JPH0517205A - 酸化物超電導バルク材の製造方法 - Google Patents
酸化物超電導バルク材の製造方法Info
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- JPH0517205A JPH0517205A JP3289605A JP28960591A JPH0517205A JP H0517205 A JPH0517205 A JP H0517205A JP 3289605 A JP3289605 A JP 3289605A JP 28960591 A JP28960591 A JP 28960591A JP H0517205 A JPH0517205 A JP H0517205A
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- 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
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- Compositions Of Oxide Ceramics (AREA)
- Inorganic Compounds Of Heavy Metals (AREA)
- Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)
- Superconductor Devices And Manufacturing Methods Thereof (AREA)
- Superconductors And Manufacturing Methods Therefor (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 高い臨界電流密度を得ることができる酸化物
超電導バルク材の製造方法を提供する。 【構成】 Ｂａ酸化物粉末とＣｕ酸化物粉末との混合粉
末を溶融し、急冷し、粉砕してＢａ−Ｃｕ複合酸化物粉
末を作製し、前記Ｂａ−Ｃｕ複合酸化物粉末にＲＥ2 Ｏ
3 （ここでＲＥはＹ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｄｙ，Ｈｏ，
Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕからなる群から選ばれた１種以
上の元素をいう）またはＲＥ2 Ｏ3 ，ＲＥ2 ＢａＣｕＯ
5 混合粉を添加して混練し、成形し、前記成形体を部分
溶融熱処理し、引き続き結晶成長熱処理し、酸素量調整
熱処理する。ＲＥＢａ2 Ｃｕ3 Ｏ7- x 相中にＲＥ2 Ｂａ
ＣｕＯ5 相が微細かつ均一に分散し、高い臨界電流密度
を得ることができる。
超電導バルク材の製造方法を提供する。 【構成】 Ｂａ酸化物粉末とＣｕ酸化物粉末との混合粉
末を溶融し、急冷し、粉砕してＢａ−Ｃｕ複合酸化物粉
末を作製し、前記Ｂａ−Ｃｕ複合酸化物粉末にＲＥ2 Ｏ
3 （ここでＲＥはＹ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｄｙ，Ｈｏ，
Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕからなる群から選ばれた１種以
上の元素をいう）またはＲＥ2 Ｏ3 ，ＲＥ2 ＢａＣｕＯ
5 混合粉を添加して混練し、成形し、前記成形体を部分
溶融熱処理し、引き続き結晶成長熱処理し、酸素量調整
熱処理する。ＲＥＢａ2 Ｃｕ3 Ｏ7- x 相中にＲＥ2 Ｂａ
ＣｕＯ5 相が微細かつ均一に分散し、高い臨界電流密度
を得ることができる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は高い臨界電流密度およ
び磁場特性を有するＲＥ−Ｂａ−Ｃｕ−Ｏ系酸化物超電
導バルク材の製造方法に関する。
び磁場特性を有するＲＥ−Ｂａ−Ｃｕ−Ｏ系酸化物超電
導バルク材の製造方法に関する。
【０００２】酸化物超電導体は種々の形態のバルクに成
形され、超電導ベアリング、超電導磁石、磁気遮蔽など
に用いられる。
形され、超電導ベアリング、超電導磁石、磁気遮蔽など
に用いられる。
【０００３】
【従来の技術】超電導の応用にとって、臨界温度が高い
というのは大きな利点となる。特に、液体窒素温度を超
えるＲＥ−Ｂａ−Ｃｕ−ＯやＢｉ系、Ｔｌ系酸化物超電
導体の発見は、冷却コストの低下およびヘリウムと比べ
て資源的に豊富な窒素の利用ができるなどの点で超電導
の利用分野を大きく拡大する可能性を与えている。
というのは大きな利点となる。特に、液体窒素温度を超
えるＲＥ−Ｂａ−Ｃｕ−ＯやＢｉ系、Ｔｌ系酸化物超電
導体の発見は、冷却コストの低下およびヘリウムと比べ
て資源的に豊富な窒素の利用ができるなどの点で超電導
の利用分野を大きく拡大する可能性を与えている。
【０００４】しかし、超電導の応用にとっては、臨界温
度よりはむしろ使用温度における臨界電流の大きさが重
要となる。液体窒素での応用を目指すためには、この温
度での臨界電流密度の改善が必須となる。臨界電流密度
は材料固有の特性ではなく、材料の組織を変えることに
よって向上させることが可能となる。たとえば、溶融法
によって結晶配向させることで、超電導電流の妨げとな
る欠陥を除去でき、焼結法などで作製した材料に比べて
高い臨界電流密度が達成される。溶融法として、ＱＭＧ
法（新日鐵）、ＭＰＭＧ法（ＩＳＴＥＣ）あるいはＭＴ
Ｇ法（ＡＴ＆Ｔ）などがある。ＱＭＧ法は、溶融−急
冷、部分溶融−徐冷工程からなっている。ＭＰＭＧ法
は、溶融−急冷−粉砕−成形、部分溶融−徐冷工程から
なっている。また、ＭＴＧ法は成形−溶融−徐冷工程か
らなっている。
度よりはむしろ使用温度における臨界電流の大きさが重
要となる。液体窒素での応用を目指すためには、この温
度での臨界電流密度の改善が必須となる。臨界電流密度
は材料固有の特性ではなく、材料の組織を変えることに
よって向上させることが可能となる。たとえば、溶融法
によって結晶配向させることで、超電導電流の妨げとな
る欠陥を除去でき、焼結法などで作製した材料に比べて
高い臨界電流密度が達成される。溶融法として、ＱＭＧ
法（新日鐵）、ＭＰＭＧ法（ＩＳＴＥＣ）あるいはＭＴ
Ｇ法（ＡＴ＆Ｔ）などがある。ＱＭＧ法は、溶融−急
冷、部分溶融−徐冷工程からなっている。ＭＰＭＧ法
は、溶融−急冷−粉砕−成形、部分溶融−徐冷工程から
なっている。また、ＭＴＧ法は成形−溶融−徐冷工程か
らなっている。
【０００５】しかし、臨界電流密度そのものは実用レベ
ルよりもまだ低い（Ｔ＝７７Ｋ、Ｈｅ＝数Ｔで１０4 Ａ
／cm2 程度まで特性の向上が必要である）。これは、高
い臨界電流密度を得るためには超電導電流の妨げとなる
欠陥の除去だけではなく、磁束の運動を抑えるピン止め
点の導入が必要であるためである。単に溶融法で作製し
た場合、このようなピン止めを自然に導入される点欠陥
や転位などに頼らざるを得ないため高い臨界電流密度が
得られない。この磁束の運動を抑えるために、ＲＥ−Ｂ
ａ−Ｃｕ−Ｏ系では非超電導相であるＲＥ2 ＢａＣｕＯ
5 相（２１１相）を超電導相であるＲＥＢａ2 Ｃｕ3 Ｏ
7-x 相（１２３相）内に微細に分散させるようにしてい
る。
ルよりもまだ低い（Ｔ＝７７Ｋ、Ｈｅ＝数Ｔで１０4 Ａ
／cm2 程度まで特性の向上が必要である）。これは、高
い臨界電流密度を得るためには超電導電流の妨げとなる
欠陥の除去だけではなく、磁束の運動を抑えるピン止め
点の導入が必要であるためである。単に溶融法で作製し
た場合、このようなピン止めを自然に導入される点欠陥
や転位などに頼らざるを得ないため高い臨界電流密度が
得られない。この磁束の運動を抑えるために、ＲＥ−Ｂ
ａ−Ｃｕ−Ｏ系では非超電導相であるＲＥ2 ＢａＣｕＯ
5 相（２１１相）を超電導相であるＲＥＢａ2 Ｃｕ3 Ｏ
7-x 相（１２３相）内に微細に分散させるようにしてい
る。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】前記ＱＭＧ法およびＭ
ＴＧ法では、溶融前には各成分とも均一に分散している
が、溶融されるとＲＥ酸化物が生成し、この酸化物が粗
大化するとともに偏析を生ずる。ＲＥ2 ＢａＣｕＯ5 相
は、この酸化物を核として生成する。このために、微細
なＲＥ2 ＢａＣｕＯ5 相をＲＥＢａ2 Ｃｕ3 Ｏ7-x 相中
に均一に分散することが困難である。ＭＴＧ法では、超
電導相が粗大化する。これは、部分溶融処理時間が長い
ために粗大化したものと考えられる。この結果、ＲＥ2
ＢａＣｕＯ5 相による磁束のピン止め効果が十分でな
く、またＲＥＢａ2 Ｃｕ3 Ｏ7-x 相に割れが発生し、高
磁場において液体窒素温度で実用に耐える臨界電流密度
が得られないという問題があった。
ＴＧ法では、溶融前には各成分とも均一に分散している
が、溶融されるとＲＥ酸化物が生成し、この酸化物が粗
大化するとともに偏析を生ずる。ＲＥ2 ＢａＣｕＯ5 相
は、この酸化物を核として生成する。このために、微細
なＲＥ2 ＢａＣｕＯ5 相をＲＥＢａ2 Ｃｕ3 Ｏ7-x 相中
に均一に分散することが困難である。ＭＴＧ法では、超
電導相が粗大化する。これは、部分溶融処理時間が長い
ために粗大化したものと考えられる。この結果、ＲＥ2
ＢａＣｕＯ5 相による磁束のピン止め効果が十分でな
く、またＲＥＢａ2 Ｃｕ3 Ｏ7-x 相に割れが発生し、高
磁場において液体窒素温度で実用に耐える臨界電流密度
が得られないという問題があった。
【０００７】そこで、この発明はＲＥＢａ2 Ｃｕ3 Ｏ
7-x 相中にＲＥ2 ＢａＣｕＯ5 相が微細かつ均一に分散
し、高い臨界電流密度を得ることができる酸化物超電導
バルク材の製造方法を提供しようとするものである。
7-x 相中にＲＥ2 ＢａＣｕＯ5 相が微細かつ均一に分散
し、高い臨界電流密度を得ることができる酸化物超電導
バルク材の製造方法を提供しようとするものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】この発明の酸化物超電導
バルク材の製造方法は、Ｂａ酸化物粉末とＣｕ酸化物粉
末の混合粉末を溶融し、急冷し、粉砕してＢａ−Ｃｕ複
合酸化物粉末を作製する。ついで、上記Ｂａ−Ｃｕ複合
酸化物粉末にＲＥ2 Ｏ3 またはＲＥ2 Ｏ3 ，ＲＥ2 Ｂａ
ＣｕＯ5 混合粉を添加して混練し、成形する。そして、
上記成形体を部分溶融し、引き続き結晶成長熱処理し、
酸素量調整熱処理する。ここで、ＲＥはＹ，Ｓｍ，Ｅ
ｕ，Ｇｄ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕからな
る群から選ばれた１種以上の元素をいう。
バルク材の製造方法は、Ｂａ酸化物粉末とＣｕ酸化物粉
末の混合粉末を溶融し、急冷し、粉砕してＢａ−Ｃｕ複
合酸化物粉末を作製する。ついで、上記Ｂａ−Ｃｕ複合
酸化物粉末にＲＥ2 Ｏ3 またはＲＥ2 Ｏ3 ，ＲＥ2 Ｂａ
ＣｕＯ5 混合粉を添加して混練し、成形する。そして、
上記成形体を部分溶融し、引き続き結晶成長熱処理し、
酸素量調整熱処理する。ここで、ＲＥはＹ，Ｓｍ，Ｅ
ｕ，Ｇｄ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕからな
る群から選ばれた１種以上の元素をいう。
【０００９】図１および図２に従って、この発明を詳細
に説明する。図では１例として原料としてＢａＣＯ3 ，
ＣｕＯ，Ｙ2 Ｏ3 を用いた場合を示している。
に説明する。図では１例として原料としてＢａＣＯ3 ，
ＣｕＯ，Ｙ2 Ｏ3 を用いた場合を示している。
【００１０】ＢａＣＯ3 粉末およびＣｕＯ粉末の混合比
は、Ｂａ：Ｃｕ＝（１．５〜２．５）：（２．５〜３．
５）程度が好ましい。混合粉末の溶融加熱温度は１１０
０℃以上であり、加熱保持時間は３〜３０min程度であ
る。ＢａＣＯ3 粉末とＣｕＯ粉末との混合粉末を溶融、
急冷することによって、凝固した塊状のＢａ−Ｃｕ複合
酸化物が得られる。なお、混合粉末の溶融により、Ｂａ
ＣＯ3 中のＣＯ3 は消失する。ＢａとＣｕとの分離を避
けるために、急冷速度は−１０℃／sec以上であること
が望ましい。
は、Ｂａ：Ｃｕ＝（１．５〜２．５）：（２．５〜３．
５）程度が好ましい。混合粉末の溶融加熱温度は１１０
０℃以上であり、加熱保持時間は３〜３０min程度であ
る。ＢａＣＯ3 粉末とＣｕＯ粉末との混合粉末を溶融、
急冷することによって、凝固した塊状のＢａ−Ｃｕ複合
酸化物が得られる。なお、混合粉末の溶融により、Ｂａ
ＣＯ3 中のＣＯ3 は消失する。ＢａとＣｕとの分離を避
けるために、急冷速度は−１０℃／sec以上であること
が望ましい。
【００１１】また、Ｂａ−Ｃｕ複合酸化物を粉砕して得
た粉末の粒径は０．２mm以下であることが好ましい。
た粉末の粒径は０．２mm以下であることが好ましい。
【００１２】上記Ｂａ−Ｃｕ複合酸化物粉末にＹ2 Ｏ3
またはＹ2 Ｏ3 ，Ｙ2 ＢａＣｕＯ5 混合粉を添加し、そ
の後成形する。この組成はＹ：Ｂａ：Ｃｕ＝１：（１〜
２）：（１〜３）であることが望ましい。
またはＹ2 Ｏ3 ，Ｙ2 ＢａＣｕＯ5 混合粉を添加し、そ
の後成形する。この組成はＹ：Ｂａ：Ｃｕ＝１：（１〜
２）：（１〜３）であることが望ましい。
【００１３】成形体の部分溶融熱処理では、成形体を１
０００〜１３５０℃に加熱し、０．１〜２hr程度保持す
る。成形体の加熱温度が１０００℃未満では、部分溶融
はするが量的に少なく臨界電流密度は向上しない。逆
に、成形体の加熱温度が１３５０℃を超えると、微細な
Ｙ2 ＢａＣｕＯ5 相が得られない。また、成形体が完全
に溶融して原型をとどめない状態となり、所要の形状の
バルク材が得られない。ついで、１０５０〜１０００℃
まで比較的高い冷却速度（たとえば、−５０〜１℃／mi
n)で冷却する。
０００〜１３５０℃に加熱し、０．１〜２hr程度保持す
る。成形体の加熱温度が１０００℃未満では、部分溶融
はするが量的に少なく臨界電流密度は向上しない。逆
に、成形体の加熱温度が１３５０℃を超えると、微細な
Ｙ2 ＢａＣｕＯ5 相が得られない。また、成形体が完全
に溶融して原型をとどめない状態となり、所要の形状の
バルク材が得られない。ついで、１０５０〜１０００℃
まで比較的高い冷却速度（たとえば、−５０〜１℃／mi
n)で冷却する。
【００１４】結晶成長熱処理は、成形体を上記温度１０
５０〜１０００℃から９６０〜９４０℃に至るまで徐冷
する。冷却速度は−２００℃／hr以下である。徐冷速度
が、−２００℃／hrを超えると、ＹＢａ2 Ｃｕ3 Ｏ7-x
相の結晶粒が充分成長しないため、粒界が多くなり臨界
電流密度が低下する。このような熱処理によって、超電
導相の中には細かなＹ2 ＢａＣｕＯ5 相が含まれている
ため組織が細かく機械的強度も改善される。
５０〜１０００℃から９６０〜９４０℃に至るまで徐冷
する。冷却速度は−２００℃／hr以下である。徐冷速度
が、−２００℃／hrを超えると、ＹＢａ2 Ｃｕ3 Ｏ7-x
相の結晶粒が充分成長しないため、粒界が多くなり臨界
電流密度が低下する。このような熱処理によって、超電
導相の中には細かなＹ2 ＢａＣｕＯ5 相が含まれている
ため組織が細かく機械的強度も改善される。
【００１５】酸素量調整熱処理は、成形体を酸素雰囲気
中または空気中で冷却する。冷却速度は−１０〜１℃／
hr程度である。酸素量調整熱処理では、ＹＢａ2 Ｃｕ3
Ｏ7- x 中の酸素量Ｏ7-x を調整する。
中または空気中で冷却する。冷却速度は−１０〜１℃／
hr程度である。酸素量調整熱処理では、ＹＢａ2 Ｃｕ3
Ｏ7- x 中の酸素量Ｏ7-x を調整する。
【００１６】
【作用】成形体は１０００〜１３５０℃に加熱すると半
溶融状態となり、ＲＥ2 Ｏ3 と液相（ＢａＣｕ酸化物）
が反応し、ＲＥ2 Ｏ3 を核として針状の細かいＲＥ2 Ｂ
ａＣｕＯ5 相が成長する。このＲＥ2 ＢａＣｕＯ5 相は
分断されて微細な相となる。半溶融状態では、繊維状Ｒ
Ｅ2 ＢａＣｕＯ5相が液相を吸収するため、成形体の形
はほぼ維持される。
溶融状態となり、ＲＥ2 Ｏ3 と液相（ＢａＣｕ酸化物）
が反応し、ＲＥ2 Ｏ3 を核として針状の細かいＲＥ2 Ｂ
ａＣｕＯ5 相が成長する。このＲＥ2 ＢａＣｕＯ5 相は
分断されて微細な相となる。半溶融状態では、繊維状Ｒ
Ｅ2 ＢａＣｕＯ5相が液相を吸収するため、成形体の形
はほぼ維持される。
【００１７】半溶融状態の成形体を徐冷すると、ＲＥ2
ＢａＣｕＯ5 相と液相との包晶反応によりＲＥＢａ2 Ｃ
ｕ3 Ｏ7-x 相が析出する。この状態からさらに徐冷を行
なうことによって核生成を抑制し、結晶を成長律速にす
ることによって粒界の少ない大きな結晶粒が得られる。
このときできる組織はＲＥＢａ2 Ｃｕ3 Ｏ7-x 相中に細
かいＲＥ2 ＢａＣｕＯ5 相を含んでおり、このＲＥ2 Ｂ
ａＣｕＯ5 相の存在は結晶生成過程を含む熱処理中に生
じる応力を分散させることによって粒界および割れが少
なく、方位のそろった数ミリ以上の結晶粒の集合体とな
る。
ＢａＣｕＯ5 相と液相との包晶反応によりＲＥＢａ2 Ｃ
ｕ3 Ｏ7-x 相が析出する。この状態からさらに徐冷を行
なうことによって核生成を抑制し、結晶を成長律速にす
ることによって粒界の少ない大きな結晶粒が得られる。
このときできる組織はＲＥＢａ2 Ｃｕ3 Ｏ7-x 相中に細
かいＲＥ2 ＢａＣｕＯ5 相を含んでおり、このＲＥ2 Ｂ
ａＣｕＯ5 相の存在は結晶生成過程を含む熱処理中に生
じる応力を分散させることによって粒界および割れが少
なく、方位のそろった数ミリ以上の結晶粒の集合体とな
る。
【００１８】１３５０℃を超える高温でＲＥを含むＢａ
Ｃｕ組成のものを溶融処理することはないので、ＲＥ2
Ｏ3 の凝集や粗大化がないためにＲＥ2 ＢａＣｕＯ5 相
は微細となる。また、ＲＥＢａ2 Ｃｕ3 Ｏ7-x 相中のＲ
Ｅ2 ＢａＣｕＯ5 相の量は、主にＲＥ2 Ｏ3 ，ＲＥ2 Ｂ
ａＣｕＯ5 相の添加量で調整する。
Ｃｕ組成のものを溶融処理することはないので、ＲＥ2
Ｏ3 の凝集や粗大化がないためにＲＥ2 ＢａＣｕＯ5 相
は微細となる。また、ＲＥＢａ2 Ｃｕ3 Ｏ7-x 相中のＲ
Ｅ2 ＢａＣｕＯ5 相の量は、主にＲＥ2 Ｏ3 ，ＲＥ2 Ｂ
ａＣｕＯ5 相の添加量で調整する。
【００１９】ＲＥ2 ＢａＣｕＯ5 相が微細であると、超
電導体を貫通する磁束がＲＥ2 ＢａＣｕＯ5 相と鎖交す
る点が増し、ピン止め効果は高くなる。また、割れも少
なくなる。この結果、臨界電流密度は向上する。
電導体を貫通する磁束がＲＥ2 ＢａＣｕＯ5 相と鎖交す
る点が増し、ピン止め効果は高くなる。また、割れも少
なくなる。この結果、臨界電流密度は向上する。
【００２０】
［実施例１］ＢａＣＯ3 粉末およびＣｕＯ粉末をモル比
で２：３となるように混合した粉末を白金るつぼ内で１
４００℃で３分間加熱溶融後、銅ハース上で急冷した
（凝固までの冷却速度は約−１０℃／sec)。得られた成
形体を粉砕して１００メッシュ以下の粉末にし、これに
Ｙ2 Ｏ3およびＹ2 ＢａＣｕＯ5 混合粉末を加えて、
Ｙ：Ｂａ：Ｃｕの混合比がモル比でそれぞれ１：２：
３，１．２：２：３および１．５：２：３になるように
した混合粉末を金型に充填し、油圧プレスで成形、さら
にＣＩＰして充填密度を上げた直径３cm、厚さ１．５cm
のペレットを成形した。
で２：３となるように混合した粉末を白金るつぼ内で１
４００℃で３分間加熱溶融後、銅ハース上で急冷した
（凝固までの冷却速度は約−１０℃／sec)。得られた成
形体を粉砕して１００メッシュ以下の粉末にし、これに
Ｙ2 Ｏ3およびＹ2 ＢａＣｕＯ5 混合粉末を加えて、
Ｙ：Ｂａ：Ｃｕの混合比がモル比でそれぞれ１：２：
３，１．２：２：３および１．５：２：３になるように
した混合粉末を金型に充填し、油圧プレスで成形、さら
にＣＩＰして充填密度を上げた直径３cm、厚さ１．５cm
のペレットを成形した。
【００２１】上記ペレットを１１００℃に加熱し、３０
min保持して、成形体を部分溶融させる。この状態か
ら、１０００℃まで−２００℃／hrで冷却した。１００
０℃近傍から超電導体のＹＢａ2 Ｃｕ3 Ｏ7-x 結晶が成
長をはじめる。結晶成長は９６０〜９４０℃程度で停止
する。この間の温度域で結晶を大きく成長させるために
結晶核の生成を抑制し、成長律速にするために徐冷（−
１℃／hr）を行った。さらに、この温度が常温まで−１
００℃／hrで冷却した。この後に酸素量調整熱処理を酸
素気流中で温度６００℃まで再加熱をし、６００℃に８
hr保持後、２００℃まで−１０℃／hrで冷却した。
min保持して、成形体を部分溶融させる。この状態か
ら、１０００℃まで−２００℃／hrで冷却した。１００
０℃近傍から超電導体のＹＢａ2 Ｃｕ3 Ｏ7-x 結晶が成
長をはじめる。結晶成長は９６０〜９４０℃程度で停止
する。この間の温度域で結晶を大きく成長させるために
結晶核の生成を抑制し、成長律速にするために徐冷（−
１℃／hr）を行った。さらに、この温度が常温まで−１
００℃／hrで冷却した。この後に酸素量調整熱処理を酸
素気流中で温度６００℃まで再加熱をし、６００℃に８
hr保持後、２００℃まで−１０℃／hrで冷却した。
【００２２】この熱処理によって得られたＹ系酸化物超
電導体のミクロ組織を図３に示す。図３（ａ）は１：
２：３、図３（ｂ）は１．２：２：３の混合比のミクロ
組織を示す。いずれのミクロ組織もＹＢａ2 Ｃｕ3 Ｏ
7-x 結晶体の中にＹ2 ＢａＣｕＯ5 結晶が平均２μｍ以
下に微細に分散し、さらに微細な割れもほとんど見られ
ず、良質な酸化物超電導体バルク材が得られた。
電導体のミクロ組織を図３に示す。図３（ａ）は１：
２：３、図３（ｂ）は１．２：２：３の混合比のミクロ
組織を示す。いずれのミクロ組織もＹＢａ2 Ｃｕ3 Ｏ
7-x 結晶体の中にＹ2 ＢａＣｕＯ5 結晶が平均２μｍ以
下に微細に分散し、さらに微細な割れもほとんど見られ
ず、良質な酸化物超電導体バルク材が得られた。
【００２３】この結晶は、いずれの組成比のものも超電
導状態になる臨界温度は、図４に示すように９２Ｋを示
した。
導状態になる臨界温度は、図４に示すように９２Ｋを示
した。
【００２４】また、７７Ｋにおいて、試料振動型磁力計
を用いて測定した磁化ヒステリシス曲線から臨界電流密
度を換算した結果では、臨界電流密度は磁場強度が１Ｔ
においてＹ：Ｂａ：Ｃｕの混合比が１：２：３のとき
２．３×１０4 Ａ／cm2 （図５参照）、１．５：２：３
の混合比のときは３．７×１０4 Ａ／cm2 を示し、極め
て高い臨界電流密度を示した。
を用いて測定した磁化ヒステリシス曲線から臨界電流密
度を換算した結果では、臨界電流密度は磁場強度が１Ｔ
においてＹ：Ｂａ：Ｃｕの混合比が１：２：３のとき
２．３×１０4 Ａ／cm2 （図５参照）、１．５：２：３
の混合比のときは３．７×１０4 Ａ／cm2 を示し、極め
て高い臨界電流密度を示した。
【００２５】［実施例２］次に、原料粉およびその組成
比を変化させて、実施例１と同様な熱処理を施しＲＥＢ
ａ2 Ｃｕ3 Ｏ7-x バルク超電導体を作製した。ただしＲ
Ｅによって、ＲＥＢａ2 Ｃｕ3 Ｏ7-x の生成開始温度が
変化するため、徐冷開始温度はこれに応じて変化させ
た。徐冷速度は実施例１と同様−１℃／hrである。この
ようにして作製された試料に対し、組織観察と７７Ｋで
の磁化測定を行った。この結果、実施したいずれの場合
においても、生成したＲＥＢａ2 Ｃｕ3 Ｏ7-x 内のＲＥ
2 ＢａＣｕＯ5 相は平均２μｍ以下に微細分散している
ことがわかった。また、磁化測定から見積られた臨界電
流密度は７７Ｋ，１Ｔの条件で１×１０4 Ａ／cm2 以上
の高い値を有することが確認された。実施した系の組
成、ＲＥＢａ2 Ｃｕ3 Ｏ7- x を成長させるための徐冷温
度域および７７Ｋ，１Ｔでの臨界電流密度を表１に示
す。また、一例として、上記の手法で作製したＧｄＢａ
2 Ｃｕ3 Ｏ7-x バルク超電導体の磁化曲線とこれから見
積った臨界電流密度の磁場依存性を図６に示す。以上に
示したような高い臨界電流密度は、溶融法による弱結合
の除去およびＲＥＢａ2 Ｃｕ3 Ｏ7-x 相内のＲＥ2 Ｂａ
ＣｕＯ5 相の微細分散により実現したものである。
比を変化させて、実施例１と同様な熱処理を施しＲＥＢ
ａ2 Ｃｕ3 Ｏ7-x バルク超電導体を作製した。ただしＲ
Ｅによって、ＲＥＢａ2 Ｃｕ3 Ｏ7-x の生成開始温度が
変化するため、徐冷開始温度はこれに応じて変化させ
た。徐冷速度は実施例１と同様−１℃／hrである。この
ようにして作製された試料に対し、組織観察と７７Ｋで
の磁化測定を行った。この結果、実施したいずれの場合
においても、生成したＲＥＢａ2 Ｃｕ3 Ｏ7-x 内のＲＥ
2 ＢａＣｕＯ5 相は平均２μｍ以下に微細分散している
ことがわかった。また、磁化測定から見積られた臨界電
流密度は７７Ｋ，１Ｔの条件で１×１０4 Ａ／cm2 以上
の高い値を有することが確認された。実施した系の組
成、ＲＥＢａ2 Ｃｕ3 Ｏ7- x を成長させるための徐冷温
度域および７７Ｋ，１Ｔでの臨界電流密度を表１に示
す。また、一例として、上記の手法で作製したＧｄＢａ
2 Ｃｕ3 Ｏ7-x バルク超電導体の磁化曲線とこれから見
積った臨界電流密度の磁場依存性を図６に示す。以上に
示したような高い臨界電流密度は、溶融法による弱結合
の除去およびＲＥＢａ2 Ｃｕ3 Ｏ7-x 相内のＲＥ2 Ｂａ
ＣｕＯ5 相の微細分散により実現したものである。
【００２６】
【表１】
【００２７】
【発明の効果】この発明によれば、ＲＥＢａ2 Ｃｕ3 Ｏ
7-x 相中に微細なＲＥ2 ＢａＣｕＯ5 相が均一に分布し
た超電導バルク材を得ることができる。また、得られた
ＲＥＢａ2 Ｃｕ3 Ｏ7-x 相は、一つの粒径が数ミリと大
きく、粒界および割れも少ない。この結果、微細なＲＥ
2 ＢａＣｕＯ5 相による磁束のピン止め効果が向上し、
高磁場中でも従来法と比較して高い臨界電流密度を得る
ことができる。
7-x 相中に微細なＲＥ2 ＢａＣｕＯ5 相が均一に分布し
た超電導バルク材を得ることができる。また、得られた
ＲＥＢａ2 Ｃｕ3 Ｏ7-x 相は、一つの粒径が数ミリと大
きく、粒界および割れも少ない。この結果、微細なＲＥ
2 ＢａＣｕＯ5 相による磁束のピン止め効果が向上し、
高磁場中でも従来法と比較して高い臨界電流密度を得る
ことができる。
【図１】この発明の工程を示すフローチャートである。
【図２】この発明の工程を示す線図である。
【図３】ＲＥ系酸化物超電導体の結晶構造を示す写真で
ある。
ある。
【図４】この発明のＲＥ系酸化物超電導体の臨界温度を
示すグラフである。
示すグラフである。
【図５】この発明のＲＥ系酸化物超電導体の磁化ヒステ
リシス曲線である。
リシス曲線である。
【図６】Ｇｄ系酸化物超電導体の磁化ヒステリシス曲線
および磁場と臨界電流密度との関係を示すグラフであ
る。
および磁場と臨界電流密度との関係を示すグラフであ
る。
フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｈ０１Ｂ 13/00 ５６５ Ｄ 8936−5Ｇ Ｈ０１Ｌ 39/12 ＺＡＡ Ｃ 8728−4Ｍ // Ｈ０１Ｂ 12/00 ＺＡＡ 8936−5Ｇ (72)発明者 橋本 操 神奈川県川崎市中原区井田1618番地 新日 本製鐵株式会社先端技術研究所内 (72)発明者 田中 将元 神奈川県川崎市中原区井田1618番地 新日 本製鐵株式会社先端技術研究所内 (72)発明者 森田 充 神奈川県川崎市中原区井田1618番地 新日 本製鐵株式会社先端技術研究所内 (72)発明者 竹林 聖記 神奈川県川崎市中原区井田1618番地 新日 本製鐵株式会社先端技術研究所内
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 【請求項１】 Ｂａ酸化物粉末とＣｕ酸化物粉末との混
合粉末を溶融し、急冷し、粉砕してＢａ−Ｃｕ複合酸化
物粉末を作製し、前記Ｂａ−Ｃｕ複合酸化物粉末にＲＥ
2 Ｏ3 （ここでＲＥはＹ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｄｙ，Ｈ
ｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕからなる群から選ばれた１
種以上の元素をいう）またはＲＥ2 Ｏ3 ，ＲＥ2 ＢａＣ
ｕＯ5混合粉を添加して混練し、成形し、前記成形体を
部分溶融熱処理し、引き続き結晶成長熱処理し、酸素量
調整熱処理することを特徴とする酸化物超電導バルク材
の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3289605A JP2914799B2 (ja) | 1990-11-06 | 1991-11-06 | 酸化物超電導バルク材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2-299022 | 1990-11-06 | ||
| JP29902290 | 1990-11-06 | ||
| JP3289605A JP2914799B2 (ja) | 1990-11-06 | 1991-11-06 | 酸化物超電導バルク材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0517205A true JPH0517205A (ja) | 1993-01-26 |
| JP2914799B2 JP2914799B2 (ja) | 1999-07-05 |
Family
ID=26557655
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3289605A Expired - Lifetime JP2914799B2 (ja) | 1990-11-06 | 1991-11-06 | 酸化物超電導バルク材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2914799B2 (ja) |
-
1991
- 1991-11-06 JP JP3289605A patent/JP2914799B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2914799B2 (ja) | 1999-07-05 |
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