JPH0365509A - 希土類系酸化物超電導体 - Google Patents
希土類系酸化物超電導体Info
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- JPH0365509A JPH0365509A JP1196769A JP19676989A JPH0365509A JP H0365509 A JPH0365509 A JP H0365509A JP 1196769 A JP1196769 A JP 1196769A JP 19676989 A JP19676989 A JP 19676989A JP H0365509 A JPH0365509 A JP H0365509A
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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
- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02E—REDUCTION OF GREENHOUSE GAS [GHG] EMISSIONS, RELATED TO ENERGY GENERATION, TRANSMISSION OR DISTRIBUTION
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- Y02E40/60—Superconducting electric elements or equipment; Power systems integrating superconducting elements or equipment
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- Compositions Of Oxide Ceramics (AREA)
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- Superconductor Devices And Manufacturing Methods Thereof (AREA)
- Superconductors And Manufacturing Methods Therefor (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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
［産業上の利用分野］
本発明は、新規な組織を有する希土類系酸化物超電導体
およびその製造方法に関するものである。
およびその製造方法に関するものである。
［従来の技術］
従来、ＲＥＢａｉＣｕＪｙ−ｙ （ＲＥはＹ、 Ｌａ、
Ｎｄ、 Ｓｍ、 Ｅｕ、 Ｇｄ。
Ｎｄ、 Ｓｍ、 Ｅｕ、 Ｇｄ。
Ｄｙ、 Ｈａ、 Ｅｒ、 Ｔｍ、 Ｙｂ、 Ｌｕからな
る群から選ばれた１種以上、ｙは酸素欠陥量、以下１２
３相という）の組成式で表される超電導体（以下希土類
系超電導体ともいう）が知られている。希土類系超電導
体のバルク体の製造方法としては、上記の組成を有する
結晶粉末を合成した後、これを成形し焼結させる方法が
ある。他にも、ゾルゲル法、溶融凝固法にて製造するこ
とが知られている。
る群から選ばれた１種以上、ｙは酸素欠陥量、以下１２
３相という）の組成式で表される超電導体（以下希土類
系超電導体ともいう）が知られている。希土類系超電導
体のバルク体の製造方法としては、上記の組成を有する
結晶粉末を合成した後、これを成形し焼結させる方法が
ある。他にも、ゾルゲル法、溶融凝固法にて製造するこ
とが知られている。
これらの方法により製造された超電導体は、いずれも多
結晶体であり、それぞれの結晶粒が無秩序な方向に配列
し、かつ粒界に、１２３相以外の結晶相や非晶質相、ま
た多くの場合気孔が含まれている。希土類系超電導体は
結晶粒内で電流が流れやすい方向が決まっているため、
向きが異なる結晶粒子間の粒界では電流が流れにくい。
結晶体であり、それぞれの結晶粒が無秩序な方向に配列
し、かつ粒界に、１２３相以外の結晶相や非晶質相、ま
た多くの場合気孔が含まれている。希土類系超電導体は
結晶粒内で電流が流れやすい方向が決まっているため、
向きが異なる結晶粒子間の粒界では電流が流れにくい。
さらには、粒界相は超電導体ではないので、それが絶縁
層として作用する。このため、従来の多結晶の希土類系
超電導体では、高い臨界電流密度を示すものが得られて
いない。
層として作用する。このため、従来の多結晶の希土類系
超電導体では、高い臨界電流密度を示すものが得られて
いない。
このような粒界部を起因とする臨界電流密度の低下は、
磁場中においてより顕著にみられる現象であることが知
られている。超電導体の応用分野としては、線材または
テープ材料をコイル状に加工し、強力な磁場を作る電磁
石としての利用が中心に考えられている。そこで、希土
類系超電導体の実用化には、結晶粒子の向きをそろえ、
粒界を抑制した組織を作ることにより、強磁場中で高い
臨界電流密度を有する材料を作製することが必要と考え
られている。
磁場中においてより顕著にみられる現象であることが知
られている。超電導体の応用分野としては、線材または
テープ材料をコイル状に加工し、強力な磁場を作る電磁
石としての利用が中心に考えられている。そこで、希土
類系超電導体の実用化には、結晶粒子の向きをそろえ、
粒界を抑制した組織を作ることにより、強磁場中で高い
臨界電流密度を有する材料を作製することが必要と考え
られている。
このような組織を有するセラミックス材料を製造する一
般的な方法として、融液を温度勾配下に一方向に凝固さ
せる方法が知られている。しかしながら、希土類系超電
導体は、約１０００℃以上の温度で、ＲＥ２ＢａＣｕＯ
−結晶（以下２１１相という）と液相に分解溶融する。
般的な方法として、融液を温度勾配下に一方向に凝固さ
せる方法が知られている。しかしながら、希土類系超電
導体は、約１０００℃以上の温度で、ＲＥ２ＢａＣｕＯ
−結晶（以下２１１相という）と液相に分解溶融する。
したがって１２３相と同じ組成の融液を冷却すると、ま
ず２１１相が析出してしまうので通常の方法では１２３
相の単結晶や配向性多結晶体は得られない。
ず２１１相が析出してしまうので通常の方法では１２３
相の単結晶や配向性多結晶体は得られない。
本発明者は先に、図２に示したような組織の超電導体を
作製し、このような組織の超電導体は、臨界電流密度が
高く、かつ磁場の印加によっても臨界電流密度の低下が
少ないことを提案した。
作製し、このような組織の超電導体は、臨界電流密度が
高く、かつ磁場の印加によっても臨界電流密度の低下が
少ないことを提案した。
（特願平１〜１９８１８号）。
図２に示した超電導体の組織は、 １２３相をマトリッ
クスとするものである。この１２３相は、Ｃ軸と垂直な
方向に板状に成長した結晶であり、全体としては多結晶
ではあるが、この板状結晶がそれぞれのＣ軸の向きをそ
ろえて層状に重なっている。Ｃ軸と垂直な方向にも結晶
は単結晶的にほぼ連続であり、磁場の印加に対しても超
電導状態がこわれにくい。また、この１２３相の間に、
粒径が数μｍ〜数十μｍの粒状の２】】相が島状に分散
している。２１１相は配向しておらず、また各々の結晶
が連続していない。従ってこの２１１相は超電導の経路
を妨げるものではない。
クスとするものである。この１２３相は、Ｃ軸と垂直な
方向に板状に成長した結晶であり、全体としては多結晶
ではあるが、この板状結晶がそれぞれのＣ軸の向きをそ
ろえて層状に重なっている。Ｃ軸と垂直な方向にも結晶
は単結晶的にほぼ連続であり、磁場の印加に対しても超
電導状態がこわれにくい。また、この１２３相の間に、
粒径が数μｍ〜数十μｍの粒状の２】】相が島状に分散
している。２１１相は配向しておらず、また各々の結晶
が連続していない。従ってこの２１１相は超電導の経路
を妨げるものではない。
［発明が解決しようとする課題］
超電導材料を強磁場中で利用する場合、材料中に貫通し
た量子化された磁束がピン止め中心に固定されることが
要求される。ピン止め中心としては微析出物、粒界、各
種欠陥が考えられる。図２に示したような希土類系超電
導体では２１１相の細かく分散した微粒子がピン止め中
心になりつると考えられる。
た量子化された磁束がピン止め中心に固定されることが
要求される。ピン止め中心としては微析出物、粒界、各
種欠陥が考えられる。図２に示したような希土類系超電
導体では２１１相の細かく分散した微粒子がピン止め中
心になりつると考えられる。
このような微析出物が有効なピン止め中心として作用す
るには、粒径が１μｍ以下のかなり小さいものであるこ
とが望まれる。しかしながら図２に示したような希土類
系超電導体を一方向性凝固方で製造する場合、凝固条件
を制御することにより、 ２１１相の粒径を小さくしよ
うとすると １２３相の配向性が悪くなってしまう。そ
の結果、希土類元素を１種だけ用いたときは２１１相の
粒子の粒径は小さくても数μｍ以上であり、これが良好
なピン止め中心として作用するとは考えにくい。この２
１１相の析出物を細かく分散させることができれば、さ
らに臨界電流密度が向上するものと考えられる。本発明
の目的は、 １２３相のマトリックスに、２１１相の粒
子が高いピン止め効果を有するように微細な粒径で分散
した組織の希土類系超電導体を得ることにある。
るには、粒径が１μｍ以下のかなり小さいものであるこ
とが望まれる。しかしながら図２に示したような希土類
系超電導体を一方向性凝固方で製造する場合、凝固条件
を制御することにより、 ２１１相の粒径を小さくしよ
うとすると １２３相の配向性が悪くなってしまう。そ
の結果、希土類元素を１種だけ用いたときは２１１相の
粒子の粒径は小さくても数μｍ以上であり、これが良好
なピン止め中心として作用するとは考えにくい。この２
１１相の析出物を細かく分散させることができれば、さ
らに臨界電流密度が向上するものと考えられる。本発明
の目的は、 １２３相のマトリックスに、２１１相の粒
子が高いピン止め効果を有するように微細な粒径で分散
した組織の希土類系超電導体を得ることにある。
［課題を解決するための手段］
本発明者は、超電導体を構成する元素として２種以上の
希土類元素を含有させ、一方向凝固法によって製造する
ことにより、上記の目的を達成できることを見いだした
。
希土類元素を含有させ、一方向凝固法によって製造する
ことにより、上記の目的を達成できることを見いだした
。
かくして本発明は、ＲＥＢａ２Ｃｕ３０７−ｙ （ＲＥ
はＹ、 Ｌａ。
はＹ、 Ｌａ。
Ｎｄ、 Ｓｍ、 Ｅｕ、 Ｇｄ、 Ｄｙ、 Ｈｏ、 Ｅ
ｒ、 Ｔｍ、 Ｙｂ、 Ｌｕからなる群から選ばれた２
種以上、ｙは酸素欠陥量）の組成式で表される板状の結
晶が層状に重なり合い、その中にＲＥ２ＢａＣｕＯ５の
組成式で表される粒状の結晶が島状に分散し、かつその
粒状結晶の１重量％以上が１μｍ以下の粒径である組織
を有する希土類系酸化物超電導体を提供するものである
。
ｒ、 Ｔｍ、 Ｙｂ、 Ｌｕからなる群から選ばれた２
種以上、ｙは酸素欠陥量）の組成式で表される板状の結
晶が層状に重なり合い、その中にＲＥ２ＢａＣｕＯ５の
組成式で表される粒状の結晶が島状に分散し、かつその
粒状結晶の１重量％以上が１μｍ以下の粒径である組織
を有する希土類系酸化物超電導体を提供するものである
。
本発明においては２種以上の希土類元素を用いているの
で、 １２３相の板状結晶が方向をそろえて成長しやす
い一方向凝固の条件でも、２１１相の結晶粒子が大きく
成長しにくい。この理由は必ずしも明らかではないが、
それぞれの希土類元素について、構成比が溶融状態にお
ける２１１相に含まれるものと液相に含まれるもので異
なっており、その影響で１種の希土類元素のみを用いた
場合よりも２１１相の粒子が細かく分散した組織が形成
されるものと考えられる。特に、ＳｍやＥｕなとのイオ
ン半径の大きな元素とＹなど比較的イオン半径が小さい
元素を組み合わせた場合は、 ２１１相にＳｍやＥｕな
どが優先的に取り込まれ、２１１相の結晶粒子が大きく
成長しにくい。この希土類混合の効果が十分に発揮され
るためには２種以上のＲＥのうち２番目に量の多い元素
の含有量が、全ＲＥに対し１ ｍｏ１％以上であるこ
とが好ましい。この含有量が１０ｍｏ１％である場合は
さらに好ましい。
で、 １２３相の板状結晶が方向をそろえて成長しやす
い一方向凝固の条件でも、２１１相の結晶粒子が大きく
成長しにくい。この理由は必ずしも明らかではないが、
それぞれの希土類元素について、構成比が溶融状態にお
ける２１１相に含まれるものと液相に含まれるもので異
なっており、その影響で１種の希土類元素のみを用いた
場合よりも２１１相の粒子が細かく分散した組織が形成
されるものと考えられる。特に、ＳｍやＥｕなとのイオ
ン半径の大きな元素とＹなど比較的イオン半径が小さい
元素を組み合わせた場合は、 ２１１相にＳｍやＥｕな
どが優先的に取り込まれ、２１１相の結晶粒子が大きく
成長しにくい。この希土類混合の効果が十分に発揮され
るためには２種以上のＲＥのうち２番目に量の多い元素
の含有量が、全ＲＥに対し１ ｍｏ１％以上であるこ
とが好ましい。この含有量が１０ｍｏ１％である場合は
さらに好ましい。
本発明の希土類系酸化物超電導体を製造する方法として
は、融液からの凝固法によることが好ましい。特に、
ＲＥＪａＣｕＯ，の固相と、ＲＥ−Ｂａ−Ｃｕ−０系の
液相が共存している部分溶融状態から、冷却結晶化する
場合は、２１１相が均質に分散した組織の凝固物が得ら
れるので好ましい。
は、融液からの凝固法によることが好ましい。特に、
ＲＥＪａＣｕＯ，の固相と、ＲＥ−Ｂａ−Ｃｕ−０系の
液相が共存している部分溶融状態から、冷却結晶化する
場合は、２１１相が均質に分散した組織の凝固物が得ら
れるので好ましい。
凝固にあたっては、温度勾配を付けた状態で一方向に凝
固する方法が好ましく用いられる。一方向凝固の条件は
、溶融温度については選ばれた希土類元素の種類に依存
するが、いずれも温度勾配を５０℃／ｃｍ以上、結晶成
長速度は５＋ｎｍ／ｈ以下に制御することが好ましい。
固する方法が好ましく用いられる。一方向凝固の条件は
、溶融温度については選ばれた希土類元素の種類に依存
するが、いずれも温度勾配を５０℃／ｃｍ以上、結晶成
長速度は５＋ｎｍ／ｈ以下に制御することが好ましい。
［実施例］
表１に示した２種類の希土類元素ＲＥＩ、 ＲＥ２につ
いてＲＥＩ：ＲＥ２：Ｂａ：Ｃｕの原子比がａ：ｂ：１
７：２４となるような酸化物の仮焼粉末を作り、その粉
末を金型ブレスにより７０ｍｍＸ ４０ｍｍＸ ２ｍｍ
に成型し、酸素気流中において９３「Ｃで１０時間焼成
を行い、冷却後ダイヤモンドカッターを用いて切り出し
、７０ｍ＋ｎＸ４ｍｍＸ２ｍｍの角柱状の焼結体を得た
。
いてＲＥＩ：ＲＥ２：Ｂａ：Ｃｕの原子比がａ：ｂ：１
７：２４となるような酸化物の仮焼粉末を作り、その粉
末を金型ブレスにより７０ｍｍＸ ４０ｍｍＸ ２ｍｍ
に成型し、酸素気流中において９３「Ｃで１０時間焼成
を行い、冷却後ダイヤモンドカッターを用いて切り出し
、７０ｍ＋ｎＸ４ｍｍＸ２ｍｍの角柱状の焼結体を得た
。
次に、この角柱状の焼結体の一端を固定し酸素気流下で
、最高温度部分が１０８０°Ｃで上下方向にそれぞれ５
０’ Ｃ７ｃｍの勾配で温度が下がる温度分布を有する
電気炉中を用いて２ｍｍ／ｈの速度で移動させる帯域溶
融法により凝固物を得た。この結果得られた凝固物をさ
らに酸素雰囲気中で７００’Ｃまで加熱し１５°Ｃ／ｈ
で徐冷し、４５０°Ｃで４０時間保持して希土類系酸化
物超電導体を得た。
、最高温度部分が１０８０°Ｃで上下方向にそれぞれ５
０’ Ｃ７ｃｍの勾配で温度が下がる温度分布を有する
電気炉中を用いて２ｍｍ／ｈの速度で移動させる帯域溶
融法により凝固物を得た。この結果得られた凝固物をさ
らに酸素雰囲気中で７００’Ｃまで加熱し１５°Ｃ／ｈ
で徐冷し、４５０°Ｃで４０時間保持して希土類系酸化
物超電導体を得た。
この酸化物超電導体を走査型電子顕微鏡およびＸ線元素
分析装置を用いて観察したところ第１図に示したように
、板状の１２３相の結晶粒子が層状に重なり合い、その
中に粒状の２１１相の結晶粒子が島状に分散した組織を
有していることが確認された。２１１相の結晶粒径は大
きいもので数μｍ程度で１μｍ以下の微粒子が５０体積
％以上認められた。イオン半径の大きな希土類元素とイ
オン半径の小さな希土類元素との組み合わせほど、析出
する ２１１相の粒径が”小さくなる傾向があり、例え
ばＹとＳｍを含む系の場合２１１相結品の大部分が粒径
１μｍ以下であった。このときＳｍはマトリックスの１
２３相に比べ２１１相に大きな濃度で含まれていた。
分析装置を用いて観察したところ第１図に示したように
、板状の１２３相の結晶粒子が層状に重なり合い、その
中に粒状の２１１相の結晶粒子が島状に分散した組織を
有していることが確認された。２１１相の結晶粒径は大
きいもので数μｍ程度で１μｍ以下の微粒子が５０体積
％以上認められた。イオン半径の大きな希土類元素とイ
オン半径の小さな希土類元素との組み合わせほど、析出
する ２１１相の粒径が”小さくなる傾向があり、例え
ばＹとＳｍを含む系の場合２１１相結品の大部分が粒径
１μｍ以下であった。このときＳｍはマトリックスの１
２３相に比べ２１１相に大きな濃度で含まれていた。
得られた超電導体の超電導特性を表１に示す。
これらの測定には試料を１ｍｍＸ Ｏ，１５ｍｍＸ １
０ｍｍの大きさに切断したものを用いた。臨界温度（Ｔ
ｃ）は直流四端子法により測定し零抵抗を示した温度で
ある。臨界電流密度（Ｊｃ）は液体窒素温度（７７Ｋ）
において外部磁場を５テスラ印加した状態で同じく直流
四端子法で測定した。
０ｍｍの大きさに切断したものを用いた。臨界温度（Ｔ
ｃ）は直流四端子法により測定し零抵抗を示した温度で
ある。臨界電流密度（Ｊｃ）は液体窒素温度（７７Ｋ）
において外部磁場を５テスラ印加した状態で同じく直流
四端子法で測定した。
表
１
［比較例］
表２に示した希土類元素ＲＥについてＲＥ：Ｂａ：Ｃｕ
の原子比が１３：１７：２４となるような酸化物の仮焼
粉末を作り、その粉末を金型ブレスにより７０ｍｍＸ
４０ｍｍＸ ２ｍｍに成型し、酸素気流中において９３
０°Ｃで１０時間焼成を行い、冷却後ダイヤモンドカッ
ターを用いて切り出し、７０ｍｍＸ ４ｍｍ Ｘ ２ｍ
ｎ＋の角柱状の焼結体を得た。
の原子比が１３：１７：２４となるような酸化物の仮焼
粉末を作り、その粉末を金型ブレスにより７０ｍｍＸ
４０ｍｍＸ ２ｍｍに成型し、酸素気流中において９３
０°Ｃで１０時間焼成を行い、冷却後ダイヤモンドカッ
ターを用いて切り出し、７０ｍｍＸ ４ｍｍ Ｘ ２ｍ
ｎ＋の角柱状の焼結体を得た。
次に、この角柱状の焼結体について、実施例と同様な帯
域溶融法により凝固物を得た。この凝固物をさらに酸素
雰囲気中で７００°Ｃまで加熱し１５’ Ｃ／ｈで徐冷
し、４５０°Ｃで４０時間保持し、希土類系酸化物超電
導体を得た。
域溶融法により凝固物を得た。この凝固物をさらに酸素
雰囲気中で７００°Ｃまで加熱し１５’ Ｃ／ｈで徐冷
し、４５０°Ｃで４０時間保持し、希土類系酸化物超電
導体を得た。
この酸化物超電導体を走査型電子顕微鏡およびＸ線元素
分析装置を用いて観察したところ、板状の１２３相の結
晶粒子が層状に重なり合い、その中に粒状の２１１相の
結晶粒子が島状に分散した第２図と同様な組織を有して
いることが確認された。
分析装置を用いて観察したところ、板状の１２３相の結
晶粒子が層状に重なり合い、その中に粒状の２１１相の
結晶粒子が島状に分散した第２図と同様な組織を有して
いることが確認された。
２１１相の結晶粒径は大きいもので数十μｍ程度で１μ
ｍ以下の微粒子は認められなかった。
ｍ以下の微粒子は認められなかった。
これらの超電導体について実施例１と同様にして求めた
超電導特性を表２に示す。
超電導特性を表２に示す。
表 ２
第１図は本発明の２種以上の希土類元素を含む系の超電
導体の断面組織を、走査型電子顕微鏡で観察した像の模
式図である。 第２図は１種の希土類元素を含む系の超電導体の断面組
織を、走査型電子顕微鏡で観察した像の模式図である。 ［発明の効果］ 本発明の超電導体は、マトリックスの １２３相の配向
性が高く、それ以外の相として非常に細かい粒状の２１
１相が島状に分散しており、これが磁束の良好なビン止
め中心として作用するため、強磁場中でも臨界電流密度
が高い。 本発明の製造方法は、 １２３相ｉｓ配向した希土類系
超電導体の製造に有用である。
導体の断面組織を、走査型電子顕微鏡で観察した像の模
式図である。 第２図は１種の希土類元素を含む系の超電導体の断面組
織を、走査型電子顕微鏡で観察した像の模式図である。 ［発明の効果］ 本発明の超電導体は、マトリックスの １２３相の配向
性が高く、それ以外の相として非常に細かい粒状の２１
１相が島状に分散しており、これが磁束の良好なビン止
め中心として作用するため、強磁場中でも臨界電流密度
が高い。 本発明の製造方法は、 １２３相ｉｓ配向した希土類系
超電導体の製造に有用である。
Claims (4)
- （１） ＲＥＢａ＿２Ｃｕ＿３Ｏ＿７＿−＿ｙ（ＲＥは
Ｙ，Ｌａ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ
，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕからなる群から選ばれた２種以上、
ｙは酸素欠陥量）の組成式で表される板状の結晶が層状
に重なり合い、その中に ＲＥ＿２ＢａＣｕＯ＿５の組成式で表される粒状の結晶
が島状に分散し、かつその粒状結晶の１体積％以上が１
μｍ以下の粒径である組織を有する希土類系酸化物超電
導体。 - （２） 選ばれた２種以上のＲＥのうち２番目に量の多
い元素の含有量が、全ＲＥに対し１ｍｏｌ％以上である
請求項１の希土類系酸化物超電導体。 - （３） ＲＥ＿２ＢａＣｕＯ＿５の固相と、ＲＥ−Ｂａ
−Ｃｕ−Ｏ系の液相が共存している部分溶融状態から、
冷却結晶化することを特徴とする請求項１または２の希
土類系酸化物超電導体の製造方法。 - （４） 冷却結晶化が、５０℃／ｃｍ以上の温度勾配、
５ｍｍ／ｈ以下の結晶成長速度の一方向凝固法である請
求項３の希土類系酸化物超電導体の製造方法。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1196769A JPH0791057B2 (ja) | 1989-07-31 | 1989-07-31 | 希土類系酸化物超電導体 |
| US07/471,650 US5084436A (en) | 1989-01-31 | 1990-01-29 | Oriented superconductor containing a dispersed non-superconducting phase |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1196769A JPH0791057B2 (ja) | 1989-07-31 | 1989-07-31 | 希土類系酸化物超電導体 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0365509A true JPH0365509A (ja) | 1991-03-20 |
| JPH0791057B2 JPH0791057B2 (ja) | 1995-10-04 |
Family
ID=16363321
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1196769A Expired - Fee Related JPH0791057B2 (ja) | 1989-01-31 | 1989-07-31 | 希土類系酸化物超電導体 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0791057B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03257019A (ja) * | 1989-11-30 | 1991-11-15 | Kokusai Chodendo Sangyo Gijutsu Kenkyu Center | 強磁性と超伝導性とをもつＬａＢａ２Ｃｕ３Ｏ７―ｙ系強磁性超伝導材料及びＬａ―Ｂａ―Ｃａ―Ｃｕ―Ｏ系強磁性超伝導材料、その製造方法並びにＬａ―Ｂａ―Ｃｕ―Ｏ系強磁性材料 |
| JPH04193714A (ja) * | 1990-11-27 | 1992-07-13 | Kokusai Chodendo Sangyo Gijutsu Kenkyu Center | 酸化物複合材料及びその製造方法 |
| US5525585A (en) * | 1992-11-14 | 1996-06-11 | Korea Advanced Institute Of Science And Technology | Process for preparing YBa2 Cu3 O7-x superconductors |
| JP2003059352A (ja) * | 2001-08-22 | 2003-02-28 | Internatl Superconductivity Technology Center | 表面が平坦な高温超電導体膜 |
-
1989
- 1989-07-31 JP JP1196769A patent/JPH0791057B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03257019A (ja) * | 1989-11-30 | 1991-11-15 | Kokusai Chodendo Sangyo Gijutsu Kenkyu Center | 強磁性と超伝導性とをもつＬａＢａ２Ｃｕ３Ｏ７―ｙ系強磁性超伝導材料及びＬａ―Ｂａ―Ｃａ―Ｃｕ―Ｏ系強磁性超伝導材料、その製造方法並びにＬａ―Ｂａ―Ｃｕ―Ｏ系強磁性材料 |
| JPH04193714A (ja) * | 1990-11-27 | 1992-07-13 | Kokusai Chodendo Sangyo Gijutsu Kenkyu Center | 酸化物複合材料及びその製造方法 |
| US5525585A (en) * | 1992-11-14 | 1996-06-11 | Korea Advanced Institute Of Science And Technology | Process for preparing YBa2 Cu3 O7-x superconductors |
| JP2003059352A (ja) * | 2001-08-22 | 2003-02-28 | Internatl Superconductivity Technology Center | 表面が平坦な高温超電導体膜 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0791057B2 (ja) | 1995-10-04 |
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|---|---|---|---|
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