WO1990013517A1 - Oxide superconductor and method of producing the same - Google Patents

Oxide superconductor and method of producing the same Download PDF

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Katsuyoshi Miyamoto
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Definitions

  • the present invention relates to an oxide superconductor composed of oxides of RE, Ba and Cu, and more particularly to a bulk material or a high critical current density bulk material whose orientation is controlled over a wider range by a unidirectional solidification method in a melting method.
  • the present invention relates to a wire and a method for manufacturing the wire.
  • oxide superconducting materials In the case of oxide superconducting materials, attempts have been reported to apply these metallic materials to wires (Jpn. J. APPI. Phys., Vol. 26, No. 5, 1987, PP / L865-L866). However, these attempts are far from practical levels because the superconducting phase inside the wire is polycrystalline and the orientation is not uniform. For the practical use of oxide superconductors, it is necessary to form a material with a high critical current density produced by a melting method or the like into a long wire or a large-area bulk material. However, since this material has a single-crystal structure, it is extremely difficult to obtain a superconducting phase by drawing or rolling and then heat-treating by the conventional method used for metallic materials.
  • the crystal orientation of 123 phases in the matrix of an oxide superconductor composed of oxides of RE (one or a combination of rare earth elements containing Y) B a Is a superconductor having a structure in which there is no large-angle grain boundary of 20 ° or more, and a structure in which 211 phases are finely dispersed, or an aggregate thereof, and is formed in a plate or linear shape.
  • An oxide superconductor in which the C axis of the crystal of the compact is aligned within ⁇ 30 ° or 60 to 120 ° with respect to the normal of the plate surface of the compact and
  • a method for producing an oxide superconductor comprising: inserting a molded product obtained by rapidly solidifying a melt containing each of the elements RE, Ba, and Cu into a heating furnace; The temperature at which the 123 phase crystal grains of the mixture are generated, that is, a temperature of 1050 to 910 with a temperature gradient of 2 * C or more
  • the area is the rear end from the front end of the molded body It is characterized in that it is moved at a speed of 0.4 on Zhr or less toward the part.
  • FIG. 1 is a sketch diagram of a joint structure in a case where samples are joined while aligning directions by overlapping in a semi-molten state
  • FIG. 2 is a state in which crystal orientations of a superconductor according to the present invention are aligned. Is a micrograph of the microstructure showing
  • FIG. 3 is a micrograph of a microstructure showing a state in which twins are slightly different in direction at a low-angle grain boundary.
  • FIG. 4 is, REBa 2 C u 3 0 7 - explanatory views showing the y crystal structure
  • FIG. 5 is an explanatory view showing a flow of cracking and current when using as a plate the magnet DOO Yes,
  • FIG. 6 is an explanatory diagram showing cracks and current flow when used as a wire rod.
  • Fig. 7 is a micrograph of the crystal structure of the sample in which the normal line of the plate and the c-axis almost coincided.
  • Fig. 8 (A) is a micrograph of the microstructure of a sample in which the superconducting phase has been grown after being in a molten state for 40 and a half hours
  • Fig. 8 (B) is a carbonate image after being melted for 40 and a half hours
  • 5 is a micrograph of a microstructure of a sample in which a superconducting phase is grown by adding a vaccum.
  • Bulk material prepared in the melting method has a high critical current density in a particle because you have the crystal orientation in a relatively wide range (about 30 conceals 3). However, when this material is actually made into a wire or magnet, it is necessary to align the orientation over a wider area.
  • Fig. 4 shows the crystal structure of the superconducting phase. Because of the layered structure, there is a large anisotropy in the a-b plane direction and the c-axis direction. For this reason, cracks as shown in Fig. 3 are easy to enter in the direction parallel to the ab surface. Therefore, it is necessary to flow the superconducting current in a direction that is not affected by cracks. When applied as a plate-like magnet, it is necessary to pass a current through the plane of the plate as shown in Fig. 5. For the above reasons, it is necessary that the c-axis of the crystal of the superconductor is aligned within ⁇ 3 ( ⁇ ) with respect to the normal to the plate surface of the plate-shaped molded product.
  • the crystal structure of the superconductor of the present invention satisfies all of the above requirements.
  • the superconductor of the present invention as of FIG. 2, is generated over REBa 2 Cu 3 0 7 _ y a wide range of crystal orientation of aligned single-crystal-like tissue 50 Akira 3 or more (123 phase) I have.
  • the crystal orientation may slightly shift during growth, but the crystal of the present invention does not hinder the superconducting current because it is a small-angle grain boundary with a small shift angle.
  • the C axis of the crystal of the present invention is within ⁇ 30 °, respectively, with respect to the normal to the plate surface of the plate-like or linear molded body formed by the superconductor of the present invention. Since they are aligned in the range of 60 to 120 °, superconducting current can flow without being affected by cracks. Next, a method of manufacturing such a superconductor will be described.
  • the molded body is heated in an oxidizing atmosphere at a temperature of 1050 to 910.
  • nuclei of the matrix 123 phase in the compact are grown at a rate of 0.4 cmZhr or less in a temperature gradient of 2 or more.
  • the temperature range was limited to 1050 to 910 because this temperature range is a temperature range in which the 123 phase starts to be generated in an oxygen atmosphere, and the temperature gradient was set to 2 "C / cm or more. If the temperature is less than 2 ° CZ cm, the probability of nucleation on the higher temperature side than the nucleus growth edge increases and the crystallinity deteriorates, and the moving speed of the compact is limited to 0.4 cmZ hr or less. The reason is that the maximum growth rate in the direction parallel to the a-b plane where the growth rate is relatively high is about 0.4 cm / hr.
  • Moldings taken out of the furnace is slowly cooled or withdrawn by, REBa 2 Cu 3 0 7 ( 123 phase) gar solidified direction, large areas or single crystal form of uniform Oite orientation in a range of long As a result, a bulk material or a wire having a high critical current density having a microstructure can be obtained.
  • the following heat treatment may be performed.
  • the molded body is placed in a furnace in such a state that the tip end falls within a temperature range of 1050 to 910.
  • the heating temperature is lowered at a rate of 0.8 ° C. hr or less while maintaining the above-mentioned temperature gradient at the stage when 123 phase nuclei are generated at the tip of the molded body. This allows A temperature range of 1050 to 910 passes through the inside of the molded body at a speed of 0.4 craZhr or less.
  • the 123 phase grows at a rate of 0.4 craZhr or less, and a single crystal structure can be formed up to the rear end of the compact.
  • the length of the bulk or the wire is limited by the size of the heating furnace.
  • the composition of the molding RE 2 0 3, CuO and BaCuD 2 reacts at a stage where the molded body in the inlet side of the furnace is Noborinetsu from room temperature to furnace temperature This is because there is a temperature range in which 123 phases are directly formed.
  • the growth rate of the 123 phase is extremely low, not more than 4 Zhr, so the compact must be in a semi-molten state for a long time, and the reaction with the support material and uneven distribution of the composition progress. This makes it difficult to control the organizational control.
  • the superconductor of the present invention can be manufactured even with a relatively short furnace. That is, the molded body is come in contact to be in a semi-molten state (solid phase needles RE 2 BaCu0 5 (the liquid phase 211 phase) Ba, state of steeped C u oxide), or, Ru moldings
  • the liquid phase permeates alone, the 123 phase grows continuously, and can be easily joined. Therefore, the molded body does not need to be exposed to a high temperature for a long time, and a bulk material having a large area and a small crystallinity of the composition can be obtained.
  • a bulk material can be manufactured continuously as shown in FIG.
  • the bulk material produced by the melting method is relatively easy to crack in a direction parallel to the a-b plane. There is quality. Therefore, it is necessary to control the orientation so that the a-b plane and the direction in which the superconducting current flows are parallel. That is, when considering plate magnets and wire rods, it is necessary to make the plane of the plate bulk material almost parallel or perpendicular to the ab plane as shown in Figs.
  • the crystal orientation is further controlled using a seed crystal whose orientation is known.
  • a composition containing Ba and Cu elements may be added to the semi-molten compact to control the composition of the liquid phase component.
  • the composition of the liquid phase component is shifted due to the support of the molded body (white, alumina, etc.) and the liquid phase component of the molded body.
  • a material containing Ba and Cu elements is added to the compact in advance and then heat-treated, or a substance containing Ba and Cu elements is added during the heat treatment.
  • the composition of the liquid phase component is controlled, and the superconducting phase grows stably.
  • the YBaCuO powder was heated and melted at 1450 for 5 minutes, and then quenched by a copper plate to form a molded body with a thickness of 1.5 gussets. Length of this molded body 4 cra, cut into 2 cm width, reheat it at 1100 and keep it for 10 minutes, then the edge of the molded body is cooled down to 100 000t, then molded in 0.5: Zcin temperature gradient at 0.5 Zhr speed Unidirectional solidification was performed by moving the body and gradually cooling it in the furnace after completion of crystal growth. As a result, it was possible to obtain a single-crystal bulk material over a wide area (60 drawings 3 ) as shown in FIG.
  • FIG. 1 shows the structure of the joint. It can be seen that the orientations of the 123 phases are also aligned at the joint.
  • Fig. 7 shows a material whose ab surface almost coincides with the plate-like bulk material surface. The above can be confirmed from the fact that the directions of the twins intersect at substantially right angles.
  • Fig. 8 (A) and (B) after being melted for 40 and a half hours, respectively, a sample in which the superconducting phase was grown under the same conditions as in Example 1 without adding anything, and after adding barium carbonate.
  • the microstructure of the sample grown under the conditions of Example 1 is shown. Since the sample without additives was kept in a semi-molten state for a long time, Ba in the liquid phase reacted with the support material and became insufficient, and the microstructure of the superconducting phase was disturbed as shown in Fig. 7A. The crystals with the aligned 123 phases did not grow stably. On the other hand, it can be seen that unidirectional growth occurs stably in the sample to which Ba is added as shown in Fig. 8 (B).
  • the present invention is intended to increase the area of the pulp material having a high critical current density or to increase the length of the wire material, which has been impossible until now. It can control crystal orientation and crystal orientation, and can be applied in various fields, and has a great industrial effect. As a specific example,
  • wires with high critical current density can be made and used as long-distance transmission lines.
  • magnets for generating a high magnetic field can be easily formed.

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Description

明 細 書 酸化物超電導体およびその製造方法
〔技術分野〕
本発明は R E ， Ba , C u の酸化物からなる酸化物超電導 体に関し、 特に、 溶融法における一方向凝固法によって、 よ り広い範囲にわたって方位が制御された高臨界電流密度のバ ルク材又は線材、 及びその製造方法に関する。
〔背景技術〕
従来の金属系の超電導線材またはマグネッ ト製造方法は、 大別して二つある。 合金系材料では、 主に金属の塑性変形を 利用して極細多芯線等に加工した後これをコィ ルに巻く こと によって超電導マグネッ トが作製される。 現在実用化になつ ている Nb— Ti合金は、 その最もよい例である。 これに対して 合金系に比べて加工性の劣る金属間化合物では、 原料になる 金属をある程度加工して線材を作りこれをコィ ルに巻き、 そ の後熱処理することによって超電導相を得、 マグネッ ト化す る方法 （表面拡散法、 ブロ ンズ法、 in— situ法等） がとられ る。 また、 酸化物超電導材料においても、 これらの金属系材 料の線材化を応用しての試みが報告されている（Jpn. J. APPI. Phys, Vol.26, No.5, 1987, PP/L865- L866) 。 しかしこれ らの試みは、 線内部の超電導相が多結晶体であり方位がバラ バラで揃っていないため実用レベルには、 程遠い状況にある。 酸化物超電導体の実用化には、 溶融法などで作製した高臨 界電流密度の材料を長尺線あるいは、 大面積のバルク材に成 形する必要がある。 しかしながらこの材料は、 単結晶状の組 織であるために金属材料系で行なわれていた従来の方法で線 引きしたり圧延した後熱処理して超電導相を得ることはきわ めて困難である。 このように塑性加工が困難な材料をマグネ ッ ト化するためには、 高磁場で J の高い酸化物超電導体の 長尺化あるいは、 大面積化が課題であり、 本発明はこの課題 にかんがみ、 RE— Ba— Cu— O 系酸化物超電導体およびその製 造方法を提供することを目的とする。
〔発明の開示〕
本発明は R E ( Yを舍む希土類元素の 1種又はその組合せ） B a . C u の酸化物からなる酸化物超電導体のマ ト リ ックス における 123相の結晶方位が揃い、 且つその方位差が 20° 以 上の大傾角粒界が存在せず、 又 211相が微細に分散した組織 を有する超電導体もしくはそれらの集合体であって、 板状又 は線状に成形されており、 さらに前記成形体の結晶の C軸が 前記成形体の板面の法線に対し ± 30° 以内か或は 60〜 120° の範囲で揃っている酸化物超電導体であり、 又、 本発明は該 酸化物超電導体を製造する方法であって、 前記 R E ， B a ， C u の各元素を含む溶融体を急冷凝固して成形した成形体を 加熱炉に挿入したのち、 該成形体のマ ト リ ックスの 123相の 結晶粒を発生せしめる温度、 即ち、 2 *C以上の温度勾配を有 する 1050〜 910 の温度領域を前記成形体の先端部より後端 部に向けて 0. 4 on Z h r以下の速度で移動させることを特徵と する。 か、 る方法により 123相の核生成を制御し、 その成長 端を安定化することにより前述の特徴を有する酸化物超電導 体を成形することができる。
〔図面の簡単な説明〕
第 1図は、 半溶融状態で重ねることによって方位を揃えた まま試料を接合した場合の接合組織のスケツチ図であり、 第 2図は、 本発明に係る超電導体の結晶方位が揃っている 状態を示す微細組織の顕微鏡写真であり、
第 3図は、 小傾角粒界で、 双晶の方向がわずかに異なって いる状態を示す微細組織の顕微鏡写真であり、
第 4図は、 REBa 2 C u 307 - yの結晶構造を示す説明図であり、 第 5図は、 板状マグネッ トと して用いたときの割れと電流 の流れを示す説明図であり、
第 6図は、 線材として用いたときの割れと電流の流れを示 す説明図であり、
第 7図は、 板の法線と c軸とがほぼ一致した試料の結晶構 造の顕微鏡写真であり、
第 8図 （A ) は、 40時間半溶融状態にした後超電導相を成 長させた試料の微細組織の顕微鏡写真であり、 第 8図 （ B ) は、 40時間半溶融状態にした後炭酸バリ ゥムを添加して超電 導相を成長させた試料の微細組織の顕微鏡写真である。 〔発明を実施するための最良の形態〕
以下、 本発明を実施するための最良の形態について詳述す る o
溶融法で作製したバルク材料は、 比較的広い範囲 （約 30隱 3 ) で結晶方位が揃っているため粒内で高い臨界電流密度を有し ている。 しかし実際にこの材料を線材またはマグネッ ト化し ようとする場合さらに広い領域にわたって方位を揃える必要 がある。
また、 結晶内の粒界の角度に対する J c の依存性は Y系薄 膜について 4. 2 Kにおいて行なわれている （D. D i mos, P.
Chaudhar i, J. Mannhar t, and F. K. Legoues ： Phy. Rev. Let t) 0 彼らの実験結果は結晶方位のずれの大きさ、 すなわち傾斜が 大きい粒界ほど J c の低下が大きくなることを示している。 そこで結晶性の評価の目安として大傾角粒界が少なく、 50謹 3 以上の領域にわたって方位が揃っているとした。 このような 材料は高磁場下において高臨界電流密度の酸化物超電導体の バルク材となる。
超電導相の結晶構造を第 4図に示す。 層状構造をとるため a— b面方向と c軸方向とでは、 大きな異方性がある。 この ため a— b面と平行な方向に第 3図の様なクラ ッ クが入りや すい。 したがって超電導電流をクラックの影響を受けない方 向に流す必要がある。 板状のマグネッ トとして応用する場合 板の平面を第 5図の様に電流を流す必要がある。 以上の理由 から超電導体の結晶の c軸が前記板状成形体の板面の法線に 対して ± 3(Γ 以内に揃っていることが必要である。 また第 6 図に示すような板状の成形体から線状に切出された材料を用 いる場合、 同図のように超電導電流を流す必要があるため、 結晶の c軸が前記板状成形体の板面の法線に対して 60° から 120° の範囲で揃っていることが望ま しい。
本発明の超電導体の結晶構造は、 以上の要件を全て備えて いる。
即ち、 本発明の超電導体は第 2図のように、 REBa 2Cu 307 _ y (123相） の結晶方位の揃った単結晶状の組織が 50顯 3 以上の 広い範囲にわたって生成されている。 しかし第 3図のように 結晶方位は成長中にわずかにずれることがあるが本発明の結 晶はこのずれ角の小さい小傾角粒界であるので超電導電流を 妨げない。
すなわち、 本発明では方位差が 20° 以上の大傾角粒界の結 晶粒はほとんどなく、 しかも、 RE 2BaCu05 (211相） が微細に 分散しているので高い臨界電流密度を得ることができる。 更に又、 本発明の結晶の C軸が、 本発明の超電導体によつ て形成された板状又は線状の成形体の板面の法線に対し、 そ れぞれ ± 30° 以内又は 60〜 120° の範囲で揃っているので、 クラ ックに影響されずに超電導電流を流すことができる。 次に、 か、る超電導体を製造する方法について説明する。 先ず、 REBaCuOの粉末を溶融して、 RE 203 , CuO及び BaCu02 等の酸化物を含む溶融体を製造し、 次いで、 該溶融体を銅板 又は冷却ロール等によって急冷して板状又は線状の成形体を
AS 。
次に、 上記成形体を、 酸化性雰囲気中で 1050〜 910 の温 度域を 2 : Zcm以上の温度勾配が付くように温度制御した加 熱炉内に挿入し、 0. 4 craZ hr以下の速度で移動して、 加熱し たあと炉外へ取出す。
上記成形体が上記の熱処理条件で加熱されると、 該成形体 中のマ ト リ ックスの 123相の核が 2で以上の温度勾配中で 0. 4 cm Z hr以下の速度で成長せしめられる。 温度領域を 1050 〜 910でに限定したのはこの温度領域が、 123相が酸素雰囲 気中で生成し始める温度領域であるからであり、 温度勾配を 2 "C / cm以上としたのは 2 °C Z cm未満であると核成長端より も高温側で核生成が起きる確率が大きくなり結晶性が悪くな るからである。 また成形体の移動速度を 0. 4 cmZ hr以下に限 定したのは、 比較的成長速度の大きい a— b面に平行な方位 の最大成長速度がほぼ 0. 4 cm/ hrであるからである。
炉外へ取出された成形体は徐冷又は引抜かれて、 REBa2Cu 307 (123相） がー方向に凝固され、 広い領域または長尺の範囲に おいて方位の揃った単結晶状の組織の高臨界電流密度のバル ク材又は線材が得られる。
また、 上記製造方法の他の例として、 次のような熱処理法 を施してもよい。
加熱炉の中心部を 1050で以上の温度に加熱し、 炉出側に向 つて 2 Z cmの温度勾配をつけるように炉出側の温度を低く する。 このような状態の炉内に前記成形体を、 その先端部が 1050〜 910での温度域に入るように設置する。 該成形体先端 部に 123相の核が発生した段階で上記温度勾配を維持しつ、 加熱温度を 0. 8 °C Z hr以下の速度で低下する。 これにより、 前記成形体の内部を 1050〜 910での温度域が 0.4 craZhr以下 の速度で通過することになり、 この結果、 前記成形体内に
123相が 0.4 craZhr以下の速度で成長し、 該成形体後端部ま で単結晶の組織を生成することができる。
なお、 上記の製造方法ではバルクまたは線材の長さは加熱 炉の大きさによって制限される。 その理由は加熱炉より長い 成形体を入れて移動した場合、 炉の入側で成形体が室温から 炉温まで昇熱する段階で成形体の組成 RE203 , CuOと BaCuD2 が反応し直接 123相ができる温度領域があるからである。 ま た長い炉を用いた場合でも 123相の成長速度が 4誦 Zhr以下 ときわめて遅いため成形体は長時間、 半溶融状態になければ ならなく なり、 支持材との反応や組成の偏在が進みやすく組 織コ ン ト 口ールがむずかしく なる。
そこで、 短い成形体を逐次炉内に挿入し、 半溶融状態で成 形体を接触させて接合するようにすれば、 比較的短い炉を用 いても本発明の超電導体を造ることができる。 即ち、 成形体 が半溶融状態 （固相の針状 RE2BaCu05 (211相） に液相の Ba , C u 酸化物が染み込んだ状態） にあると、 か、る成形体を接 触するだけで液相が染み込み、 123相が連続的に成長し、 容 易に接合できるのである。 そのため成形体を長時間高温にさ らさずにすみ、 組成の偏在が少なく結晶性のよい大面積のバ ルク材が得られる。 この方法により、 例えば第 1図のように 連続的にバルク材を製造することができる。
また、 本発明のように、 溶融法により作製したバルク材料 は a — b平面と平行な方向にク ラ ッ クが比較的入りやすい性 質がある。 そのため a— b面と超電導電流が流れる方向とが 平行になるように方位を制御することが必要である。 すなわ ち板状マグネッ トおよび線材を考えた場合、 第 5 , 6図のよ うに板状バルク材の面が a— b面とほぼ平行または垂直にな るようにすることが必要である。
そこで、 本発明の効果を一層発揮するため、 方位が判って いる種結晶を用いて結晶方位を更に制御する。
すなわち、 かゝる種結晶を 123相が生成する温度に近い半 溶融状態の成形体に接触させると、 種結晶から 123相の成長 が始まり、 成形体の結晶方位を厳密に制御することができる c また、 超電導相の一方向成長を安定して行なわしめるため に、 半溶融状態の成形体に B a , C u 元素を含む物質を添加 して液相成分の組成を制御してもよい。
すなわち、 成形体は長時間半溶融状態にあると、 成形体の 支持材 （白^、 アルミナ等） と成形体の液相成分との反 に より液相成分の組成がずれてしまう。 この組成ずれを補うた め、 本発明では予め成形体の上に B a , C u 元素を含む物質 を加えた後熱処理するか、 又は、 熱処理中に B a , C u 元素 を含む物質を添加して液相成分の組成を制御し、 超電導相の 成長を安定して行なわしめるのである。
〔実施例〕
実施例 1
YBaCuOの粉末を 1450 で 5分間加熱溶融した後銅板により 急冷し、 厚さ 1. 5讓の成形体を作成した。 この成形体を長さ 4 cra、 幅 2 cmに切り出し、これを 1100でで再加熱し 10分保持し た後成形体の端が lOOOtまで降温し、その後、 15 :Zcinの温度 勾配中で 0.5画 Zhrの速度で成形体を移動し結晶成長終了後 に炉内で徐冷することによって一方向凝固を行なった。 その 結果、 第 2図の様に広い領域 （60画 3)にわたつて単結晶状の バルク材料を得ることができた。
実施例 2
炉内で半溶融状態において逐次成形体を重ねた後、 実施例 1の条件で一方向凝固を行なった。 第 1図に接合部の組織を 示す。 接合部でも 123相の方位が揃っていることが分かる。 第 7図に a— b面と板状バルク材の面とがほぼ一致した材 料を示す。 双晶の方向がほぼ直角に交わっていることから、 上記のことが確認できる。
実施例 3
第 8図 （A ) ， ( B) にそれぞれ 40時間半溶融状態にした後 何も添加せずに実施例 1の条件で超電導相を成長させた試料 と、 炭酸バリ ゥムを添加した後実施例 1の条件で成長させた 試料の微細組織を示す。 無添加の試料は半溶融状態に長時間 保定されていたので、 液相中の Ba が支持材と反応して不足 したために、 同図 （A) のように超電導相の組織が乱れてお り、 123相の方位の揃つた結晶が安定して成長しなかった。 これに対し Ba を添加した試料は第 8図 （B) のように一方 向成長が安定して起きていることがわかる。
実施例 4
Y . Gd, Sm, Dy . N dについて第 1表の割合で混合し、 さらに R E : Ba ： Cu が 1 ： 2 ： 3となるように Ba, C u 化合物を混合した。 これを 1450でで加熱溶融した後、 クェン チし、 厚さ 1 mmの成形体を作成した。 これら成形体の組織は Y系とほぼ同様の組織のものと、 針状に発達した組織が混ざ つたものとに大別された。
これらを 1100でで 5分保持した後、 1100でから 95(TCの温 度域を 15"CZcmの温度勾配で 1 "CZhrで炉の温度を低下させ ることにより成長速度を 0.07onZhrで結晶成長させた。 その 後、 600°Cで 8時間酸素雰囲気中で処理を行なった。 その結 果、 Y系同様 211相が微細に分散した組織が得られた。 これ ら試料の J c を磁化曲線から評価し第 1表に示した。 Y系同 様 77K , 1 Tで li^AZcnf程度の高い特性が得られた。
第 1 表
Figure imgf000012_0001
以上詳述したごとく本発明は、 これまで不可能であった高 臨界電流密度のパルク材の大面積化または線材の長尺化およ び結晶方位制御を可能にするもので、 各分野での応用が可能 でありきわめて工業的効果が大きい。 具体例としては、
① 超電導線材
これらの方法により高臨界電流密度の線材ができ長距離送 電線としても使用可能である。
② 超電導コ イ ル
これらの方法により高磁場発生用のマグネッ トが容易にで きる。
③ 超電導シール ド材
大型の板状バルク材はマグネッ ト、 シール ド材としても有 効である。

Claims

請 求 の 範 囲
1. RE (Yを含む希土類元素の 1種又はその組合せ） 、 Ba , Cu の酸化物からなる酸化物超電導体において、 該超 電導体のマ ト リ ックスにおける 123相の結晶方位が揃い、 且 つその方位差が 20° 以上の大傾角粒界が存在せず、 又 211相 が微細に分散した組織を有する超電導体又はそれらの集合体 であって、 板状又は線状に成形されており、 さらに前記成形 体の結晶の c軸が前記成形体の板面の法線に対し ± 30° 以内 か又は 60〜 120° の範囲で揃っていることを特徴とする酸化 物超電導体。
2. RE (Yを含む希土類元素の 1種又はその組合せ） 、 Ba , Cu の酸化物からなる酸化物超電導体を製造する方法 において、 前記 RE , Ba , Cu の各元素を含む溶融体を急 冷凝固して板状又は線状の成形体を形成し、 該成形体を加熱 炉に揷入し、 しかる後該成形体のマ ト リ ッ クスの 123相の結 晶粒が発生する温度を上記成形体の先端部より 0.4onZhr以 下の速度で該成形体の後端部に向けて移動させることを特徴 とする酸化物超電導体の製造方法。
3. 前記マ ト リ ックスの 123相の結晶粒の発生する温度が 2 :以上の温度勾配を有する 1050〜 910での温度領域にある Claim 2の方法。
4. 前記温度領域が 2 以上の温度勾配を有する 1000〜 950 の温度領域である Claim 3の方法。
5. 前記成形体を 2 °cZcm以上の温度勾配を有する 1050〜 910 :の温度領域内において 0.4 cm/ hr以下の速度によつて 移動せしめる Claim 2 , 3又は 4の方法。
6. 前記成形体を加熱炉中に設置し、 且つ、 該加熱炉の温 度勾配を 2 "CZcm以上として前記勾配を維持しっゝ前記加熱 炉の温度を 0.8 tZhr以下の速度で低下させることにより、 1050〜 910°Cの温度域を 0.4 cmZhr以下の速度で前記成形体 内に通過せしめる Claim 2又は 4の方法。
7. 前記成形体内に通過させる温度域が 1000〜 950 :であ る Claim 6の方法。
8. 前記加熱炉に連続挿入した前記成形体を半溶融状態で 順次接合する Claim 5 , 6又は 7の方法。
9. 前記加熱炉内の成形体が半溶融状態にあり、 かゝる半 溶融状態の低温域に、 結晶方位が一定方向に配向しているバ ルク材を種結晶として接触させる Claim 5 , 6又は 7の方法 c
10. 前記力 ii熱炉内の成形体が半溶融状態にあり、 か、る半 溶融状態の成形体に Ba , C u 元素を含む元素を添加する Claim 5 , 6又は 7の方法。
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