JPH02275800A - 超伝導酸化物の単結晶及びその製造方法 - Google Patents
超伝導酸化物の単結晶及びその製造方法Info
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- JPH02275800A JPH02275800A JP1326039A JP32603989A JPH02275800A JP H02275800 A JPH02275800 A JP H02275800A JP 1326039 A JP1326039 A JP 1326039A JP 32603989 A JP32603989 A JP 32603989A JP H02275800 A JPH02275800 A JP H02275800A
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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】
[産業上の利用分野]
本発明は高温に臨界温度を持つ超伝導酸化物持こLa
A CuO4(A:Sr、Ba)、2−x
x Nd Ce CuO、YBa2Cu307−y:
、2−x x 4 BiSrCaCu O、、TΩ Ba2Ca22x
2 CB30 x等の単結晶及びその製造方法に関するもの
である。
A CuO4(A:Sr、Ba)、2−x
x Nd Ce CuO、YBa2Cu307−y:
、2−x x 4 BiSrCaCu O、、TΩ Ba2Ca22x
2 CB30 x等の単結晶及びその製造方法に関するもの
である。
[従来の技術]
1986年、J 、G、BedOnOZとに、A、Mu
ller両博士によって酸化物でも高温で超伝導特性を
示すことが発見されて以来四界中で数多くの超伝導酸化
物の研究が行われてきた。
ller両博士によって酸化物でも高温で超伝導特性を
示すことが発見されて以来四界中で数多くの超伝導酸化
物の研究が行われてきた。
ある種の酸化物例えばLa A Cu02−x
X 4 (A:Sr、Ba)、Nd Ce CuO4,2
−x x YBa Cu O、B15rCaCu20)、、2
3 7−x 1g2Ba2Ca2CB30、等は電子の状態密度が極
めて低いにもかかわらず、従来の金属系超伝導物質より
も高い臨界温度で超伝導性を示すことが知られている。
X 4 (A:Sr、Ba)、Nd Ce CuO4,2
−x x YBa Cu O、B15rCaCu20)、、2
3 7−x 1g2Ba2Ca2CB30、等は電子の状態密度が極
めて低いにもかかわらず、従来の金属系超伝導物質より
も高い臨界温度で超伝導性を示すことが知られている。
これらの酸化物の多くの研究は、主に焼結物質や薄膜を
取り扱っており、結晶子1M造造化化学成と臨界温度と
の関係については、かなり詳細な研究が行われている。
取り扱っており、結晶子1M造造化化学成と臨界温度と
の関係については、かなり詳細な研究が行われている。
しかし、これら酸化物超伝導物質の超伝導発現の機構に
ついては未だ確定された原理は見出たされていない。
ついては未だ確定された原理は見出たされていない。
現在まで報告されている酸化物超伝導物質は、はとんど
がペロブスカイト格子を基本構造とじており、金属或い
は合金超伝導物質と異なり、立方晶ではなく正方品或い
は斜方晶に属している。
がペロブスカイト格子を基本構造とじており、金属或い
は合金超伝導物質と異なり、立方晶ではなく正方品或い
は斜方晶に属している。
そのため多結晶体の集合である焼結物質からの物性から
では異方性の情報が得られず、薄膜では厚み方向の情報
を得るのが難しく、超伝導発現の機構の構築が難しいと
思われる。
では異方性の情報が得られず、薄膜では厚み方向の情報
を得るのが難しく、超伝導発現の機構の構築が難しいと
思われる。
酸化物の磁気的及び電気的性質の異方性等の物性を厳密
に測定し、異方性の情報を得て、その超伝導性を解明す
るには、良質で大型の単結晶体が必要とされ、この為に
も良質で大形結晶のを成が望まれている。
に測定し、異方性の情報を得て、その超伝導性を解明す
るには、良質で大型の単結晶体が必要とされ、この為に
も良質で大形結晶のを成が望まれている。
現在まで育成されたと報告されている酸化物の高/B超
伝導物質の単結晶は、La−5r−Cu−O系、Nd−
Ce−Cu−0系、Y−Ba−Cu−〇系及びB1−C
a−Ba−CuO系などである。これらの物質のほとん
どが分解溶融化合物であると考えられるので、単結晶を
育成するのに、一般の酸化物単結晶に用いられている引
上げ法。
伝導物質の単結晶は、La−5r−Cu−O系、Nd−
Ce−Cu−0系、Y−Ba−Cu−〇系及びB1−C
a−Ba−CuO系などである。これらの物質のほとん
どが分解溶融化合物であると考えられるので、単結晶を
育成するのに、一般の酸化物単結晶に用いられている引
上げ法。
ブリッジマシン法など溶融固化という方法は適用できな
い。
い。
主に用いられている方法はフラックス法及びフラックス
法を工夫したトップシード法であり、Bi系単結晶につ
いては、作用らによって浮遊帯域法(rloating
zona method)を用いての試みが報告され
ている。J、Cryst、 Growth、92(19
8g)687またL a 、Cu O4とCuOの共晶
’Yll成のものについても後述する第1表に示す如く
報告されているo L、Troullleux、G、D
halenne and A、Rcvcolevscl
+j:CrysL、CrowLl+、 91 (198
11)208フラツクス法で用いられている溶媒は、多
くの場合、CuOでセルフフラックスと呼ばれるもので
あり、結晶育成後、フラックスと生成結晶の分離を機械
的に行っており、溶媒と育成結晶の分離が難しい。
法を工夫したトップシード法であり、Bi系単結晶につ
いては、作用らによって浮遊帯域法(rloating
zona method)を用いての試みが報告され
ている。J、Cryst、 Growth、92(19
8g)687またL a 、Cu O4とCuOの共晶
’Yll成のものについても後述する第1表に示す如く
報告されているo L、Troullleux、G、D
halenne and A、Rcvcolevscl
+j:CrysL、CrowLl+、 91 (198
11)208フラツクス法で用いられている溶媒は、多
くの場合、CuOでセルフフラックスと呼ばれるもので
あり、結晶育成後、フラックスと生成結晶の分離を機械
的に行っており、溶媒と育成結晶の分離が難しい。
しかし、ランタン系のL a 2−8AえCu O4単
結晶の例では、フラックス中で成長し、るつぼの底に沈
んだ結晶をすくいあげ、溶媒との分離を試みている。
結晶の例では、フラックス中で成長し、るつぼの底に沈
んだ結晶をすくいあげ、溶媒との分離を試みている。
いずれの場合でも、フラックス法により育成された結晶
の大きさは、余り大きくなく、大きいちのてはフラック
スの含有がみられる。またC軸方向に薄い板状結晶が一
般的に育成されている。
の大きさは、余り大きくなく、大きいちのてはフラック
スの含有がみられる。またC軸方向に薄い板状結晶が一
般的に育成されている。
ランタン系単結晶について、現在まで報告されている育
成結晶の大きさ、用いられた溶媒及び育成方法、臨界温
度などを第1表に示す。
成結晶の大きさ、用いられた溶媒及び育成方法、臨界温
度などを第1表に示す。
第1表かられかるように育成された結晶は、前述したよ
うにほとんどが板状結晶である。トップシード法で育成
された結晶の大きさは25X 25X 5mmと割と大
きいが臨界温度が非常に低い。固溶している5r(Ba
)が原料組成より少ないためではないかと考える。また
第1表の最後に示しである78F−遊帯域法による例で
は結晶も大きくて、臨界温度も他の方法よりも高めであ
るが、原料組成がCuOとの共晶組成であり、育成され
た結晶もCuOを含む共晶物であり、単一相の結晶とは
いえない。
うにほとんどが板状結晶である。トップシード法で育成
された結晶の大きさは25X 25X 5mmと割と大
きいが臨界温度が非常に低い。固溶している5r(Ba
)が原料組成より少ないためではないかと考える。また
第1表の最後に示しである78F−遊帯域法による例で
は結晶も大きくて、臨界温度も他の方法よりも高めであ
るが、原料組成がCuOとの共晶組成であり、育成され
た結晶もCuOを含む共晶物であり、単一相の結晶とは
いえない。
[発明が解決しようとする課題]
以上の如く、従来の超伝導酸化物の結晶の大きさは余り
大きくなく、大きいものではフラックスの含aかみられ
、またC軸方向に薄い板状結晶であるので、酸化物の磁
気的及び電気的性質の異方性等の物性を厳密にat+を
定し、異方性の情報が得られるのか難しく、超伝導発現
の機構の構築が難しい。
大きくなく、大きいものではフラックスの含aかみられ
、またC軸方向に薄い板状結晶であるので、酸化物の磁
気的及び電気的性質の異方性等の物性を厳密にat+を
定し、異方性の情報が得られるのか難しく、超伝導発現
の機構の構築が難しい。
従って、本発明の目的は、酸化物の超伝導性を解明する
為の良質で、超伝導性を示す大形結晶の酸化物単結晶を
得るにある。
為の良質で、超伝導性を示す大形結晶の酸化物単結晶を
得るにある。
[課題を解決するための手段]
本発明の第1は、
τE方晶系で異方性ならびに超伝導性を示す酸化物で、
前記超伝導酸化物の化学量論組成比の焼結原t−1棒を
酸素圧下の赤外線集中加熱炉中に配置された酸化銅を主
体とする溶媒層中に溶解した後、単結晶を育成大型化し
て成ることを特徴とする超伝導酸化物の単結晶であり、 前記超伝導酸化物が、 La A CaO2(A:Sr、Ba)。
前記超伝導酸化物の化学量論組成比の焼結原t−1棒を
酸素圧下の赤外線集中加熱炉中に配置された酸化銅を主
体とする溶媒層中に溶解した後、単結晶を育成大型化し
て成ることを特徴とする超伝導酸化物の単結晶であり、 前記超伝導酸化物が、 La A CaO2(A:Sr、Ba)。
2−X x
N d Ce Cu O4,
2−x x
Y B a 2 Cu 307−8、
B i S rCaCu20x。
TΩ Ba Ca Cu30x
であり、かつ直径5朋以上、長さ40m+s以上である
超伝導酸化物の単結晶である。
超伝導酸化物の単結晶である。
本発明の第2は、
超伝導酸化物の単結晶の製造方法において、前記酸化物
の化学量論組成比の焼結原料棒を酸素圧を印加した赤外
線集中加熱炉中に配置された酸化銅を主体とする溶媒層
中に溶解した後、単結晶を育成大型化することを特徴と
する超伝導酸化物の単結晶の製造方法であり、又 前記超伝導酸化物が、 La A CaO2(A:Sr、Ba)。
の化学量論組成比の焼結原料棒を酸素圧を印加した赤外
線集中加熱炉中に配置された酸化銅を主体とする溶媒層
中に溶解した後、単結晶を育成大型化することを特徴と
する超伝導酸化物の単結晶の製造方法であり、又 前記超伝導酸化物が、 La A CaO2(A:Sr、Ba)。
−x X
N d Ce Cu O4,
2−X X
YBa2 Cu307−xl
B is rCaCu20.。
1g2Ba2Ca2Cu30x
であり、さらに、
前記単結晶の育成に当たって、55〜91mo1% C
u O組成の溶媒中に溶解した後、酸素圧 : 0.]
5MPa以上、 育成温度: 1100〜1300℃ 育成速度二〇、5〜3 mm/h の育成条件で、単結晶を育成大型化するものであり、 前記Eli結晶育成に当たり、種結晶を用いることを特
徴とし、その種結晶かネッキング育成により、C軸方向
に結晶育成を行う超伝導酸化物の単結晶の製造方法であ
り、さらに又 前記単結晶化した結晶を酸素又は窒素中でさらにアニー
ルすることを特徴とする超伝導酸化物のr)i結晶の製
造方法である。
u O組成の溶媒中に溶解した後、酸素圧 : 0.]
5MPa以上、 育成温度: 1100〜1300℃ 育成速度二〇、5〜3 mm/h の育成条件で、単結晶を育成大型化するものであり、 前記Eli結晶育成に当たり、種結晶を用いることを特
徴とし、その種結晶かネッキング育成により、C軸方向
に結晶育成を行う超伝導酸化物の単結晶の製造方法であ
り、さらに又 前記単結晶化した結晶を酸素又は窒素中でさらにアニー
ルすることを特徴とする超伝導酸化物のr)i結晶の製
造方法である。
[作用コ
本発明は、溶媒移動浮遊帯域法: Traveling
S。
S。
vent Floating Zone Method
(TSFZ法という)により、超伝導酸化物単結晶を
育成し、大型化するものである。
(TSFZ法という)により、超伝導酸化物単結晶を
育成し、大型化するものである。
コノTSFZ法ニツイテは、G、A、Wolrr:“C
I? Y S T A LGROWTHTheory
and Techniques pp194−2
30” G、tl。
I? Y S T A LGROWTHTheory
and Techniques pp194−2
30” G、tl。
L、Goodman Ed、 (Prenum、19
74)に述べられているが、このTSPZ法は一般的に
は分解溶融化合物及び固溶体単結晶に適用できる。例え
ば第12図(a)に示すような状態図が化合物ABにつ
いて明らかになっていると、この化合物は温度T1て分
解し、固相のAとpの液相組成になる。この化合物の単
結晶を育成するとすれば、温度T1以下の温度で育成し
なければならない。
74)に述べられているが、このTSPZ法は一般的に
は分解溶融化合物及び固溶体単結晶に適用できる。例え
ば第12図(a)に示すような状態図が化合物ABにつ
いて明らかになっていると、この化合物は温度T1て分
解し、固相のAとpの液相組成になる。この化合物の単
結晶を育成するとすれば、温度T1以下の温度で育成し
なければならない。
温度T1以下の温度では、固体ABは共晶温r1までの
液相線上の組成の液相と平衡にある。この点を利用した
のがTSPZ法である。
液相線上の組成の液相と平衡にある。この点を利用した
のがTSPZ法である。
即ち、固体ABと平衡にあるSの組成物を、第12図(
b)に示しであるように、原料焼結棒と種子結晶との間
にサンドイッチ状にはさみ、このSの組成物をまず溶融
させ、原料焼結棒と種子結晶に融合させる。その後全体
をゆっくり下げていく種子結晶」二に組成ABが析出し
始める。これが定常的になれば原料の組成ABか溶解し
、種子結晶上に組成ABが析出し、組成ABの単結晶が
育成できる。
b)に示しであるように、原料焼結棒と種子結晶との間
にサンドイッチ状にはさみ、このSの組成物をまず溶融
させ、原料焼結棒と種子結晶に融合させる。その後全体
をゆっくり下げていく種子結晶」二に組成ABが析出し
始める。これが定常的になれば原料の組成ABか溶解し
、種子結晶上に組成ABが析出し、組成ABの単結晶が
育成できる。
つまりTSFZ法は、溶媒を用いて、原料を溶媒中こ溶
解させ、溶媒から所定のものを析出させるものであるが
、一方、徐冷浮遊帯域溶融法(SlowCooling
FloatingZone method;5CFZ
法という)は状態図作成に利用するが、この5CPZ法
は、ある組成のものを溶融し、その溶融帯を冷却しなが
ら切り離していくと、融点の高いものから順次に固まっ
ていくので、後でそれを分析すると、どの相が最初に出
て、次には何がということで状態図を作ることが出来る
。
解させ、溶媒から所定のものを析出させるものであるが
、一方、徐冷浮遊帯域溶融法(SlowCooling
FloatingZone method;5CFZ
法という)は状態図作成に利用するが、この5CPZ法
は、ある組成のものを溶融し、その溶融帯を冷却しなが
ら切り離していくと、融点の高いものから順次に固まっ
ていくので、後でそれを分析すると、どの相が最初に出
て、次には何がということで状態図を作ることが出来る
。
本発明はこのTSPZ法を利用したものである。
また単結晶の育成に当たって用いる加熱炉は、赤外線集
中加熱炉特に、後述する実施例の第1図及び第2図に示
すような単楕円型或いは双楕円型の回転楕円面鏡を用い
た赤外線集中加熱炉が望ましい。
中加熱炉特に、後述する実施例の第1図及び第2図に示
すような単楕円型或いは双楕円型の回転楕円面鏡を用い
た赤外線集中加熱炉が望ましい。
本発明者等は、第13図に示すLa2o3−CuO系の
状態図より、固溶させるとS「はLaの所に置換すると
考えると、La Sr CuO4の結2−X
X 品の育成は、La203−CuO系状態図を参考にすれ
ばよいことを知見した。
状態図より、固溶させるとS「はLaの所に置換すると
考えると、La Sr CuO4の結2−X
X 品の育成は、La203−CuO系状態図を参考にすれ
ばよいことを知見した。
第14図はLaO−CuO系状態図である。
1.5
本発明の予備的な実験として、La2038゜mo1%
、 Cu O20IIlo1%の組成物を0.IMP
aの酸素雰囲気中で溶融させ、溶融生成物を同定すると
L a 2CuOとLa2O3の混合物が生成していた
状態図からは、この組成ではLa2Cuo4とCuOの
混合物が生成する筈であるが、CuOが蒸発し組成がL
a2O3側へずれたためにLa2o3の生成が認められ
たものと思われる。
、 Cu O20IIlo1%の組成物を0.IMP
aの酸素雰囲気中で溶融させ、溶融生成物を同定すると
L a 2CuOとLa2O3の混合物が生成していた
状態図からは、この組成ではLa2Cuo4とCuOの
混合物が生成する筈であるが、CuOが蒸発し組成がL
a2O3側へずれたためにLa2o3の生成が認められ
たものと思われる。
そこでCuOの蒸発を防ぐために酸素ガス圧を0.2M
Paにした結果、溶融生成物はL a 2 Cu O4
とCuOとの混合物であった。このことから単結晶化す
るに当たって、育成時の雰囲気を酸素ガスを0.2MP
a以上に加圧することか必要であることを知見したもの
である。
Paにした結果、溶融生成物はL a 2 Cu O4
とCuOとの混合物であった。このことから単結晶化す
るに当たって、育成時の雰囲気を酸素ガスを0.2MP
a以上に加圧することか必要であることを知見したもの
である。
酸素ガスを0.2MPa以上に加圧したときの蒸発は0
.1MPaの時より可なり抑えられLa2CuO4とC
uOか生成していることが実験により明らかになった。
.1MPaの時より可なり抑えられLa2CuO4とC
uOか生成していることが実験により明らかになった。
この結果より、本発明では赤外線集中加熱炉を用いて、
その雰囲気を0.15MPa以上好ましくは0.2〜0
.25MPaの加圧酸素雰囲気中で結晶育成をiテうも
のである。但し、長時間にわたって結晶育成を行うとC
uOが蒸発してシャフトや石英管に付dするので、育成
速度は0.5〜3mm/hが好ましい。
その雰囲気を0.15MPa以上好ましくは0.2〜0
.25MPaの加圧酸素雰囲気中で結晶育成をiテうも
のである。但し、長時間にわたって結晶育成を行うとC
uOが蒸発してシャフトや石英管に付dするので、育成
速度は0.5〜3mm/hが好ましい。
育成温度は、1100°C未満では溶融が不十分であり
、1300°Cを超えると池のt目が析出するようにな
るので、1100〜1300°Cか好ましい。
、1300°Cを超えると池のt目が析出するようにな
るので、1100〜1300°Cか好ましい。
以上から本発明では、育成条件を、
酸素圧: O,15MPa以上、
育成温度: 1100〜1300℃
育成速度: 0.5〜3 mm/h
とした。以上の結果、本発明の超伝導酸化物の単結晶は
直径5 mm以上、長さ40+nu以上のものが得られ
、これ等超伝導酸化物の物性を調査研究することを可能
とした。
直径5 mm以上、長さ40+nu以上のものが得られ
、これ等超伝導酸化物の物性を調査研究することを可能
とした。
次に実施例について述べる。
[実施例]
第1図及び第2図は本発明の超伝導酸化物単結晶の製造
に用いる単楕円型或いは双晴円型の回転楕円面鏡の赤外
線集中加熱炉の説明図である。
に用いる単楕円型或いは双晴円型の回転楕円面鏡の赤外
線集中加熱炉の説明図である。
図において、1は楕円回転面鏡、2は赤外線ランプ(ハ
ロゲン又はキセノンランプ)、3は溶媒、4は焼結原料
棒、5は上部回転軸、6は種結晶、7は下部回転軸、8
は透明石英管、9はレンズ、10はスクリーン、11は
雰囲気ガス入口、12は雰囲気ガス出口である。
ロゲン又はキセノンランプ)、3は溶媒、4は焼結原料
棒、5は上部回転軸、6は種結晶、7は下部回転軸、8
は透明石英管、9はレンズ、10はスクリーン、11は
雰囲気ガス入口、12は雰囲気ガス出口である。
第2図により、本発明の実施例について説明する。
双H1円回転面vllは、赤外線を効率よく反射させる
と共に耐久性を持たせるために全鍍金を施してあり、そ
の双楕円回転面鏡1の外側焦点の加熱光源として、1.
5kWのハロゲン又はキセノンランプの赤外線ランプ2
が配置され、これから発した赤外線は中心部の他の焦点
に集光する。
と共に耐久性を持たせるために全鍍金を施してあり、そ
の双楕円回転面鏡1の外側焦点の加熱光源として、1.
5kWのハロゲン又はキセノンランプの赤外線ランプ2
が配置され、これから発した赤外線は中心部の他の焦点
に集光する。
この焦点には溶媒3が配置されている。温度調整はラン
プの電圧の昇降によりO℃〜2150℃に調整可能であ
る。
プの電圧の昇降によりO℃〜2150℃に調整可能であ
る。
溶媒3の上部には焼結原料棒4が上部回転軸5に吊り下
げられている。
げられている。
また溶媒3の下部には種結晶6が下部回転軸7に支えら
れ、下部回転軸5及び下部回転軸7は同時に移動させる
ことができ、さらに下部回転軸5を移動させて上下回転
軸の間隔を自由に調整でき、各回転軸は夫々回転できる
ようになっている。
れ、下部回転軸5及び下部回転軸7は同時に移動させる
ことができ、さらに下部回転軸5を移動させて上下回転
軸の間隔を自由に調整でき、各回転軸は夫々回転できる
ようになっている。
透明石英管8により、これら溶媒3の周辺は外気から遮
断されているので雰囲気及びその圧力を変えることがで
きる。雰囲気ガス人口11より例えば酸素を封入せしめ
て、酸素圧を印加させることかできる。
断されているので雰囲気及びその圧力を変えることがで
きる。雰囲気ガス人口11より例えば酸素を封入せしめ
て、酸素圧を印加させることかできる。
またレンズ9により、溶融帯域の状況がスクリン10上
に写しだされるので、結晶の溶融状況を観察しなから成
長させることができる。
に写しだされるので、結晶の溶融状況を観察しなから成
長させることができる。
そのほか楕円面鏡1内に圧縮空気を吹込み加熱源のラン
プを冷却したり、楕円面鏡の過熱防止のため、また回転
軸の保持部は溶融帯域の伝導熱。
プを冷却したり、楕円面鏡の過熱防止のため、また回転
軸の保持部は溶融帯域の伝導熱。
対流熱を防止するために水冷するようになっている。
次に前記装置を用いて単結晶を育成した例について述べ
る。
る。
[実施例1]
出発原料として、純度99.9%のLa2O3、S r
CO3とCuO(いずれもフルウチ化学■製:純度9
9.9%)を用い、これらの試薬をL a 2□S r
Cu 04(xJ、15)化学量論組成比に秤量し
、エタノールで湿式混合した後、空気中で850℃、1
2時間焼成した。
CO3とCuO(いずれもフルウチ化学■製:純度9
9.9%)を用い、これらの試薬をL a 2□S r
Cu 04(xJ、15)化学量論組成比に秤量し
、エタノールで湿式混合した後、空気中で850℃、1
2時間焼成した。
次に焼成原料を粉砕して、市販のゴム風船に詰め、これ
に1ton/c4 (100MPa)の圧力をかけて、
径5 mm s長さ50mm程度の丸棒状に成型する所
謂ラバープレス法により成形した後、酸素中1100〜
1200°Cで12時間焼結し、これをLa Sr
C1,850,15 u O4の組成の焼結原料棒4とした。
に1ton/c4 (100MPa)の圧力をかけて、
径5 mm s長さ50mm程度の丸棒状に成型する所
謂ラバープレス法により成形した後、酸素中1100〜
1200°Cで12時間焼結し、これをLa Sr
C1,850,15 u O4の組成の焼結原料棒4とした。
溶媒はSr/ (La+Sr)比0.075〜0.10
で、55〜80mo1%c u Qの組成に秤量し、C
u O78mo1%、 La20321、limo1
%及びS r O,02mo1%の組成にしたものを原
料棒4と同様の方法で作製した。
で、55〜80mo1%c u Qの組成に秤量し、C
u O78mo1%、 La20321、limo1
%及びS r O,02mo1%の組成にしたものを原
料棒4と同様の方法で作製した。
単結晶育成には、2個の1.5kwのハロゲンランプを
加熱光源とした第2図に示す双Fn円型赤外線集中加熱
炉を使用した。
加熱光源とした第2図に示す双Fn円型赤外線集中加熱
炉を使用した。
育成条件は育成速度を1.Omm/h、また、酸化銅の
蒸発を防ぐため、育成雰囲気をガス圧2 kg / c
♂(0,2MPa)の純粋な加圧酸素中で育成した。
蒸発を防ぐため、育成雰囲気をガス圧2 kg / c
♂(0,2MPa)の純粋な加圧酸素中で育成した。
また融液を細くし結晶の核の生成を小数にし核を少なく
するため、ネッキング育成により種子結晶を育成し、a
41111方向に結晶育成を行った。
するため、ネッキング育成により種子結晶を育成し、a
41111方向に結晶育成を行った。
生成結晶の写真を第3図に示す。第3図に明らかなよう
に、直径6 m11+で長さ40++u++大の黒色の
単結晶であり、金匡光沢を示す丸棒状のものが得られた
。又Y1成結晶表面上に成長方向にファセットが見られ
た。
に、直径6 m11+で長さ40++u++大の黒色の
単結晶であり、金匡光沢を示す丸棒状のものが得られた
。又Y1成結晶表面上に成長方向にファセットが見られ
た。
第4図にファセットの背面ラウェ写真を示す。
育成結晶をX線背面うウェ法で評it!ti したとこ
ろ第4図に示すように、シャープな斑点がみられ単結晶
であることが確認された。
ろ第4図に示すように、シャープな斑点がみられ単結晶
であることが確認された。
育成結晶表面上に見られたファセットは(001)面で
あることか明らかになった。
あることか明らかになった。
又、中性子散乱実験によるモザイク構造の分布0.2度
以下で良質の単結晶であった。
以下で良質の単結晶であった。
また、育成結晶をEPMAで直径方向及び成長方向の組
成分析を行ったところ組成はほとんど変わらずに均一で
あった。EPMAを用いての定量分析結果と粉末X線回
折法による格子定数の1jI11定結果を第2表に示す
。
成分析を行ったところ組成はほとんど変わらずに均一で
あった。EPMAを用いての定量分析結果と粉末X線回
折法による格子定数の1jI11定結果を第2表に示す
。
この第2表に示すように育成結晶の組成は、1.813
0.1.4CuO4であり、LaO量は原La
Sr 料棒より多く、又SrとCuの量は結晶中には少なかっ
た。
0.1.4CuO4であり、LaO量は原La
Sr 料棒より多く、又SrとCuの量は結晶中には少なかっ
た。
次に超伝導性について計画した。
育成結晶の帯磁率41す定結果を第5図に示す。
第5図に示すように、臨界温度T (超伝導ons
et 転移の開始温度T という)が37に位で完全に電気抵
抗が0オームとなるΔT (ΔT という)end
c のは30にであり、超伝導性を示した。
et 転移の開始温度T という)が37に位で完全に電気抵
抗が0オームとなるΔT (ΔT という)end
c のは30にであり、超伝導性を示した。
次に育成結晶のa軸及びC軸方向の電気抵抗の温度変化
を第6図に示す。第6図に明らかなように、C軸方向(
Cu−0而)の電気抵抗がC軸方向と比較して数百倍も
小さく、温度変化と共に金属的挙動を示している。しか
るにC軸方向の抵抗の温度変化は200に付近までは金
属的であるが、それ以下の温度では半導体的挙動を示し
ている。
を第6図に示す。第6図に明らかなように、C軸方向(
Cu−0而)の電気抵抗がC軸方向と比較して数百倍も
小さく、温度変化と共に金属的挙動を示している。しか
るにC軸方向の抵抗の温度変化は200に付近までは金
属的であるが、それ以下の温度では半導体的挙動を示し
ている。
又、200に付近の挙動はテトラ→オルソ転移に対応し
ているのではないかと思われる。このように育成結晶は
大きな異方性を示すことが明らかになった。
ているのではないかと思われる。このように育成結晶は
大きな異方性を示すことが明らかになった。
[実施例2]
実施例1と同様な方法で得られた育成結晶(a)及び得
られた結晶(a)を酸素中で500℃、50時間アニー
ルし得られたもの(b)とをマイスナー効果の測定を行
った。その結果を第7図に示す。
られた結晶(a)を酸素中で500℃、50時間アニー
ルし得られたもの(b)とをマイスナー効果の測定を行
った。その結果を第7図に示す。
第7図に示すように、いずれも超伝導性を示し、アニー
ル効果か認められた。
ル効果か認められた。
[実施例3]
初めにNd−Ce−CuO−0系の単結晶を合成するう
えに不可欠なNd O−CuO系、Nd203−Ce
O2CuO系状態図について調べた。
えに不可欠なNd O−CuO系、Nd203−Ce
O2CuO系状態図について調べた。
Nd O、CeO、CuOの粉末の夫々を、所定の組
成になるように秤量し、約30分間乳鉢で混合し、85
0℃で24時間焼成した。焼成した試料は、示差熱天秤
TG−DTAによって高温に於ける相変化を1スAべた
。dpi定条件は、加熱及び冷却を速度5℃/minで
行い、標章試料としてAg2O3粉末を用い、雰囲気は
O,1MPR酸素中で行った。
成になるように秤量し、約30分間乳鉢で混合し、85
0℃で24時間焼成した。焼成した試料は、示差熱天秤
TG−DTAによって高温に於ける相変化を1スAべた
。dpi定条件は、加熱及び冷却を速度5℃/minで
行い、標章試料としてAg2O3粉末を用い、雰囲気は
O,1MPR酸素中で行った。
また、焼成した試料は、直径8 mraの丸棒状にし1
00MPaで静水圧プレスを施した後、Nd O:C
uO−1:1の試料は120口°Cで、それ以外の組成
の試料は1000°Cで焼結した。
00MPaで静水圧プレスを施した後、Nd O:C
uO−1:1の試料は120口°Cで、それ以外の組成
の試料は1000°Cで焼結した。
溶融試験には、1.5KWハロゲンランプを加熱光源と
した第1図に示す小楕円赤外線集中加熱炉を用い、前述
の5CFZ法により種々の組成の試料を溶融固化した。
した第1図に示す小楕円赤外線集中加熱炉を用い、前述
の5CFZ法により種々の組成の試料を溶融固化した。
この5CFZ法によって得られた試料は、EPMAによ
り観察し、組成分析を行った。
り観察し、組成分析を行った。
Nd2O3/CuO−1/ ]の組成の試料をTG−D
TAで分析した結果、昇温時に1050℃と1270°
Cに吸熱ピークか現れた。また、この溶融した試料を粉
末X線回折法で調べたところ、N d 2 Cu 04
の他にNd2O3も認められた。
TAで分析した結果、昇温時に1050℃と1270°
Cに吸熱ピークか現れた。また、この溶融した試料を粉
末X線回折法で調べたところ、N d 2 Cu 04
の他にNd2O3も認められた。
そして、GOmo1%CuOの焼結体を5CFZ法によ
り溶融・固化し、EPMAにより観察したところ、初品
部にNd、 Oが、そして先端部にCuOとCL120
がそれぞれ多く存在していた。
り溶融・固化し、EPMAにより観察したところ、初品
部にNd、 Oが、そして先端部にCuOとCL120
がそれぞれ多く存在していた。
このことから、N d 2 Cu O4は、1270℃
以上で、Nd2O3+LIquid (:分解溶融し、
Nd2CuO4(’)共晶点は1050°Cであること
が判った。
以上で、Nd2O3+LIquid (:分解溶融し、
Nd2CuO4(’)共晶点は1050°Cであること
が判った。
次に、N d 2 Cu O4と平衡共存する液相組成
を決定するために、CuOrich組成の試料について
TG−DTAを行ったところ、79mo1%CuO以上
の試料がら融液が固化する温度が下がり始め、91mo
1%CuOの時、最も共晶点に近付いた。
を決定するために、CuOrich組成の試料について
TG−DTAを行ったところ、79mo1%CuO以上
の試料がら融液が固化する温度が下がり始め、91mo
1%CuOの時、最も共晶点に近付いた。
そして、I15mo1%CuOの試料を5CPZ法によ
り溶融・固化しEPMAにより観察したところ、Nd2
o3は生成せず初品は、Nd2CuO4であった。つま
り、79〜91mo1%CuOの時にNd2CuO4と
融液が平衡にあるlfk相線が存在することが’I’1
1つだ。
り溶融・固化しEPMAにより観察したところ、Nd2
o3は生成せず初品は、Nd2CuO4であった。つま
り、79〜91mo1%CuOの時にNd2CuO4と
融液が平衡にあるlfk相線が存在することが’I’1
1つだ。
また、CuOrich組成にし゛だところ、昇温時は二
つの吸熱ピークであったが、溶融後の降in時には三つ
発熱ピークになっていた。この三つのピークのうち高温
側の二つは昇温時の吸熱ピークにそれぞれ対応していた
が、1000°C付近の第三のピークこ対応するものが
ない。さらに、このピークは、t′8媒であるCuOが
増えれば増えるほどその強度か大きくなることから、試
料が融解する時にはCu0か分解することによって生成
するC u 20によるものではないかと思われる。こ
れらのことから導かれたNd203−CuO系の状態図
を第8図に示す。
つの吸熱ピークであったが、溶融後の降in時には三つ
発熱ピークになっていた。この三つのピークのうち高温
側の二つは昇温時の吸熱ピークにそれぞれ対応していた
が、1000°C付近の第三のピークこ対応するものが
ない。さらに、このピークは、t′8媒であるCuOが
増えれば増えるほどその強度か大きくなることから、試
料が融解する時にはCu0か分解することによって生成
するC u 20によるものではないかと思われる。こ
れらのことから導かれたNd203−CuO系の状態図
を第8図に示す。
次に(92,5%Nd2O3+7.5%CeO2/Cu
b−30/70と15/85の焼結体を5CFZ法によ
り溶融・固化した部分をIEPMAにより観察した。7
0mo1%CuOの試料は初品として、NdCe0
の固溶体が析出し2−x x 3+δ た。
b−30/70と15/85の焼結体を5CFZ法によ
り溶融・固化した部分をIEPMAにより観察した。7
0mo1%CuOの試料は初品として、NdCe0
の固溶体が析出し2−x x 3+δ た。
またl15mo1%CuOの試料の場合には、固溶体の
析出はなくNd Ce CuOの相が最初に析
出1.85 0.15 4−y した。
析出はなくNd Ce CuOの相が最初に析
出1.85 0.15 4−y した。
また、TG−DTAの結果より、共晶点には変化がなか
ったが、包晶点は1315℃となり、Nd203−Cu
O系よりも45℃程度高くなった。そして、Nd1.8
5Cc CuOと融液が平衡にある液相線の組成0
.15 4−y 範囲が、78から91.m o 1%Cuoと、多少広
がったことか判った。
ったが、包晶点は1315℃となり、Nd203−Cu
O系よりも45℃程度高くなった。そして、Nd1.8
5Cc CuOと融液が平衡にある液相線の組成0
.15 4−y 範囲が、78から91.m o 1%Cuoと、多少広
がったことか判った。
また、Ce添加の試料においても1000°C付近にC
LJ20が固化するときの発熱ピークか見られた。
LJ20が固化するときの発熱ピークか見られた。
以上のことから第9図にN d203 Ce O2C
u0系の状態図を、Nd Ce ○ −CuO
系の疑2−x x 3+δ 似二成分系で表した。
u0系の状態図を、Nd Ce ○ −CuO
系の疑2−x x 3+δ 似二成分系で表した。
この第9図は、TSFZ法により、79〜91mo1%
Cu0の1′j1成の溶媒を用いることにより、Nd2
□Ce XCu O4の単結晶の育成が可能であること
を示している。
Cu0の1′j1成の溶媒を用いることにより、Nd2
□Ce XCu O4の単結晶の育成が可能であること
を示している。
Ce=0.15としたNd Cc Cu O4の
単結晶の育2−X x 成をTSFZ法により行った。
単結晶の育2−X x 成をTSFZ法により行った。
実施例1と同様な装置で、原料棒4としてはNd 2□
Ce、CuO4の化学量論組成比の割合に、N(120
3とCc、、及びCuOの夫々の酸化物粉末を秤量し、
混合し、850°C124時間焼成した後、実施例1と
同(,1にラバープレス法で径6 mm、長さ50mm
程度の丸棒状に成型した後、酸素中1100〜120a
°Cで12時間焼結したものを焼結原料棒4とした。
Ce、CuO4の化学量論組成比の割合に、N(120
3とCc、、及びCuOの夫々の酸化物粉末を秤量し、
混合し、850°C124時間焼成した後、実施例1と
同(,1にラバープレス法で径6 mm、長さ50mm
程度の丸棒状に成型した後、酸素中1100〜120a
°Cで12時間焼結したものを焼結原料棒4とした。
次に、溶媒は80mo1%CuOの組成に秤量した後、
原料棒4と同様の方法で合成した。
原料棒4と同様の方法で合成した。
単結晶育成には、実施例1と同様の双楕円型赤外線集中
加熱炉を使用した。
加熱炉を使用した。
育成条件は、育成速度を0.5〜3.On+m/ h
、育成雰囲気を純粋な酸素でガス圧を0.1〜0.25
MPaで行った。また、ネッキング育成により種子結晶
を育成し、a軸方向に結晶育成を行った。
、育成雰囲気を純粋な酸素でガス圧を0.1〜0.25
MPaで行った。また、ネッキング育成により種子結晶
を育成し、a軸方向に結晶育成を行った。
その結果、育成されたNd2−xCe、 CuO4のl
li結晶には大皿のNd Ce ○ 〜の固溶
体を含有1.48 C1,523十〇 し、脆弱であった。
li結晶には大皿のNd Ce ○ 〜の固溶
体を含有1.48 C1,523十〇 し、脆弱であった。
第1O図に85mo1%CuOを用いて育成した場合の
N d Cc Cu O4の育成単結晶の構造写
真を示す。
N d Cc Cu O4の育成単結晶の構造写
真を示す。
2−X x
育成結晶は5 mm直径50mm長さの金属光沢のない
黒色で、C−平面に沿って平行なへき開面をaしていた
。
黒色で、C−平面に沿って平行なへき開面をaしていた
。
単結晶は微量の亜粒界組織及びCLI Oを幾らか含ん
でいたが、約2X3X5m++3の単結晶か得られた。
でいたが、約2X3X5m++3の単結晶か得られた。
この結晶の組成は、EPMAによる定量分)斤の結果、
組成はNd1.aeCeo、t4CLIO4と決定され
、それは供給のNd 1.85cGo 、 15Cu
O4よりCeが僅かながら少なかった。
組成はNd1.aeCeo、t4CLIO4と決定され
、それは供給のNd 1.85cGo 、 15Cu
O4よりCeが僅かながら少なかった。
CuOの沈澱が、溶融帯の組成変化の結果として起り、
よりCurich側の組成に変ったものである。
よりCurich側の組成に変ったものである。
従って、溶液の最適な組成は、80〜85mo1%Cu
Oであることが判る。
Oであることが判る。
次に磁性の評価を行なった。
育成されたNdt、5eCeo、uCUO4りの結晶か
らはマイスナー効果は得られなかった。
らはマイスナー効果は得られなかった。
ぶ元状態でアニールされたN d Ce Cu
O4の単2−X x 結晶は超伝導体となり、また脱酸素圏内でTSFZ法で
育成された、Nd Ce CuO4の単結晶はT
。
O4の単2−X x 結晶は超伝導体となり、また脱酸素圏内でTSFZ法で
育成された、Nd Ce CuO4の単結晶はT
。
2−x x
がIOK以下の超伝導性を持つことが報ぜられているが
、しかし、本試験による単結晶は、酸化銅の蒸発を防ぐ
ために酸素圏内で育成されたので、超伝導性とはならな
かった。
、しかし、本試験による単結晶は、酸化銅の蒸発を防ぐ
ために酸素圏内で育成されたので、超伝導性とはならな
かった。
このようにして、Ndt、5eCeo、x4CUO4の
結晶は、気体窒素中で900℃、70時間アニールされ
た後、マイスナー効果を調べた。その結果を第11図に
示す。第11図はNd 1.86cea 、 14CU
O4のアニール結晶の磁性化の温度依存性を示す。
結晶は、気体窒素中で900℃、70時間アニールされ
た後、マイスナー効果を調べた。その結果を第11図に
示す。第11図はNd 1.86cea 、 14CU
O4のアニール結晶の磁性化の温度依存性を示す。
第11図が示すように、Ndt、geC’Bo、t4C
uO4のアニール結晶のT は19 Kであり、その温
度は先に報告されたNd Ce CuO4の単結
晶よりも低か2−x X った。その温度降下は、育成された結晶中のCuOの沈
澱及びアニール条件に原因があると思われる。
uO4のアニール結晶のT は19 Kであり、その温
度は先に報告されたNd Ce CuO4の単結
晶よりも低か2−x X った。その温度降下は、育成された結晶中のCuOの沈
澱及びアニール条件に原因があると思われる。
以上の如く、超伝導性を示すLa S rCu−X
O及びNd Ce CuO4は本発明の製4−y
2−X X遣方法によって
、単結晶の育成大型化が可能であることか明らかになっ
たが、y Ba 2 Cu 307−、、B15rCa
Cu O、T(12Ba2x Ca2Cu30xについても同様に本発明か適用出来る
ものである。
2−X X遣方法によって
、単結晶の育成大型化が可能であることか明らかになっ
たが、y Ba 2 Cu 307−、、B15rCa
Cu O、T(12Ba2x Ca2Cu30xについても同様に本発明か適用出来る
ものである。
[発明の効果コ
本発明の超伝導酸化物単結晶は超伝導酸化物の超伝導性
を解明する為の良質で、超伝導性を示す大形結晶であり
、本発明により酸化物の磁気的及び電気的性質の異方性
等の物性が厳密に測定出来、異方性の情報が得られて、
その超伝導性を解明し超伝導発現の機構の研究に資する
ことが大である。
を解明する為の良質で、超伝導性を示す大形結晶であり
、本発明により酸化物の磁気的及び電気的性質の異方性
等の物性が厳密に測定出来、異方性の情報が得られて、
その超伝導性を解明し超伝導発現の機構の研究に資する
ことが大である。
【図面の簡単な説明】
第1図及び第2図は本発明の超伝導酸化物単結晶の製造
に用いる単楕円型或いは双楕円型の回転楕円面鏡の赤外
線集中加熱炉の説明図、第3図は本発明の実施例1にお
けるLa2−xSrxCuO4(X−0,15)の育成
結晶の構造写真、第4図はLa2−8SrX Cu O
4(x−0,” )の育成結晶のマイスナー効果の測定
グラフ、第5図はファセットの背面ラウェ結晶写真、第
6図は育成La Sr CuO結晶0.18
6 0.14 4 のa輔及びC軸方向の電気抵抗の温度変化説明図、第7
図は本発明の実施例2におけるマイスナー効果の測定グ
ラフ、第8図はNd203−CuO系の状態図、第9図
は(Nd、Ce) O−CuO系の状態図、2 3
+δ 第1O図は本発明の実施例3におけるNd2□Ce、
CuO4の育成結晶の構造写真、第11図は本発明の実
施例3におけるマイスナー効果の測定グラフ、第12図
(a)はT S F Z法による分解溶融化合物ABの
模式状態図、第12図(b)はTSFZ法の原理説明図
、第13図は空気中におけるLa203CuO系状態図
、第14図はLaO−CuO系状態図である。 図において、 ]:双楕円回転面鏡、 2;赤外線ランプ、3;溶媒、
4:焼結原料棒、5:上部回転軸、
6:種結晶、 下部回転軸、 8:透明石英管、 9、レンズ、 10ニスクリーン、11;雰囲
気ガス入口、12.雰囲気ガス出口。
に用いる単楕円型或いは双楕円型の回転楕円面鏡の赤外
線集中加熱炉の説明図、第3図は本発明の実施例1にお
けるLa2−xSrxCuO4(X−0,15)の育成
結晶の構造写真、第4図はLa2−8SrX Cu O
4(x−0,” )の育成結晶のマイスナー効果の測定
グラフ、第5図はファセットの背面ラウェ結晶写真、第
6図は育成La Sr CuO結晶0.18
6 0.14 4 のa輔及びC軸方向の電気抵抗の温度変化説明図、第7
図は本発明の実施例2におけるマイスナー効果の測定グ
ラフ、第8図はNd203−CuO系の状態図、第9図
は(Nd、Ce) O−CuO系の状態図、2 3
+δ 第1O図は本発明の実施例3におけるNd2□Ce、
CuO4の育成結晶の構造写真、第11図は本発明の実
施例3におけるマイスナー効果の測定グラフ、第12図
(a)はT S F Z法による分解溶融化合物ABの
模式状態図、第12図(b)はTSFZ法の原理説明図
、第13図は空気中におけるLa203CuO系状態図
、第14図はLaO−CuO系状態図である。 図において、 ]:双楕円回転面鏡、 2;赤外線ランプ、3;溶媒、
4:焼結原料棒、5:上部回転軸、
6:種結晶、 下部回転軸、 8:透明石英管、 9、レンズ、 10ニスクリーン、11;雰囲
気ガス入口、12.雰囲気ガス出口。
Claims (9)
- (1)正方晶系で異方性ならびに超伝導性を示す酸化物
で、前記超伝導酸化物の化学量論組成比の焼結原料棒を
、酸素圧下の赤外線集中加熱炉中に配置された酸化銅を
主体とする溶媒層中に溶解した後、単結晶を育成大型化
して成ることを特徴とする超伝導酸化物の単結晶。 - (2)前記超伝導酸化物が、 La_2_−_xA_xCuO_4(A:Sr、Ba)
、Nd_2_−_xCe_xCuO_4、 YBa_2Cu_3O_7_−_x BiSrCaCu_2O_x、 Tl_2Ba_2Ca_2Cu_3O_x であることを特徴とする請求項1記載の超伝導酸化物の
単結晶。 - (3)前記酸化物の単結晶の直径が5mm以上、長さ4
0mm以上であることを特徴とする請求項1又は2記載
の超伝導酸化物の単結晶。 - (4)超伝導酸化物の単結晶の製造方法において、前記
酸化物の化学量論組成比の焼結原料棒を酸素圧を印加し
た赤外線集中加熱炉中に配置された酸化銅を主体とする
溶媒層中に溶解した後、単結晶を育成大型化することを
特徴とする超伝導酸化物の単結晶の製造方法。 - (5)前記超伝導酸化物が、 La_2_−_xA_xCuO_4(A:Sr、Ba)
、Nd_2_−_xCe_xCuO_4、 YBa_2Cu_3O_7_−_x BiSrCaCu_2O_x、 Tl_2Ba_2Ca_2Cu_3O_x であることを特徴とする請求項4記載の超伝導酸化物の
単結晶の製造方法。 - (6)前記単結晶の育成に当たって、55〜91mol
%CuO組成の溶媒中に溶解した後、酸素圧:0.15
MPa以上、 育成温度:1100〜1300℃ 育成速度:0.5〜3mm/h の育成条件で単結晶を育成大型化したことを特徴とする
請求項4又は5記載の超伝導酸化物の単結晶の製造方法
。 - (7)前記単結晶育成に当たり、種結晶を用いることを
特徴とする請求項4乃至6の内いずれか1項記載の超伝
導酸化物の単結晶の製造方法。 - (8)前記種結晶がネッキング育成により、a軸方向に
結晶育成を行うことを特徴とする請求項7記載の超伝導
酸化物の単結晶の製造方法。 - (9)前記単結晶を酸素又は窒素中でアニールすること
を特徴とする請求項4乃至7の内いずれか1項記載の超
伝導酸化物の単結晶の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
US07/973,608 US5444040A (en) | 1989-12-18 | 1992-11-06 | Superconductive oxide single crystal and manufacturing method thereof |
Applications Claiming Priority (5)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP33123388 | 1988-12-29 | ||
JP63-331234 | 1988-12-29 | ||
JP33123488 | 1988-12-29 | ||
JP63-331233 | 1988-12-29 | ||
US07/973,608 US5444040A (en) | 1989-12-18 | 1992-11-06 | Superconductive oxide single crystal and manufacturing method thereof |
Related Child Applications (2)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP6277299A Division JPH07172995A (ja) | 1994-11-11 | 1994-11-11 | 超伝導酸化物の単結晶及びその使用方法 |
JP10335497A Division JP3262738B2 (ja) | 1988-12-29 | 1997-04-21 | 超伝導酸化物の単結晶の製造方法及び使用方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
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JPH02275800A true JPH02275800A (ja) | 1990-11-09 |
JP2684432B2 JP2684432B2 (ja) | 1997-12-03 |
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Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
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---|---|
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Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH02196020A (ja) * | 1989-01-25 | 1990-08-02 | Tokyo Univ | 酸化物超伝導性素材及びその製造法 |
US5407907A (en) * | 1992-05-25 | 1995-04-18 | International Superconductivity Technology Center | Method of preparing metal oxide crystal |
JPH07237991A (ja) * | 1994-02-25 | 1995-09-12 | Agency Of Ind Science & Technol | 希土類元素含有単結晶の製造方法 |
JP2010201371A (ja) * | 2009-03-04 | 2010-09-16 | Taisei Corp | 被処理廃棄物の溶融無害化処理装置およびこれを用いた溶融無害化処理方法。 |
WO2010110195A1 (ja) * | 2009-03-27 | 2010-09-30 | 独立行政法人産業技術総合研究所 | 光加熱による廃棄物の溶融装置及び方法 |
Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS63230594A (ja) * | 1987-03-19 | 1988-09-27 | Nippon Telegr & Teleph Corp <Ntt> | 酸化物超伝導体単結晶育成法 |
JPS63274697A (ja) * | 1987-05-01 | 1988-11-11 | Agency Of Ind Science & Technol | 銅酸ランタン単結晶の製造方法 |
JPH01179790A (ja) * | 1988-01-12 | 1989-07-17 | Ube Ind Ltd | 高温超電導体単結晶の製造法 |
-
1989
- 1989-12-18 JP JP1326039A patent/JP2684432B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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JPS63230594A (ja) * | 1987-03-19 | 1988-09-27 | Nippon Telegr & Teleph Corp <Ntt> | 酸化物超伝導体単結晶育成法 |
JPS63274697A (ja) * | 1987-05-01 | 1988-11-11 | Agency Of Ind Science & Technol | 銅酸ランタン単結晶の製造方法 |
JPH01179790A (ja) * | 1988-01-12 | 1989-07-17 | Ube Ind Ltd | 高温超電導体単結晶の製造法 |
Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH02196020A (ja) * | 1989-01-25 | 1990-08-02 | Tokyo Univ | 酸化物超伝導性素材及びその製造法 |
US5407907A (en) * | 1992-05-25 | 1995-04-18 | International Superconductivity Technology Center | Method of preparing metal oxide crystal |
JPH07237991A (ja) * | 1994-02-25 | 1995-09-12 | Agency Of Ind Science & Technol | 希土類元素含有単結晶の製造方法 |
JP2010201371A (ja) * | 2009-03-04 | 2010-09-16 | Taisei Corp | 被処理廃棄物の溶融無害化処理装置およびこれを用いた溶融無害化処理方法。 |
WO2010110195A1 (ja) * | 2009-03-27 | 2010-09-30 | 独立行政法人産業技術総合研究所 | 光加熱による廃棄物の溶融装置及び方法 |
JP2010227828A (ja) * | 2009-03-27 | 2010-10-14 | National Institute Of Advanced Industrial Science & Technology | 光加熱による被処理廃棄物の溶融無害化処理装置およびこれを用いた溶融無害化処理方法。 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP2684432B2 (ja) | 1997-12-03 |
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