メスフラスコを用いて希釈し、それぞれ金属イオン換算で１．５０ｍｏｌ／ｌのコーティング溶液８ＣＳ－Ｐｒ０．１８Ｙ０．８２ＢＣＯ（実施例８、Ｃｏａｔｉｎｇ Ｓｏｌｕｔｉｏｎ ｆｏｒ １８％Ｐｒ， ８２％Ｙ ｐｅｒｏｖｓｋｉｔｅ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）、８ＣＳ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、及び８ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯをそれぞれ得た。
コーティング溶液８ＣＳ－Ｐｒ０．１８Ｙ０．８２ＢＣＯと８ＣＳ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯを１：１で混合することにより、コーティング溶液８ＣＳ－Ｐｒ０．１９Ｙ０．８１ＢＣＯを得た。濃度は金属イオン換算で１．５０ｍｏｌ／ｌである。
同様にコーティング溶液８ＣＳ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯと８ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．８２．ＢＣＯを１：１で混合することにより、コーティング溶液８ＣＳ－Ｐｒ０．２１Ｙ０．７９ＢＣＯを得た。濃度は金属イオン換算で１．５０ｍｏｌ／ｌである。
更にコーティング溶液８ＣＳ－Ｐｒ０．１８Ｙ０．８２ＢＣＯと８ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯを１：１で混合することにより、コーティング溶液８ＣＳ－ｍｉｘｅｄ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯを得た。濃度は金属イオン換算で１．５０ｍｏｌ／ｌである。
コーティング溶液８ＣＳ－Ｐｒ０．１９Ｙ０．８１ＢＣＯ、８ＣＳ－ｍｉｘｅｄ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、及び８ＣＳ－Ｐｒ０．２１Ｙ０．７９ＢＣＯを用い、スピンコート法を用い加速度１００００ｒｐｍ／ｓ、最高回転数４０００ｒｐｍ、保持時間６０ｓで１０×３０×０．５０ｍｍｔのＬａＡｌＯ３（１００）配向単結晶上に成膜を行い、半透明青色のゲル膜８Ｇｅｌ－Ｐｒ０．１９Ｙ０．８１ＢＣＯ（実施例８、ｇｅｌ ｆｉｌｍ ｏｆ ｒｅｓｕｌｔｉｎｇ １９％Ｐｒ， ８１％Ｙ ｆｉｌｍｓ）、８Ｇｅｌ－ｍｉｘｅｄ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、及び８Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２１Ｙ０．７９ＢＣＯをそれぞれ得た。
得られたゲル膜、８Ｇｅｌ－Ｐｒ０．１９Ｙ０．８１ＢＣＯ、８Ｇｅｌ－ｍｉｘｅｄ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、及び８Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２１Ｙ０．７９ＢＣＯは直ちに乾燥ガスで満たされた炉内へ設置され、図６に示すプロファイルで４００℃以下の加湿純酸素雰囲気で仮焼を行い、半透明茶色の仮焼膜８Ｃａｌ－Ｐｒ０．１９Ｙ０．８１ＢＣＯ（実施例８、ｃａｌｃｉｎｅｄ ｆｉｌｍ ｏｆ ｒｅｓｕｌｔｉｎｇ １９％Ｐｒ， ８１％Ｙ ｆｉｌｍｓ）、８Ｃａｌ－ｍｉｘｅｄ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、及び８Ｃａｌ－Ｐｒ０．２１Ｙ０．７９ＢＣＯをそれぞれ得た。
図７に示すプロファイルで仮焼膜８Ｃａｌ－Ｐｒ０．１９Ｙ０．８１ＢＣＯ、８Ｃａｌ－ｍｉｘｅｄ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、及び８Ｃａｌ－Ｐｒ０．２１Ｙ０．７９ＢＣＯを８００℃の１０００ｐｐｍ酸素混合アルゴンガス中で本焼を行い、５２５℃以下の純酸素中でアニールを行い、酸化物薄膜８Ｆ－Ｐｒ０．１９Ｙ０．８１ＢＣＯ（実施例４、ｆｉｒｅｄ ｏｘｉｄｅ ｆｉｌｍｓ ｏｆ Ｐｒ０．１９Ｙ０．８１ＢＣＯ）、８Ｆ－ｍｉｘｅｄ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、及び８Ｆ－Ｐｒ０．２１Ｙ０．７９ＢＣＯをそれぞれ得た。
酸化物薄膜８Ｆ－Ｐｒ０．１９Ｙ０．８１ＢＣＯ、８Ｆ－ｍｉｘｅｄ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、及び８Ｆ－Ｐｒ０．２１Ｙ０．７９ＢＣＯをそれぞれＸＲＤ測定の２θ／ω法で測定した結果、ＹＢＣＯ（００ｎ）ピークのみが確認され、異相であるＣｕＯやＹ２Ｏ３、ＢａＣｕＯ２などの異相はバックグラウンドと差が判別できないレベルであった。ＹＢＣＯ（００６）が最強ピークであり、異相のピークは１／１０００か、それ以下であった。
酸化物薄膜８Ｆ－Ｐｒ０．１９Ｙ０．８１ＢＣＯ、８Ｆ－ｍｉｘｅｄ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、及び８Ｆ－Ｐｒ０．２１Ｙ０．７９ＢＣＯをそれぞれ液体窒素中、自己磁場下で、誘導法により超電導特性を測定した。得られた超電導特性はそれぞれ、０．００、０．００、及び０．００ＭＡ／ｃｍ２（７７Ｋ，０Ｔ）であった。
Ｐｒの５倍劣化現象が効いたとしても、酸化物薄膜８Ｆ－Ｐｒ０．１９Ｙ０．８１ＢＣＯには超電導部が５％残るはずであるが、測定結果はゼロであった。誘導法で判別できるＪｃ値は０．２０ＭＡ／ｃｍ２（７７Ｋ、０Ｔ）と推定され、計算上は０．３３ＭＡ／ｃｍ２（７７Ｋ、０Ｔ）の特性が得られるはずである。実施例４と同様に超電導の電流流路が太くつながっていないだけの可能性もあるため、Ｔｃ測定による導通を調べることとした。
酸化物薄膜８Ｆ－Ｐｒ０．１９Ｙ０．８１ＢＣＯ、８Ｆ－ｍｉｘｅｄ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、及び８Ｆ－Ｐｒ０．２１Ｙ０．７９ＢＣＯの膜表面の１０ｍｍ角対角線方向に垂直に、幅２ｍｍの銀を４本電子ビーム法での銀蒸着し、純酸素下１８０℃で熱処理を行い、蒸着銀と超電導層の接触性を改善した。両端部の２端子が電流端子で、中央部の２端子は電圧端子である。試料は液体窒素直上に設置した金属プレートを上下する手法で温度を制御し、直流４端子法により０．１０μＡの電流でＴｃ測定を行った。Ｔｃは１μＶ／ｃｍの基準で判定した。
得られたＴｃ値は酸化物薄膜８Ｆ－Ｐｒ０．１９Ｙ０．８１ＢＣＯが、９０．４３Ｋであった。その他の酸化物薄膜８Ｆ－ｍｉｘｅｄ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、及び８Ｆ－Ｐｒ０．２１Ｙ０．７９ＢＣＯは、超電導転移が確認できなかった。
ＸＲＤ相同定の結果と誘導法及び直流４端子法から、酸化物薄膜８Ｆ－ｍｉｘｅｄ－Ｐｒ０．２０Ｙ０．８０ＢＣＯ、及び８Ｆ－Ｐｒ０．２１Ｙ０．７９ＢＣＯと共通のペロブスカイト構造を持ちながらＰｒが持つ５倍劣化現象で超電導特性がゼロとなる、非超電導層であることがわかった。ただし酸化物薄膜８Ｆ－Ｐｒ０．１９Ｙ０．８１ＢＣＯは、誘導法での特性が示されなかったものの、Ｔｃ測定においては超電導転移が確認されている。このことから低いながらも超電導転移で連続した導通路が測定電流端子間では存在し、Ｔｃ測定結果だけが得られたことが推測される。そのため１９％Ｐｒ置換のＹＢＣＯ超電導体を用いる場合、不完全な超電導電流の遮断によりＡＣロス低減効果が小さくなることが考えられる。
しかし、実施例４で記載したとおり、超電導応用の用途によっては１９％Ｐｒ置換の超電導体でも使用可能な応用先も存在するかもしれない。電流値の漏れの許容量で応用の可否が決まると思われるが、基本的により完全なＡＣロス低減効果を見込むのであれば、２０％以上のＰｒでＹを置換したＹＢＣＯを用いることが望ましいことが再び解かった。
（実施例９）
図３に示されるフローチャートに従いコーティング溶液を合成及び精製する。金属酢酸塩に純度９９％のＰｒ（ＯＣＯＣＨ３）３、純度９９％のＹ（ＯＣＯＣＨ３）３、純度９９％のＢａ（ＯＣＯＣＨ３）２、純度９９％のＣｕ（ＯＣＯＣＨ３）２の各水和物の粉末を用いた。
Ｐｒ（ＯＣＯＣＨ３）３、Ｙ（ＯＣＯＣＨ３）３、Ｂａ（ＯＣＯＣＨ３）２、及びＣｕ（ＯＣＯＣＨ３）２を金属イオンモル比０．２２：０．７８：２：３でイオン交換水中に溶解し、反応等モル量のＣＦ３ＣＯＯＨと混合及び攪拌を行い、得られた混合溶液をナス型フラスコ中に入れ、ロータリーエバポレータ中減圧下で反応及び精製を１２時間行った。半透明青色の物質９Ｍｉ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ（実施例９で説明する物質、２２％Ｐｒ、７８％Ｙ Ｍａｔｒｉａｌ ｗｉｔｈ ｉｍｐｕｒｉｔｙ）を得た。
上記のコーティング溶液とは別のコーティング溶液を合成及び精製する。金属酢酸塩に純度９９％のＰｒ（ＯＣＯＣＨ３）３、純度９９％のＳｍ（ＯＣＯＣＨ３）３、純度９９％のＹ（ＯＣＯＣＨ３）３、純度９９％のＴｍ（ＯＣＯＣＨ３）３、純度９９％のＢａ（ＯＣＯＣＨ３）２、純度９９％のＣｕ（ＯＣＯＣＨ３）２の各水和物の粉末を用いた。
Ｐｒ（ＯＣＯＣＨ３）３、Ｓｍ（ＯＣＯＣＨ３）３、Ｙ（ＯＣＯＣＨ３）３、Ｔｍ（ＯＣＯＣＨ３）３、Ｂａ（ＯＣＯＣＨ３）２、及びＣｕ（ＯＣＯＣＨ３）２を金属イオンモル比０．０２：０．０２：０．９２：０．０４：２：３でイオン交換水中に溶解し、反応等モル量のＣＦ３ＣＯＯＨと混合及び攪拌を行い、得られた混合溶液をナス型フラスコ中に入れ、ロータリーエバポレータ中減圧下で反応及び精製を１２時間行った。半透明青色の物質９Ｍｉ－Ｐｒ０．０２Ｓｍ０．０２Ｙ０．９２Ｔｍ０．０４ＢＣＯ（実施例９で説明する物質、２％Ｐｒ、２％Ｓｍ、９２％Ｙ、４％Ｔｍ Ｍａｔｒｉａｌ ｗｉｔｈ ｉｍｐｕｒｉｔｙ）を得た。
得られた半透明青色の物質９Ｍｉ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ、及び９Ｍｉ－Ｐｒ０．０２Ｓｍ０．０２Ｙ０．９２Ｔｍ０．０４ＢＣＯ中には、溶液合成時の反応副生成物である水や酢酸が７ｗｔ％程度含まれる。半透明青色の物質９Ｍｉ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ、及び９Ｍｉ－Ｐｒ０．０２Ｓｍ０．０２Ｙ０．９２Ｔｍ０．０４ＢＣＯに重量で２０倍の無水メタノールを加え溶解し、コーティング溶液９ＣＳｉ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ（実施例９で説明するコーティング溶液２２％Ｐｒ， ７８％Ｙ Ｍａｔｅｒｉａｌ ｗｉｔｈ ｉｍｐｕｒｉｔｙ）、９ＣＳｉ－Ｐｒ０．０２Ｓｍ０．０２Ｙ０．９２Ｔｍ０．０４ＢＣＯをそれぞれ得た。
得られたコーティング溶液９ＣＳｉ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ、及び９ＣＳｉ－Ｐｒ０．０２Ｓｍ０．０２Ｙ０．９２Ｔｍ０．０４ＢＣＯをロータリーエバポレータ中で再び減圧下で反応及び精製を１２時間行うと半透明青色の物質９Ｍ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ（実施例９で説明する物質、２２％Ｐｒ， ７８％Ｙ Ｍａｔｅｒｉａｌ ｗｉｔｈｏｕｔ ｉｍｐｕｒｉｔｙ）、９Ｍ－Ｐｒ０．０２Ｓｍ０．０２Ｙ０．９２Ｔｍ０．０４ＢＣＯがそれぞれ得られた。
半透明青色の物質９Ｍ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ、及び９Ｍ－Ｐｒ０．０２Ｓｍ０．０２Ｙ０．９２Ｔｍ０．０４ＢＣＯをメタノール（図３のｊ）中に溶解し、メスフラスコを用いて希釈し、それぞれ金属イオン換算で１．５０ｍｏｌ／ｌのコーティング溶液９ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ（実施例９、Ｃｏａｔｉｎｇ Ｓｏｌｕｔｉｏｎ ｆｏｒ ２２％Ｐｒ， ７８％Ｙ ｐｅｒｏｖｓｋｉｔｅ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）、及び９ＣＳ－Ｐｒ０．０２Ｓｍ０．０２Ｙ０．９２Ｔｍ０．０４ＢＣＯをそれぞれ得た。
コーティング溶液９ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ、及び９ＣＳ－Ｐｒ０．０２Ｓｍ０．０２Ｙ０．９２Ｔｍ０．０４ＢＣＯを用い、スピンコート法を用い加速度１００００ｒｐｍ／ｓ、最高回転数４０００ｒｐｍ、保持時間６０ｓで１０×１０×０．５０ｍｍｔのＬａＡｌＯ３（１００）配向単結晶上にそれぞれ２枚の成膜を行い、半透明青色のゲル膜９Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ（実施例９、ｇｅｌ ｆｉｌｍ ｏｆ ｒｅｓｕｌｔｉｎｇ ２２％Ｐｒ， ７８％Ｙ ｆｉｌｍｓ）、及び９Ｇｅｌ－Ｐｒ０．０２Ｓｍ０．０２Ｙ０．９２Ｔｍ０．０４ＢＣＯをそれぞれ得た。このゲル膜は本焼後に膜厚が１５０ｎｍとなる成膜条件である。
コーティング溶液９ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ、及び９ＣＳ－Ｐｒ０．０２Ｓｍ０．０２Ｙ０．９２Ｔｍ０．０４ＢＣＯを用い、スピンコート法成膜時の中心から片側にコーティング溶液９ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯを、反対側コーティング溶液９ＣＳ－Ｐｒ０．０２Ｓｍ０．０２Ｙ０．９２Ｔｍ０．０４ＢＣＯを滴下し、中央部が混合した瞬間にスピンコートを開始し、半透明青色のゲル膜９Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ＋ Ｐｒ０．０２Ｓｍ０．０２Ｙ０．９２Ｔｍ０．０４ＢＣＯ－Ｃ（実施例９、ｇｅｌ ｆｉｌｍ ｏｆ ｒｅｓｕｌｔｉｎｇ ２２％Ｐｒ， ７８％Ｙ ｆｉｌｍｓ ａｎｄ ２％Ｐｒ， ２％Ｓｍ， ９２％Ｙ， ４％Ｔｍ ｆｉｌｍｓ、ｃｈｉｍｅｒａ）を得た。成膜条件は加速度１００００ｒｐｍ／ｓ、最高回転数４０００ｒｐｍ、保持時間６０ｓであり、用いた単結晶基板は１０×３０×０．５０ｍｍｔのＬａＡｌＯ３（１００）配向単結晶基板である。
半透明青色のゲル膜９Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ＋ Ｐｒ０．０２Ｓｍ０．０２Ｙ０．９２Ｔｍ０．０４ＢＣＯ－Ｃのスピンコート中央部に境界は目視では判別できない。
得られたゲル膜、９Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ、９Ｇｅｌ－Ｐｒ０．０２Ｓｍ０．０２Ｙ０．９２Ｔｍ０．０４ＢＣＯ、及び９Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ＋ Ｐｒ０．０２Ｓｍ０．０２Ｙ０．９２Ｔｍ０．０４ＢＣＯ－Ｃは直ちに乾燥ガスで満たされた炉内へ設置され、図６に示すプロファイルで４００℃以下の加湿純酸素雰囲気で仮焼を行い、半透明茶色の仮焼膜９Ｃａｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ（実施例９、ｃａｌｃｉｎｅｄ ｆｉｌｍ ｏｆ ｒｅｓｕｌｔｉｎｇ ２２％Ｐｒ， ７８％Ｙ ｆｉｌｍｓ、）、９Ｃａｌ－Ｐｒ０．０２Ｓｍ０．０２Ｙ０．９２Ｔｍ０．０４ＢＣＯ、及び９Ｃａｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ＋ Ｐｒ０．０２Ｓｍ０．０２Ｙ０．９２Ｔｍ０．０４ＢＣＯ－Ｃをそれぞれ得た。
図７に示すプロファイルで仮焼膜９Ｃａｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ、９Ｃａｌ－Ｐｒ０．０２Ｓｍ０．０２Ｙ０．９２Ｔｍ０．０４ＢＣＯ、及び９Ｃａｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ＋ Ｐｒ０．０２Ｓｍ０．０２Ｙ０．９２Ｔｍ０．０４ＢＣＯ－Ｃを８００℃の１０００ｐｐｍ酸素混合アルゴンガス中で本焼を行い、５２５℃以下の純酸素中でアニールを行い、酸化物薄膜９Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ（実施例９、ｆｉｒｅｄ ｏｘｉｄｅ ｆｉｌｍｓ ｏｆ Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ）、９Ｆ－Ｐｒ０．０２Ｓｍ０．０２Ｙ０．９２Ｔｍ０．０４ＢＣＯ、及び９Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ＋ Ｐｒ０．０２Ｓｍ０．０２Ｙ０．９２Ｔｍ０．０４ＢＣＯ－Ｃそれぞれ得た。
酸化物薄膜９Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ、９Ｆ－Ｐｒ０．０２Ｓｍ０．０２Ｙ０．９２Ｔｍ０．０４ＢＣＯ、及び９Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ＋ Ｐｒ０．０２Ｓｍ０．０２Ｙ０．９２Ｔｍ０．０４ＢＣＯ－Ｃの中央部をそれぞれＸＲＤ測定の２θ／ω法で測定した結果、ＹＢＣＯ（００ｎ）ピークのみが確認され、異相であるＣｕＯやＹ２Ｏ３、ＢａＣｕＯ２などの異相はバックグラウンドと差が判別できないレベルであった。ＹＢＣＯ（００６）が最強ピークであり、異相のピークは１／１０００か、それ以下であった。原料のＰｒの純度によるＸＲＤ相同定結果に差は見られなかった。
酸化物薄膜９Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ＋ Ｐｒ０．０２Ｓｍ０．０２Ｙ０．９２Ｔｍ０．０４ＢＣＯ－Ｃは上記中央部以外に２点、中心部から両側長手方向の中心部より１０ｍｍＰｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ側、及び１０ｍｍＰｒ０．０２Ｓｍ０．０２Ｙ０．９２Ｔｍ０．０４ＢＣＯ側に移動した位置を中心にＸＲＤ測定の２θ／ω法で測定を行った。結果はＹＢＣＯ（００ｎ）ピークのみが確認され、異相であるＣｕＯやＹ２Ｏ３、ＢａＣｕＯ２などの異相はバックグラウンドと差が判別できないレベルであった。ＹＢＣＯ（００６）が最強ピークであり、異相のピークは１／１０００か、それ以下であった。原料のＰｒの純度によるＸＲＤ相同定結果に差は見られなかった。
酸化物薄膜９Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ、及び９Ｆ－Ｐｒ０．０２Ｓｍ０．０２Ｙ０．９２Ｔｍ０．０４ＢＣＯそれぞれ液体窒素中、自己磁場下で、誘導法により超電導特性を測定した。得られた結果はそれぞれ、０．００ＭＡ／ｃｍ２（７７Ｋ，０Ｔ）、及び６．２４ＭＡ／ｃｍ２（７７Ｋ，０Ｔ）であった。このことから９Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯは非超電導のペロブスカイト構造を形成した酸化物薄膜であり、９Ｆ－Ｐｒ０．０２Ｓｍ０．０２Ｙ０．９２Ｔｍ０．０４ＢＣＯはペロブスカイト構造を有する超電導薄膜であることが解かった。

酸化物薄膜９Ｆ－Ｐｒ０．０２Ｓｍ０．０２Ｙ０．９２Ｔｍ０．０４ＢＣＯは４％Ｔｍ－ＣＡＲＰと読んでおり、クラスター化原子置換型人工ピンであるＣＡＲＰが内部に形成されたＹＢＣＯ超電導膜である。この構造体は磁場中では量子磁束をＣＡＲＰが捕捉するため、特性が高いという特徴を持つが、ゼロ磁場では非超電導部で電流が稼げない分、特性か低下する傾向があり、その結果がやや低い超電導特性となって表れたものと思われる。
酸化物薄膜９Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ＋ Ｐｒ０．０２Ｓｍ０．０２Ｙ０．９２Ｔｍ０．０４ＢＣＯ－Ｃの外観であるが、２２％Ｐｒが存在するところはやや白みがかった色であり、４％Ｔｍ－ＣＡＲＰ部分は艶のある黒色であった。これは実施例２で説明の通り、２２％Ｐｒが存在する部分の本焼時最適酸素分圧が１０００ｐｐｍではないためである。仮に最適酸素分圧がＹＢＣＯで１０００ｐｐｍ、ＰｒＢＣＯが１ｐｐｍならば、対枢軸で比例なのであれば２１８ｐｐｍとなる。なおＴＦＡ－ＭＯＤ法ではこの程度酸素分圧がずれていても超電導体が形成されることはわかっている。ただ最適力のずれで表面に異相などが形成されて白く見える可能性がある。
一方、Ｐｒ０．０２Ｓｍ０．０２Ｙ０．９２Ｔｍ０．０４ＢＣＯの８００℃本焼での最適酸素分圧はほぼ１，０００ｐｐｍと考えられる。最適酸素分圧を小さくするＰｒ，Ｓｍと同じ比率で最適酸素分圧を大きくするＴｍが含まれており、ある程度相殺されるからである。そのため８００℃・１，０００ｐｐｍの本焼条件下で最適条件に近い場合に見られる黒い艶のある構造体が得られたものと考えられる。
酸化物薄膜９Ｆ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ＋ Ｐｒ０．０２Ｓｍ０．０２Ｙ０．９２Ｔｍ０．０４ＢＣＯ－Ｃの中央部と、両側に１０ｍｍ移動した位置を中心とするＸＲＤ測定結果は実施例２の結果とほぼ同じであり、ＹＢＣＯがＰｒ０．０２Ｓｍ０．０２Ｙ０．９２Ｔｍ０．０４ＢＣＯに入れ替わっただけの結果にも思える。特に強度がＹＢＣＯとＲｅＢＣＯで変化しにくい（００６）ピークでは実施例２とほぼ同じ結果となった。格子定数差が小さいため、共通のペロブスカイト構造を形成していると思われる。
Ｐｒが２２％ＹＢＣＯのＹサイトを置換した酸化物薄膜であるが、ＹＢＣＯと共通のペロブスカイト構造を形成するだけでなく、そのＹＢＣＯのＹサイトが合計８％Ｐｒ、Ｓｍ、Ｔｍに置換した４％Ｔｍ－ＣＡＲＰでも同じように共通のペロブスカイト構造を形成しているものと思われる。
なお、４％Ｔｍ－ＣＡＲＰ部分であるが、Ｔｍ－ＣＡＲＰを形成し磁場特性を改善できる構造体である可能性が高い。今回の実験では測定を行っていないが、今回成膜された超電導体は膜厚が１５０ｎｍしかない。仮焼時でも膜厚は約５倍の７５０ｎｍしかなく、本焼時に疑似液相を形成してもその液相の厚み、あるいは深さは３００ｎｍ程度と予想される。仮に仮焼膜と同じ密度であっても７５０ｎｍでしかない。
ＴＦＡ－ＭＯＤ法は格子マッチしたサイトのみから成長を施すのが特徴で、そのために本焼時の焼成温度は比較的低温で行うこととなり、疑似液相の流動性は低くなる。また物質はフッ素や酸素と共に金属元素が多数存在し、電気陰性度差から強くクーロン力が作用し元素が移動しにくくなっている。そのため水平方向への移動距離、あるいは組成の異なる物質の界面での拡散距離は限られたものとなり、１μｍですら移動ができないと思われる。
仮に４％Ｔｍ－ＣＡＲＰを幅１００μｍで形成した場合、量端部１μｍに２２％Ｐｒ－ＹＢＣＯが拡散しても、９８μｍ幅が残ることとなる。その残った９８μｍ幅部分は４％Ｔｍ－ＣＡＲＰであり、８００℃・１０００ｐｐｍの条件下で本焼を行えばＣＡＲＰが形成される。本焼条件は２２％Ｐｒ含有側でない物質の条件に合わせるためである。
結果として、４％Ｔｍ－ＣＡＲＰを共通のペロブスカイト構造を持つ非超電導物質で分割した構造体が得られたものと、各種実験結果からは推測される。
（実施例１０）
図３に示されるフローチャートに従い３種類のコーティング溶液を合成及び精製する。金属酢酸塩に純度９９％のＰｒ（ＯＣＯＣＨ３）３、純度９９％のＹ（ＯＣＯＣＨ３）３、純度９９％のＢａ（ＯＣＯＣＨ３）２、純度９９％のＣｕ（ＯＣＯＣＨ３）２の各水和物の粉末を用いた。
Ｐｒ（ＯＣＯＣＨ３）３、Ｙ（ＯＣＯＣＨ３）３、Ｂａ（ＯＣＯＣＨ３）２、及びＣｕ（ＯＣＯＣＨ３）２を金属イオンモル比０．１０：０．９０：２：３、０．１５：０．８５：２：３、及び０．２２：０．７８：２：３でイオン交換水中に溶解し、反応等モル量のＣＦ３ＣＯＯＨと混合及び攪拌を行い、得られた混合溶液をナス型フラスコ中に入れ、ロータリーエバポレータ中減圧下で反応及び精製を１２時間行った。半透明青色の物質１０Ｍｉ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ（実施例１０で説明する物質、１０％Ｐｒ、９０％Ｙ Ｍａｔｒｉａｌ ｗｉｔｈ ｉｍｐｕｒｉｔｙ）、１０Ｍｉ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ、及び１０Ｍｉ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯを得た。
得られた半透明青色の物質１０Ｍｉ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ、１０Ｍｉ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ、及び１０Ｍｉ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ中には、溶液合成時の反応副生成物である水や酢酸が７ｗｔ％程度含まれる。半透明青色の物質１０Ｍｉ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ、１０Ｍｉ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ、及び１０Ｍｉ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯに重量で２０倍の無水メタノールを加え溶解し、コーティング溶液１０ＣＳｉ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ（実施例１０で説明するコーティング溶液１０％Ｐｒ， ９０％Ｙ Ｍａｔｅｒｉａｌ ｗｉｔｈ ｉｍｐｕｒｉｔｙ）、１０ＣＳｉ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ、及び１０ＣＳｉ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯをそれぞれ得た。
得られた１０ＣＳｉ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ、１０ＣＳｉ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ、及び１０ＣＳｉ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯをロータリーエバポレータ中で再び減圧下で反応及び精製を１２時間行うと半透明青色の物質１０Ｍ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ（実施例１０で説明する物質、１０％Ｐｒ， ９０％Ｙ Ｍａｔｅｒｉａｌ ｗｉｔｈｏｕｔ ｉｍｐｕｒｉｔｙ）、１０Ｍ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ、及び１０Ｍ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯがそれぞれ得られた。
半透明青色の物質１０Ｍ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ、１０Ｍ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ、及び１０Ｍ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯをメタノール（図３のｊ）中に溶解し、メスフラスコを用いて希釈し、それぞれ金属イオン換算で１．５０ｍｏｌ／ｌのコーティング溶液１０ＣＳ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ（実施例１０、Ｃｏａｔｉｎｇ Ｓｏｌｕｔｉｏｎ ｆｏｒ １０％Ｐｒ， ９０％Ｙ ｐｅｒｏｖｓｋｉｔｅ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）、１０ＣＳ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ、及び１ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯをそれぞれ得た。
コーティング溶液１０ＣＳ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ、１０ＣＳ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ、及び１０ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯを用い、スピンコート法を用い加速度１００００ｒｐｍ／ｓ、最高回転数４０００ｒｐｍ、保持時間６０ｓで１０×１０×０．５０ｍｍｔのＬａＡｌＯ３（１００）配向単結晶上にそれぞれ２枚の成膜を行い、半透明青色のゲル膜１０Ｇｅｌ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ（実施例１０、ｇｅｌ ｆｉｌｍ ｏｆ ｒｅｓｕｌｔｉｎｇ １０％Ｐｒ， ９０％Ｙ ｆｉｌｍｓ）、１０Ｇｅｌ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ、及び１Ｇｅｌ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯをそれぞれ得た。このゲル膜は本焼後に膜厚が１５０ｎｍとなる成膜条件である。
コーティング溶液１０ＣＳ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ、及び１０ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯを用い、単結晶基板は１０×３０×０．５０ｍｍｔのＬａＡｌＯ３（１００）配向単結晶基板上に半分ずつ液を滴下し、それぞれの液が中央部到達時にスピンコート法により、加速度１００００ｒｐｍ／ｓ、最高回転数４０００ｒｐｍ、保持時間６０ｓの成膜条件により半透明青色のゲル膜１０Ｇｅｌ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－Ｃ（実施例１０、ｇｅｌ ｆｉｌｍ ｏｆ ｒｅｓｕｌｔｉｎｇ １０％Ｐｒ， ９０％Ｙ ａｎｄ ２２％Ｐｒ， ７８％Ｙ ｆｉｌｍｓ、ｃｈｉｍｅｒａ）を得た。
同様に、コーティング溶液１０ＣＳ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ、及び１０ＣＳ－Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯを用い、単結晶基板は１０×３０×０．５０ｍｍｔのＬａＡｌＯ３（１００）配向単結晶基板上に半分ずつ液を滴下し、それぞれの液が中央部到達時にスピンコート法により、加速度１００００ｒｐｍ／ｓ、最高回転数４０００ｒｐｍ、保持時間６０ｓの成膜条件により半透明青色のゲル膜１０Ｇｅｌ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－Ｃを得た。
半透明青色のゲル膜１０Ｇｅｌ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－Ｃ、及び１０Ｇｅｌ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－Ｃのスピンコート中央部に境界は目視では判別できない。
得られたゲル膜、１０Ｇｅｌ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－Ｃ、及び１０Ｇｅｌ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－Ｃは直ちに乾燥ガスで満たされた炉内へ設置され、図６に示すプロファイルで４００℃以下の加湿純酸素雰囲気で仮焼を行い、半透明茶色の仮焼膜１０Ｃａｌ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－Ｃ（実施例１０、ｃａｌｃｉｎｅｄ ｆｉｌｍ ｏｆ ｒｅｓｕｌｔｉｎｇ １０％Ｐｒ， ９０％Ｙ ａｎｄ ２２％Ｐｒ， ７８％Ｙ ｆｉｌｍｓ、Ｃｈｉｍｅｒａ）、及び１０Ｃａｌ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－Ｃをそれぞれ得た。
図７に示すプロファイルで仮焼膜１０Ｃａｌ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－Ｃ、及び１０Ｃａｌ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－Ｃを８００℃の１０００ｐｐｍ酸素混合アルゴンガス中で本焼を行い、５２５℃以下の純酸素中でアニールを行い、１０Ｆ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－Ｃ（実施例１０、ｆｉｒｅｄ ｏｘｉｄｅ ｏｆ １０％Ｐｒ， ９０％Ｙ ａｎｄ ２２％Ｐｒ， ７８％Ｙ ｆｉｌｍｓ、Ｃｈｉｍｅｒａ）、及び１０Ｆ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－Ｃそれぞれ得た。
酸化物薄膜１０Ｆ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－Ｃの中央部（Ｃｅｎｔｅｒ）と、１０％Ｐｒ部、及び２２％Ｐｒ部を中心とした領域の、２θ／ω法でのＸＲＤ測定結果１０ＸＲＤ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－Ｃ－Ｃｅｎｔｅｒ、１０ＸＲＤ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－Ｃ－１０％Ｐｒ、及び１０ＸＲＤ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－Ｃ－２２％Ｐｒがそれぞれ得られた。
また、酸化物薄膜１０Ｆ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－Ｃの中央部（Ｃｅｎｔｅｒ）と、１５％Ｐｒ部、及び２２％Ｐｒ部を中心とした領域の、２θ／ω法でのＸＲＤ測定結果１０ＸＲＤ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－Ｃ－Ｃｅｎｔｅｒ、１０ＸＲＤ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－Ｃ－１０％Ｐｒ、及び１０ＸＲＤ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－Ｃ－２２％Ｐｒがそれぞれ得られた。
全てのＸＲＤ測定結果、１０ＸＲＤ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－Ｃ－Ｃｅｎｔｅｒ、１０ＸＲＤ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－Ｃ－１０％Ｐｒ、及び１０ＸＲＤ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－Ｃ－２２％Ｐｒ、１０ＸＲＤ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－Ｃ－Ｃｅｎｔｅｒ、１０ＸＲＤ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－Ｃ－１０％Ｐｒ、及び１０ＸＲＤ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－Ｃ－２２％Ｐｒにおいて、ＹＢＣＯ（００ｎ）ピークのみが確認され、異相であるＣｕＯやＹ２Ｏ３、ＢａＣｕＯ２などの異相はバックグラウンドと差が判別できないレベルであった。ＹＢＣＯ（００６）が最強ピークであり、異相のピークは１／１０００か、それ以下であった。原料のＰｒの純度によるＸＲＤ相同定結果に差は見られなかった。
酸化物薄膜１０Ｆ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－Ｃ、及び１０Ｆ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－Ｃそれぞれ液体窒素中、自己磁場下で、誘導法により超電導特性を測定した。
１０Ｆ－Ｐｒ０．１０Ｙ０．９０ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－Ｃの１０％Ｐｒ部、及び２２％Ｐｒ部における最高特性はそれぞれ、３．３２ＭＡ／ｃｍ２（７７Ｋ，０Ｔ）、及び０．００ＭＡ／ｃｍ２（７７Ｋ，０Ｔ）であった。１０Ｆ－Ｐｒ０．１５Ｙ０．８５ＢＣＯ＋Ｐｒ０．２２Ｙ０．７８ＢＣＯ－Ｃの１５％Ｐｒ部、及び２２％Ｐｒ部における最高特性はそれぞれ、１．４１ＭＡ／ｃｍ２（７７Ｋ，０Ｔ）、及び０．００ＭＡ／ｃｍ２（７７Ｋ，０Ｔ）であった。
超電導特性の測定結果は、Ｐｒ量の５倍特性が劣化する５倍劣化現象に近い結果が得られていた。また２２％Ｐｒ部は超電導特性がゼロとなっており、ペロブスカイト構造を形成しながら超電導特性がゼロとなった構造であることが解かった。またＸＲＤ測定結果のＹＢＣＯ（００６）ピークはほぼ同じ角度である２θ＝４６．６８度付近に観測されており、ｃ軸長がほぼ同じであることから共通のペロブスカイト構造を形成していることが解かった。
これらの結果から、２２％Ｐｒ置換のＹＢＣＯに共有するペロブスカイト構造として、１０％Ｐｒや１５％Ｐｒが置換されたＹＢＣＯ超電導体とも共通するペロブスカイト構造を形成することが解かった。
本発明のいくつかの実施形態を説明したが、これらの実施形態は、例として提示したものであり、発明の範囲を限定することは意図していない。これら新規な実施形態は、その他の様々な形態で実施されることが可能であり、発明の要旨を逸脱しない範囲で、種々の省略、置き換え、変更を行うことができる。例えば、一実施形態の構成要素を他の実施形態の構成要素と置き換え又は変更してもよい。これら実施形態やその変形は、発明の範囲や要旨に含まれると共に、特許請求の範囲に記載された発明とその均等の範囲に含まれる。
１０ 基板
２０ 中間層
３０ 酸化物超電導層
３１ 超電導領域
３２ 非超電導領域
１００ 超伝導線材

Claims (13)

  1. イットリウム（Ｙ）、ランタン（Ｌａ）、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）、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）、及びルテチウム（Ｌｕ）からなる群から選ばれる少なくとも一つの第１の希土類元素、バリウム（Ｂａ）、並びに銅（Ｃｕ）を含み、連続したペロブスカイト構造を有し、１００ｎｍ×１００ｎｍ×１００ｎｍ以上のサイズである少なくとも一つの超電導領域と、
    前記少なくとも一つの超電導領域に接し、イットリウム（Ｙ）、ランタン（Ｌａ）、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）、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）、及びルテチウム（Ｌｕ）からなる群から選ばれる少なくとも一つの第２の希土類元素、プラセオジム（Ｐｒ）、バリウム（Ｂａ）、並びに銅（Ｃｕ）を含み、前記第２の希土類元素の原子数及びプラセオジム（Ｐｒ）の原子数の和に対するプラセオジム（Ｐｒ）の原子数の割合が２０％以上であり、前記少なくとも一つの超電導領域のペロブスカイト構造と連続する連続したペロブスカイト構造を有し、１００ｎｍ×１００ｎｍ×１００ｎｍ以上のサイズである非超電導領域と、
    を含む酸化物超電導層を、備える酸化物超電導体。
  2. 前記少なくとも一つの超電導領域は、第１の超電導領域及び第２の超電導領域を含み、前記非超電導領域は、前記第１の超電導領域と前記第２の超電導領域との間に設けられる請求項１記載の酸化物超電導体。
  3. 基板を更に備え、
    前記酸化物超電導層は前記基板の上に設けられ、
    前記酸化物超電導層の前記基板と対向する領域の面積が、前記基板の表面積の９０％以上である請求項１又は請求項２記載の酸化物超電導体。
  4. 基板と、
    前記基板と前記酸化物超電導層との間に設けられた中間層と、を更に備え、
    前記非超電導領域は前記中間層と格子整合している請求項１又は請求項２記載の酸化物超電導体。
  5. 前記酸化物超電導層が、２．０×１０１５ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上５．０×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以下のフッ素（Ｆ）と、１．０×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上５．０×１０２０ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以下の炭素（Ｃ）と、を含む請求項１ないし請求項４いずれか一項記載の酸化物超電導体。
  6. 前記第１の希土類元素と前記第２の希土類元素は同一である請求項１ないし請求項５いずれか一項記載の酸化物超電導体。
  7. 前記超電導領域がプラセオジム（Ｐｒ）を含み、前記第１の希土類元素の原子数及びプラセオジム（Ｐｒ）の原子数の和に対するプラセオジム（Ｐｒ）の原子数の割合が１５％以下である請求項１ないし請求項６いずれか一項記載の酸化物超電導体。
  8. 前記第１の希土類元素は２種類以上である請求項１ないし請求項６いずれか一項記載の酸化物超電導体。
  9. 前記超電導領域は、クラスター化原子置換型人工ピンを含む請求項１ないし請求項６いずれか一項記載の酸化物超電導体。
  10. イットリウム（Ｙ）、ランタン（Ｌａ）、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）、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）、及びルテチウム（Ｌｕ）からなる群から選ばれる少なくとも一つの第１の希土類元素、バリウム（Ｂａ）、並びに銅（Ｃｕ）の金属酢酸塩と、トリフルオロ酢酸を用いて第１のコーティング溶液を作製し、
    イットリウム（Ｙ）、ランタン（Ｌａ）、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）、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）、及びルテチウム（Ｌｕ）からなる群から選ばれる少なくとも一つの第２の希土類元素、プラセオジム（Ｐｒ）、バリウム（Ｂａ）、並びに銅（Ｃｕ）の金属酢酸塩と、トリフルオロ酢酸を用い、前記第２の希土類元素の原子数及びプラセオジム（Ｐｒ）の原子数の和に対するプラセオジム（Ｐｒ）の原子数の割合が２０％以上である第２のコーティング溶液を作製し、
    基板の上に、前記第１のコーティング溶液及び前記第２のコーティング溶液が接するように、前記第１のコーティング溶液及び前記第２のコーティング溶液を塗布してゲル膜を形成し、
    前記ゲル膜に４００℃以下の仮焼を行い、仮焼膜を形成し、
    前記仮焼膜に加湿雰囲気下で７２５℃以上８５０℃以下の本焼、及び、酸素アニールを行い、酸化物超電導層を形成する酸化物超電導体の製造方法。
  11. 前記第１の希土類元素及び前記第２の希土類元素は同一である請求項１０記載の酸化物超電導体の製造方法。
  12. 前記第１のコーティング溶液はプラセオジム（Ｐｒ）を含み、前記第１の希土類元素の原子数及びプラセオジム（Ｐｒ）の原子数の和に対するプラセオジム（Ｐｒ）の原子数の割合が１５％以下である請求項１０又は請求項１１記載の酸化物超電導体の製造方法。
  13. 前記第１の希土類元素は２種類以上である請求項１０ないし請求項１２いずれか一項記載の酸化物超電導体の製造方法。
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Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20060040829A1 (en) 2004-08-20 2006-02-23 American Superconductor Corporation Dropwise deposition of a patterned oxide superconductor
JP2018041715A (ja) 2016-08-31 2018-03-15 株式会社東芝 超電導コイル及び超電導機器

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5798932A (en) 1980-12-10 1982-06-19 Matsushita Electric Works Ltd Temperature switch
JPH04192381A (ja) * 1990-11-22 1992-07-10 Sanyo Electric Co Ltd ジョセフソン接合素子
JPH04357889A (ja) 1991-06-04 1992-12-10 Sanyo Electric Co Ltd ジョセフソン接合酸化物超電導体素子
JP3943652B2 (ja) * 1997-05-13 2007-07-11 新日本製鐵株式会社 超電導導体及び超電導・常電導転移抵抗型限流器
CN103069595B (zh) * 2010-06-24 2016-05-18 休斯敦大学体系 具有降低的ac损耗的多细丝超导体及其形成方法
EP3133612B1 (en) * 2014-05-08 2021-06-16 Fujikura Ltd. Oxide superconducting wire material and oxide superconducting wire material production method
JP6374365B2 (ja) 2015-09-16 2018-08-15 株式会社東芝 酸化物超電導体、およびその製造方法
WO2017145401A1 (ja) 2016-02-26 2017-08-31 株式会社 東芝 酸化物超電導体及びその製造方法
US10541073B2 (en) * 2016-08-31 2020-01-21 Kabushiki Kaisha Toshiba Superconducting coil and superconducting device
JP7330153B2 (ja) * 2020-09-15 2023-08-21 株式会社東芝 酸化物超電導体及びその製造方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20060040829A1 (en) 2004-08-20 2006-02-23 American Superconductor Corporation Dropwise deposition of a patterned oxide superconductor
JP2018041715A (ja) 2016-08-31 2018-03-15 株式会社東芝 超電導コイル及び超電導機器

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