JPH0380112A - 酸化物超電導体 - Google Patents
酸化物超電導体Info
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- JPH0380112A JPH0380112A JP1213727A JP21372789A JPH0380112A JP H0380112 A JPH0380112 A JP H0380112A JP 1213727 A JP1213727 A JP 1213727A JP 21372789 A JP21372789 A JP 21372789A JP H0380112 A JPH0380112 A JP H0380112A
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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
- Y02E40/00—Technologies for an efficient electrical power generation, transmission or distribution
- Y02E40/60—Superconducting electric elements or equipment; Power systems integrating superconducting elements or equipment
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、超電導転移温度Ｔｃが液体窒素温度を越える
酸化物超電導体に関するものである。
酸化物超電導体に関するものである。
［従来の技術］
１−
液体窒素の沸点を越えるａ電導転移温度Ｔｃ（絶対温度
９０Ｋ）をもつ代表的な酸化物Ｈ１電導体として３層ペ
ロブスカイト型の結晶構造を有するＲＢａ２ＣｕａＯｔ
（Ｒ＝Ｙ、 希土類元素）カ知うレテイる（Ａｐｐ
ｌ、 Ｐｈｙｓ、 Ｌｅｔｔ、 Ｖｏｌ、 ５１ （１
９８７） Ｐ５７）。
９０Ｋ）をもつ代表的な酸化物Ｈ１電導体として３層ペ
ロブスカイト型の結晶構造を有するＲＢａ２ＣｕａＯｔ
（Ｒ＝Ｙ、 希土類元素）カ知うレテイる（Ａｐｐ
ｌ、 Ｐｈｙｓ、 Ｌｅｔｔ、 Ｖｏｌ、 ５１ （１
９８７） Ｐ５７）。
ところが、この酸化物超電導体は酸素含有量が熱処理条
件で変化し、これにともなって正方晶−斜方晶構造相転
移を起こす。この相転移により超電導転移温度は９０Ｋ
からＯＫ（絶縁体）まで大きく変化することが知られて
いる（ Ｐｈｙｓ、 Ｒｅｖ、 ８３Ｇ（１９８７）
Ｐ５７１９）。
件で変化し、これにともなって正方晶−斜方晶構造相転
移を起こす。この相転移により超電導転移温度は９０Ｋ
からＯＫ（絶縁体）まで大きく変化することが知られて
いる（ Ｐｈｙｓ、 Ｒｅｖ、 ８３Ｇ（１９８７）
Ｐ５７１９）。
［発明が解決しようとする課題］
しかしながら、例えば、ＲＢａ２Ｃｕ３０７粉末を銀パ
イプに充填し、これを冷間線引き加工で線状にした後、
ＲＢａ２ＣｕａＯ７粉末の焼結熱処理（８００〜９００
℃）により、Ｂ電導線材として実用化する場合に（銀シ
ース線材法）、焼結処理によって酸素が抜けてしまい、
超電導特性が劣化してしまうことを本発明者らは見いだ
した。
イプに充填し、これを冷間線引き加工で線状にした後、
ＲＢａ２ＣｕａＯ７粉末の焼結熱処理（８００〜９００
℃）により、Ｂ電導線材として実用化する場合に（銀シ
ース線材法）、焼結処理によって酸素が抜けてしまい、
超電導特性が劣化してしまうことを本発明者らは見いだ
した。
これに対して、２重のＣｕＯ鎖を有する３層ペロ２
ブスカイト型の結晶構造のＲＢａ２ＣｕｚＯａ （第１
図）は、８５０°Ｃ付近まで酸素の出入りが見られず安
定である。しかしながら、本発明者らは、ＲＢａａＣ０
４０ｅは焼結性が悪く高密度焼結体が得られにくいこと
を見いだした。焼結体の密度が低いと臨界電流密度が高
くならないことは当然である。
図）は、８５０°Ｃ付近まで酸素の出入りが見られず安
定である。しかしながら、本発明者らは、ＲＢａａＣ０
４０ｅは焼結性が悪く高密度焼結体が得られにくいこと
を見いだした。焼結体の密度が低いと臨界電流密度が高
くならないことは当然である。
本発明は、これらの問題点を解決するためになされたも
のである。
のである。
本発明の目的は、液体窒素の沸点よりも高い超電導転移
温度を有し、高密度でかつ高温まで酸素の吸収−散出が
なく安定性にすぐれた超電導体を提供することにある。
温度を有し、高密度でかつ高温まで酸素の吸収−散出が
なく安定性にすぐれた超電導体を提供することにある。
［課題を解決するための手段］
前記目的を達成するために、本発明の酸化物超電導体は
、Ｒ（Ｂａｔ−ｘＣａｘ）２ｃｕａｏｓの化学組成式で
表され前記ＲはＹ％ ＮｃＬ ８１０ＸＥＬＩＸＧ
ｄＸＤｙ％ＨＯ％ ＥｒｌＴｍＸＹｂＸＬｕのうちか
ら選ばれた１種または２種以上のの希土類元素（Ｙを含
む）であり、Ｘが０．００１≦ｘ≦０，２の範囲にある
ことを特徴とする。
、Ｒ（Ｂａｔ−ｘＣａｘ）２ｃｕａｏｓの化学組成式で
表され前記ＲはＹ％ ＮｃＬ ８１０ＸＥＬＩＸＧ
ｄＸＤｙ％ＨＯ％ ＥｒｌＴｍＸＹｂＸＬｕのうちか
ら選ばれた１種または２種以上のの希土類元素（Ｙを含
む）であり、Ｘが０．００１≦ｘ≦０，２の範囲にある
ことを特徴とする。
３−
［作用］
前述した手段によれは、母材となる超電導体ＲＢ ａ２
Ｃｕａ Ｏｓの超電導転移温度が８０にであり、しかも
この材料は難焼結性であるのに対して、Ｒ（Ｂａｔ −
ｘ Ｃａｘ ）２ Ｃｕ４０ ＊の組成を有し、ＲがＨ
Ｏであり、Ｘが０．１の試料は、超電導転移温度が８０
に以」二であり、焼結も容易になり本実施例では焼結体
の気孔率も１０％以下まで低下することが認められた。
Ｃｕａ Ｏｓの超電導転移温度が８０にであり、しかも
この材料は難焼結性であるのに対して、Ｒ（Ｂａｔ −
ｘ Ｃａｘ ）２ Ｃｕ４０ ＊の組成を有し、ＲがＨ
Ｏであり、Ｘが０．１の試料は、超電導転移温度が８０
に以」二であり、焼結も容易になり本実施例では焼結体
の気孔率も１０％以下まで低下することが認められた。
さらに、熱重量分析の結果、本発明の超電導体は、８５
０℃付近まで酸素の出入りがなく安定に存在することが
確認できた。
０℃付近まで酸素の出入りがなく安定に存在することが
確認できた。
従って、本発明の超電導体を銀シース線材化する場合、
最終工程である焼結熱処理過程で、超電導特性を損なう
ことなく安定で、しかも高密度に焼結した超電導線材を
作製することができる。
最終工程である焼結熱処理過程で、超電導特性を損なう
ことなく安定で、しかも高密度に焼結した超電導線材を
作製することができる。
［発明の実施例コ
以下、本発明の一実施例を図面を用いて、具体的に説明
する。
する。
まず、本発明による酸化物超電導体の主成分であるＲＢ
ａ２Ｃｕ、１０８の基本構造を第１図に示し、比４− 較するために従来のＲＢ８２ＣＬＩ３０７の結晶構造を
第２図に示す。第１図及び第２図において、■は希土類
元素Ｒであり、Ｙ、 Ｎｄ、 Ｓｍ、 ＥｕＸＧ
ｄＸＤｙ５ Ｈｏｓ Ｅｒｓ ＴｍＸＹｂＸＬｕの
うちから選ばれた１種または２種以上である。２はＢａ
ｓ ３は０１１％４は線分の交差点に配置されている
Ｏである。
ａ２Ｃｕ、１０８の基本構造を第１図に示し、比４− 較するために従来のＲＢ８２ＣＬＩ３０７の結晶構造を
第２図に示す。第１図及び第２図において、■は希土類
元素Ｒであり、Ｙ、 Ｎｄ、 Ｓｍ、 ＥｕＸＧ
ｄＸＤｙ５ Ｈｏｓ Ｅｒｓ ＴｍＸＹｂＸＬｕの
うちから選ばれた１種または２種以上である。２はＢａ
ｓ ３は０１１％４は線分の交差点に配置されている
Ｏである。
第１図に示した本発明の酸化物超電導体の主成分Ｒ（Ｂ
ａｔ−ｘＣａｘ）２ｃｕｚ○８は、第２図に示すＲＢａ
２ Ｃｕａ０ ？の結晶構造の１重のＣｕＯ鎖を、２重
のＣｕＯ鎖に置換し、ざらにＢａを部分的にＣａに置換
したものである。この二重のＣｕＯ鎖を有する構造にお
いて、一部ＢａをＣａに置換することが本発明の一つの
特徴である。
ａｔ−ｘＣａｘ）２ｃｕｚ○８は、第２図に示すＲＢａ
２ Ｃｕａ０ ？の結晶構造の１重のＣｕＯ鎖を、２重
のＣｕＯ鎖に置換し、ざらにＢａを部分的にＣａに置換
したものである。この二重のＣｕＯ鎖を有する構造にお
いて、一部ＢａをＣａに置換することが本発明の一つの
特徴である。
つぎに、本発明の酸化物超電導体の実施例について説明
する。
する。
〔実施例１〕
純度９９．９％のＹ２Ｏ３、Ｂａ（ＮＯ３）、Ｃｕｂ。
ＣａＣＯ３粉末を化学組成式Ｙ （Ｂ ａｌ−ｘ Ｃａ
、）２Ｃｕ４０８において、Ｘ＝Ｏ１０，０１，０，０
５，０，１，０，１５，０，２，０，２５となるように
混合し、酸５− 素中８５０℃で２４時間仮焼を行った。仮焼後、試料を
粉砕し矩形に成形した。この成形体を酸素中８００℃で
５時間予備焼結した。この予備焼結体を１０００ｋｇ／
ｃｍ２・Ａｒ８０％−０２２０％のガス雰囲気下で熱処
理を行った。２００℃／ｈで加熱して９００℃で６時間
保持し、そこからさらに１０２０°Ｃまで２００℃／ｈ
で加熱して、その温度で６時間保持した。冷却は２００
″Ｃ／ｈの速度で３００℃まで行い、１気圧まで減圧し
たあと試料を空気中に取り出した。この試料を再び粉砕
し成形した。この成形体を酸素中８００°Ｃで焼結して
所定の試料を得た。
、）２Ｃｕ４０８において、Ｘ＝Ｏ１０，０１，０，０
５，０，１，０，１５，０，２，０，２５となるように
混合し、酸５− 素中８５０℃で２４時間仮焼を行った。仮焼後、試料を
粉砕し矩形に成形した。この成形体を酸素中８００℃で
５時間予備焼結した。この予備焼結体を１０００ｋｇ／
ｃｍ２・Ａｒ８０％−０２２０％のガス雰囲気下で熱処
理を行った。２００℃／ｈで加熱して９００℃で６時間
保持し、そこからさらに１０２０°Ｃまで２００℃／ｈ
で加熱して、その温度で６時間保持した。冷却は２００
″Ｃ／ｈの速度で３００℃まで行い、１気圧まで減圧し
たあと試料を空気中に取り出した。この試料を再び粉砕
し成形した。この成形体を酸素中８００°Ｃで焼結して
所定の試料を得た。
この様にして得られたＹ（Ｂ ａｔ−ｘＣａｘ）２ｃｕ
４０８の焼結体の生成相を粉末Ｘ線回折を用いて確認し
た。得られた試料の主成分はいずれもＹＢａ２ＣｕｚＯ
８型の結晶構造を有することを確認した。ｘ＝０．１の
粉末Ｘ線回折図形を第３図に示した。図中の数字はＹ
Ｂ ８２ Ｃ０４０ｅ型構造にもとづいたピークの指数
である。この試料は超電導相の単一相である。
４０８の焼結体の生成相を粉末Ｘ線回折を用いて確認し
た。得られた試料の主成分はいずれもＹＢａ２ＣｕｚＯ
８型の結晶構造を有することを確認した。ｘ＝０．１の
粉末Ｘ線回折図形を第３図に示した。図中の数字はＹ
Ｂ ８２ Ｃ０４０ｅ型構造にもとづいたピークの指数
である。この試料は超電導相の単一相である。
試料の生成相を第１表にまとめて示した。ＸがＯ６−
から０．２の範囲では、Ｙ （Ｂ ａｌ−ｘ Ｃａ−）
２Ｃ０４０８の単一相であり、Ｘが０．２５になると第
２相を含むようになる。
２Ｃ０４０８の単一相であり、Ｘが０．２５になると第
２相を含むようになる。
これらの試料の超電導特性を抵抗測定により調べた。そ
の結果を第４図及び第１表に示した。なお、第１表乃至
第４表において、Ｔｃ０ｎは、常電導状態から超電導転
移を開始する温度、ＴｃＲ″０は抵抗０なるときの温度
、ρ３■には３０．ＯＫのときの抵抗率である。
の結果を第４図及び第１表に示した。なお、第１表乃至
第４表において、Ｔｃ０ｎは、常電導状態から超電導転
移を開始する温度、ＴｃＲ″０は抵抗０なるときの温度
、ρ３■には３０．ＯＫのときの抵抗率である。
以下、余白。
一
８
本実施例のＹ（Ｂａ＋−、Ｃａｘ）２ｃｕａｏｓの［導
体試料は、第４図及び第１表かられかるように、いずれ
も８０に級の超電導転移温度を示す。この超電導転移温
度は、液体窒素の沸点（７７Ｋ）よりも高い温度である
。試料の室温における抵抗値を比較すると、Ｃａの含有
Ｗｋｘの増加とともに室温の抵抗値が低下する。このよ
うに室温の抵抗値の低い試料にたいして高臨界電流密度
が期待できる。
体試料は、第４図及び第１表かられかるように、いずれ
も８０に級の超電導転移温度を示す。この超電導転移温
度は、液体窒素の沸点（７７Ｋ）よりも高い温度である
。試料の室温における抵抗値を比較すると、Ｃａの含有
Ｗｋｘの増加とともに室温の抵抗値が低下する。このよ
うに室温の抵抗値の低い試料にたいして高臨界電流密度
が期待できる。
室温の抵抗はＸが０．１５の試料が一番低く、Ｘが０．
１５以上ではＸの増加と共Ｉこ抵抗値は高（なりｘ＝Ｑ
、２５ではＸ＝Ｏの場合よりも高くなる。
１５以上ではＸの増加と共Ｉこ抵抗値は高（なりｘ＝Ｑ
、２５ではＸ＝Ｏの場合よりも高くなる。
また、これらの試料の気孔率を研磨試料の光学顕微鏡観
察から求めた。これらの値を第１表にまとめて示した。
察から求めた。これらの値を第１表にまとめて示した。
この結果を見ると、Ｘの増加とともに気孔率が低下し、
ｘ＝＝０．１５の試料でほぼ５％になる。しかし、これ
以上Ｘが増加しても気孔率はほとんど変化しない。
ｘ＝＝０．１５の試料でほぼ５％になる。しかし、これ
以上Ｘが増加しても気孔率はほとんど変化しない。
Ｘ線回折の結果、室温における抵抗率、気孔率の測定結
果を考慮すると、Ｘの増加にともなう試料の室温の抵抗
率の低下は、ＹＢａ２Ｃｕ、ＯｓのＢａ９− のサイトに０８が固溶することによる効果によるものと
考えられる。したがってＸの望ましい範囲としては、ｏ
、ｏｏｉ≦ｘ≦０．２である。
果を考慮すると、Ｘの増加にともなう試料の室温の抵抗
率の低下は、ＹＢａ２Ｃｕ、ＯｓのＢａ９− のサイトに０８が固溶することによる効果によるものと
考えられる。したがってＸの望ましい範囲としては、ｏ
、ｏｏｉ≦ｘ≦０．２である。
また、例えば第５図の（ａ）に示すようにＸ：Ｏｌｌの
試料の熱重凰分析の結果、常温から８５０°Ｃ付近まで
重量変化を示さず、８５０〜９００°Ｃで重量の減少を
示すことから、８５０℃という高温に至るまで酸素の出
入りもなく安定に存在することが確認できた。ところが
従来の超電導体ＹＢａ２ ＣＬｉ２Ｏ？では、第５図の
（ｂ）に示すように、４００〜８００°Ｃで大きく酸素
が放出してしまう。
試料の熱重凰分析の結果、常温から８５０°Ｃ付近まで
重量変化を示さず、８５０〜９００°Ｃで重量の減少を
示すことから、８５０℃という高温に至るまで酸素の出
入りもなく安定に存在することが確認できた。ところが
従来の超電導体ＹＢａ２ ＣＬｉ２Ｏ？では、第５図の
（ｂ）に示すように、４００〜８００°Ｃで大きく酸素
が放出してしまう。
以上の説明かられかるように、本実施例によれば、母材
となるＢ電導体ＹＢａ２Ｃｕ４０Ｂは難焼結性であり、
そのため焼結体の気孔率が３０％以上であるのに対して
、Ｙ（Ｂａ＋−、Ｃａ、）２ｃｕｚｏｅの組成を有し、
Ｘが０．００１≦ｘ≦０．２の範囲にある試料は、いず
れも超電導転移温度が８０に以上であり、焼結体の気孔
率も１０％以下である。さらに、これらの試料は室温の
電気抵抗率も低く、熱分析では８５０°Ｃ付近まで、酸
素の出入りがなく０− 安定に存在することが確認できた。
となるＢ電導体ＹＢａ２Ｃｕ４０Ｂは難焼結性であり、
そのため焼結体の気孔率が３０％以上であるのに対して
、Ｙ（Ｂａ＋−、Ｃａ、）２ｃｕｚｏｅの組成を有し、
Ｘが０．００１≦ｘ≦０．２の範囲にある試料は、いず
れも超電導転移温度が８０に以上であり、焼結体の気孔
率も１０％以下である。さらに、これらの試料は室温の
電気抵抗率も低く、熱分析では８５０°Ｃ付近まで、酸
素の出入りがなく０− 安定に存在することが確認できた。
〔実施例２〕
純度９９．９％のＨＯ２０３、Ｂａ（ＮＯ３）２、Ｃａ
Ｏ、ＣａＣＯ３粉末を化学組成式Ｈｏ（Ｂａｔ−ｘＣａ
ｘ）２ｃｕａＯ８において、Ｘ：Ｏｌｏ、０１．０．０
５．０．１．０．１５．０．２．０．２５となるように
混合し、酸素中８５０°Ｃで２４時間仮焼を行った。仮
焼後、試料を粉砕し矩形に成形した。この成形体を酸素
中８００°Ｃで５時間予備焼結した。この予備焼結体を
１０００ｋｇ／ｃｍ２・Ａｒ８０％−０２２０％のガス
雰囲気下で熱処理を行った。２００℃／ｈで加熱して９
００℃で６時間保持し、そこからさらに１０２０°Ｃま
で２００°Ｃ／ｈで加熱して、その温度で６時間保持し
た。冷却は２００’Ｃ／ｈの速度で３００℃まで行い、
１気圧まで減圧したあと試料を空気中に取り出した。こ
の試料を再び粉砕し成形した。この成形体を酸素中８０
０℃で２０時間焼結して所定の試料を得た。
Ｏ、ＣａＣＯ３粉末を化学組成式Ｈｏ（Ｂａｔ−ｘＣａ
ｘ）２ｃｕａＯ８において、Ｘ：Ｏｌｏ、０１．０．０
５．０．１．０．１５．０．２．０．２５となるように
混合し、酸素中８５０°Ｃで２４時間仮焼を行った。仮
焼後、試料を粉砕し矩形に成形した。この成形体を酸素
中８００°Ｃで５時間予備焼結した。この予備焼結体を
１０００ｋｇ／ｃｍ２・Ａｒ８０％−０２２０％のガス
雰囲気下で熱処理を行った。２００℃／ｈで加熱して９
００℃で６時間保持し、そこからさらに１０２０°Ｃま
で２００°Ｃ／ｈで加熱して、その温度で６時間保持し
た。冷却は２００’Ｃ／ｈの速度で３００℃まで行い、
１気圧まで減圧したあと試料を空気中に取り出した。こ
の試料を再び粉砕し成形した。この成形体を酸素中８０
０℃で２０時間焼結して所定の試料を得た。
この様にして得られたＲ（Ｂａｔ−ｘＣａｘ）Ｂａ２Ｃ
ｕ４０８の焼結体の生成相を粉末Ｘ線回折を用いて確認
１１− した。得られた試料の主成分はいずれもＲＢａ２Ｃｕ、
０８型の結晶構造を有することを確認した。Ｘ＝０．１
０の試料の粉末Ｘ線回折図形を第３図に示した。図中の
数字はＲＢ ８２ＣＵＪ Ｏｓ型構造にもとづいたピー
クの指数である。この試料は、Ｂ電導相の単一相であっ
た。試料の生成相を第２表にまとめて示した。Ｘが０か
ら０．２の範囲では、Ｈｏ（Ｂａｔ−ｘｃａｘ）２ｃｕ
Ａｏ８の単一相であり、Ｘが０．２５になると第２相を
含むようになる。
ｕ４０８の焼結体の生成相を粉末Ｘ線回折を用いて確認
１１− した。得られた試料の主成分はいずれもＲＢａ２Ｃｕ、
０８型の結晶構造を有することを確認した。Ｘ＝０．１
０の試料の粉末Ｘ線回折図形を第３図に示した。図中の
数字はＲＢ ８２ＣＵＪ Ｏｓ型構造にもとづいたピー
クの指数である。この試料は、Ｂ電導相の単一相であっ
た。試料の生成相を第２表にまとめて示した。Ｘが０か
ら０．２の範囲では、Ｈｏ（Ｂａｔ−ｘｃａｘ）２ｃｕ
Ａｏ８の単一相であり、Ｘが０．２５になると第２相を
含むようになる。
これらの試料の超電導特性を抵抗測定により調べた。そ
の結果を第６図及び第２表に示した。
の結果を第６図及び第２表に示した。
以下、余白。
１２
１３−
本実施例のＨｏ（Ｂａｔ−ｘＣａｘ）２ｃｕ４０ａの超
電導体試料は、第６図及び第２表かられかるように、い
ずれも８０に級の超電導転移温度を示す。この超電導転
移温度は、液体窒素の沸点（７７Ｋ）よりも高い温度で
ある。試料の室温における抵抗値を比較すると、Ｃａの
含有Ｍｘの増加とともに室温の抵抗値が低下する。この
ように室温の抵抗値の低い試料に対して高臨界電流密度
が期待できる。室温の抵抗はＸが０．１５の試料が一番
低く、Ｘが０．１５以上ではＸの増加と共に抵抗値は高
くなりＸ＝０．２５ではｘ＝０の場合よりも高くなる。
電導体試料は、第６図及び第２表かられかるように、い
ずれも８０に級の超電導転移温度を示す。この超電導転
移温度は、液体窒素の沸点（７７Ｋ）よりも高い温度で
ある。試料の室温における抵抗値を比較すると、Ｃａの
含有Ｍｘの増加とともに室温の抵抗値が低下する。この
ように室温の抵抗値の低い試料に対して高臨界電流密度
が期待できる。室温の抵抗はＸが０．１５の試料が一番
低く、Ｘが０．１５以上ではＸの増加と共に抵抗値は高
くなりＸ＝０．２５ではｘ＝０の場合よりも高くなる。
また、これらの試料の気孔率を研磨試料の光学顕微鏡観
察から求めた。これらの値を第２表にまとめて示した。
察から求めた。これらの値を第２表にまとめて示した。
この結果を見ると、Ｘの増加とともに気孔率が低下し、
Ｘ＝０．１の試料でほぼ５％になる。しかし、これ以上
Ｘが増加しても気孔率はほとんど変化しない。
Ｘ＝０．１の試料でほぼ５％になる。しかし、これ以上
Ｘが増加しても気孔率はほとんど変化しない。
Ｘ線回折の結果、室温における抵抗率、気孔率の測定結
果を考慮すると、Ｘの増加にともなう試料の室温の抵抗
率の低下は、ＨｏＢａ２Ｃｕａ○８のＢ１４− ａのサイトにＣａが固溶することによる効果と考えられ
る。したがってＸの望ましい範囲としては、０．００１
≦ｘ≦０．２である。
果を考慮すると、Ｘの増加にともなう試料の室温の抵抗
率の低下は、ＨｏＢａ２Ｃｕａ○８のＢ１４− ａのサイトにＣａが固溶することによる効果と考えられ
る。したがってＸの望ましい範囲としては、０．００１
≦ｘ≦０．２である。
また、例えば第８図の（ａ）に示すようにＸ＝０．１の
試料の熱重量分析の結果、常温から８５０℃付近まで重
量変化を示さず、８５０〜９００℃で重量の減少を示す
ことから、８５０°Ｃという高温に至るまで酸素の出入
りもなく安定に存在することが確認できた。ところが従
来の超電導体ＨｏＢａ２ｃｕｓｏｖでは、第８図の（ｂ
）に示すように、４００〜８００℃で大きく酸素が放出
してしまう。
試料の熱重量分析の結果、常温から８５０℃付近まで重
量変化を示さず、８５０〜９００℃で重量の減少を示す
ことから、８５０°Ｃという高温に至るまで酸素の出入
りもなく安定に存在することが確認できた。ところが従
来の超電導体ＨｏＢａ２ｃｕｓｏｖでは、第８図の（ｂ
）に示すように、４００〜８００℃で大きく酸素が放出
してしまう。
以上の説明かられかるように、本実施例によれば、母材
となる超電導体ＨｏＢ ａ２ Ｃ０４０ｇの超電導転移
温度が８０にで、しかも難焼結性であり、そのため焼結
体の気孔率が３０％以上であるのに対して、Ｈｏ（Ｂ
ａｌ−ｘ Ｃａｘ）２Ｃ０４０ｇの組成を有し、Ｘが０
．００１≦ｘ≦０．２の範囲にある試料は、いずれも超
電導転移温度が８０に以上であり、焼結体の気孔率も２
０％以下である。さらに、これらの試料は室温の電気抵
抗率も低く、熱分析では８１５ ５０″Ｃ付近まで、酸素の出入りがなく安定に存在する
ことが確認できた。
となる超電導体ＨｏＢ ａ２ Ｃ０４０ｇの超電導転移
温度が８０にで、しかも難焼結性であり、そのため焼結
体の気孔率が３０％以上であるのに対して、Ｈｏ（Ｂ
ａｌ−ｘ Ｃａｘ）２Ｃ０４０ｇの組成を有し、Ｘが０
．００１≦ｘ≦０．２の範囲にある試料は、いずれも超
電導転移温度が８０に以上であり、焼結体の気孔率も２
０％以下である。さらに、これらの試料は室温の電気抵
抗率も低く、熱分析では８１５ ５０″Ｃ付近まで、酸素の出入りがなく安定に存在する
ことが確認できた。
〔実施例３〕
Ｈｏ（Ｂ ａｔ−ｘ Ｃａｘ）２ Ｃ１４０ｓのＨｏの
ところをＮｄ。
ところをＮｄ。
Ｓｍ１ Ｅｕｓ ｃｄ、 Ｄｙ１− ＥｒＸ Ｔ
ｌＩＸ Ｙｂｓ Ｌｕにして、ｘ＝０．１に固定して
実施例１と同様のプロセスで試料を作製した。また、実
施例１と同様の評価を行い、その結果を第３表に示した
。この表を見ると、希土類元素ＲをＨａからＮｃＬ
５ＩＩ１％ Ｅｕｓ Ｇｄ５ＤｙＮ Ｅｒｓ
Ｔｍｓ Ｙｂｓ Ｌｕのうちのどれかにかえても同
様の効果が得られることがわかった。
ｌＩＸ Ｙｂｓ Ｌｕにして、ｘ＝０．１に固定して
実施例１と同様のプロセスで試料を作製した。また、実
施例１と同様の評価を行い、その結果を第３表に示した
。この表を見ると、希土類元素ＲをＨａからＮｃＬ
５ＩＩ１％ Ｅｕｓ Ｇｄ５ＤｙＮ Ｅｒｓ
Ｔｍｓ Ｙｂｓ Ｌｕのうちのどれかにかえても同
様の効果が得られることがわかった。
以下、余白。
１６−
１７
〔実施例４〕
本実施例４の酸化物超電導体は、Ｒ（Ｂ ａｌ−ｘ Ｃ
ａｘ）２Ｃ１１４０１１をｘ＝０．１に固定し、ＲにＹ
とＨＯの２種を使用したものである。すなわち、（Ｙｌ
−、ＨＯｙＸＢａｌｌ、ｏＣａｌ！、＋）２ｃｕ４０ｓ
のｙの値を変えてＹ。
ａｘ）２Ｃ１１４０１１をｘ＝０．１に固定し、ＲにＹ
とＨＯの２種を使用したものである。すなわち、（Ｙｌ
−、ＨＯｙＸＢａｌｌ、ｏＣａｌ！、＋）２ｃｕ４０ｓ
のｙの値を変えてＹ。
、、ＨＯ，の混合比を変化させ、実施例１と同様のプロ
セスで試料を作製した。また、実施例１と同様の評価を
行い、その結果を第４表に示した。この表を見ると、前
記Ｙを含む希土類元素ＲをＨＯから前記Ｒのうちから選
ばれた２種（ＹＸＨｏの混合比を変化させたもの）にか
えても同様な効果が得られることがわかった。
セスで試料を作製した。また、実施例１と同様の評価を
行い、その結果を第４表に示した。この表を見ると、前
記Ｙを含む希土類元素ＲをＨＯから前記Ｒのうちから選
ばれた２種（ＹＸＨｏの混合比を変化させたもの）にか
えても同様な効果が得られることがわかった。
また、前記Ｒのうちから選ばれた３種を使用しても同様
な効果が得られるであろうことがわかった。
な効果が得られるであろうことがわかった。
以下、余白。
１８−
Ｉｑ−
したがって、本発明の酸化物超電導体は、銀シース線材
化する場合、最終工程である焼結熱処理工程で、超電導
特性を損なうことなく安定で、しかも易焼結性であるの
でそれぞれの粒子が高密度に焼結した臨界電流密度の高
い超電導線材を作製することができる。
化する場合、最終工程である焼結熱処理工程で、超電導
特性を損なうことなく安定で、しかも易焼結性であるの
でそれぞれの粒子が高密度に焼結した臨界電流密度の高
い超電導線材を作製することができる。
また、本発明による酸化物超電導体は、高温成形を行う
場合、バインダーの使用で高密度成形が可能である。す
なわち、従来の超電導体ＲＢ ａ２Ｃｕ３０７は、４０
０°Ｃ以上でバインダー除去はできないが、本発明の超
電導体の場合には、８５０°Ｃ以下でバインダー除去は
可能である。これにより、高密度成形ができるので、さ
らに超電導電流密度を向上させることができる。
場合、バインダーの使用で高密度成形が可能である。す
なわち、従来の超電導体ＲＢ ａ２Ｃｕ３０７は、４０
０°Ｃ以上でバインダー除去はできないが、本発明の超
電導体の場合には、８５０°Ｃ以下でバインダー除去は
可能である。これにより、高密度成形ができるので、さ
らに超電導電流密度を向上させることができる。
また、従来のＲＢ ａ２Ｃｕ３０７の薄膜は比表面積が
大きいため、常温・空気中でも超電導特性が劣化してい
たが、本発明による酸化物超電導体の薄膜は、ＲＢａ２
Ｃｕ＋０７の薄膜に比較すると環境安定性が高く、超電
導転移温度が安定している。
大きいため、常温・空気中でも超電導特性が劣化してい
たが、本発明による酸化物超電導体の薄膜は、ＲＢａ２
Ｃｕ＋０７の薄膜に比較すると環境安定性が高く、超電
導転移温度が安定している。
９０−
以上、本発明を実施例に基づき具体的に説明したが、本
発明が前記実施例に限定されるものではなく、その主旨
を逸脱しない範囲において種々変更可能なことは言うま
でもない。
発明が前記実施例に限定されるものではなく、その主旨
を逸脱しない範囲において種々変更可能なことは言うま
でもない。
例えば、本発明は、低温電子装置の配線、あるいは磁気
遮蔽等に用いることができるのは、勿論である。
遮蔽等に用いることができるのは、勿論である。
［発明の効果コ
以上、説明したように、本発明によれば、液体窒素の沸
点よりも高い超電導転移温度を有し、易焼結性で、かつ
高温まで酸素の出入りがなく安定な超電導体を提供でき
る。
点よりも高い超電導転移温度を有し、易焼結性で、かつ
高温まで酸素の出入りがなく安定な超電導体を提供でき
る。
第１図は、本発明の一実施例のＲＢａ２Ｃｕ４０ｇの結
晶構造を説明するための図、 第２図は、従来のＲＢａ２Ｃｕ３０７の構造を説明する
ための図、 第３図は、本実施例に係るＲ＝ＹＸ ｘ＝０．１の試料
の粉末Ｘ線回折図形、 第４図は、本実施例のＹ（Ｂａｔ−ｘＣａｘ）２ｃｕａ
ｏｅ１ の抵抗−温度特性図、 第５図は、本実施例のＲ＝Ｙ、ｘ＝０．１の試料の熱重
量分析の結果を示す図、 第６図は、本実施例に係るＲ ＝ ＨＯ％ ｘ ＝
０ 、１の試料の粉末Ｘ線回折図形、 第７図は、本実施例のＨｏ（Ｂａｔ−ｘＣａｘ）２ｃｕ
ａ。 ８の抵抗−温度特性図、 第８図は、本実施例のＲ：ＨＯＸ ｘ＝０．１の試料の
熱重量分析の結果を示す図である。 図中、■・・・Ｒ，２・・・Ｂａ、３・・・Ｃｕ、４・
・・Ｏである。
晶構造を説明するための図、 第２図は、従来のＲＢａ２Ｃｕ３０７の構造を説明する
ための図、 第３図は、本実施例に係るＲ＝ＹＸ ｘ＝０．１の試料
の粉末Ｘ線回折図形、 第４図は、本実施例のＹ（Ｂａｔ−ｘＣａｘ）２ｃｕａ
ｏｅ１ の抵抗−温度特性図、 第５図は、本実施例のＲ＝Ｙ、ｘ＝０．１の試料の熱重
量分析の結果を示す図、 第６図は、本実施例に係るＲ ＝ ＨＯ％ ｘ ＝
０ 、１の試料の粉末Ｘ線回折図形、 第７図は、本実施例のＨｏ（Ｂａｔ−ｘＣａｘ）２ｃｕ
ａ。 ８の抵抗−温度特性図、 第８図は、本実施例のＲ：ＨＯＸ ｘ＝０．１の試料の
熱重量分析の結果を示す図である。 図中、■・・・Ｒ，２・・・Ｂａ、３・・・Ｃｕ、４・
・・Ｏである。
Claims (2)
- （１）Ｒ（Ｂａ＿１＿−＿ｘＣａ＿ｘ ）＿２Ｃｕ＿４
Ｏ＿８の化学組成式で表される酸化物超電導体であって
、ＲがＹ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ
、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕの希土類元素（Ｙを含む）のうちか
ら選ばれた１種であり、ｘが０．００１≦ｘ≦０．２の
範囲にあることを特徴とする酸化物超電導体。 - （２）前記請求項１に記載の酸化物超電導体において、
前記Ｒが、Ｙ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｈｏ、
Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕの希土類元素（Ｙを含む）のう
ちから選ばれた２種以上からなることを特徴とする酸化
物超電導体。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1213727A JP2855126B2 (ja) | 1989-08-18 | 1989-08-18 | 酸化物超電導体 |
| EP90115823A EP0413360B1 (en) | 1989-08-18 | 1990-08-17 | High-temperature oxide superconductor |
| DE69018898T DE69018898T2 (de) | 1989-08-18 | 1990-08-17 | Hochtemperatur-Oxyd-Supraleiter. |
| KR1019900012912A KR0160509B1 (ko) | 1989-08-18 | 1990-08-18 | 고온산화물 초전도체 |
| US08/068,587 US5468724A (en) | 1989-08-18 | 1993-05-27 | High temperature oxide superconductor |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1213727A JP2855126B2 (ja) | 1989-08-18 | 1989-08-18 | 酸化物超電導体 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0380112A true JPH0380112A (ja) | 1991-04-04 |
| JP2855126B2 JP2855126B2 (ja) | 1999-02-10 |
Family
ID=16644000
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1213727A Expired - Fee Related JP2855126B2 (ja) | 1989-08-18 | 1989-08-18 | 酸化物超電導体 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2855126B2 (ja) |
-
1989
- 1989-08-18 JP JP1213727A patent/JP2855126B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2855126B2 (ja) | 1999-02-10 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |