WO2004100182A1 - 希土類系酸化物超電導体及びその製造方法 - Google Patents

希土類系酸化物超電導体及びその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2004100182A1
WO2004100182A1 PCT/JP2004/006406 JP2004006406W WO2004100182A1 WO 2004100182 A1 WO2004100182 A1 WO 2004100182A1 JP 2004006406 W JP2004006406 W JP 2004006406W WO 2004100182 A1 WO2004100182 A1 WO 2004100182A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
intermediate layer
rare earth
oxide superconductor
layer
earth oxide
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2004/006406
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Yasuo Takahashi
Yuji Aoki
Takayo Hasegawa
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Furukawa Electric Co Ltd
International Superconductivity Technology Center
SWCC Corp
Original Assignee
Furukawa Electric Co Ltd
International Superconductivity Technology Center
Showa Electric Wire and Cable Co
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Furukawa Electric Co Ltd, International Superconductivity Technology Center, Showa Electric Wire and Cable Co filed Critical Furukawa Electric Co Ltd
Priority to JP2005506027A priority Critical patent/JP4709005B2/ja
Priority to US10/551,900 priority patent/US7473670B2/en
Publication of WO2004100182A1 publication Critical patent/WO2004100182A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • H—ELECTRICITY
    • H10—SEMICONDUCTOR DEVICES; ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10N—ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10N60/00—Superconducting devices
    • H10N60/01—Manufacture or treatment
    • H10N60/0268—Manufacture or treatment of devices comprising copper oxide
    • H10N60/0296—Processes for depositing or forming copper oxide superconductor layers
    • H10N60/0576—Processes for depositing or forming copper oxide superconductor layers characterised by the substrate
    • H10N60/0632—Intermediate layers, e.g. for growth control

Definitions

  • the present invention relates to an oxide superconductor and a method for producing the same, and more particularly to a tape-shaped rare earth oxide superconductor (HE-based superconductor) suitable for use in equipment such as a superconducting magnet and a superconducting cable, and a method for producing the same. Regarding improvement. Background art
  • Rare-earth 123-based oxide superconductors are practical because their magnetic field characteristics at liquid nitrogen temperature are superior to Bi-based superconductors (Bi-Sr_Ca-Cu-0-based superconductors) It is possible to achieve a high critical current density (Jc) in a high magnetic field, and if this wire is successfully put into practical use, in addition to its excellent properties in the high-temperature region, a manufacturing method that does not use the noble metal silver Since the cooling efficiency can be improved by several tens to several hundreds of times because the liquid nitrogen can be used as the refrigerant and the cooling efficiency can be improved, it is extremely economically advantageous. As a result, it is possible to use superconducting wires even for equipment that was previously inapplicable in terms of economics, and it is expected that the use and market of superconducting equipment will expand significantly.
  • the above-mentioned manufacturing method of increasing the crystal orientation of the Y-123-based superconductor and forming a wire while aligning the in-plane orientation is the same as the method of manufacturing a thin film. That is, an intermediate layer having an improved degree of in-plane orientation and orientation is formed on a tape-shaped metal substrate, and the crystal lattice of the intermediate layer is used as a template, whereby the in-plane crystal of the Y-123 superconductor is formed.
  • the degree of orientation and orientation can be improved.
  • the Jc of the superconductor depends on the crystallinity and surface smoothness of the intermediate layer, and that its characteristics change significantly depending on the state of the underlayer.
  • SOE Surface-Oxidation Epitaxy
  • ISD Indined Substrate Deposition
  • IB AD Ion Beam Assisted Deposotion
  • EABiTS Rolling Assisted Biaxially Textured Substrate
  • the formation of the intermediate layer is in the IBAD or RABiTS method, PLD; we use vacuum process by the vapor phase method such as (Pulse Laser Deposition pulsed laser deposition) method, a combination of Hasuteroi ZYSZZY 2 0 3 in the IBAD method
  • a combination of NiZCeO 2 ZYSZ / CeO 2 is generally used as a biaxially oriented metal substrate, which has an advantage that a dense and smooth intermediate layer film can be obtained (for example, See Patent Document 1.).
  • the CeO 2 intermediate layer has good crystal lattice consistency with the YBCO layer (Y—Ba—Cu-0 based superconducting layer), and Known as one of the best intermediate layers due to its low reactivity with the layer, numerous results have been reported.
  • CeO 2 cracks caused by the force CeO 2 film having excellent properties differences like in thermal expansion between the metal substrate is easy thick as the intermediate layer
  • YSZ yttrium-stabilized zirconia
  • a CeO 2 film (11), a YSZ layer (12) and a CeO 2 film (13) were sequentially formed, and a YBCO layer (14) had to be formed thereon.
  • the present invention has been made in order to solve the above-mentioned difficulties, and is intended to prevent the occurrence of cracks and to form an intermediate layer having excellent crystallinity such as orientation and orientation and surface smoothness.
  • An object of the present invention is to provide a RE-based superconductor in which a rare-earth oxide superconducting layer (RE-based superconducting layer) having excellent superconducting properties is formed on the intermediate layer by forming the superconducting layer on a metal substrate.
  • Another object of the present invention is to form an intermediate layer having excellent crystallinity such as degree of in-plane orientation and orientation and surface smoothness on a metal substrate within a predetermined pressure and temperature range, while preventing the occurrence of cracks.
  • An object of the present invention is to provide a method of manufacturing a RE superconductor in which a RE superconductor layer having excellent superconducting properties is formed on the intermediate layer by forming by firing.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view showing an example of the RE-based superconductor according to the first embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a cross-sectional view of a conventional rare-earth oxide superconductor obtained by the RABiTS method. BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
  • the RE-based superconductor according to the first embodiment of the present invention has a rare earth element Re (Re: Any one of Y, Nd, Sm, Gd, Eu, Yb, Ho, Tm, Dy, La, and Er is shown.)
  • An intermediate layer (2) made of a cerium-based oxide added with 5 to 90 mol% is formed, and an RE-based superconducting layer (3) is formed on this intermediate layer.
  • a method for manufacturing an EE-based superconductor comprises the steps of: forming a rare earth element Re (Re: Y, Nd, Sm , Gd, Eu, Yb, Ho, Tm, Dy, La, or Er.) 5 to 90 mol% in terms of metal content.
  • the mixture was applied by a liquid phase process, and calcined under a reduced pressure of O.lPa to less than atmospheric pressure in a temperature range of 900 to less than 1200 ° C to form an intermediate layer made of a cerium-based oxide. Later, an RE-based superconducting layer is formed on this intermediate layer.
  • the intermediate layer on the metal substrate is formed of a cerium-based oxide to which a specific rare earth element (Re) is added in a predetermined amount, thereby preventing cracks in the intermediate layer. It is possible to form an intermediate layer on the metal substrate, which can prevent the occurrence of such a problem, and is excellent in crystallinity such as in-plane orientation and orientation, and surface smoothness. As a result, it becomes possible to form a RE-based superconducting layer having excellent superconducting properties on this intermediate layer.
  • Re rare earth element
  • a mixture containing a predetermined amount of one or more elements selected from a specific Re in a ceramic is provided on the surface of a metal substrate. Coating by a liquid phase process and baking at a predetermined temperature range under controlled atmosphere to form an intermediate layer made of a cerium-based oxide, so that cracks in the intermediate layer can be prevented, and in-plane An intermediate layer having excellent crystallinity such as degree of orientation and orientation and surface smoothness can be formed on a metal substrate. As a result, an EE-based superconducting layer having excellent superconducting properties can be formed on the intermediate layer.
  • an intermediate layer formed by adding Re to cerium is formed (under controlled atmosphere) on the surface of the metal substrate, and the RE-based superconductive layer is formed on the intermediate layer.
  • the intermediate layer is required to have low reactivity with the superconductor, a small ratio of the difference in crystal lattice spacing (misfit), and a function to prevent diffusion of the underlying metal element. From this point of view, any of the crystal structures of the fluorite structure, the rare earth- 1 C structure or the pike structure is selected as the product structure suitable for the intermediate layer.
  • the intermediate layer on the metal substrate can be made into a single layer.
  • the misfit between the lattice constant of the a-axis 3.88 A of the Y-123 superconductor crystal and the above oxide crystal lattice is less than 8%, but this misfit varies depending on the composition and is possible. If there is, it is desirable to be 1% or less.
  • the amount of Re added to the intermediate layer in the first embodiment and the amount of Re contained in the mixture in the second embodiment are 5 to 90 mol%, preferably 20 to 60 mol% in terms of metal content. Selected.
  • the method for forming the intermediate layer in the first embodiment includes physical vapor deposition such as PLD, e-beam vapor deposition, sputtering, chemical vapor deposition such as chemical vapor deposition (CVD), and oxide self-alignment process. It is possible to use various film forming methods via gas-phase processes such as IBAD and ISD, and liquid-phase processes such as MOD (Metal-Organic Deposition). The use of the MOD method or the PLD method is preferred in terms of ease and production speed.
  • the method of forming the intermediate layer in the second embodiment various film forming methods can be used via a liquid phase process, but the MOD method is adopted in view of ease of manufacturing and manufacturing speed. Is done.
  • the above-mentioned MOD method is known as a method of manufacturing by a non-vacuum process.
  • the MOD method includes a trifluoroacetic acid salt (TFA salt) containing a predetermined molar ratio of each metal element constituting the intermediate layer.
  • TFA salt trifluoroacetic acid salt
  • the firing of the intermediate layer by the MOD method is performed under a reduced pressure of 0.1 to less than atmospheric pressure (for example, 800 Pa), and in particular, by firing in a pressure range of 10 to 500 Pa, the crystallization temperature can be lowered, and The intermediate layer can be fired at a low temperature of C or lower. This is effective in reducing the rate at which the underlying metal element diffuses into the intermediate layer when a metal tape is used as the substrate. If the firing is less than 0.1 Pa, random crystallization occurs before the film grows epitaxially, and the orientation of the intermediate layer is significantly reduced. Further, a pressure range of 50 to 500 Pa is preferably employed.
  • the firing temperature of the intermediate layer is 900 to: L is performed in a temperature range of less than 200 ° C. If the sintering temperature is lower than 900 ° C, it is difficult to obtain a biaxially oriented film. If the sintering temperature is higher than 1200 ° C, the film is decomposed during sintering and it is difficult to obtain a target oxide.
  • the firing temperature of the intermediate layer is preferably in the range of 950 to 1150 ° C.
  • Metal substrates include Ni, Ag and their alloys, such as biaxially oriented metal tape made of Ni-V and Ni-W alloys, and non-oriented Ni, Ag and their alloys Or a metal tape made of a heat-resistant alloy such as sus, Hastelloy, or Inconel.
  • the intermediate layer is formed on a metal substrate, all the methods described above as the method for forming the intermediate layer can be applied to the oriented metal tape, and the non-oriented metal tape in which the substrate itself has no orientation can be applied. , IBAD method and ISD method apply. As described above, when the intermediate layer is formed by the MOD method or the PLD method, it is preferable to use a highly-oriented metal substrate as the metal substrate.
  • the firing atmosphere should be a reducing atmosphere gas containing 0.1 to 10% of ⁇ in Ar and N 2 gas. Is preferred.
  • the H 2 concentration is less than 0.1%, NiO is generated on the Ni surface and significantly inhibits the epitaxy of the intermediate layer film.
  • the H 2 concentration exceeds 10%, the gas is reduced. This is because the target oxide cannot be obtained because the power becomes too strong.
  • an orientation control and diffusion prevention layer of 0.2 ⁇ m or less formed by a gas phase process such as the PLD method and the sputtering method is provided between the intermediate layer formed by the MOD method and the metal tape. Also, further, the front surface smoothness of deposited fabricated as CAP layer on the intermediate layer of 0.2 ⁇ ⁇ below Ce0 2, Ce-Re-0 film in PLD or sputtering in the MOD method that It is also effective to improve.
  • the number of times the precursor film of the intermediate layer film is applied to the surface of the metal substrate by the MOD method is not limited at all, and the coating-calcination (drying) process is performed a plurality of times in order to obtain a desired film thickness. Techniques can also be adopted.
  • a method of forming a superconducting layer on the intermediate layer formed on the metal substrate as described above a PLD method, a physical vapor deposition method such as e-beam vapor deposition, a chemical vapor deposition method such as a chemical vapor deposition method such as a CVD method, or the like.
  • the film can be formed by various methods such as a film forming method via a liquid phase process such as the MOD method as in the case of the intermediate layer.
  • the intermediate layer according to the present invention may be any of the above-described methods for forming a superconducting layer, wherein a precursor obtained by calcining TFA (TFA-MOD method) or a precursor containing F such as e-beam or PLD (ex-situ This method is very effective for forming a YBCO film by forming a film on the tape surface and then firing it.
  • the precursor film contains F, Since water vapor is used during calcining, HF is generated during calcination and main calcining, and accordingly, the acid resistance of the intermediate layer becomes a problem.
  • the intermediate layer according to the present invention is a Ce-based oxide. Excellent acid resistance.
  • the intermediate layer according to the present invention can prevent the generation of cracks and can be made thicker. Therefore, it is not necessary to form an intermediate layer having a multilayer structure via a YSZ layer as in the above-described ABiTS method.
  • the EE-based superconducting layer can be formed directly on the cerium-based oxide layer.
  • Each mixed solution of Ce-Gd, Ce-Y, Ce-Yb and Ce-Gd-Yb is prepared using each 0.2 mol ZL naphthenic acid solution of Ce, Cd, Y and Yb, and this mixed solution is 10 mm X 5 mm Coating was performed by spin coating on a ⁇ 100 ⁇ 001> oriented Ni substrate of the same size as above. The rotation speed at this time was 3,000 rpm. The coated substrate was calcined at 200 ° C for 15 minutes in the air, and then fired at 1,000 ° C for 1 hour in an Ar-H 2 (2%) atmosphere. To form an intermediate layer.
  • a YBCO (Y-123) superconducting layer was formed on the above-mentioned intermediate layer by a MOD method using trifluoroacetate (TFA-MOD).
  • the superconducting layer For the superconducting layer, apply a mixed solution of trifluoroacetate containing each element of Y, Ba and Cu at a predetermined ratio on the intermediate layer, and calcine at 250 ° C for 15 hours in an oxygen atmosphere containing water vapor. After heat treatment, it was formed by baking at 760 to 800 ° C for 1 to 3 hours in an oxygen atmosphere containing Ar—O 2 (500 to 1,000 ppm) containing water vapor.
  • Ar—O 2 500 to 1,000 ppm
  • Example 2 100 Good C, C, C, C, ⁇ 500 0
  • An intermediate layer and a superconducting layer were formed on an oriented Ni substrate in the same manner as in Example 1, except that a 0.2 mol ZL naphthenic acid solution of Ce or Y was used as a raw material solution for the intermediate layer.
  • the results are also shown in Table 1.
  • Ce0 2 or Y sintered body other targeting formed a more intermediate layers and superconducting layers in the same manner as in Example 5-8.
  • an intermediate layer composed of a cerium-based oxide layer was formed by the MOD method or the PLD method, and a RE-based superconducting layer was formed on the intermediate layer by the MOD method.
  • the RE-based superconductor does not crack in the intermediate layer, has excellent orientation of the intermediate layer and the superconducting layer, and shows a high Jc value.
  • the oxide layer made of Ce or Y is used as the intermediate layer, the deviation is extremely small due to the occurrence of cracks in the intermediate layer or the low orientation of the superconducting layer. Results.
  • the rotation speed at this time was 3000 rpm.
  • firing is performed in an atmosphere of Ar-H 2 (2%) at a temperature in the temperature range of 900 1150 ° C and a pressure in the pressure range of 10 500 Pa.
  • an intermediate layer having a thickness of 100 to 600 mn was formed on the oriented Ni substrate.
  • Table 4 shows the firing temperature, firing pressure, and film thickness for each example. Firing temperature Firing thickness CAP layer Intermediate layer Intermediate layer peak intensity (GPS) Jc (MA / cm 2 ) (° C) Pressure (nm) Orientation degree Crack production YBGO deposition
  • Example 9 1000 100 200 4iff 98 ffp 5500 5200 1.8
  • the superconducting layer is prepared by applying a mixed solution of trifluoroacetate containing each element of Y, Ba and Cu at a predetermined ratio on the intermediate layer, and temporarily immersing at 250 ° C for 15 hours in an oxygen atmosphere containing steam. was subjected to tempering heat treatment, Ar-0 2 containing steam (500 ⁇ : l, 000ppm) was formed by performing firing of seven hundred and forty to eight hundred ° CX 1 to 3 hours in an oxygen atmosphere.
  • those having a CAP layer on the intermediate layer in the above examples are CeO 2 film on the intermediate layer which was formed by the MOD method (film thickness 0.05 / zm) was formed by the PLD method.
  • Table 4 also shows the degree of orientation of the intermediate layer, the presence or absence of cracks, the peak intensity of the intermediate layer, and the value of Jc of the Re-based superconductor manufactured as described above.
  • Table 4 shows the firing temperature, firing pressure, and film thickness of each comparative example.
  • a YBCO (Y-123) superconducting layer was formed on the above-mentioned intermediate layer by a TFA-MOD method in the same manner as in the example.
  • Table 4 also shows the degree of orientation of the intermediate layer, the presence or absence of cracks, the peak intensity of the intermediate layer, and the value of Jc of the RE-based superconductor manufactured as described above.
  • the intermediate layer and the BCO calcined film is reacted YBCO film does not grow when YBCO firing, the intermediate layer The peak also drops significantly, and does not show a Jc value.
  • the rare earth-based oxide superconductor and the method for producing the same according to the present invention are useful for tape-shaped rare-earth oxide superconductors suitable for use in devices such as superconducting magnets and superconducting cables.

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Superconductors And Manufacturing Methods Therefor (AREA)
  • Superconductor Devices And Manufacturing Methods Thereof (AREA)

Abstract

クラックの発生を防止し、かつ面内配向度と方位性等の結晶性並びに表面平滑性に優れた中間層の上に高い臨界電流密度(Jc)を有するRE系超電導層を形成する。配向性Ni基板の上に、希土類元素の1種または2種以上を金属含有量で20～60mol%を添加したセリウム系酸化物からなる中間層をMOD法により形成し、この酸化物層上にMOD法により高いJcを有するRE系超電導層を形成する。上記の中間層は、Ceの有機金属化合物溶液に、Gd、Y及び/またはYbの各有機金属化合物溶液を混合した混合溶液を配向Ni基板上に塗布して塗膜を形成した後、仮焼熱処理を施し、Ar-H2の雰囲気中で950～1150℃の温度で、50～500Paの圧力下で焼成を行うことにより形成する。この中間層の上にTFA-MOD法によりYBCO超電導層を形成する。

Description

希土類系酸化物超電導体及びその製造方法 技術分野
本発明は、 酸化物超電導体及びその製造方法に係り、 特に超電導マグネット、 超電導ケーブル等の機器への使用に適したテープ状の希土類系酸化物超電導体 (HE系超電導体） 及びその製造方法の改良に関する。 背景技術
希土類 123系酸化物超電導体 （RE-123系超電導体） は液体窒素温度における 磁場特性が、 Bi系超電導体 （Bi— Sr_Ca— Cu— 0系超電導体） に比べて優れて いるため、 実用的な高い臨界電流密度 （Jc) を高磁場中において実現することが 可能であり、 この線材の実用化に成功すれば、高温領域での優れた特性に加えて、 貴金属である銀を使用しない製法が可能であること及び冷媒に液体窒素を使用で きることから冷却効率が数十〜数百倍に向上するため、 経済的に極めて有利であ る。 この結果、 従来経済性の面から適用不可能であった機器に対しても超電導線 材を利用することが可能となり、 超電導機器の用途及び市場が大幅に拡大するこ とが予測される。
RE-123系超電導体 （特に Y-123系超電導体、 Y： Ba： Cu= 1 : 2 : 3のモル 比） の結晶系は斜方晶であり、 このため、 通電特性において材料の特性を発揮さ せるためには、 結晶の CuO面を揃えるだけでなく、 面内の結晶方位をも揃える ことが要求される。 その理由は、 僅かな方位のずれが双晶粒界を発生させ、 通電 特性を低下させるためである。
上記の Y- 123系超電導体の結晶の面內配向性を高め、 かつ面内の方位を揃えな がら線材化する製法は、 薄膜の作製法と規を同一にしている。 即ち、 テープ状金 属基板の上に面内配向度と方位を向上させた中間層を形成し、 この中間層の結晶 格子をテンプレートとして用いることによって、 Y-123系超電導体の結晶の面内 配向度と方位を向上させることができる。 さらに、超電導体の Jcは、 中間層の結晶性と表面平滑性に依存しており、下地 の状態に応じて敏感にその特性が大きく変化することが判明している。
上記のテープ状金属基板の上に面内配向した中間層を形成した 2軸配向金属基 板の製造技術として、 SOE (Surface-Oxidation Epitaxy：表面酸ィ匕エピタキシー） 法、 ISD (Indined Substrate Deposition ) fe、 IB AD (Ion Beam Assisted Deposotion) 法と EABiTS (Rolling Assisted Biaxially Textured Substrate) 法 が知られており、 無配向又は配向金属テープ上に面内配向度と方位を向上させた 中間層を形成することにより、 106AZcm2を超える Jcを有する Y-123系超電導 線材が数多く報告されている。
この内、 IBADや RABiTS法における中間層の形成は、 PLD (Pulse Laser Deposition；パルスレーザー堆積） 法等の気相法による真空プロセスを使用して おり、 IBAD法ではハステロィ ZYSZZY203の組み合わせが、 一方、 RABiTS法 では NiZCe02ZYSZ/Ce02等の組み合わせが一般的に 2軸配向金属基板として 用いられており、 緻密で平滑な中間層膜を得ることができるという利点を有する (例えば、 非特許文献 1参照。）。
上記の中間層の材料については、種々検討が行なわれており、この中でも Ce02 中間層は YBCO層 （Y— Ba— Cu— 0系超電導層） との結晶格子の整合性がよく、 かつ YBCO層との反応性が小さいため最も優れた中間層の一つとして知られて おり、 数多くの結果が報告されている。
上記のように、 金属基板上に YBCO層を形成する場合、 中間層として Ce02は 優れた性質を有する力 Ce02膜は金属基板との熱膨張の相違等によりクラックが 発生し易く厚膜化できないという問題があり、例えば、 RABiTS法では配向性 Ni 基板の表面の中間層内に YSZ (イツトリゥム安定化ジルコユア） を介在させるこ とが行われており、図 2に示すように、配向性 Ni基板 (10)の表面に Ce02膜（11)、 YSZ層 （12) 及び Ce02膜 （13) を順次形成し、 この上に YBCO層 （14) を形 成する必要があった。
【非特許文献 1】
A.Goyal at el., Physica C, 357-360 (2001) 903. ―
3
発明の開示
本発明は、 上記の難点を解決するためになされたもので、 クラックの発生を防 止し、 力ゝっ面內配向度と方位性等の結晶性並びに表面平滑性に優れた中間層を金 属基板上に形成することによって、 この中間層上に超電導特性に優れた希土類系 酸化物超電導層 (RE系超電導層） を形成した RE系超電導体を提供することを その目的とする。
本発明の他の目的は、 クラックの発生を防止し、 かつ面内配向度と方位性等の 結晶性並びに表面平滑性に優れた中間層を金属基板上に所定の圧力及ぴ温度範囲 内の焼成により形成することによって、 この中間層上に超電導特性に優れた RE 系超電導層を形成するようにした RE系超電導体の製造方法を提供することにあ る。 図面の簡単な説明
図 1は、本 明の第 1の態様の RE系超電導体の一実施例を示す断面図である。 図 2は、 RABiTS法による従来の希土類系酸化物超電導体の断面図である。 発明を実施するための最良の形態
以上の問題を解決するために、 本 明の第 1の態様である RE系超電導体は、 図 1に示すように、 金属基板 （1 ) の表面上に、 セリウムに希土類元素 Re (Re は、 Y、 Nd、 Sm、 Gd、 Eu、 Yb、 Ho、 Tm、 Dy、 La、 Erのいずれ力 > 1種を示す。） から選択されたいずれか 1種または 2種以上の元素を金属含有量で 5〜90mol% 添加したセリウム系酸化物からなる中間層 （2 ) を形成し、 この中間層上に RE 系超電導層 ( 3 ) を形成するようにしたものである。
また、 以上の問題を解決するために、 本発明の第 2の態様である EE系超電導 体の製造方法は、 金属基板の表面上に、 セリゥムに希土類元素 Re (Reは、 Y、 Nd、 Sm、 Gd、 Eu、 Yb、 Ho、 Tm、 Dy、 La、 Erのいずれか 1種を示す。） から 選択されたいずれか 1種または 2種以上の元素を金属含有量で 5〜90mol%含有 した混合物を液相プロセスにより塗布し、 O.lPa〜大気圧未満の減圧下で 900〜 1200°C未満の温度範囲で焼成してセリゥム系酸化物からなる中間層を形成した 後、 この中間層上に RE系超電導層を形成するようにしたものである。
本発明の: RE系超電導体によれば、 金属基板上の中間層を、 特定の希土類元素 (Re) を所定量添加したセリウム系酸化物により形成することにより、 中間層に おけるクラックの発生を防止することができ、 かつ面内配向度と方位性等の結晶 性並びに表面平滑性に優れた中間層を金属基板上に形成することができる。 その 結果、 この中間層上に超電導特性に優れた RE系超電導層を形成することが可能 となる。
また、 本発明の RE系超電導体の製造方法によれば、 金属基板の表面上に、 セ リゥムに特定の Reから選択されたいずれか 1種または 2種以上の元素を所定量 含有した混合物を液相プロセスにより塗布し、 雰囲気制御下で所定の温度範囲で 焼成してセリウム系酸化物からなる中間層を形成するため、 中間層におけるクラ ックの発生を防止することができ、 かつ面内配向度と方位性等の結晶性並びに表 面平滑性に優れた中間層を金属基板上に形成することができる。 その結果、 この 中間層上に超電導特性に優れた EE系超電導層を形成することが可能となる。 本発明の HE系超電導体及びその製造方法においては、 金属基板の表面上に、 セリウムに Reを添加した中間層を （雰囲気制御下で） 形成し、 この中間層上に RE系超電導層が形成されるが、 この中間層には、 超電導体と反応性が小さく、 結晶格子間隔の差の割合 （ミスフィット） が小さいこと、 さらに下地の金属元素 の拡散を防ぐ機能が求められる。この観点から中間層に適する結品構造としては、 蛍石構造、 希土類一 C構造またはパイク口ァ構造のいずれかの結晶構造が選択さ れる。 また、 Reの添加または含有により Ce02単層で生じていたクラックの発生 が抑えられるため、 金属基板上の中間層は単層化が可能になる。
以上の場合において、 Y-123系超電導体結晶の a軸の格子定数 3.88 Aと上記酸 化物結晶格子の間のミスフィットは 8%以下となるが、 このミスフィットは組成 により変動し、 可能であれば 1 %以下であることが望ましい。
以上の第 1の態様における中間層に添加される Re量及び第 2の態様における 混合物に含有される Re量は、 金属含有量で 5〜90mol%、 好ましくは、 20〜 60mol%の範囲内で選択される。
Re量が少ない場合にはクラック発生の防止効果が小さく、 Re量が多くなると YBCO層及ぴ金属墓板との反応性が高くなるため、 中間眉としての効果が小さく なるためである。特に、 Re量が 60mol%を超えると異相が晶出し易くなり、表面 の平滑†生が失われ易い。
上記の第 1の態様における中間層の形成方法としては、 PLD法、 e-beam蒸着、 スパッタリング等の物理蒸着法、 化学気相堆積 (CVD) 等の化学蒸着怯、 酸化物 自己配向化プロセスである IBAD法、 ISD法等の気相プロセスや MOD (Metal- Organic Deposition；有機金属塩塗布熱分解） 法等の液相プロセスを介した種々 の成膜法の使用が可能であるが、 製造の容易さ及び製造速度の点から MOD法ま たは PLD法の使用が好ましい。
また、 上記の第 2の態様における中間層の形成方法としては、 液相プロセスを 介した種々の成膜法の使用が可能であるが、 製造の容易さ及び製造速度の点から MOD法が採用される。
上記の MOD法は、 非真空プロセスで製造する方法として知られており、 本発 明の場合、 中間層を構成する各金属元素を所定のモル比で含むトリフルォロ酢酸 塩 （TFA塩） を始めとするオタチル酸塩、 ナフテン酸塩等の Ce及び Reの金属 有機酸塩の混合溶液を基板上に塗布した後、 焼成することが行われる。
MOD法による中間層の焼成は、 0.1〜大気圧未満 （例えば 800Pa) の減圧下で 行なわれ、特に 10〜500Paの圧力範囲で焼成することにより結晶化温度を低下さ せることができ、 1000°C以下の低温で中間層を焼成することが可能となる。 この ことは金属テープを基板とする場合、 下地金属元素が中間層内部へ拡散する速度 を低下させる点で有効である。 0.1 P a未満の焼成では膜がェピタキシャル成長す る前にランダムな結晶化を生じてしまい、 中間層の配向性が著しく低下する。 さ らに、 好ましくは 50〜500Paの圧力範囲が採用される。
中間層の焼成温度は 900〜： L200°C未満の温度範 ¾で行なわれる。 焼成温度が 900°C未満では 2軸配向膜を得ることが困難となり、 また 1200°C以上では焼成時 に膜が分解し目的の酸化物を得ることが困難になるためである。 特に、 中間層の 焼成温度が 950〜1150°Cの範囲が好ましい。
金属基板としては、 Ni、 Agあるいはこれらの合金等、 例えば、 Ni— Vや Ni— W合金等からなる 2軸配向金属テープや無配向の Ni、 Agあるいはこれらの合金 等や sus、ハステロイ、インコネルなどの耐熱合金からなる金属テープを用いる ことができる。
中間層を金属基板上に形成する場合、 配向金属テープでは上記中間層の形成法 として述べた全ての方法の適用が可能であり、 基板自体が配向性もたない無配向 金属テープに対しては、 IBAD法及び ISD法が適用される。 上述のように、 中問 層を MOD法または PLD法により形成する場合には、 金属基板として高配向性 の金属基板を用いることが好ましい。
また、 Niまたは Ni基合金等からなる金属基板に直接中間層を形成する場合、 焼成時の雰囲気は Ar、 N2ガス中に ¾を 0.1〜： 10%加えた還元性雰囲気ガスを使 用することが好ましい。 H2濃度 0.1%未満で成膜した場合には、 Ni表面に NiO が生成して中間層膜がェピタキシャル成長することを著しく阻害し、 また、 10% を超えた場合には、 ガスの還元力が強くなり過ぎるため目的とする酸化物が得ら れなくなるためである。
上述のように、 MOD法で形成した中間層と金属テープとの問に、 PLD法ゃス パッタ法などの気相プロセスを用いて成膜した 0.2 μ m以下の配向制御及び拡散 防止層を設けることもでき、 さらに、 MOD法で作製した中間層の上に CAP層と して 0.2 μ ιη以下の Ce02、 Ce-Re-0膜を PLDまたはスパッタ法で成膜して表 面の平滑性を向上させることも有効である。
また、 MOD法により中間層膜の前駆体膜を金属基板表面へ塗布する回数は、 何等制限されず、 所望の膜厚を得るために塗布一仮焼 （乾燥） の処理を複数回実 施する手法を採用することもできる。
以上のようにして金属基板上に形成した中間層上に、 超電導層を形成する方法 としては、 PLD法、 e-beam蒸着等の物理蒸着法、 CVD法等の化学蒸着法等の気 相プロセスや中間層と同様に MOD法等の液相プロセスを介した成膜法など様々 な方法でその成膜が可能である。
特に、 本発明による中間層は、 上記超電導層の形成方法の内、 TFAを仮焼した 前駆体 (TFA-MOD法）や e-beamや PLD法などの Fを含有した前駆体 (ex-situ 法） をテープ表面に成膜した後、 これを本焼して YBCO膜を形成する方法に対し て非常に有効である。 これらのプロセスにおいては、 前駆体膜に Fを含んでおり、 カゝっ焼成時に水蒸気を使用するため、 仮焼および本焼成時に HFが発生し、 従つ て、 中間層の耐酸性が問題となるが、 本発明による中間層は Ceベースの酸化物 であるため耐酸性に優れている。
本発明における中間層は、 クラックの宪生を防止することができるため厚膜化 が可能であり、 上述の： ABiTS法のように YSZ層を介した多層構造の中間層を 形成する必要がなく、 セリゥム系酸化物層上に EE系超電導層を直接形成するこ とができる。
以下本発明の実施例及び比較例について説明する。
実施例 1〜4
Ce、 Cd、 Y及び Ybの 0.2molZLの各ナフテン酸溶液を用いて Ce— Gd、 Ce 一 Y、 Ce— Yb及ぴ Ce— Gd— Ybの各混合溶液を作成し、 この混合溶液を 10mm X5mmの大きさの {100}く 001 >配向 Ni基板上にスピンコート法により塗布して 塗膜を形成した。 このときの回転数は 3,000rpmであつた。 この塗膜を施した基 板に大気中で 200°C X 15分間の仮焼熱処理を施し、 さらに、 Ar— H2 (2%) の雰 囲気中で 1，000°C X 1時間の焼成を施して中間層を形成した。
次いで、 上記の中間層の上にトリフルォロ酢酸塩を用いた MOD 法 （TFA— MOD) により YBCO (Y-123) 超電導層を形成した。
超電導層は、 Y、 Ba及び Cuの各元素を所定の比率で含むトリフルォロ酢酸塩 の混合溶液を中間層の上に塗布し、水蒸気を含んだ酸素雰囲気中で 250°C X 15時 間の仮焼熱処理を施した後、 水蒸気を含んだ Ar— 02 (500〜l，000ppm) 酸素雰 囲気中で 760〜800°C X 1〜3時間の焼成を施して形成した。
以上のようにして形成した中間層の面内配向性及ぴクラック発生の有無、 YBCO成膜後の YBCO層の配向性及びクラック発生の有無、 中間層のピーク強 度及び Jcを、 各混合溶液の組成比とともに表 1に示した。 組成比 （mol%) 中間層 YBCO成膜後 (TFA-MOD法）
Ce Gd Y Yb 面内配向性 クラック YBCOの クラック 中 間層 の Jc
の有無 配向性 の有無 ピーク強度 (MA/cm2)
(CPS)
1 55 45 良好 ハ、、 良 ハ、、 11000 1.3
2 70 30 良好 、、 良 、、、 10000 1
施
3 60 40 良好 ■、、、 良 ハ、、 8000 0.9
例
4 70 25 5 良好 ハ、、 良 ハ、、 11500 1.2 比 1 100 良好 有 良 有 3000 0.05
較
例 2 100 良好 ハ、、 ハ、、 ハ、ヽ 500 0
】 ¾1 比較例 1〜 2
中間層の原料溶液として、 Ceまたは Yの 0.2molZLのナフテン酸溶液を用い た他は、 実施例 1と同様の方法により、 配向 Ni基板上に中間層及び超電導層を 形成した。 結果を同様に表 1に示した。
実施例 5〜 8
Ce02に Gd、 Yまたは Ybを添力 Πした Ce— Gd— 0、 Ce— Y— 0、 Ce— Yb— 0 の各焼結体をターゲットとして、 PLD法により {100}く 001 >配向 Ni基板上に中 間層を成膜した。 このときの成膜条件は、 波長 248nmの Er— Fエキシマレーザ 一を用い、 Ar— H2 (1〜4%) 雰囲気中で基板温度を 500〜800°C、 成膜時の圧力 を 0.1〜500mTorrとした。
中間層上の超電導層の形成は、 実施例 1〜 4と同様にして行なった。
以上のようにして形成した中間層の面内配向性及びクラック発生の有無、 YBCO成膜後の YBCO層の配向性及ぴクラック発生の有無、 中間層のピーク強 度及ぴ Jcを、 各焼結体の組成比とともに表 2に示した。
t
組成比 (mol%) 中間層 YBCO成膜後 （TFA-MOD法）
Ce Gd Y Yb 面内配向性 クラック YBCOの クラック 中 間層 の Jc
の有無 配向性 の有無 ピーク強度 (MA/cm2)
(CPS)
5 55 45 良好 良 13000 1.7
6 80 20 良好 良 10000 1.2
施
7 55 45 良好 良 9500 1
例
8 70 30 良好 良 11500 1.5 比 3 100 良好 有 良 有 5000 0.05 例 4 100 良好 500 0
比較例 3〜4
Ce02または Y焼結体をターゲットとした他は、 実施例 5〜 8と同様の方法に より中間層及び超電導層を形成した。
結果を同様に表 2に示した。
以上の実施例及び比較例の結果から明らかなように、 MOD法または PLD法に よりセリウム系酸化物層からなる中間層を形成し、 この中間層上に MOD法によ り RE系超電導層を形成した: RE系超電導体は、 中間層にクラックを発生せず、 中間層及び超電導層の配向性に優れるとともに、高い Jc値を示す。 これに対して、 Ceまたは Yからなる酸化物層を中間層とした場合には、 中間層におけるクラッ クの発生あるいは超電導層の配向性の低さから、 、ずれも極めて小さい Jc値を示 す結果となる。
実施例 9〜 17
0.2mol/Lの金属濃度の Ce、 Gd、 Y及び Ybの各有機金属化合物溶液を準備し て、 表 3に示す金属モル比を有する混合溶液を作成し、 この混合溶液を 10mm X 5mmの大きさの配向 Ni基板にスピンコーティング法で塗布して塗膜を形成した。
【表 3】
Figure imgf000014_0001
この時の回転数は 3000rpmとした。この塗膜付基抜に仮焼熱処理を施した後、 Ar-H2 (2%) の雰囲気中で 900 1150°Cの温度範囲内の温度で、 10 500Paの 圧力範囲内の圧力で焼成を行い、 100 600mnの膜厚の中間層を配向 Ni基板上 の形成した。 各実施例の焼成温度、 焼成時圧力及び膜厚を表 4に示す。 焼成温度 焼成時 膜厚 CAP層 中間層 中間層ピーク強度 (GPS) Jc(MA/cm2) (°C) 圧力 (nm) 配向度 クラック 作製時 YBGO成膜後
(Pa) (%) の有無
実施例 9 1000 100 200 4iff 98 ffp 5500 5200 1.8
10 1050 50 200 95 無、 5000 4800 1.2
11 950 200 600 有 90 5800 5500 1
12 1 100 500 300 97 6500 6300 1.9
13 1050 30 400 有 93 4m 4800 4200 0.9
14 1000 10 400 有 90 組 4500 4400 1
15 900 500 500 85 4800 4150 0.9
16 1 150 100 150 94 ,，》、 5800 5800 1.1
17 1000 80 100 99 7000 6950 1.1 比較例 5a 1000 1.01 E+05 100 組 99 有 4000 400 0
5b 1000 100 100 97 有 4500 500 0
6 1100 1.01 E+05 300 無 92 3000 750 0
7 1050 100 200 組 95 "»、 2500 300 0
8a 800 150 200 無 90 無 2200 800 0
8b 1000 1.01 E+05 200 無 96 2500 950 0
8c 1000 1.01 E+05 200 有 99 2500 1100 0.2
9 1200 100 200 挺 /"、 0 ，、、 200 150 0
表 4において 1.01E+0.5Paは 1.01 X 105Pa、 即ち大気圧を示す。 次いで、 上記の中間層の上にトリフルォロ酢酸塩を用いた MOD法 （TFA— MOD) により YBCO (Y-123) 超電導層を形成した。
超電導層は、 Y、 Ba及ぴ Cuの各元素を所定の比率で含むトリフルォロ酢酸塩 の混合溶液を中間層の上に塗布し、水蒸気を含んだ酸素雰囲気中で 250°CX 15時 間の仮焼熱処理を施した後、 水蒸気を含んだ Ar—02 (500〜： l，000ppm) 酸素雰 囲気中で 740〜800°C X 1〜3時間の焼成を施して形成した。
尚、上記実施例において CAP層を中間層上に有するものは、 MOD法で成膜し た中間層上に Ce02膜（膜厚 0.05/z m) を PLD法によって形成したものである。 以上のようにして製造した Re系超電導体の中間層の配向度、 クラック発生の 有無及び中間層のピーク強度並びに Jcの値を表 4に同時に示した。
以上の実施例の結果から明らかなように、 本発明の方法によれば、 中間層にク ラックの発生は認められず、 かつ良好な配向度が得られ、 使用した原料の有機酸 塩の種類にも依存しない。
また、 YBCOの成膜による中間層のビーク強度の変化はほとんど認められず、 YBCO層と中間層は化学的に安定であり、反応防止層として適応できることが明 らかである。 さらに、 Jc値は全ての条件で高い値を得ることができる。
比較例 5〜 9
0.2mol/Lの金属濃度の Ce、 Gd及び Yの各有機金属化合物溶液を準備して、 表 3に示すように Ce、 Gd及び Yの各有機金属化合物溶液並びに Ce— Gd混合溶 液を用いて実施例 9〜： 17と同様の方法により配向 Ni基板上に塗膜を形成した。 以後、 上記の実施例と同様にして、 この塗膜付基板に仮焼熱処理及び焼成を行 い、 100〜300nmの膜厚の中間層を配向 Ni基板上の形成した。 各比較例の焼成 温度、 焼成時圧力及び膜厚を表 4に示した。
次いで、 実施例と同様の方法により、 上記の中間層の上に TFA— MOD法によ り YBCO (Y-123) 超電導層を形成した。
以上のようにして製造した RE系超電導体の中間層の配向度、 クラック発生の 有無及ぴ中間層のピーク強度並びに Jcの値を表 4に同時に示した。
以上の比較例の結果から明らかなように、 Ce02単層 （比較例 5 ) では、 中間層 にクラックが生じ、中間層のピーク強度も YBCO成膜後に著しく低下することに より、 Jc値を示さない。
また、 Gd203単層 （比較例 6 ) または Y203単層 （比較例 7 ) では、 YBCO本 焼時に中間層と BCO仮焼膜が反応し YBCO膜が成長せず、 中間層ピークも大 幅に低下することにより、 Jc値を示さない。
さらに、中間層の焼成温度または焼成時の圧力が本努明の範囲から外れると（比 較例 5 a、 6、 8b及ぴ 8 c)、 中間層が表面まで成長せず YBCOが配向しないた め、 Jc値を示さないか極めて小さい値となる。 中間層の焼成温度が 1200°Cの場 合 （比較例 9 ) には、 中間層自体が分解して Jc値を示さない。 産業上の利用の可能性
本発明による希土類系酸化物超電導体及びその製造方法は、超電導マグネット、 超電導ケーブル等の機器への使用に適したテープ状の希土類系酸化物超電導体に 有用である。

Claims

請求の範囲
1 . 金属基板の表面上に、 セリウムに希土類元素： e (Reは、 Y、 Nd、 Sm、 Gd、 Eu、 Yb、 Ho、 Tm、 Dy、 La、 Erのいずれか 1種を示す。） から選択されたいず れか 1種または 2種以上の元素を金属含有量で 5〜90mol%を添加したセリウム 系酸化物からなる中間層を形成し、 この中間層上に希土類系酸化物超電導層を形 成したことを特徴とする希土類系酸化物超電導体。
2. 中間層中の希土類元素 Reの添加量は、 金属含有量で 20〜60mol%であるこ とを特徴とする請求項 1記載の希土類系酸化物超電導体。
3 . 中間層は、 MOD法または PLD法により形成されたことを特徴とする請求項 1または 2記載の希土類系酸化物超電導体。
4. 金属基板は、 2軸配向性の金属基板であることを特徴とする請求項 1乃至 3 いずれか 1項記載の希土類系酸化物超電導体。
5 . 希土類系酸化物超電導層は、 中間層上に直接形成されたことを特徴とする請 求項 1乃至 4いずれか 1項記載の希土類系酸化物超電導体。
6 . 金属基板の表面上に、 セリウムに希土類元素 Re (Reは、 Y、 Nd、 Sm、 Gd、 Eu、 Yb、 Ho、 Tm、 Dy、 La、 Erのいずれか 1種を示す。） から選択されたいず れか 1種または 2種以上の元素を金属含有量で 5〜90mol%含有した混合物を液 相プロセスにより塗布し、 0. lPa〜大気圧未満の減圧下で 900〜 1200°C未満の温 度範囲で焼成してセリウム系酸化物からなる中間層を形成した後、 この中間層上 に希土類系酸化物超電導層を形成す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。
7 . 混合物中の希土類元素 Reの含有量は、 金属含有量で 20〜60mol%であるこ とを特徴とする請求項 6記載の希土類系酸化物超電導体の製造方法。
8 . 混合物の塗布は、 MOD法により行なわれることを特徴とする請求項 6また は 7記載の希土類系酸化物超電導体の製造方法。
9 . 中間層は、 50〜500 P aの圧力範囲の焼成により形成されることを特徴とす る請求項 6乃至 8いずれか 1項記載の希土類系酸化物超電導体の製造方法。
10. 中間層は、 950〜： L150°Cの温度範囲の焼成により形成されることを特徴とす る請求項 6乃至 9いずれか 1項記載の希土類系酸化物超電導体の製造方法。
11. 金属基板は、 2軸配向性の金属基板であることを特徴とする請求項 6乃至 10 いずれか 1項記載の希土類系酸化物超電導体の製造方法。
12. 希土類系酸化物超電導層は、 中間層上に直接形成されることを特徴とする請 求項 6乃至 11いずれか 1項記載の希土類系酸化物超電導体の製造方法。
13. 2軸配向性の金属基板の表面上に、 セリウムに希土類元素 Re (Reは、 Y、 Nd、 Sm、 Gd、 Eu、 Yb、 Ho、 Tm、 Dy、 La、 Erのいずれか 1種を示す。） から 選択されたいずれか 1種または 2種以上の元素を金属含有量で 20〜60mol%含有 した混合物を MOD法により塗布し、 Ar、 N2ガス中に ¾を 0.1〜： 10%加えた還 元性雰囲気ガス中で、 50〜500 P aの圧力範囲及ぴ 950〜： L150°Cの温度範囲で焼 成してセリウム系酸化物からなる中間層を形成した後、 この中間層上に希土類系 酸化物超電導層を形成す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。
PCT/JP2004/006406 2003-05-07 2004-05-06 希土類系酸化物超電導体及びその製造方法 Ceased WO2004100182A1 (ja)

Priority Applications (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2005506027A JP4709005B2 (ja) 2003-05-07 2004-05-06 希土類系酸化物超電導体及びその製造方法
US10/551,900 US7473670B2 (en) 2003-05-07 2004-05-06 Process for producing rare earth oxide superconductor

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2003-129368 2003-05-07
JP2003-129369 2003-05-07
JP2003129368 2003-05-07
JP2003129369 2003-05-07

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2004100182A1 true WO2004100182A1 (ja) 2004-11-18

Family

ID=33436417

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2004/006406 Ceased WO2004100182A1 (ja) 2003-05-07 2004-05-06 希土類系酸化物超電導体及びその製造方法

Country Status (3)

Country Link
US (1) US7473670B2 (ja)
JP (1) JP4709005B2 (ja)
WO (1) WO2004100182A1 (ja)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2007080876A1 (ja) * 2006-01-13 2007-07-19 International Superconductivity Technology Center, The Juridical Foundation 希土類系テープ状酸化物超電導体
JP2007526199A (ja) * 2004-01-16 2007-09-13 アメリカン・スーパーコンダクター・コーポレーション ナノドットフラックス・ピン止めセンターを有する酸化物膜
JP2007234531A (ja) * 2006-03-03 2007-09-13 Internatl Superconductivity Technology Center テープ状酸化物超電導線材の製造方法およびその中間層熱処理装置

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US9165478B2 (en) * 2003-04-18 2015-10-20 International Business Machines Corporation System and method to enable blind people to have access to information printed on a physical document
JP4254823B2 (ja) * 2006-08-30 2009-04-15 カシオ計算機株式会社 反応装置及び電子機器
DE102008016257B4 (de) * 2008-03-29 2010-01-28 Zenergy Power Gmbh Hochtemperatursupraleiter-Schichtanordnung und Verfahren zur Herstellung einer solchen
TWI688131B (zh) * 2016-09-14 2020-03-11 日商東芝記憶體股份有限公司 半導體裝置

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11111080A (ja) * 1997-10-01 1999-04-23 International Superconductivity Technology Center 高臨界電流密度をもつ超電導線材
JP2002075079A (ja) * 2000-08-29 2002-03-15 Sumitomo Electric Ind Ltd 高温超電導厚膜部材およびその製造方法
JP2003034527A (ja) * 2001-05-15 2003-02-07 Internatl Superconductivity Technology Center 厚膜テープ状酸化物超電導体及びその製造方法
JP2003323822A (ja) * 2002-05-02 2003-11-14 Sumitomo Electric Ind Ltd 薄膜超電導線材およびその製造方法

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2726399B1 (fr) * 1994-10-27 1997-01-10 Alsthom Cge Alcatel Procede pour la preparation d'un substrat en vue du depot d'une couche mince de materiau supraconducteur
EP1195819A1 (en) * 2000-10-09 2002-04-10 Nexans Buffer layer structure based on doped ceria for providing optimized lattice match with a YBCO layer in a conductor and process of manufacturing said structure
US20040157747A1 (en) * 2003-02-10 2004-08-12 The University Of Houston System Biaxially textured single buffer layer for superconductive articles

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11111080A (ja) * 1997-10-01 1999-04-23 International Superconductivity Technology Center 高臨界電流密度をもつ超電導線材
JP2002075079A (ja) * 2000-08-29 2002-03-15 Sumitomo Electric Ind Ltd 高温超電導厚膜部材およびその製造方法
JP2003034527A (ja) * 2001-05-15 2003-02-07 Internatl Superconductivity Technology Center 厚膜テープ状酸化物超電導体及びその製造方法
JP2003323822A (ja) * 2002-05-02 2003-11-14 Sumitomo Electric Ind Ltd 薄膜超電導線材およびその製造方法

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007526199A (ja) * 2004-01-16 2007-09-13 アメリカン・スーパーコンダクター・コーポレーション ナノドットフラックス・ピン止めセンターを有する酸化物膜
WO2007080876A1 (ja) * 2006-01-13 2007-07-19 International Superconductivity Technology Center, The Juridical Foundation 希土類系テープ状酸化物超電導体
JP2007188756A (ja) * 2006-01-13 2007-07-26 Internatl Superconductivity Technology Center 希土類系テープ状酸化物超電導体
JP2007234531A (ja) * 2006-03-03 2007-09-13 Internatl Superconductivity Technology Center テープ状酸化物超電導線材の製造方法およびその中間層熱処理装置

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2004100182A1 (ja) 2006-07-13
US20060258538A1 (en) 2006-11-16
US7473670B2 (en) 2009-01-06
JP4709005B2 (ja) 2011-06-22

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US6893732B1 (en) Multi-layer articles and methods of making same
JP4713012B2 (ja) テープ状酸化物超電導体
US6673387B1 (en) Control of oxide layer reaction rates
US20020144838A1 (en) Enhanced high temperature coated superconductors
US8748349B2 (en) Buffer layers for REBCO films for use in superconducting devices
JP2004512252A (ja) 前駆体溶液およびその使用方法
KR101414430B1 (ko) 단일 코팅에 의한 산화물 후막
JP5156188B2 (ja) 厚膜テープ状ｒｅ系（１２３）超電導体の製造方法
JP2008310986A (ja) テープ状酸化物超電導体
JP2003300726A (ja) テープ状酸化物超電導体及びその製造方法
JP2007165153A6 (ja) 厚膜テープ状ｒｅ系（１２３）超電導体の製造方法。
JP4422959B2 (ja) Ｙ系テープ状酸化物超電導体の製造方法
JP4579909B2 (ja) 希土類系酸化物超電導体及びその製造方法
JP4709005B2 (ja) 希土類系酸化物超電導体及びその製造方法
JP2003034527A (ja) 厚膜テープ状酸化物超電導体及びその製造方法
JP5415824B2 (ja) 被覆された導体のための、形状を変化させた基板の製造方法及び上記基板を使用する被覆された導体
JP2011253766A (ja) 酸化物超電導薄膜の製造方法
KR100998310B1 (ko) 유기금속증착용 전구용액 형성방법 및 이를 사용하는초전도 후막 형성방법
JP5464194B2 (ja) 酸化物超電導薄膜線材
JP2012129085A (ja) 酸化物超電導薄膜線材とその製造方法
WO2002093590A1 (fr) Supraconducteur oxyde sous forme de ruban et son mode de fabrication
JP2010238633A (ja) 希土類系厚膜酸化物超電導線材の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
AK Designated states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): AE AG AL AM AT AU AZ BA BB BG BR BW BY BZ CA CH CN CO CR CU CZ DE DK DM DZ EC EE EG ES FI GB GD GE GH GM HR HU ID IL IN IS JP KE KG KP KR KZ LC LK LR LS LT LU LV MA MD MG MK MN MW MX MZ NA NI NO NZ OM PG PH PL PT RO RU SC SD SE SG SK SL SY TJ TM TN TR TT TZ UA UG US UZ VC VN YU ZA ZM ZW

AL Designated countries for regional patents

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): BW GH GM KE LS MW MZ NA SD SL SZ TZ UG ZM ZW AM AZ BY KG KZ MD RU TJ TM AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR HU IE IT LU MC NL PL PT RO SE SI SK TR BF BJ CF CG CI CM GA GN GQ GW ML MR NE SN TD TG

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2005506027

Country of ref document: JP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2006258538

Country of ref document: US

Ref document number: 10551900

Country of ref document: US

122 Ep: pct application non-entry in european phase
WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 10551900

Country of ref document: US