JPH0585723A - 希土類系酸化物超電導体の製造方法 - Google Patents
希土類系酸化物超電導体の製造方法Info
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- JPH0585723A JPH0585723A JP3248864A JP24886491A JPH0585723A JP H0585723 A JPH0585723 A JP H0585723A JP 3248864 A JP3248864 A JP 3248864A JP 24886491 A JP24886491 A JP 24886491A JP H0585723 A JPH0585723 A JP H0585723A
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- Superconductors And Manufacturing Methods Therefor (AREA)
- Compositions Of Oxide Ceramics (AREA)
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 Ag成分が超電導結晶相中に均一に分散された
超電導特性の優れた希土類系酸化物超電導体の提供。 【構成】 RE−Ｂａ−Ｃｕ−Ｏ系酸化物超電導体（RE
は、希土類元素を表す。）を構成するRE、Ｂａ及びＣｕ
成分とAg成分とからなる原料粉末を成形してなる成形体
を、該酸化物超電導体の分解溶融温度以上で加熱処理
し、その後酸素分圧が０．００１〜０．０５気圧の雰囲
気下でAg成分の凝固点以下の温度から徐冷して、該酸化
物超電導結晶相を成長させることを特徴とする希土類系
酸化物超電導体の製造方法。
超電導特性の優れた希土類系酸化物超電導体の提供。 【構成】 RE−Ｂａ−Ｃｕ−Ｏ系酸化物超電導体（RE
は、希土類元素を表す。）を構成するRE、Ｂａ及びＣｕ
成分とAg成分とからなる原料粉末を成形してなる成形体
を、該酸化物超電導体の分解溶融温度以上で加熱処理
し、その後酸素分圧が０．００１〜０．０５気圧の雰囲
気下でAg成分の凝固点以下の温度から徐冷して、該酸化
物超電導結晶相を成長させることを特徴とする希土類系
酸化物超電導体の製造方法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、希土類系酸化物超電導
体の製造方法に関し、更に詳しくは、Ag成分が超電導結
晶相中に均一に分散され、優れた超電導特性を有するRE
−Ｂａ−Ｃｕ−Ｏ系酸化物超電導体（REは、希土類元素
を表す。）の製造方法に関する。
体の製造方法に関し、更に詳しくは、Ag成分が超電導結
晶相中に均一に分散され、優れた超電導特性を有するRE
−Ｂａ−Ｃｕ−Ｏ系酸化物超電導体（REは、希土類元素
を表す。）の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】酸化物超電導体は臨界温度が高いことか
ら実用化への研究が盛んに行われている。近年、バルク
材で高い臨界電流密度(Jc)を有する酸化物超電導体を得
るために、種々の提案がなされている。例えば、非超電
導相の微細構造粒子を超電導相中に分散させ、侵入した
磁束線を固定させるいわゆるピンニングセンターを導入
する溶融法があり、その代表としてＭＴＧ法（MeltText
ured Growth法) が提案されているが、この方法で得ら
れる酸化物超電導体は、Ｙ2 ＢａＣｕＯ5 （２１１相）
の粒径が大きく、且つその分布が不均一であり結晶成長
方向に沿ったクラックが存在する等の不都合がある。
ら実用化への研究が盛んに行われている。近年、バルク
材で高い臨界電流密度(Jc)を有する酸化物超電導体を得
るために、種々の提案がなされている。例えば、非超電
導相の微細構造粒子を超電導相中に分散させ、侵入した
磁束線を固定させるいわゆるピンニングセンターを導入
する溶融法があり、その代表としてＭＴＧ法（MeltText
ured Growth法) が提案されているが、この方法で得ら
れる酸化物超電導体は、Ｙ2 ＢａＣｕＯ5 （２１１相）
の粒径が大きく、且つその分布が不均一であり結晶成長
方向に沿ったクラックが存在する等の不都合がある。
【０００３】ＭＴＧ法の上記欠点を改良した方法とし
て、特開平２−１５３８０３号公報には、２１１相がＹ
Ｂａ2 Ｃｕ3 Ｏ7 （１２３相）粒子中に微細に分散する
ＱＭＧ法（Quench and Melt Growth法) が提案されてい
る。この方法で得られる超電導体は、極めて強力なピン
止め効果を発揮し高磁場中で優れたJcを示すが、調製操
作が煩雑である等の欠点がある。また、上記ＱＭＧ法の
改良として、Ag粉末を添加して超電導特性、機械的特性
を向上させる方法も提案されている。
て、特開平２−１５３８０３号公報には、２１１相がＹ
Ｂａ2 Ｃｕ3 Ｏ7 （１２３相）粒子中に微細に分散する
ＱＭＧ法（Quench and Melt Growth法) が提案されてい
る。この方法で得られる超電導体は、極めて強力なピン
止め効果を発揮し高磁場中で優れたJcを示すが、調製操
作が煩雑である等の欠点がある。また、上記ＱＭＧ法の
改良として、Ag粉末を添加して超電導特性、機械的特性
を向上させる方法も提案されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】上記ＱＭＧ法等従来法
の殆どは、希土類系超電導体を構成する結晶相の成長
が、大気雰囲気中、約１０００℃近辺で始まるため、溶
融加熱工程に引続いて同様の雰囲気下で、約９５０〜１
０００℃の範囲で徐冷を開始して超電導体の結晶を成長
させていた。しかし、発明者等によれば、上記のように
Ag粉末を添加して超電導特性を高める方法において、上
記結晶成長の温度範囲で降温速度を低下して超電導結晶
相の成長を促進させるために徐冷した場合には、Ag成分
が凝集及び粗大化し結晶相の外周辺部に固化する現象が
知見された。そのため、超電導特性や機械的特性の向上
のためにAg成分を添加するにも拘らず、Ag成分の分散性
が劣り優れた超電導特性を発揮することができないこと
が分かった。発明者等は、上記の知見された現象を解明
しつつ、Ag成分を超電導結晶相中に均一に分散させる方
法を鋭意検討した結果、本発明を完成した。
の殆どは、希土類系超電導体を構成する結晶相の成長
が、大気雰囲気中、約１０００℃近辺で始まるため、溶
融加熱工程に引続いて同様の雰囲気下で、約９５０〜１
０００℃の範囲で徐冷を開始して超電導体の結晶を成長
させていた。しかし、発明者等によれば、上記のように
Ag粉末を添加して超電導特性を高める方法において、上
記結晶成長の温度範囲で降温速度を低下して超電導結晶
相の成長を促進させるために徐冷した場合には、Ag成分
が凝集及び粗大化し結晶相の外周辺部に固化する現象が
知見された。そのため、超電導特性や機械的特性の向上
のためにAg成分を添加するにも拘らず、Ag成分の分散性
が劣り優れた超電導特性を発揮することができないこと
が分かった。発明者等は、上記の知見された現象を解明
しつつ、Ag成分を超電導結晶相中に均一に分散させる方
法を鋭意検討した結果、本発明を完成した。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明によれば、RE−Ｂ
ａ−Ｃｕ−Ｏ系酸化物超電導体（REは、希土類元素を表
す。）を構成するRE、Ｂａ及びＣｕ成分とAg成分とから
なる原料粉末を成形してなる成形体を、該酸化物超電導
体の分解溶融温度以上で加熱処理し、その後酸素分圧が
０．００１〜０．０５気圧の雰囲気中、Ag成分の凝固点
以下の温度から徐冷して、該酸化物超電導結晶相を成長
させることを特徴とする希土類系酸化物超電導体の製造
方法が提供される。
ａ−Ｃｕ−Ｏ系酸化物超電導体（REは、希土類元素を表
す。）を構成するRE、Ｂａ及びＣｕ成分とAg成分とから
なる原料粉末を成形してなる成形体を、該酸化物超電導
体の分解溶融温度以上で加熱処理し、その後酸素分圧が
０．００１〜０．０５気圧の雰囲気中、Ag成分の凝固点
以下の温度から徐冷して、該酸化物超電導結晶相を成長
させることを特徴とする希土類系酸化物超電導体の製造
方法が提供される。
【０００６】
【作用】本発明は上記のように構成され、従来法が溶融
加熱工程の雰囲気下で引続き徐冷していたのに対し、徐
冷時の雰囲気中の酸素分圧を０．００１〜０．０５気圧
に制御することにより、希土類系超電導結晶の成長温度
範囲を、通常の９５０〜１０００℃からAg成分の凝固点
９６０℃以下とすることができる。それにより、徐冷開
始温度をAg成分の凝固点以下として超電導結晶を成長さ
せることができるため、徐冷開始に先立ちAg成分が均一
に分散された成形体において均一な分散状態のまま固化
させられ、その後、超電導結晶が成長するものと推定す
ることできる。従って、得られる希土類系超電導体は、
その超電導結晶相中にAg成分が均一に分散され固定され
ており、高Jcの優れた超電導特性を有することになる。
これに対し、従来の方法においては、Ag成分の凝固より
先に希土類系超電導結晶相の成長が起こり、溶融状態で
分散されていたAg成分が、次第に結晶相の外周に凝集し
Ag成分の分散性が悪くなり、高Jcを発揮することができ
ないものと推定される。
加熱工程の雰囲気下で引続き徐冷していたのに対し、徐
冷時の雰囲気中の酸素分圧を０．００１〜０．０５気圧
に制御することにより、希土類系超電導結晶の成長温度
範囲を、通常の９５０〜１０００℃からAg成分の凝固点
９６０℃以下とすることができる。それにより、徐冷開
始温度をAg成分の凝固点以下として超電導結晶を成長さ
せることができるため、徐冷開始に先立ちAg成分が均一
に分散された成形体において均一な分散状態のまま固化
させられ、その後、超電導結晶が成長するものと推定す
ることできる。従って、得られる希土類系超電導体は、
その超電導結晶相中にAg成分が均一に分散され固定され
ており、高Jcの優れた超電導特性を有することになる。
これに対し、従来の方法においては、Ag成分の凝固より
先に希土類系超電導結晶相の成長が起こり、溶融状態で
分散されていたAg成分が、次第に結晶相の外周に凝集し
Ag成分の分散性が悪くなり、高Jcを発揮することができ
ないものと推定される。
【０００７】以下、本発明について更に詳しく説明す
る。本発明のRE−Ｂａ−Ｃｕ−Ｏ系酸化物超電導体は、
REがＳｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、
Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ及びＬｕの
希土類元素を１種または２種以上含む多層ペロブスカイ
ト構造（但し、Ｓｃ、Ｃｅ、ＰｒまたはＴｂの１種のみ
を含む組成は除く。）を有する、例えば（ＹＣｅ）1 Ｂ
ａ2 Ｃｕ3 Ｏ7 等の酸化物超電導体である。
る。本発明のRE−Ｂａ−Ｃｕ−Ｏ系酸化物超電導体は、
REがＳｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、
Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ及びＬｕの
希土類元素を１種または２種以上含む多層ペロブスカイ
ト構造（但し、Ｓｃ、Ｃｅ、ＰｒまたはＴｂの１種のみ
を含む組成は除く。）を有する、例えば（ＹＣｅ）1 Ｂ
ａ2 Ｃｕ3 Ｏ7 等の酸化物超電導体である。
【０００８】上記RE−Ｂａ−Ｃｕ−Ｏ系酸化物超電導体
を構成するためのRE、Ｂａ及びＣｕ成分を含む原料粉末
は、RE即ち希土類元素の酸化物、Ｂａの炭酸塩、酸化物
あるいは過酸化物及びＣｕの酸化物を混合した酸化物超
電導体各成分の酸化物混合粉末、その酸化物混合粉末の
仮焼粉末、その酸化物混合粉末のフリット粉末等を、焼
成後REＢａ2 Ｃｕ3 Ｏy とRE2 ＢａＣｕＯ5 を構成する
ように配合されたものであればよく特に制限されるもの
でない。また、本発明の原料粉末には、上記RE−Ｂａ−
Ｃｕ−Ｏ系酸化物超電導体を構成する各成分の混合粉末
に、更にAg成分粉末を添加、含有させ、全体を均一な混
合状態として用いるのが好ましい。Ag成分の添加量は、
特に制限されるものでない。通常、１〜２０重量％の範
囲で添加、含有させることができる。また、添加するAg
成分の形態も、特に制限されるものでない。例えば、Ag
単体の粉末、酸化銀(Ag2O)粉末で添加してもよいし、ま
た、水溶性銀化合物、例えば、硝酸銀等の水溶液を用い
て添加してもよい。
を構成するためのRE、Ｂａ及びＣｕ成分を含む原料粉末
は、RE即ち希土類元素の酸化物、Ｂａの炭酸塩、酸化物
あるいは過酸化物及びＣｕの酸化物を混合した酸化物超
電導体各成分の酸化物混合粉末、その酸化物混合粉末の
仮焼粉末、その酸化物混合粉末のフリット粉末等を、焼
成後REＢａ2 Ｃｕ3 Ｏy とRE2 ＢａＣｕＯ5 を構成する
ように配合されたものであればよく特に制限されるもの
でない。また、本発明の原料粉末には、上記RE−Ｂａ−
Ｃｕ−Ｏ系酸化物超電導体を構成する各成分の混合粉末
に、更にAg成分粉末を添加、含有させ、全体を均一な混
合状態として用いるのが好ましい。Ag成分の添加量は、
特に制限されるものでない。通常、１〜２０重量％の範
囲で添加、含有させることができる。また、添加するAg
成分の形態も、特に制限されるものでない。例えば、Ag
単体の粉末、酸化銀(Ag2O)粉末で添加してもよいし、ま
た、水溶性銀化合物、例えば、硝酸銀等の水溶液を用い
て添加してもよい。
【０００９】上記の原料粉末の粒径も特に制限されるも
のでないが、一般的には、２０μｍ以下、特に１〜５μ
ｍの細かいものが好ましい。２０μｍを超える原料粉末
は、分解溶融温度時に組成の不均一が生じるため好まし
くない。１μｍ以下の原料粉末としては、例えば、共沈
法で生成された粉末等を使用することが好ましいが、１
μｍ以下の微細粉末であれば、他の方法で得られたもの
でも用いることができる。また、本発明においては、上
記の希土類系酸化物超電導体を構成する各成分とAg成分
からなる原料粉末には、更に２１１相の微細分散性や１
２３相の結晶成長を促進させるために、公知の添加剤を
添加して用いることができる。例えば、Pt、Pd、Au等の
貴金属元素、超電導体を構成する希土類元素以外の他の
希土類元素、カリウム等である。
のでないが、一般的には、２０μｍ以下、特に１〜５μ
ｍの細かいものが好ましい。２０μｍを超える原料粉末
は、分解溶融温度時に組成の不均一が生じるため好まし
くない。１μｍ以下の原料粉末としては、例えば、共沈
法で生成された粉末等を使用することが好ましいが、１
μｍ以下の微細粉末であれば、他の方法で得られたもの
でも用いることができる。また、本発明においては、上
記の希土類系酸化物超電導体を構成する各成分とAg成分
からなる原料粉末には、更に２１１相の微細分散性や１
２３相の結晶成長を促進させるために、公知の添加剤を
添加して用いることができる。例えば、Pt、Pd、Au等の
貴金属元素、超電導体を構成する希土類元素以外の他の
希土類元素、カリウム等である。
【００１０】本発明の酸化物超電導体は、上記原料粉末
を用いて所定の形状に成形する。成形方法は、ドクター
ブレード法、プレス成形法、泥しょう鋳込成形法等公知
の成形方法を用い酸化物超電導体のバルク体として得る
ことができる。また、金属、セラミックス等の基板上に
上記混合粉末によりスプレー塗布、パウダー塗布等で成
形体層を形成した成形体として得ることもできる。
を用いて所定の形状に成形する。成形方法は、ドクター
ブレード法、プレス成形法、泥しょう鋳込成形法等公知
の成形方法を用い酸化物超電導体のバルク体として得る
ことができる。また、金属、セラミックス等の基板上に
上記混合粉末によりスプレー塗布、パウダー塗布等で成
形体層を形成した成形体として得ることもできる。
【００１１】本発明においては、上記のようにして希土
類系酸化物超電導体を構成する各成分とAg成分、更に要
すれば添加剤の含有された原料粉末を所定形状に成形し
た成形体を、対応するRE−Ｂａ−Ｃｕ−Ｏ系酸化物超電
導体の分解溶融温度以上の温度に加熱処理し、その後、
所定の酸素含有雰囲気下で徐冷し、更に従来法と同様に
酸素含有雰囲気下で熱処理して超電導体を得ることがで
きる。
類系酸化物超電導体を構成する各成分とAg成分、更に要
すれば添加剤の含有された原料粉末を所定形状に成形し
た成形体を、対応するRE−Ｂａ−Ｃｕ−Ｏ系酸化物超電
導体の分解溶融温度以上の温度に加熱処理し、その後、
所定の酸素含有雰囲気下で徐冷し、更に従来法と同様に
酸素含有雰囲気下で熱処理して超電導体を得ることがで
きる。
【００１２】本発明において、加熱処理時の当該酸化物
超電導体の分解溶融温度は、含有するRE元素成分の種類
や組合わせにより異なるが、一般的には１０５０〜１２
００℃であり、加熱条件や成形体の大きさ等により適宜
選択すればよい。本発明において、上記分解溶融温度以
上の温度への昇温等を含む溶融加熱処理及びその後の熱
処理等は、通常、表１に示すようなスケジュールで行う
ことができる。
超電導体の分解溶融温度は、含有するRE元素成分の種類
や組合わせにより異なるが、一般的には１０５０〜１２
００℃であり、加熱条件や成形体の大きさ等により適宜
選択すればよい。本発明において、上記分解溶融温度以
上の温度への昇温等を含む溶融加熱処理及びその後の熱
処理等は、通常、表１に示すようなスケジュールで行う
ことができる。
【００１３】
【表１】
【００１４】本発明は、表１に示したような熱処理スケ
ジュールで行うことができ、従来法の徐冷工程が大気雰
囲気下、９５０〜１０００℃で行われるに対して、特
に、表１の工程Ｎｏ．４の徐冷工程を、酸素分圧０．０
０１〜０．０５気圧の雰囲気下で、Ag成分の凝固点の９
６０℃以下の温度、即ち９００〜９６０℃の温度範囲で
行う点において異なり、他の熱処理スケジュールは従来
法と大きく異ならない。しかしながら、後記の実施例及
び比較例から明らかなように、本発明においては、上記
の徐冷工程の条件が極めて重要であり、それにより得ら
れる希土類系酸化物超電導体の超電導特性に大きな影響
を及ぼすことになる。本発明の徐冷工程において、酸素
分圧が０．００１気圧未満であると、１２３相が生成す
るために十分な酸素が供給されないことになり好ましく
ない。また、０．０５気圧を超える酸素分圧ではAg成分
の凝固より先に希土類系超電導結晶の成長が開始され、
９６０℃以下の温度での徐冷開始で十分な結晶成長がで
きなくなり、超電導特性の優れた希土類系酸化物超電導
体を得ることができない。
ジュールで行うことができ、従来法の徐冷工程が大気雰
囲気下、９５０〜１０００℃で行われるに対して、特
に、表１の工程Ｎｏ．４の徐冷工程を、酸素分圧０．０
０１〜０．０５気圧の雰囲気下で、Ag成分の凝固点の９
６０℃以下の温度、即ち９００〜９６０℃の温度範囲で
行う点において異なり、他の熱処理スケジュールは従来
法と大きく異ならない。しかしながら、後記の実施例及
び比較例から明らかなように、本発明においては、上記
の徐冷工程の条件が極めて重要であり、それにより得ら
れる希土類系酸化物超電導体の超電導特性に大きな影響
を及ぼすことになる。本発明の徐冷工程において、酸素
分圧が０．００１気圧未満であると、１２３相が生成す
るために十分な酸素が供給されないことになり好ましく
ない。また、０．０５気圧を超える酸素分圧ではAg成分
の凝固より先に希土類系超電導結晶の成長が開始され、
９６０℃以下の温度での徐冷開始で十分な結晶成長がで
きなくなり、超電導特性の優れた希土類系酸化物超電導
体を得ることができない。
【００１５】
【実施例】以下、本発明を実施例により詳細に説明す
る。但し、本発明は下記実施例により制限されるもので
ない。 実施例１〜５及び比較例１〜４ Ｙ2 Ｏ3 、ＢａＣＯ3 、ＣｕＯ粉末を原子比Ｙ：Ｂａ：
Ｃｕ＝１．５０：２．３：３．２となるように調合し、
大気中、８００℃で１０時間仮焼した。得られた仮焼粉
末に、外配でAg粉末を４重量％、Pt粉末を０．１重量％
添加し、エタノール中、ジルコニア玉石を用いた回転ミ
ルで１５時間粉砕した。得られた粉末の平均粒径は４μ
ｍであった。得られた混合粉末を原料に用い、１トン／
ｃｍ2 の圧力でプレス成形し、厚さ２０mmで、直径４０
mmφのペレットを、９個得た。
る。但し、本発明は下記実施例により制限されるもので
ない。 実施例１〜５及び比較例１〜４ Ｙ2 Ｏ3 、ＢａＣＯ3 、ＣｕＯ粉末を原子比Ｙ：Ｂａ：
Ｃｕ＝１．５０：２．３：３．２となるように調合し、
大気中、８００℃で１０時間仮焼した。得られた仮焼粉
末に、外配でAg粉末を４重量％、Pt粉末を０．１重量％
添加し、エタノール中、ジルコニア玉石を用いた回転ミ
ルで１５時間粉砕した。得られた粉末の平均粒径は４μ
ｍであった。得られた混合粉末を原料に用い、１トン／
ｃｍ2 の圧力でプレス成形し、厚さ２０mmで、直径４０
mmφのペレットを、９個得た。
【００１６】得られた各ペレットを電気炉内の緻密質の
アルミナセッター上で、窒素雰囲気中で１１００℃まで
５℃／分で昇温した。その後、電気炉内に乾燥空気を導
入して雰囲気ガスを窒素から大気に変更し、１１００℃
で３０分保持し分解溶融した。次いで、表２に示した各
徐冷開始温度まで２℃／分で降温させながら雰囲気酸素
分圧を調整し、表２に示した所定の酸素分圧にした。そ
れぞれ徐冷開始温度及び酸素分圧に達した後、各徐冷開
始温度から５０℃低い温度まで、１℃／時間の極めて遅
い降温速度で温度を降下させて、超電導相を結晶化させ
た。その後、５００℃まで１℃／分で降温して、炉内に
酸素を導入し雰囲気を純酸素雰囲気として５００℃で２
４時間熱処理した後、炉冷して各焼結ペレットを得た。
アルミナセッター上で、窒素雰囲気中で１１００℃まで
５℃／分で昇温した。その後、電気炉内に乾燥空気を導
入して雰囲気ガスを窒素から大気に変更し、１１００℃
で３０分保持し分解溶融した。次いで、表２に示した各
徐冷開始温度まで２℃／分で降温させながら雰囲気酸素
分圧を調整し、表２に示した所定の酸素分圧にした。そ
れぞれ徐冷開始温度及び酸素分圧に達した後、各徐冷開
始温度から５０℃低い温度まで、１℃／時間の極めて遅
い降温速度で温度を降下させて、超電導相を結晶化させ
た。その後、５００℃まで１℃／分で降温して、炉内に
酸素を導入し雰囲気を純酸素雰囲気として５００℃で２
４時間熱処理した後、炉冷して各焼結ペレットを得た。
【００１７】得られた各焼結ペレットの断面を研磨し、
電子線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用い、Ag成
分の分散状態を観察した。その結果を表２に示した。ま
た、各焼結ペレットから１ｍｍ立方の試料片を切り出
し、振動型磁束計により磁気ヒステリシスを測定し、液
体窒素温度、磁場１Ｔ（テスラ）における臨界電流密度
Jcを算出した。その結果を表２に示した。
電子線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用い、Ag成
分の分散状態を観察した。その結果を表２に示した。ま
た、各焼結ペレットから１ｍｍ立方の試料片を切り出
し、振動型磁束計により磁気ヒステリシスを測定し、液
体窒素温度、磁場１Ｔ（テスラ）における臨界電流密度
Jcを算出した。その結果を表２に示した。
【００１８】
【表２】
【００１９】上記の実施例から明らかなように、本発明
の方法で得られた希土類系酸化物超電導体は、Ag成分の
分散状態が良好であり、Jcが高く、優れた超電導特性を
有することが分かる。一方、本発明の方法から外れた比
較例においては、いずれも好ましい超電導特性の超電導
体が得られない。即ち、比較例３及び４において、酸素
分圧が０．２０気圧以上と本発明の０．０５より高い場
合に、９６０℃から徐冷を開始すると、Ag成分の分散状
態は良好であるが超電導相の結晶成長が殆ど認められ
ず、Jcが著しく低下する。また、比較例２において、酸
素分圧を本発明の０．０５気圧としても、徐冷開始を９
８０℃とすると、超電導相の結晶成長は良好であるが、
Ag成分の凝集が認められ、Jcが低い。比較例１では、酸
素分圧が０．０００５気圧と本発明の０．００１気圧よ
り低いと、９５０℃から徐冷を開始しても、超電導相の
結晶成長が認められず、Jcが低い。
の方法で得られた希土類系酸化物超電導体は、Ag成分の
分散状態が良好であり、Jcが高く、優れた超電導特性を
有することが分かる。一方、本発明の方法から外れた比
較例においては、いずれも好ましい超電導特性の超電導
体が得られない。即ち、比較例３及び４において、酸素
分圧が０．２０気圧以上と本発明の０．０５より高い場
合に、９６０℃から徐冷を開始すると、Ag成分の分散状
態は良好であるが超電導相の結晶成長が殆ど認められ
ず、Jcが著しく低下する。また、比較例２において、酸
素分圧を本発明の０．０５気圧としても、徐冷開始を９
８０℃とすると、超電導相の結晶成長は良好であるが、
Ag成分の凝集が認められ、Jcが低い。比較例１では、酸
素分圧が０．０００５気圧と本発明の０．００１気圧よ
り低いと、９５０℃から徐冷を開始しても、超電導相の
結晶成長が認められず、Jcが低い。
【００２０】
【発明の効果】本発明の希土類系酸化物超電導体の製造
方法は、従来の溶融法のような煩雑な操作工程を採る必
要がなく、RE−Ｂａ−Ｃｕ−Ｏ系酸化物超電導体の各成
分とAg成分とからなる原料粉末を用いることにより、溶
融加熱処理後、所定の徐冷工程を経ることにより高Jcを
有し、優れた超電導特性の希土類系酸化物超電導体を得
ることができる。
方法は、従来の溶融法のような煩雑な操作工程を採る必
要がなく、RE−Ｂａ−Ｃｕ−Ｏ系酸化物超電導体の各成
分とAg成分とからなる原料粉末を用いることにより、溶
融加熱処理後、所定の徐冷工程を経ることにより高Jcを
有し、優れた超電導特性の希土類系酸化物超電導体を得
ることができる。
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 12/00 ＺＡＡ 8936−5Ｇ
Claims (1)
- 【請求項１】 RE−Ｂａ−Ｃｕ−Ｏ系酸化物超電導体
（REは、希土類元素を表す。）を構成するRE、Ｂａ及び
Ｃｕ成分とAg成分とからなる原料粉末を成形してなる成
形体を、該酸化物超電導体の分解溶融温度以上で加熱処
理し、その後酸素分圧が０．００１〜０．０５気圧の雰
囲気中、Ag成分の凝固点以下の温度から徐冷して、該酸
化物超電導結晶相を成長させることを特徴とする希土類
系酸化物超電導体の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03248864A JP3115915B2 (ja) | 1991-09-27 | 1991-09-27 | 希土類系酸化物超電導体の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03248864A JP3115915B2 (ja) | 1991-09-27 | 1991-09-27 | 希土類系酸化物超電導体の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0585723A true JPH0585723A (ja) | 1993-04-06 |
| JP3115915B2 JP3115915B2 (ja) | 2000-12-11 |
Family
ID=17184561
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP03248864A Expired - Fee Related JP3115915B2 (ja) | 1991-09-27 | 1991-09-27 | 希土類系酸化物超電導体の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3115915B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008117883A (ja) * | 2006-11-02 | 2008-05-22 | Nippon Steel Corp | 変形能に優れた超伝導通電部材 |
-
1991
- 1991-09-27 JP JP03248864A patent/JP3115915B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008117883A (ja) * | 2006-11-02 | 2008-05-22 | Nippon Steel Corp | 変形能に優れた超伝導通電部材 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3115915B2 (ja) | 2000-12-11 |
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