JPH02275799A - 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Info
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- JPH02275799A JPH02275799A JP1084836A JP8483689A JPH02275799A JP H02275799 A JPH02275799 A JP H02275799A JP 1084836 A JP1084836 A JP 1084836A JP 8483689 A JP8483689 A JP 8483689A JP H02275799 A JPH02275799 A JP H02275799A
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Classifications
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
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- Superconductors And Manufacturing Methods Therefor (AREA)
- Compositions Of Oxide Ceramics (AREA)
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- Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
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Description
【発明の詳細な説明】
〔発明の利用分野〕
本発明は、酸化物超電導体に係り、特に高臨界温度相の
体積率割合の大きな材料を短時間で合成でき、しかも超
電導特性が良好な酸化物超電導材料及びその製造方法に
関する。
体積率割合の大きな材料を短時間で合成でき、しかも超
電導特性が良好な酸化物超電導材料及びその製造方法に
関する。
酸化物超電導体は、 Ｙ−Ｂａ−Ｃｕ−０系酸化物のＴ
ｃが約９０にと従来の金属間化合物に比べて飛躍的に高
いことが発見されて以来、ｅ、速に発展を見せている。
ｃが約９０にと従来の金属間化合物に比べて飛躍的に高
いことが発見されて以来、ｅ、速に発展を見せている。
Ｂ ｉ −Ｓ ｒ −Ｃａ −Ｃｕ −０系及びＴｌ−
Ｂａ−Ｃａ−Ｃｕ−０系では、臨界温度が液体窒素の沸
点である７７Ｋを大きく上回るものが見出されている。
Ｂａ−Ｃａ−Ｃｕ−０系では、臨界温度が液体窒素の沸
点である７７Ｋを大きく上回るものが見出されている。
酸化物超電導体の製造方法を、Ｂｉ系酸化物超電導体の
場合を例にとり説明する。
場合を例にとり説明する。
ジャパニーズ ジャーナル オブ アプライドフイジク
ス （Ｊａｐａｎｅｓｅ Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ
ＡｐｐｌｉｅｄＰｈｙｓｉｃｓ） ２７（１９８８
）、Ｉ、１６５２−１６５４によれば、Ｂｉ、０３゜Ｐ
ｂＯ，ＳｒＣＯ３，ＣａＣ０，とＣｕＯを原料粉末とし
、 Ｂｉ：Ｐｂ：Ｓｒ：Ｃａ：Ｃｕ＝１：（０，０６−
０，３０）：１：ｌ：（１，５−２，０）の組成となる
ように配合、混合したあと、８００°Ｃで予備焼成し、
１００〜２００時間５８４５℃で焼成することにより、
Ｂｉ系超電導体を得ている。このようにして得られた超
電導体は、Ｘ線回折強度から、その高温相の体積割合を
見積もると８０％程度である。
ス （Ｊａｐａｎｅｓｅ Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ
ＡｐｐｌｉｅｄＰｈｙｓｉｃｓ） ２７（１９８８
）、Ｉ、１６５２−１６５４によれば、Ｂｉ、０３゜Ｐ
ｂＯ，ＳｒＣＯ３，ＣａＣ０，とＣｕＯを原料粉末とし
、 Ｂｉ：Ｐｂ：Ｓｒ：Ｃａ：Ｃｕ＝１：（０，０６−
０，３０）：１：ｌ：（１，５−２，０）の組成となる
ように配合、混合したあと、８００°Ｃで予備焼成し、
１００〜２００時間５８４５℃で焼成することにより、
Ｂｉ系超電導体を得ている。このようにして得られた超
電導体は、Ｘ線回折強度から、その高温相の体積割合を
見積もると８０％程度である。
このように従来技術では、数百時間という長時間の焼成
によってはじめて８０ｖｏｌ％程度の体積率を得ている
。
によってはじめて８０ｖｏｌ％程度の体積率を得ている
。
Ｔｃが１００Ｋを超えるＢｉ系或いはＴ１系材料を実用
化するための最大の問題点は、前述のように１００Ｋを
超える高臨界温度相の合成に極めて時間がかかること、
最終的な高Ｔｃ相の体積割合は、非晶質部分を含めると
最大でも７０〜８０％程度であり、これに起因する臨界
電流密度（Ｊｃ）の低いこと、である。
化するための最大の問題点は、前述のように１００Ｋを
超える高臨界温度相の合成に極めて時間がかかること、
最終的な高Ｔｃ相の体積割合は、非晶質部分を含めると
最大でも７０〜８０％程度であり、これに起因する臨界
電流密度（Ｊｃ）の低いこと、である。
Ｂｉ或いはＴｌ系超電導材料は、前述のように超電導相
として１．０５ ＫのＴｃを有する高臨界温度相（２２
２３相）と７５に級の低臨界温度相（２２１２相）とが
ある。これら結晶相の熱力学的生成自由エネルギーの差
はほとんどないため、従来法のように原料粉末を目的組
成に調製し、数時間反応させただけでは両者が混在した
組織となってしまう。このため高温相の体積割合が８０
％以上の材料を合成するには、実に数百時間という長い
焼成時間を必要とする。
として１．０５ ＫのＴｃを有する高臨界温度相（２２
２３相）と７５に級の低臨界温度相（２２１２相）とが
ある。これら結晶相の熱力学的生成自由エネルギーの差
はほとんどないため、従来法のように原料粉末を目的組
成に調製し、数時間反応させただけでは両者が混在した
組織となってしまう。このため高温相の体積割合が８０
％以上の材料を合成するには、実に数百時間という長い
焼成時間を必要とする。
本発明の目的は、Ｂｉ或いはＴ１系超電導材料において
、超電導相と非超電導相との割合が９＝１以上であり、
しかも超電導相中に含まれる高Ｔｃ相の体積割合が９５
％以上の超電導特性の良好な超電導材料を短時間で合成
できる、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。
、超電導相と非超電導相との割合が９＝１以上であり、
しかも超電導相中に含まれる高Ｔｃ相の体積割合が９５
％以上の超電導特性の良好な超電導材料を短時間で合成
できる、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。
本発明は、少なくとも予め添加した結晶核と、その結晶
核の影響を受けて結晶成長した領域とから構成されるこ
とを特徴とする。
核の影響を受けて結晶成長した領域とから構成されるこ
とを特徴とする。
本発明者らは、Ｂｉ或いはＴｌ系超電導材料で短時間で
高温相の体積割合を飛躍的に増加させる方法を検討して
きた。その結果、■臨界温度が１００Ｋを超える結晶相
を種結晶として、母材に添加し焼成を行う（Ｂｉ系の場
合にはＢｌｚｓｒ２ｃａ２Ｃｕ３Ｏｙ、 Ｔ Ｉ系の場
合にはＴｌ□（Ｓｒ／Ｂａ）２Ｃａ□Ｃｕ３０ｙ或いは
Ｔｌ□（Ｓｒ／Ｂａ）２Ｃａ２Ｃｕ３Ｏｙに相当する組
成）、■これら高温相と結晶の格子定数が比較的類似し
ている物質 （八ｆｆ、ｚＯ＋１ｒ０２＋ＣｈＦ２ ＋
Ｖｚ ０５ ｇＮｊＯ１ｃｒ２０３ ＋ＬａＡ１０ｆ
ｆ。
高温相の体積割合を飛躍的に増加させる方法を検討して
きた。その結果、■臨界温度が１００Ｋを超える結晶相
を種結晶として、母材に添加し焼成を行う（Ｂｉ系の場
合にはＢｌｚｓｒ２ｃａ２Ｃｕ３Ｏｙ、 Ｔ Ｉ系の場
合にはＴｌ□（Ｓｒ／Ｂａ）２Ｃａ□Ｃｕ３０ｙ或いは
Ｔｌ□（Ｓｒ／Ｂａ）２Ｃａ２Ｃｕ３Ｏｙに相当する組
成）、■これら高温相と結晶の格子定数が比較的類似し
ている物質 （八ｆｆ、ｚＯ＋１ｒ０２＋ＣｈＦ２ ＋
Ｖｚ ０５ ｇＮｊＯ１ｃｒ２０３ ＋ＬａＡ１０ｆ
ｆ。
ＹＡＩＯ，）を予め結晶核として添加し、焼成を行う、
■焼成の初期の段階では低温、低酸素分圧、後期の段階
では高温、高酸素分圧とする、ことにより、高温相の体
積率の高い材料を短時間に合成できることを発見し、本
発明に至った。
■焼成の初期の段階では低温、低酸素分圧、後期の段階
では高温、高酸素分圧とする、ことにより、高温相の体
積率の高い材料を短時間に合成できることを発見し、本
発明に至った。
本発明では、高温相の体積割合の多い材料を短時間に合
成するため、高温相の体積率が８０％以上である結晶相
を、母材に０，１ｖｏｌ′１以上含有させるか、或いは
類似結晶構造を有する上記物質を０．１ｖｏｌ％以上含
有させることが望ましい。母材に添加する種結晶量とし
て上記組成が望ましいのは、０．１ｖｏｌ％以下である
と結晶核の割合が少なすぎ、結晶核添加の効果が見られ
ないためである。
成するため、高温相の体積率が８０％以上である結晶相
を、母材に０，１ｖｏｌ′１以上含有させるか、或いは
類似結晶構造を有する上記物質を０．１ｖｏｌ％以上含
有させることが望ましい。母材に添加する種結晶量とし
て上記組成が望ましいのは、０．１ｖｏｌ％以下である
と結晶核の割合が少なすぎ、結晶核添加の効果が見られ
ないためである。
一方、添加量の上限値は、結晶核として高温相を用いる
場合には多いほど有利になるが、工業的観点から考える
と４０ｖｏｌ％が上限となる。他方、結晶核として、高
温和と比較的類似した結晶物質を用いる場合には、多す
ぎると超電導特性に悪影響を与えるため、１ｏｖｏｌ％
がその上限となる。
場合には多いほど有利になるが、工業的観点から考える
と４０ｖｏｌ％が上限となる。他方、結晶核として、高
温和と比較的類似した結晶物質を用いる場合には、多す
ぎると超電導特性に悪影響を与えるため、１ｏｖｏｌ％
がその上限となる。
また、結晶核を添加する母材としては、−旦溶解し、急
冷することによって作成したアモルファス状態の物質が
望ましい。通常の固相拡散による酸化物混合法では、ミ
クロ的な組成の不均一が生じ、結晶核添加の効果を有効
に利用出来ないためである。
冷することによって作成したアモルファス状態の物質が
望ましい。通常の固相拡散による酸化物混合法では、ミ
クロ的な組成の不均一が生じ、結晶核添加の効果を有効
に利用出来ないためである。
合成温度としては、目的とする結晶相が熱的に安定な温
度域の上限温度で合成するのがよく、Ｂｉ系では］、
／ １０ ａｔｍ酸素中で８５０℃、１ ａｔｍ酸素中
で８７０℃程度の温度がよい。
度域の上限温度で合成するのがよく、Ｂｉ系では］、
／ １０ ａｔｍ酸素中で８５０℃、１ ａｔｍ酸素中
で８７０℃程度の温度がよい。
以−にの本発明の酸化物超電導体の製造の一例を。
Ｂｉ系超電導体の高Ｔｃ用の合成を例に取れば次のよう
になる。即ち、Ｂｉ：Ｓｒ：Ｃａ：Ｃｕ：ｐｂの金属元
素比の割合が２：２：２：３：０．４となるようにはか
り、混合し、これを９００〜１３００°Ｃの温度で一旦
溶解し、これをＣｕ板上に急冷する。これにより、はぼ
アモルファス単相の材料を得ることが出来る。次に、こ
のアモルファス材料に予め製造しておいた高温相の体積
割合が８０ｖｏｌ％程度の材料を結晶核として０．１〜
４０ｖｏ］％添加し、ライカイ機で混合を行う。この粉
末を成形し、高温相が熱力学的に安定な８００〜９００
℃の温度で１〜８０時間の熱処理を行う。
になる。即ち、Ｂｉ：Ｓｒ：Ｃａ：Ｃｕ：ｐｂの金属元
素比の割合が２：２：２：３：０．４となるようにはか
り、混合し、これを９００〜１３００°Ｃの温度で一旦
溶解し、これをＣｕ板上に急冷する。これにより、はぼ
アモルファス単相の材料を得ることが出来る。次に、こ
のアモルファス材料に予め製造しておいた高温相の体積
割合が８０ｖｏｌ％程度の材料を結晶核として０．１〜
４０ｖｏ］％添加し、ライカイ機で混合を行う。この粉
末を成形し、高温相が熱力学的に安定な８００〜９００
℃の温度で１〜８０時間の熱処理を行う。
この製造法において、母材の組成としては、Ｐｂを含み
、しかも異相が生じない組成例えばＢＩＬＴＧ４Ｐｂ０
．．４Ｓｒ２Ｃａ２Ｃｕ３Ｏｙを用いるのがよい。また
熱処理雰囲気と温度は、アニールの初期の段階では低温
低酸素分圧（例えば８５０℃、１／１０ａｔｍＯｚ）、
後期の段階では高温、高酸素分圧（例えば８７０℃、１
ａｔ＋＋＋０２）が望ましい。
、しかも異相が生じない組成例えばＢＩＬＴＧ４Ｐｂ０
．．４Ｓｒ２Ｃａ２Ｃｕ３Ｏｙを用いるのがよい。また
熱処理雰囲気と温度は、アニールの初期の段階では低温
低酸素分圧（例えば８５０℃、１／１０ａｔｍＯｚ）、
後期の段階では高温、高酸素分圧（例えば８７０℃、１
ａｔ＋＋＋０２）が望ましい。
一方、高温和と比較的類似の結晶物質を種結晶として用
いる場合には、予め母材中に混合し、超電導物質と一緒
にアモルファス化の過程を経てもいいし、前述の例と同
様、アモルファス母材にあとから添加、混合してもよい
。
いる場合には、予め母材中に混合し、超電導物質と一緒
にアモルファス化の過程を経てもいいし、前述の例と同
様、アモルファス母材にあとから添加、混合してもよい
。
以上のようにして製造した酸化物超電導体は、短時間で
超電導相と非超電導相の割合が９＝１であり、しかも超
電導相中に含まれる高Ｔ ｃ相の体積割合が９５％以上
の超電導特性の良好な材料となる。
超電導相と非超電導相の割合が９＝１であり、しかも超
電導相中に含まれる高Ｔ ｃ相の体積割合が９５％以上
の超電導特性の良好な材料となる。
本発明は、目的結晶構造を有する物質或いは類似格子定
数を有する物質をアモルファス状態の母材に含有させ、
焼成することによって均一性の極めて高い材料を短時間
に合成することを可能にしたものである。
数を有する物質をアモルファス状態の母材に含有させ、
焼成することによって均一性の極めて高い材料を短時間
に合成することを可能にしたものである。
均一性の極めて高い材料を短時間で合成できるのは、目
的とする結晶構造を有する物質或いは類似結晶を有する
物質を積極的に材料に導入した結果である。すなわち、
結晶核を添加しない場合には、第２図に示すように、目
的とする結晶相２はアモルファス相１の間に核生成し、
さらにこれが結晶成長する過程を取る。この核生成に要
する時間は極めて長く、これが高ＴＣ相の生成に長時間
を必要とする最大の理由である。
的とする結晶構造を有する物質或いは類似結晶を有する
物質を積極的に材料に導入した結果である。すなわち、
結晶核を添加しない場合には、第２図に示すように、目
的とする結晶相２はアモルファス相１の間に核生成し、
さらにこれが結晶成長する過程を取る。この核生成に要
する時間は極めて長く、これが高ＴＣ相の生成に長時間
を必要とする最大の理由である。
＝一方、結晶核を添加した場合には、第１図に示すよう
に添加した結晶核３のために核生成に要する時間はほと
んど必要なく、結晶相４の成長が直ちに開始される。こ
のため、目的結晶の結晶核の添加或いは類似結晶構造を
もつ結晶核の添加により、極めて短時間に目的結晶が合
成できるのである。
に添加した結晶核３のために核生成に要する時間はほと
んど必要なく、結晶相４の成長が直ちに開始される。こ
のため、目的結晶の結晶核の添加或いは類似結晶構造を
もつ結晶核の添加により、極めて短時間に目的結晶が合
成できるのである。
以下本発明の詳細な説明する。
実施例１゜
原料粉末として、Ｂｉ２Ｏ，、Ｐｂ、ＳｒＣ○、。
ＣａＣ０，とＣｕＯを用い、Ｂｉ ： ｐｂ： Ｓｒ：
Ｃａ：Ｃｕ＝２：０．４：２：２：３の組成分になる
ように秤量、混合し、１０５０’ｃ犬気中で１時間、ア
ルミするつぼ中で完全に溶解し、これをＣｕ板上に急冷
しアモルファス材料を製造した。これをライカイ機で１
５分粉砕し、アモルファス粉末を得た。
Ｃａ：Ｃｕ＝２：０．４：２：２：３の組成分になる
ように秤量、混合し、１０５０’ｃ犬気中で１時間、ア
ルミするつぼ中で完全に溶解し、これをＣｕ板上に急冷
しアモルファス材料を製造した。これをライカイ機で１
５分粉砕し、アモルファス粉末を得た。
一方、アモルファス材料と全く同じ組成の粉末を秤量・
混合し、固相拡散法により高Ｔｃ用の合成を行なった。
混合し、固相拡散法により高Ｔｃ用の合成を行なった。
すなわち、８００°Ｃで５時間大気中で予備焼成の後、
ライカイ機で粉砕した。これをペレットにし８５０’Ｃ
，○、／Ａｒ＝１／１０の雰囲気で］、００時間焼成し
た。このペレットを更にライカイ機で粉砕し、全く同一
条件で更に１１０時間焼成した。このようにして得られ
たＢｉ系材料は、Ｘ線回折より見積もった高温相の体積
率はほぼ８０％であった。
ライカイ機で粉砕した。これをペレットにし８５０’Ｃ
，○、／Ａｒ＝１／１０の雰囲気で］、００時間焼成し
た。このペレットを更にライカイ機で粉砕し、全く同一
条件で更に１１０時間焼成した。このようにして得られ
たＢｉ系材料は、Ｘ線回折より見積もった高温相の体積
率はほぼ８０％であった。
この同相拡散法によって得られた材料を高Ｔｃ用の種結
晶としてＯ〜４０ｖｏｌ％になるように秤量し、前述の
アモルファス粉末に加えライカイ機で８分混合し、第１
表に示す試料番号１〜５の組成とした。これら試料をＯ
ｚ ／ Ａ ｒ ” ｌ ／ １０の雰囲気中で８５０
’Ｃで、５時間焼成した。
晶としてＯ〜４０ｖｏｌ％になるように秤量し、前述の
アモルファス粉末に加えライカイ機で８分混合し、第１
表に示す試料番号１〜５の組成とした。これら試料をＯ
ｚ ／ Ａ ｒ ” ｌ ／ １０の雰囲気中で８５０
’Ｃで、５時間焼成した。
得られた焼結体の超電導相と非超電導相の割合、及び、
超電導相中に含まれる高Ｔｃ用の体積率を交流帯磁率法
により求めた。第３図はその定義を示したもので、超電
導相と非超電導相の割合はａ ／ ｂを、超電導相中に
含まれる高Ｔｃ用の体積率はｃ ／ ａ Ｘ １００％
で算出した。
超電導相中に含まれる高Ｔｃ用の体積率を交流帯磁率法
により求めた。第３図はその定義を示したもので、超電
導相と非超電導相の割合はａ ／ ｂを、超電導相中に
含まれる高Ｔｃ用の体積率はｃ ／ ａ Ｘ １００％
で算出した。
また、７７Ｋにおける臨界電流密度は四端子法で測定し
た。その結果を第１表に示す。
た。その結果を第１表に示す。
第１表より、Ｂｉ系の高温和と同一の結晶相を０．１〜
４０ｖｏｌ％添加することにより（超電導相／非超電導
相）の割合が９／１以上であり、しかも超電導相中に含
まれる高Ｔｃ用の体積率も９５％以上の高い体積率を示
す。
４０ｖｏｌ％添加することにより（超電導相／非超電導
相）の割合が９／１以上であり、しかも超電導相中に含
まれる高Ｔｃ用の体積率も９５％以上の高い体積率を示
す。
また、７７Ｋにおける臨界電流密度も２０００ＯＡ／ｃ
ｍ２程度の高い値を示すことがわかる。
ｍ２程度の高い値を示すことがわかる。
一方、本発明以外のものでは、高Ｔｃ用の割合、臨界電
流密度ともに、著しく低いことがわかる。
流密度ともに、著しく低いことがわかる。
第４図（ａ）、（ｂ）に試料番号２及び試料番号４のＸ
線回折図形を示す。第４図（ａ）は本発明（試料番号２
）のＸ線回折パターンで、横Ｇは回折角２θ。
線回折図形を示す。第４図（ａ）は本発明（試料番号２
）のＸ線回折パターンで、横Ｇは回折角２θ。
縦軸はＸ線強度（任意目盛）である。本発明品は、５時
間の焼成によって、Ｘ線的には高温相（２２２３）単相
になっているが、種結晶を添加しなかった比較例第４図
（ｂ）では、高温相は全く生成していないことがわかる
。
間の焼成によって、Ｘ線的には高温相（２２２３）単相
になっているが、種結晶を添加しなかった比較例第４図
（ｂ）では、高温相は全く生成していないことがわかる
。
実施例２
原料粉としてＢｉ、Ｏ，、ＰｂＯ，ＳｒＣ○、。
ＣａＣＯ２，ＣｕＯ及び８種の添加剤を用い第２表に示
す、Ｂｉ： ｐｂ： Ｓｒ： Ｃａ： Ｃｕ＝２ ：
０．４ ：２：２：３の混合物に対して第１表に示す添
加剤を５ｖｏｌ％秤量、混合し、１０５０’Ｃで大気中
１時間加熱し、これをＣｕ板上に急冷し、アモルファス
材料を裏通した。これをライカイ機で１５分間粉砕し、
アモルファス粉末とした。次にこの粉末を８５０°Ｃｌ
Ｏ２／Ａｒ＝１／１０の中で５時間焼成した。その結果
を第２表に示す。
す、Ｂｉ： ｐｂ： Ｓｒ： Ｃａ： Ｃｕ＝２ ：
０．４ ：２：２：３の混合物に対して第１表に示す添
加剤を５ｖｏｌ％秤量、混合し、１０５０’Ｃで大気中
１時間加熱し、これをＣｕ板上に急冷し、アモルファス
材料を裏通した。これをライカイ機で１５分間粉砕し、
アモルファス粉末とした。次にこの粉末を８５０°Ｃｌ
Ｏ２／Ａｒ＝１／１０の中で５時間焼成した。その結果
を第２表に示す。
第２表から明らかなように、本発明品は、高温相の超電
導体積率、臨界電流密度とも良好な特性を示すことがわ
かる。
導体積率、臨界電流密度とも良好な特性を示すことがわ
かる。
実施例３゜
ＣａＦ、を添加剤として、実施例２と同様の方法で添加
量を第３表のように変えて実験を行なった。
量を第３表のように変えて実験を行なった。
この表から本発明は高Ｔｃ用の体積割合が大きく、超電
導特性もきわめて良好であり、一方、本発明範囲外のも
のは、本発明品に比へ著しく劣ることがわかる。
導特性もきわめて良好であり、一方、本発明範囲外のも
のは、本発明品に比へ著しく劣ることがわかる。
実施例４゜
実施例１と全く同様に、アモルファス粉末を製造した。
この粉末にＣａ Ｆ ２を４ｖｏｌ％加えてライカイ機
で混合し、８５０°Ｃで０２／Ａｒ＝１／１０で５時間
焼成した。その結果、超電導相／非超電導相の割合が１
１．３／１、超電導相中に含まれる高Ｔｃ用の体積率は
９５％、臨界電流密度２００１ ＯＡ／ａｍ２が得られ
た。
で混合し、８５０°Ｃで０２／Ａｒ＝１／１０で５時間
焼成した。その結果、超電導相／非超電導相の割合が１
１．３／１、超電導相中に含まれる高Ｔｃ用の体積率は
９５％、臨界電流密度２００１ ＯＡ／ａｍ２が得られ
た。
実施例５゜
実施例１の試料番号２と全く同様に、アモルファス粉末
の製造、高温和種結晶の作製を行ない、これらを混合し
、０２／Ａｒ＝１／１０の雰囲気で１時間焼成したあと
、０２／Ａｒ＝１／１０と雰囲気を変え、８７０°Ｃで
４時間の焼成を行なった。
の製造、高温和種結晶の作製を行ない、これらを混合し
、０２／Ａｒ＝１／１０の雰囲気で１時間焼成したあと
、０２／Ａｒ＝１／１０と雰囲気を変え、８７０°Ｃで
４時間の焼成を行なった。
超電導相／非超電導相は１３．９ ／１．超電導相中に
含まれる高Ｔｃ用の体積率９８％、臨界電流密度３０５
８０Ａ／ｃｍ２が得られた。
含まれる高Ｔｃ用の体積率９８％、臨界電流密度３０５
８０Ａ／ｃｍ２が得られた。
実施例６゜
原料粉末として、Ｔｍ２Ｏ３，ＢａＯ，Ｃａｂ。
ＣｕＯを用い、ＴＱ：Ｂａ：Ｃａ：Ｃｕ＝２：２：２：
３の混合物に対して、ＣａＦ２粉末を５ｖｏｌ％になる
ように秤量、混合し、１０００’ Ｃで３０分溶解し、
Ｃｕ板上に急冷した。次に、０２／Ａｒ＝１／１０の雰
囲気中８５０°Ｃで５時間焼成した。
３の混合物に対して、ＣａＦ２粉末を５ｖｏｌ％になる
ように秤量、混合し、１０００’ Ｃで３０分溶解し、
Ｃｕ板上に急冷した。次に、０２／Ａｒ＝１／１０の雰
囲気中８５０°Ｃで５時間焼成した。
この結果、（超電導相）／（非超電導相）が１３．７／
１、超電導相中に含まれる高Ｔｃ相の体積率９６％、臨
界電流密度２５８３０ Ａ／ａｍ２が得られた。
１、超電導相中に含まれる高Ｔｃ相の体積率９６％、臨
界電流密度２５８３０ Ａ／ａｍ２が得られた。
以上のように本発明によれば、高臨界温度相の単一相比
が短時間で可能となり、融液から直接凝固させた長尺線
材に用いれば、長尺、高電流密度線材が容易に得られる
。また、母材中での結晶核の結晶方位をそろえることに
よって更に電流密度の大きな材料も可能となる。
が短時間で可能となり、融液から直接凝固させた長尺線
材に用いれば、長尺、高電流密度線材が容易に得られる
。また、母材中での結晶核の結晶方位をそろえることに
よって更に電流密度の大きな材料も可能となる。
第１図は、結晶核を添加した場合の結晶の成長を示す模
式図、第２図は、結晶核を添加しない場合の高温和結晶
核の生成の様子を示す様式図、第３図は、（超電導相／
非超電導相）及び（超電導相に含まれる高Ｔｃの体積率
）の定義を示す説明図、第４図（ａ）及び（ｂ）は、本
発明及び従来材のＸ線回折パターンを示すグラフである
。 １・・・・・・アモルファス相、２，４・・・・・・結
晶相３・・・・・・結晶核 図面の浄吉（内容に変更なし） 多 ｊ 図 第２図 第３図 第４因 （ａ） （ｂ） 温度（Ｋ） ＋００ ＋５０ ｅ （Ｃｕ Ｋα） （Ｃｕ Ｋα）
式図、第２図は、結晶核を添加しない場合の高温和結晶
核の生成の様子を示す様式図、第３図は、（超電導相／
非超電導相）及び（超電導相に含まれる高Ｔｃの体積率
）の定義を示す説明図、第４図（ａ）及び（ｂ）は、本
発明及び従来材のＸ線回折パターンを示すグラフである
。 １・・・・・・アモルファス相、２，４・・・・・・結
晶相３・・・・・・結晶核 図面の浄吉（内容に変更なし） 多 ｊ 図 第２図 第３図 第４因 （ａ） （ｂ） 温度（Ｋ） ＋００ ＋５０ ｅ （Ｃｕ Ｋα） （Ｃｕ Ｋα）
Claims (6)
- １．少なくとも予め添加した結晶核と、その結晶核の影
響を受けて結晶成長した領域とで構成されることを特徴
とする酸化物超電導体。 - ２．少なくとも予め添加した結晶核と、その結晶核の影
響を受けて結晶成長した領域とで構成され、超電導相と
非超電導相との割合が９：１以上であり、しかも超電導
相中に含まれる高臨界温度相の割合が９５％以上である
ことを特徴とする酸化物超電導体。 - ３．少なくとも予め添加した結晶核と、その結晶核の影
響を受けて結晶成長した領域とで構成され、結晶核とし
て高臨界温度相［（Ｂｉ或いはＴｌ）＿２Ｓｒ＿２Ｃａ
＿２Ｃｕ＿３Ｏ＿ｙ或いはＴｌ＿１Ｓｒ＿２Ｃａ＿２Ｃ
ｕ＿３Ｏ＿ｙの結晶構造を有する物質］を０．１〜４０
ｖｏｌ％含むことを特徴とする酸化物超電導体。 - ４．少なくとも予め添加した結晶核と、その結晶核の影
響を受けて結晶成長した領域とで構成され、結晶核とし
て、Ａｇ＿２Ｏ，ＺｒＯ＿２，ＣａＦ＿２，Ｖ＿２Ｏ＿
５，ＮｉＯ，Ｃｒ＿２Ｏ＿３，ＬａＡｌＯ＿３，ＹＡｌ
Ｏ＿３のうちの少なくとも１種を０．１〜１０ｖｏｌ％
含むことを特徴とする酸化物超電導体。 - ５．少なくとも予め添加した結晶核と、その結晶核の影
響を受けて結晶成長した領域とで構成され、結晶核を添
加する母材として、アモルファス相を用いることを特徴
とする酸化物超電導体。 - ６．少なくとも予め添加した結晶核と、その結晶核の影
響を受けて結晶成長した領域とで構成される酸化物超電
導体の焼成を、初期の段階では低温低酸素分圧、後期の
段階では高温高酸素分圧で行うことを特徴とする酸化物
超電導体の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1084836A JPH02275799A (ja) | 1989-04-05 | 1989-04-05 | 酸化物超電導体及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1084836A JPH02275799A (ja) | 1989-04-05 | 1989-04-05 | 酸化物超電導体及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02275799A true JPH02275799A (ja) | 1990-11-09 |
Family
ID=13841874
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1084836A Pending JPH02275799A (ja) | 1989-04-05 | 1989-04-05 | 酸化物超電導体及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH02275799A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0323219A (ja) * | 1989-06-20 | 1991-01-31 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | 酸化物超伝導材料 |
| US5242896A (en) * | 1990-03-07 | 1993-09-07 | Agency For Industrial Science And Technology | Superconductor crystal and process for preparing the same |
| EP0573804A2 (de) * | 1992-06-09 | 1993-12-15 | Vacuumschmelze GmbH | Oxidkeramisches Supraleitermaterial und Verfahren zu seiner Herstellung |
| US5523285A (en) * | 1994-09-30 | 1996-06-04 | The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy | Rapid formation of phase-clean 110 K (Bi-2223) powders derived via freeze-drying process |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01157453A (ja) * | 1987-12-11 | 1989-06-20 | Toshiba Corp | 酸化物超電導体の製造方法 |
| JPH02255557A (ja) * | 1989-03-30 | 1990-10-16 | Ngk Insulators Ltd | 超電導セラミックスの製造方法 |
-
1989
- 1989-04-05 JP JP1084836A patent/JPH02275799A/ja active Pending
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01157453A (ja) * | 1987-12-11 | 1989-06-20 | Toshiba Corp | 酸化物超電導体の製造方法 |
| JPH02255557A (ja) * | 1989-03-30 | 1990-10-16 | Ngk Insulators Ltd | 超電導セラミックスの製造方法 |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0323219A (ja) * | 1989-06-20 | 1991-01-31 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | 酸化物超伝導材料 |
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| EP0573804A2 (de) * | 1992-06-09 | 1993-12-15 | Vacuumschmelze GmbH | Oxidkeramisches Supraleitermaterial und Verfahren zu seiner Herstellung |
| EP0573804A3 (en) * | 1992-06-09 | 1994-05-11 | Vacuumschmelze Gmbh | Oxide-ceramic supraconducting material and process of fabrication thereof |
| US5523285A (en) * | 1994-09-30 | 1996-06-04 | The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy | Rapid formation of phase-clean 110 K (Bi-2223) powders derived via freeze-drying process |
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