JPH08325013A - ネオジム系酸化物超電導成形体およびその製造方法 - Google Patents
ネオジム系酸化物超電導成形体およびその製造方法Info
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- JPH08325013A JPH08325013A JP7128667A JP12866795A JPH08325013A JP H08325013 A JPH08325013 A JP H08325013A JP 7128667 A JP7128667 A JP 7128667A JP 12866795 A JP12866795 A JP 12866795A JP H08325013 A JPH08325013 A JP H08325013A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 低磁場領域での磁場捕捉性能が向上したネオ
ジム系酸化物の超電導成形体と、その製造方法とを提供
することを目的とする。 【構成】 Ｎｄ，Ｂａ，Ｃｕを含む酸化物からなる溶融
超電導成形体であって、Ｎｄ１２３系酸化物の結晶粒中
にＮｄ４２２系酸化物の微粒子が均一に分散している組
織を有する。その製造方法は、（１）Ｎｄ１２３系酸化
物の第１粉末とＮｄ４２２系酸化物の第２粉末との均一
な混合粉末を生成する粉末合成工程と、（２）該混粉
を、第１粉末は溶融し第２粉末は溶融しない温度で部分
溶融したのち、第１粉末の凝固点付近で徐冷することに
より、第２粉末の微粒子が第１粉末成分の結晶中に分散
した組織をもつ溶融バルク体を生成する熱処理工程と、
を有する。Ｎｄ１２３の粗大結晶中にＮｄ４２２の微粒
子が均一に分散した組織により、ピン止め効果が有効に
発揮され、低磁場領域での磁場捕捉性能が向上する。
ジム系酸化物の超電導成形体と、その製造方法とを提供
することを目的とする。 【構成】 Ｎｄ，Ｂａ，Ｃｕを含む酸化物からなる溶融
超電導成形体であって、Ｎｄ１２３系酸化物の結晶粒中
にＮｄ４２２系酸化物の微粒子が均一に分散している組
織を有する。その製造方法は、（１）Ｎｄ１２３系酸化
物の第１粉末とＮｄ４２２系酸化物の第２粉末との均一
な混合粉末を生成する粉末合成工程と、（２）該混粉
を、第１粉末は溶融し第２粉末は溶融しない温度で部分
溶融したのち、第１粉末の凝固点付近で徐冷することに
より、第２粉末の微粒子が第１粉末成分の結晶中に分散
した組織をもつ溶融バルク体を生成する熱処理工程と、
を有する。Ｎｄ１２３の粗大結晶中にＮｄ４２２の微粒
子が均一に分散した組織により、ピン止め効果が有効に
発揮され、低磁場領域での磁場捕捉性能が向上する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、希土類酸化物超電導体
の一種であるネオジム系酸化物超電導材料からなる溶融
バルク成形体と、その製造方法に関する。本発明により
提供される超電導成形体は、広い磁場範囲で高い臨界電
流密度を示すので、超電導材料として広い産業分野で利
用されうる。たとえば、磁場捕捉による磁石応用、磁気
浮上による搬送装置、フライホイール、電力貯蔵装置な
どに応用することができる。
の一種であるネオジム系酸化物超電導材料からなる溶融
バルク成形体と、その製造方法に関する。本発明により
提供される超電導成形体は、広い磁場範囲で高い臨界電
流密度を示すので、超電導材料として広い産業分野で利
用されうる。たとえば、磁場捕捉による磁石応用、磁気
浮上による搬送装置、フライホイール、電力貯蔵装置な
どに応用することができる。
【０００２】
【従来の技術】近年、ＲＥＢａＣｕＯ系（ＲＥ＝希土類
元素）の酸化物超電導体では、高い臨界電流密度（Ｊ
ｃ）を持ち、液体窒素温度で１Ｔを超える高い磁場を捕
捉できるようになった。これは、超電導相であるＲＥＢ
ａ2 Ｃｕ3 Ｏx （ＲＥ１２３相）の大きく成長した結晶
粒の中に、ＲＥ１２３相の高温での分解生成相である非
超電導相のＲＥ2 ＢａＣｕＯ5 が（ＲＥ２１１相）が分
散した組織をつくることにより実現された。このような
組織を得るために工夫された方法が溶融法である。溶融
法に分類される製造プロセスとしてはいくつか方法があ
るが、基本的には、出発試料を熱処理後の試料組織中に
ＲＥ２１１相が残るような組成にずらして合成するこ
と、試料を一旦ＲＥ１２３相がＲＥ２１１相とＢａとＣ
ｕの酸化物からなる液相に分解溶融するまで昇温したあ
とＲＥ１２３相の生成温度近傍から徐冷して大きなＲＥ
１２３相の結晶粒を成長させること、などが共通した特
徴である。
元素）の酸化物超電導体では、高い臨界電流密度（Ｊ
ｃ）を持ち、液体窒素温度で１Ｔを超える高い磁場を捕
捉できるようになった。これは、超電導相であるＲＥＢ
ａ2 Ｃｕ3 Ｏx （ＲＥ１２３相）の大きく成長した結晶
粒の中に、ＲＥ１２３相の高温での分解生成相である非
超電導相のＲＥ2 ＢａＣｕＯ5 が（ＲＥ２１１相）が分
散した組織をつくることにより実現された。このような
組織を得るために工夫された方法が溶融法である。溶融
法に分類される製造プロセスとしてはいくつか方法があ
るが、基本的には、出発試料を熱処理後の試料組織中に
ＲＥ２１１相が残るような組成にずらして合成するこ
と、試料を一旦ＲＥ１２３相がＲＥ２１１相とＢａとＣ
ｕの酸化物からなる液相に分解溶融するまで昇温したあ
とＲＥ１２３相の生成温度近傍から徐冷して大きなＲＥ
１２３相の結晶粒を成長させること、などが共通した特
徴である。
【０００３】このような溶融法によれば、永久磁石では
得られない大きな磁場の捕捉可能な超電導体が製造でき
るので、新しい応用が期待され、多くの研究がなされて
きた。その結果、溶融バルクで高い特性を得るために
は、ＲＥ１２３の結晶粒を大きく成長させることおよび
組織中に残存するＲＥ２１１相を微細にすることが有効
であることが明らかにされた。これは、超電導相である
ＲＥ１２３相の結晶粒内に析出した非超電導相のＲＥ２
１１相は、実質的に磁束のピン止め点として作用してお
り、微細化により分散するＲＥ２１１相の粒子数が増え
ればそれだけ磁束が強くピン止めされるためと考えられ
ている。また、ＲＥ２１１相の微細化には、Ｐｔあるい
はＲｈの添加が有効であることが見いだされて、特開平
５−２７９０３２号公報などで開示されている。同公報
には、ＲＥ、Ｂａ、Ｃｕおよびその化合物を含む原料混
合粉に微量の白金粉末を添加し混合して成型したのち、
部分溶融と徐冷を含む熱処理を行う酸化物超電導体の製
造方法が開示されている。
得られない大きな磁場の捕捉可能な超電導体が製造でき
るので、新しい応用が期待され、多くの研究がなされて
きた。その結果、溶融バルクで高い特性を得るために
は、ＲＥ１２３の結晶粒を大きく成長させることおよび
組織中に残存するＲＥ２１１相を微細にすることが有効
であることが明らかにされた。これは、超電導相である
ＲＥ１２３相の結晶粒内に析出した非超電導相のＲＥ２
１１相は、実質的に磁束のピン止め点として作用してお
り、微細化により分散するＲＥ２１１相の粒子数が増え
ればそれだけ磁束が強くピン止めされるためと考えられ
ている。また、ＲＥ２１１相の微細化には、Ｐｔあるい
はＲｈの添加が有効であることが見いだされて、特開平
５−２７９０３２号公報などで開示されている。同公報
には、ＲＥ、Ｂａ、Ｃｕおよびその化合物を含む原料混
合粉に微量の白金粉末を添加し混合して成型したのち、
部分溶融と徐冷を含む熱処理を行う酸化物超電導体の製
造方法が開示されている。
【０００４】ところが、従来の溶融バルクでは、外部磁
場の低い領域では高いＪｃを持つものの、外部磁場の増
加にともなってＪｃが減少する傾向を有している。それ
ゆえ、従来の溶融バルクでは、外部磁場の高い領域にお
いては必ずしも十分なＪｃが得られないという問題点が
あった。一方、最近になって、希土類にネオジムを用い
たＮｄ系の酸化物超電導体の研究が盛んになってきた。
Ｎｄ系はＮｄＢａ2 Ｃｕ3 Ｏx （Ｎｄ１２３）のＢａサ
イトへＮｄが一部置換されて入るため、従来Ｙ系などで
行われていた大気中もしくは酸素雰囲気中での熱処理で
は、Ｙ系に較べＴｃが低いなど、特性のよいものが以前
はほとんど得られていなかった。ところが、酸素分圧を
低く制御して熱処理するとサイトの置換が抑制され、Ｎ
ｄ１２３では他のＲＥ１２３よりＴｃ（超電導遷移温
度）が高くなることが見いだされた。さらに、磁場によ
り誘起される磁束のピン止め点を有するため、外部磁場
の高い領域ではＮｄ１２３単相の結晶粒で高いＪｃが得
られることも報告されたのである。（例えば、村上・他
による「応用物理」学会誌 第６４巻第４号／１９９５
の３６８〜３７１頁）
場の低い領域では高いＪｃを持つものの、外部磁場の増
加にともなってＪｃが減少する傾向を有している。それ
ゆえ、従来の溶融バルクでは、外部磁場の高い領域にお
いては必ずしも十分なＪｃが得られないという問題点が
あった。一方、最近になって、希土類にネオジムを用い
たＮｄ系の酸化物超電導体の研究が盛んになってきた。
Ｎｄ系はＮｄＢａ2 Ｃｕ3 Ｏx （Ｎｄ１２３）のＢａサ
イトへＮｄが一部置換されて入るため、従来Ｙ系などで
行われていた大気中もしくは酸素雰囲気中での熱処理で
は、Ｙ系に較べＴｃが低いなど、特性のよいものが以前
はほとんど得られていなかった。ところが、酸素分圧を
低く制御して熱処理するとサイトの置換が抑制され、Ｎ
ｄ１２３では他のＲＥ１２３よりＴｃ（超電導遷移温
度）が高くなることが見いだされた。さらに、磁場によ
り誘起される磁束のピン止め点を有するため、外部磁場
の高い領域ではＮｄ１２３単相の結晶粒で高いＪｃが得
られることも報告されたのである。（例えば、村上・他
による「応用物理」学会誌 第６４巻第４号／１９９５
の３６８〜３７１頁）
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、Ｎｄ系
の酸化物超電導体では、分解溶融時の生成相は、他の希
土類元素系の分解生成相のＲＥ２１１相とは組成は同じ
であるにもかかわらずその結晶構造が全く異なることが
わかっている。これを区別するため、Ｎｄ系では、Ｎｄ
１２３の分解溶融時の生成相はＮｄ4 Ｂａ2 Ｃｕ2 Ｏ10
（Ｎｄ４２２相）と呼ばれている。Ｎｄ系の場合には、
従来のＲＥ１２３系の溶融法のように出発原料の組成を
ずらして同様のプロセスを行っても、超電導相のＮｄ１
２３相中に残る非超電導相のＮｄ４２２相は微細分散し
なかった。すなわち、ＲＥ１２３相の場合に低磁場領域
でのＪｃ向上に有効に働いたＲＥ２１１のような常電導
析出物の微細に分散した組織が得られていない。
の酸化物超電導体では、分解溶融時の生成相は、他の希
土類元素系の分解生成相のＲＥ２１１相とは組成は同じ
であるにもかかわらずその結晶構造が全く異なることが
わかっている。これを区別するため、Ｎｄ系では、Ｎｄ
１２３の分解溶融時の生成相はＮｄ4 Ｂａ2 Ｃｕ2 Ｏ10
（Ｎｄ４２２相）と呼ばれている。Ｎｄ系の場合には、
従来のＲＥ１２３系の溶融法のように出発原料の組成を
ずらして同様のプロセスを行っても、超電導相のＮｄ１
２３相中に残る非超電導相のＮｄ４２２相は微細分散し
なかった。すなわち、ＲＥ１２３相の場合に低磁場領域
でのＪｃ向上に有効に働いたＲＥ２１１のような常電導
析出物の微細に分散した組織が得られていない。
【０００６】それゆえ、これまで報告されたＮｄ系の酸
化物超電導体では、高磁場領域ではこの系特有の磁場誘
起型のピン止め点の効果により高いＪｃが得られていた
ものの、逆に低磁場領域では他のＲＥ１２３系よりもＪ
ｃが低くなっていたという問題点があった。そこで本発
明は、高磁場領域では従来のＮｄ系の酸化物超電導体に
劣らぬ高いＪｃを保ちながら、従来は劣っていた低磁場
領域ではＪｃが大幅に向上したＮｄ系酸化物超電導体
と、その製造方法とを提供することを解決すべき課題と
する。
化物超電導体では、高磁場領域ではこの系特有の磁場誘
起型のピン止め点の効果により高いＪｃが得られていた
ものの、逆に低磁場領域では他のＲＥ１２３系よりもＪ
ｃが低くなっていたという問題点があった。そこで本発
明は、高磁場領域では従来のＮｄ系の酸化物超電導体に
劣らぬ高いＪｃを保ちながら、従来は劣っていた低磁場
領域ではＪｃが大幅に向上したＮｄ系酸化物超電導体
と、その製造方法とを提供することを解決すべき課題と
する。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明のネオジム系酸化
物超電導成形体は、ネオジム（Ｎｄ）、バリウム（Ｂ
ａ）および銅（Ｃｕ）の金属元素を含む酸化物からなる
超電導成形体であって、各該金属元素の組成比率が略
１：２：３であるＮｄ１２３系酸化物（化学式ＮｄＢａ
2 Ｃｕ3 ＯX で表される物質の略称）の結晶粒中に、各
該金属元素の組成比率が略４：２：２であるＮｄ４２２
系酸化物（化学式Ｎｄ4 Ｂａ2 Ｃｕ2 Ｏ10で表される物
質の略称）の平均粒径５０μｍ以下の微粒子が、均一に
分散している組織を有することを特徴とする。
物超電導成形体は、ネオジム（Ｎｄ）、バリウム（Ｂ
ａ）および銅（Ｃｕ）の金属元素を含む酸化物からなる
超電導成形体であって、各該金属元素の組成比率が略
１：２：３であるＮｄ１２３系酸化物（化学式ＮｄＢａ
2 Ｃｕ3 ＯX で表される物質の略称）の結晶粒中に、各
該金属元素の組成比率が略４：２：２であるＮｄ４２２
系酸化物（化学式Ｎｄ4 Ｂａ2 Ｃｕ2 Ｏ10で表される物
質の略称）の平均粒径５０μｍ以下の微粒子が、均一に
分散している組織を有することを特徴とする。
【０００８】さて、上記特徴をもつ本発明のネオジム系
酸化物超伝導成形体に、以下の限定のうち幾つかを加え
ることも可能である。第１に、前記Ｎｄ１２３系酸化物
と前記Ｎｄ４２２系酸化物とのモル比は、２０：１から
２：３までの範囲であるという限定である。わけても、
モル比３：１程度で良好な性能が得られることが確認さ
れている。
酸化物超伝導成形体に、以下の限定のうち幾つかを加え
ることも可能である。第１に、前記Ｎｄ１２３系酸化物
と前記Ｎｄ４２２系酸化物とのモル比は、２０：１から
２：３までの範囲であるという限定である。わけても、
モル比３：１程度で良好な性能が得られることが確認さ
れている。
【０００９】第２に、前記結晶粒に粒径５ｍｍ以上のも
のを一つ以上含み、前記微粒子の平均粒径は１０μｍ以
下であるという限定である。第３に、前記結晶粒の結晶
軸方位が配向しているという限定である。第４に、前記
結晶粒が、温度７７Ｋ、外部磁場１Ｔの条件下で、１０
０００Ａ／ｃｍ2 をこえる臨界電流密度（Ｊｃ）を持つ
という限定である。
のを一つ以上含み、前記微粒子の平均粒径は１０μｍ以
下であるという限定である。第３に、前記結晶粒の結晶
軸方位が配向しているという限定である。第４に、前記
結晶粒が、温度７７Ｋ、外部磁場１Ｔの条件下で、１０
０００Ａ／ｃｍ2 をこえる臨界電流密度（Ｊｃ）を持つ
という限定である。
【００１０】第５に、前記成形体の表面において１Ｔを
こえる磁場を捕捉できるという限定である。 （製法発明）本発明のネオジム系酸化物超電導成形体の
製造方法は、ネオジム（Ｎｄ）、バリウム（Ｂａ）およ
び銅（Ｃｕ）の金属元素を含む酸化物からなる溶融バル
ク成形体を製造する方法であって、各該金属元素の組成
比率が略１：２：３であるＮｄ１２３系酸化物の第１粉
末と、各該金属元素の組成比率が略４：２：２であるＮ
ｄ４２２系酸化物の第２粉末の混合粉末を生成する粉末
合成工程と、該成形体を、酸素分圧が１％以下の雰囲気
下で、該第１粉末の少なくとも一部は溶融し、該第２粉
末は溶融しない温度範囲に昇温して部分溶融したのち、
該第１粉末の凝固点付近の温度帯域で徐冷することによ
り、該第２粉末の微粒子が該第１粉末成分の結晶中に分
散した組織をもつ溶融バルク体を生成する熱処理工程
と、を有することを特徴とする。
こえる磁場を捕捉できるという限定である。 （製法発明）本発明のネオジム系酸化物超電導成形体の
製造方法は、ネオジム（Ｎｄ）、バリウム（Ｂａ）およ
び銅（Ｃｕ）の金属元素を含む酸化物からなる溶融バル
ク成形体を製造する方法であって、各該金属元素の組成
比率が略１：２：３であるＮｄ１２３系酸化物の第１粉
末と、各該金属元素の組成比率が略４：２：２であるＮ
ｄ４２２系酸化物の第２粉末の混合粉末を生成する粉末
合成工程と、該成形体を、酸素分圧が１％以下の雰囲気
下で、該第１粉末の少なくとも一部は溶融し、該第２粉
末は溶融しない温度範囲に昇温して部分溶融したのち、
該第１粉末の凝固点付近の温度帯域で徐冷することによ
り、該第２粉末の微粒子が該第１粉末成分の結晶中に分
散した組織をもつ溶融バルク体を生成する熱処理工程
と、を有することを特徴とする。
【００１１】さて、上記特徴をもつ本発明のネオジム系
酸化物超伝導成形体の製造方法に、以下の限定のうち幾
つかを加えることも可能である。第１に、前記粉末合成
工程において、前記第１粉末および前記第２粉末とをあ
らかじめ合成し、これらを混合することにより前記混合
粉末を得るという限定である。
酸化物超伝導成形体の製造方法に、以下の限定のうち幾
つかを加えることも可能である。第１に、前記粉末合成
工程において、前記第１粉末および前記第２粉末とをあ
らかじめ合成し、これらを混合することにより前記混合
粉末を得るという限定である。
【００１２】第２に、前記第１粉末の平均粒径および前
記第２粉末の平均粒径は、それぞれ１０μｍ以下である
という限定である。第３に、前記粉末合成工程におい
て、前記第１粉末と前記第２粉末との比率は、モル比
で、２０：１から２：３までの範囲に収まるという限定
である。第４に、前記粉末合成工程の後に、前記混合粉
末を所定寸法形状に加圧成型する成型工程を有するとい
う限定である。
記第２粉末の平均粒径は、それぞれ１０μｍ以下である
という限定である。第３に、前記粉末合成工程におい
て、前記第１粉末と前記第２粉末との比率は、モル比
で、２０：１から２：３までの範囲に収まるという限定
である。第４に、前記粉末合成工程の後に、前記混合粉
末を所定寸法形状に加圧成型する成型工程を有するとい
う限定である。
【００１３】第５に、前記熱処理工程の前ないしはその
中間段階で、前記結晶の核になる造核粒子または種結晶
が、前記混合粉末の表面ないし内部に挿置されるという
限定である。第６に、前記熱処理工程において、前記昇
温時の温度は前記第１粉末成分の分解溶融温度と前記第
２粉末成分の分解溶融温度との間に所定時間保たれ、前
記徐冷は該第２粉末成分の結晶化が始まる温度より若干
高い温度から開始し、該徐冷時の温度降下率は毎時２０
℃以内であるという限定である。
中間段階で、前記結晶の核になる造核粒子または種結晶
が、前記混合粉末の表面ないし内部に挿置されるという
限定である。第６に、前記熱処理工程において、前記昇
温時の温度は前記第１粉末成分の分解溶融温度と前記第
２粉末成分の分解溶融温度との間に所定時間保たれ、前
記徐冷は該第２粉末成分の結晶化が始まる温度より若干
高い温度から開始し、該徐冷時の温度降下率は毎時２０
℃以内であるという限定である。
【００１４】第７に、前記熱処理工程の後、前記バルク
体を酸素気流中または酸素富化雰囲気中で昇温し、酸素
富化するアニーリング工程を施すことを特徴とするとい
う限定である。ここでさらに、前記アニーリング工程に
おいて、前記バルク体の最高温度は２００〜６００℃の
範囲に１時間以上保たれるとの限定を設けることもでき
る。
体を酸素気流中または酸素富化雰囲気中で昇温し、酸素
富化するアニーリング工程を施すことを特徴とするとい
う限定である。ここでさらに、前記アニーリング工程に
おいて、前記バルク体の最高温度は２００〜６００℃の
範囲に１時間以上保たれるとの限定を設けることもでき
る。
【００１５】
（物質発明）本発明のネオジム系酸化物超電導成形体
は、Ｎｄ１２３相の大きな結晶粒中に、ピン止め点とし
て作用するＮｄ４２２相が微細に析出した組織になつて
おり、他の希土類系の溶融バルクと同様に低磁場領域で
高いＪｃを示している。加えて従来のＮｄ系同様、高磁
場領域では高いＪｃを示していることから、広い範囲の
外部磁場に対して良好な特性を持っている。一方、他の
希土類系の溶融バルクとは異なり、貴金属を含まずにピ
ン止め点の微細分散した組織を得ている。
は、Ｎｄ１２３相の大きな結晶粒中に、ピン止め点とし
て作用するＮｄ４２２相が微細に析出した組織になつて
おり、他の希土類系の溶融バルクと同様に低磁場領域で
高いＪｃを示している。加えて従来のＮｄ系同様、高磁
場領域では高いＪｃを示していることから、広い範囲の
外部磁場に対して良好な特性を持っている。一方、他の
希土類系の溶融バルクとは異なり、貴金属を含まずにピ
ン止め点の微細分散した組織を得ている。
【００１６】（製法発明）本発明の製造方法では、粉末
合成工程で作製した混合粉末中のＮｄ４２２相の分散状
態は、Ｎｄ１２３相が分解溶融するまで両粉末がともに
安定で反応が起こらないため、熱処理工程の部分溶融時
まで変化がない。また、Ｎｄ１２３相の分解溶融で、Ｂ
ａとＣｕの酸化物からなる液相とＮｄ４２２相とが生成
するが、このとき生成するＮｄ４２２相の粒径は、前記
混合粉末中のＮｄ１２３相の粒径に依存する。部分溶融
時には、Ｎｄ４２２相が元々の混合粉末中にあることか
ら、液相中での固相成分（Ｎｄ４２２）の比率が高く、
液相の粘性が高く保たれ、Ｎｄ４２２相が容易に集合し
ない。さらに、Ｎｄ４２２相は、Ｎｄ１２３相の部分溶
融時の液相中で安定に存在し、かつ他の希土類の場合の
ＲＥ２１１と異なり、Ｐｔ等がなくてもほとんど粒成長
しない。したがって、本発明のようにＮｄ１２３とＮｄ
４２２の混合粉末を出発試料とした場合には、熱処理工
程の部分溶融時のＮｄ４２２相の粒径分布は、最初の混
合粉末の粒径分布を反映したものになる。
合成工程で作製した混合粉末中のＮｄ４２２相の分散状
態は、Ｎｄ１２３相が分解溶融するまで両粉末がともに
安定で反応が起こらないため、熱処理工程の部分溶融時
まで変化がない。また、Ｎｄ１２３相の分解溶融で、Ｂ
ａとＣｕの酸化物からなる液相とＮｄ４２２相とが生成
するが、このとき生成するＮｄ４２２相の粒径は、前記
混合粉末中のＮｄ１２３相の粒径に依存する。部分溶融
時には、Ｎｄ４２２相が元々の混合粉末中にあることか
ら、液相中での固相成分（Ｎｄ４２２）の比率が高く、
液相の粘性が高く保たれ、Ｎｄ４２２相が容易に集合し
ない。さらに、Ｎｄ４２２相は、Ｎｄ１２３相の部分溶
融時の液相中で安定に存在し、かつ他の希土類の場合の
ＲＥ２１１と異なり、Ｐｔ等がなくてもほとんど粒成長
しない。したがって、本発明のようにＮｄ１２３とＮｄ
４２２の混合粉末を出発試料とした場合には、熱処理工
程の部分溶融時のＮｄ４２２相の粒径分布は、最初の混
合粉末の粒径分布を反映したものになる。
【００１７】この部分溶融状態から、Ｎｄ１２３相の凝
固点付近の温度で徐冷することにより、粗大なＮｄ１２
３の結晶粒が成長する。このときＮｄ１２３相は、凝固
界面において、Ｎｄ４２２相の分解によるＮｄの供給
と、液相からのＢａ、Ｃｕの供給を受けて粒成長する。
Ｎｄ４２２相は元々の混合粉末中にあることから、その
分はＮｄ１２３相の凝固の際にも残り、凝固界面の進行
とともに液相からＮｄ１２３相の中に取り込まれる。し
たがって凝固後のＮｄ１２３相の結晶粒中に分散するＮ
ｄ４２２相の粒径分布は、部分溶融状態におけるＮｄ４
２２相の粒径分布を反映したものになる。
固点付近の温度で徐冷することにより、粗大なＮｄ１２
３の結晶粒が成長する。このときＮｄ１２３相は、凝固
界面において、Ｎｄ４２２相の分解によるＮｄの供給
と、液相からのＢａ、Ｃｕの供給を受けて粒成長する。
Ｎｄ４２２相は元々の混合粉末中にあることから、その
分はＮｄ１２３相の凝固の際にも残り、凝固界面の進行
とともに液相からＮｄ１２３相の中に取り込まれる。し
たがって凝固後のＮｄ１２３相の結晶粒中に分散するＮ
ｄ４２２相の粒径分布は、部分溶融状態におけるＮｄ４
２２相の粒径分布を反映したものになる。
【００１８】結局、このような過程を経ることから、本
発明の方法で製造したＮｄ系溶融バルクでは、Ｎｄ１２
３の結晶粒の中に、最初の混合粉末の粒径分布を反映し
たＮｄ４２２の分散した組織をもつ。したがって、微細
な混合粉末を用いた場合には、低磁場領域でのＪｃが、
これまで得られたＮｄ系の溶融バルクよりも高くなっ
た。
発明の方法で製造したＮｄ系溶融バルクでは、Ｎｄ１２
３の結晶粒の中に、最初の混合粉末の粒径分布を反映し
たＮｄ４２２の分散した組織をもつ。したがって、微細
な混合粉末を用いた場合には、低磁場領域でのＪｃが、
これまで得られたＮｄ系の溶融バルクよりも高くなっ
た。
【００１９】また、高磁場領域でのＪｃは、低酸素分圧
下で熱処理するため、これまで得られたＮｄ系酸化物超
電導体と同様に、他の希土類系の溶融バルクより高い値
が得られている。
下で熱処理するため、これまで得られたＮｄ系酸化物超
電導体と同様に、他の希土類系の溶融バルクより高い値
が得られている。
【００２０】
【実施例】ここでは、先ず、本発明の実施例１としての
ネオジム系酸化物超電導成形体の製造方法について、図
１〜図４を参照して説明する。次に、実施例１の製造方
法により製造されたネオジム系酸化物超電導成形体につ
いて、実施例２として図５〜図７を参照して説明する。
ネオジム系酸化物超電導成形体の製造方法について、図
１〜図４を参照して説明する。次に、実施例１の製造方
法により製造されたネオジム系酸化物超電導成形体につ
いて、実施例２として図５〜図７を参照して説明する。
【００２１】〔実施例１：ネオジム系酸化物超電導成形
体の製造方法〕本発明のネオジム系酸化物超電導成形体
の製造方法の一実施例として、発明者らは、以下に示す
ように、混粉工程、成型工程、熱処理工程およびアニー
リング工程からなる製造方法を実施している。 （予備工程：材料粉末の準備）最初に、本発明の製造法
に供する原料として、二種類のネオジム系酸化物の粉末
（第１粉末および第２粉末）を用意する。
体の製造方法〕本発明のネオジム系酸化物超電導成形体
の製造方法の一実施例として、発明者らは、以下に示す
ように、混粉工程、成型工程、熱処理工程およびアニー
リング工程からなる製造方法を実施している。 （予備工程：材料粉末の準備）最初に、本発明の製造法
に供する原料として、二種類のネオジム系酸化物の粉末
（第１粉末および第２粉末）を用意する。
【００２２】第１粉末は、Ｎｄ１２３系酸化物としての
ＮｄＢａ2 Ｃｕ3 Ｏx の粉末である。この第１粉末は、
次のようにして製造されている。すなわち、まず、Ｎｄ
2 ０3 ，ＢａＣＯ3 （またはＢａＯ2 ），ＣｕＯの三種
の金属酸化物を、Ｎｄ：Ｂａ：Ｃｕのモル比が１：２：
３となるようそれぞれ秤量したのち、十分に混合して１
〔ｔｏｎｆ／ｃｍ2 〕の圧力で圧粉した。次に、これを
大気中で加熱して、９００〜１０００℃に２０時間保
ち、炉冷後、十分に粉砕して、平均粒径１０μｍ以下の
ＮｄＢａ2 Ｃｕ3 Ｏx の粉末が製造された。
ＮｄＢａ2 Ｃｕ3 Ｏx の粉末である。この第１粉末は、
次のようにして製造されている。すなわち、まず、Ｎｄ
2 ０3 ，ＢａＣＯ3 （またはＢａＯ2 ），ＣｕＯの三種
の金属酸化物を、Ｎｄ：Ｂａ：Ｃｕのモル比が１：２：
３となるようそれぞれ秤量したのち、十分に混合して１
〔ｔｏｎｆ／ｃｍ2 〕の圧力で圧粉した。次に、これを
大気中で加熱して、９００〜１０００℃に２０時間保
ち、炉冷後、十分に粉砕して、平均粒径１０μｍ以下の
ＮｄＢａ2 Ｃｕ3 Ｏx の粉末が製造された。
【００２３】第２粉末は、Ｎｄ４２２系酸化物としての
Ｎｄ4 Ｂａ2 Ｃｕ2 Ｏ10の粉末であり、その平均粒径は
上記第１粉末と同様に１０μｍ以下である。この第２粉
末は、次のようにして製造された。すなわち、前述の三
種の金属酸化物を、Ｎｄ：Ｂａ：Ｃｕのモル比が２：
１：１となるようそれぞれ秤量して配合したのち、前述
の第１粉末と同様に、混合、圧粉、加熱を経て炉冷後、
粉砕して、第２粉末は製造された。
Ｎｄ4 Ｂａ2 Ｃｕ2 Ｏ10の粉末であり、その平均粒径は
上記第１粉末と同様に１０μｍ以下である。この第２粉
末は、次のようにして製造された。すなわち、前述の三
種の金属酸化物を、Ｎｄ：Ｂａ：Ｃｕのモル比が２：
１：１となるようそれぞれ秤量して配合したのち、前述
の第１粉末と同様に、混合、圧粉、加熱を経て炉冷後、
粉砕して、第２粉末は製造された。
【００２４】（１）混粉工程 本工程では、前述の第１粉末および第２粉末を秤量し、
互いのモル比が３：１になるようにして乳鉢で十分に混
合し、両者が互いに均一に混ざり合った均質な混合粉末
を得た。 （２）成型工程 本工程では、上記混合粉末を、１〔ｔｏｎｆ／ｃｍ2 〕
の圧力で圧粉して、直径２０ｍｍ、厚さ１０ｍｍのペレ
ット状に成型した圧粉体を得た。
互いのモル比が３：１になるようにして乳鉢で十分に混
合し、両者が互いに均一に混ざり合った均質な混合粉末
を得た。 （２）成型工程 本工程では、上記混合粉末を、１〔ｔｏｎｆ／ｃｍ2 〕
の圧力で圧粉して、直径２０ｍｍ、厚さ１０ｍｍのペレ
ット状に成型した圧粉体を得た。
【００２５】（３）熱処理工程 本工程に先立ち、２ｍｍ角、厚さ０．５ｍｍのＭｇＯの
単結晶を、その（１００）面が上記圧粉体の表面に接す
る状態で、上記圧粉体の上面中央に乗せておく。上記単
結晶は、以下に述べる熱処理工程の徐冷時に、第１粉末
成分の結晶の種結晶として作用する。
単結晶を、その（１００）面が上記圧粉体の表面に接す
る状態で、上記圧粉体の上面中央に乗せておく。上記単
結晶は、以下に述べる熱処理工程の徐冷時に、第１粉末
成分の結晶の種結晶として作用する。
【００２６】本工程では、上記種結晶を植えられた上記
圧粉体を、上下方向に約２℃／ｃｍの温度勾配のある炉
の中に配した石英治具の中に入れて、熱処理を施した。
この石英治具の上部には、ガスを導入する石英管が接続
されており、また、同治具の底面は平らに研磨されてい
る。同治具は、その底面と炉の敷き板の表面との間にわ
ずかな隙間を残して炉内に設置され、熱処理中は、その
隙間から導入されたガスが流れ出すようになっている。
そして、熱処理中には、上記石英治具に分圧１％以下の
酸素を含んだアルゴンガスが、毎分２５０ｃｃで導入さ
れていた。
圧粉体を、上下方向に約２℃／ｃｍの温度勾配のある炉
の中に配した石英治具の中に入れて、熱処理を施した。
この石英治具の上部には、ガスを導入する石英管が接続
されており、また、同治具の底面は平らに研磨されてい
る。同治具は、その底面と炉の敷き板の表面との間にわ
ずかな隙間を残して炉内に設置され、熱処理中は、その
隙間から導入されたガスが流れ出すようになっている。
そして、熱処理中には、上記石英治具に分圧１％以下の
酸素を含んだアルゴンガスが、毎分２５０ｃｃで導入さ
れていた。
【００２７】本熱処理工程では、図１に示すように、室
温から始まり、順に、昇温過程１１、部分溶融過程１
２、第１冷却過程１３、徐冷過程１４、および第２冷却
過程１５を経て、再び室温に戻る温度管理が行われた。
昇温過程１１では、上記圧粉体が、室温から最高温度ま
で１０時間かけて昇温される。この最高温度は、１０７
０℃であり、アルゴン雰囲気中での第１粉末の分解温度
（１０００℃）を十分に上回りながら、第２粉末の融点
には達しない温度である。
温から始まり、順に、昇温過程１１、部分溶融過程１
２、第１冷却過程１３、徐冷過程１４、および第２冷却
過程１５を経て、再び室温に戻る温度管理が行われた。
昇温過程１１では、上記圧粉体が、室温から最高温度ま
で１０時間かけて昇温される。この最高温度は、１０７
０℃であり、アルゴン雰囲気中での第１粉末の分解温度
（１０００℃）を十分に上回りながら、第２粉末の融点
には達しない温度である。
【００２８】部分溶融過程１２では、上記圧粉体が、上
記最高温度（１０７０℃）に３０分間保持されている。
本過程では、上記圧粉体中の第１粉末成分（ＮｄＢａ2
Ｃｕ 3 Ｏx ）は固相のＮｄ４２２相（第２粉末）と、Ｂ
ａおよびＣｕの酸化物の液相とに分解溶融する。また、
出発試料中にあった第２粉末（Ｎｄ4 Ｂａ2 Ｃｕ
2 Ｏ 10）は、固相のまま残っている。したがって、本過
程において上記圧粉体は、ＢａおよびＣｕの酸化物から
なる液相と、固相のＮｄ４２２相が混じった状態になっ
ている。
記最高温度（１０７０℃）に３０分間保持されている。
本過程では、上記圧粉体中の第１粉末成分（ＮｄＢａ2
Ｃｕ 3 Ｏx ）は固相のＮｄ４２２相（第２粉末）と、Ｂ
ａおよびＣｕの酸化物の液相とに分解溶融する。また、
出発試料中にあった第２粉末（Ｎｄ4 Ｂａ2 Ｃｕ
2 Ｏ 10）は、固相のまま残っている。したがって、本過
程において上記圧粉体は、ＢａおよびＣｕの酸化物から
なる液相と、固相のＮｄ４２２相が混じった状態になっ
ている。
【００２９】ここで、本実施例では、第２粉末がモル比
で２５％あるため、部分溶融状態で上記圧粉体の粘性が
十分高く、昇温前のペレット状の形状はそのまま維持さ
れる。また、同じ理由で、分解溶融時の液相中で第２粉
末の微粒子は、沈澱等を起こさず、均一に分散浮遊して
いる。また、本発明のようにあらかじめ合成したＮｄ4
Ｂａ2 Ｃｕ2 Ｏ10がある場合には、他のＲＥ2 ＢａＣｕ
Ｏ5 とは異なって、白金等の添加物なしでも部分溶融過
程で粒成長しないことを発見した。したがって、部分溶
融時に融液中で分散浮遊している第２粉末の微粒子が、
集合して大きな結晶や固まりをつくることはなく、分離
したり沈殿したりすることもなかった。
で２５％あるため、部分溶融状態で上記圧粉体の粘性が
十分高く、昇温前のペレット状の形状はそのまま維持さ
れる。また、同じ理由で、分解溶融時の液相中で第２粉
末の微粒子は、沈澱等を起こさず、均一に分散浮遊して
いる。また、本発明のようにあらかじめ合成したＮｄ4
Ｂａ2 Ｃｕ2 Ｏ10がある場合には、他のＲＥ2 ＢａＣｕ
Ｏ5 とは異なって、白金等の添加物なしでも部分溶融過
程で粒成長しないことを発見した。したがって、部分溶
融時に融液中で分散浮遊している第２粉末の微粒子が、
集合して大きな結晶や固まりをつくることはなく、分離
したり沈殿したりすることもなかった。
【００３０】第１冷却過程１３では、第１粉末成分（Ｎ
ｄＢａ2 Ｃｕ3 Ｏx ）が結晶化を始める直前の温度（１
０００℃）まで、分解溶融した上記圧粉体を４分間で急
冷する。徐冷過程１４では、前述のように１０００℃ま
で急冷された上記圧粉体を、毎時１℃の温度降下率で９
７０℃まで徐冷し、第１粉末成分（ＮｄＢａ2 Ｃｕ3 Ｏ
x ）の大きな結晶粒を成長せしめた。
ｄＢａ2 Ｃｕ3 Ｏx ）が結晶化を始める直前の温度（１
０００℃）まで、分解溶融した上記圧粉体を４分間で急
冷する。徐冷過程１４では、前述のように１０００℃ま
で急冷された上記圧粉体を、毎時１℃の温度降下率で９
７０℃まで徐冷し、第１粉末成分（ＮｄＢａ2 Ｃｕ3 Ｏ
x ）の大きな結晶粒を成長せしめた。
【００３１】その結果、分解溶融されていた上記圧粉体
は、図２および図３に示すように、上記種結晶から成長
したものも含めて、代表寸法５〜１５ｍｍ程度の粗大な
結晶粒数個からなるバルク体（溶融バルク成形体）に変
化した。ただし、図２の同バルク体の顕微鏡写真と、そ
の模様を大まかにスケッチした図３とは、本熱処理工程
を終了後の状態を示すものである。
は、図２および図３に示すように、上記種結晶から成長
したものも含めて、代表寸法５〜１５ｍｍ程度の粗大な
結晶粒数個からなるバルク体（溶融バルク成形体）に変
化した。ただし、図２の同バルク体の顕微鏡写真と、そ
の模様を大まかにスケッチした図３とは、本熱処理工程
を終了後の状態を示すものである。
【００３２】第２冷却過程１５では、上記バルク体を９
７０℃から室温まで１０時間かけて冷却し、炉から取り
出して本熱処理工程を終了した。 （４）アニーリング工程 本工程では、前述の熱処理工程でえられた上記バルク体
を、再度別の炉に入れ、酸素気流中で昇温して酸素富化
を行った。
７０℃から室温まで１０時間かけて冷却し、炉から取り
出して本熱処理工程を終了した。 （４）アニーリング工程 本工程では、前述の熱処理工程でえられた上記バルク体
を、再度別の炉に入れ、酸素気流中で昇温して酸素富化
を行った。
【００３３】その際の温度管理は、図４に示すように、
室温から６００℃まで２時間かけて昇温する昇温過程２
１と、６００℃を２時間保つ高温過程２２と、長時間か
けて室温にまで徐々に冷却する冷却過程とを、順に行う
ものである。ここで、同冷却過程は、順に、５００℃ま
で６時間かけて冷却する第１冷却過程２３と、４００℃
まで１２時間かけて冷却する第２冷却過程２４と、３０
０℃まで６時間かけて冷却する第３冷却過程２５と、室
温まで冷却する炉冷過程２６とからなる。
室温から６００℃まで２時間かけて昇温する昇温過程２
１と、６００℃を２時間保つ高温過程２２と、長時間か
けて室温にまで徐々に冷却する冷却過程とを、順に行う
ものである。ここで、同冷却過程は、順に、５００℃ま
で６時間かけて冷却する第１冷却過程２３と、４００℃
まで１２時間かけて冷却する第２冷却過程２４と、３０
０℃まで６時間かけて冷却する第３冷却過程２５と、室
温まで冷却する炉冷過程２６とからなる。
【００３４】（実施例１のまとめ）こうして、本発明の
製造方法によって製造されたバルク体の試料は、本発明
のネオジム系酸化物の超電導成形体であり、後述のよう
に優れた超電導性能を発揮する。 〔実施例２：ネオジム系酸化物超電導成形体〕 （組織について）前述の製造方法により製造されたネオ
ジム系酸化物の上記試料は、図５に偏光顕微鏡写真を示
すように、Ｎｄ１２３系酸化物の母相（マトリクス）の
中に、Ｎｄ４２２系酸化物の微粒子が均一に分散した組
織を有する。
製造方法によって製造されたバルク体の試料は、本発明
のネオジム系酸化物の超電導成形体であり、後述のよう
に優れた超電導性能を発揮する。 〔実施例２：ネオジム系酸化物超電導成形体〕 （組織について）前述の製造方法により製造されたネオ
ジム系酸化物の上記試料は、図５に偏光顕微鏡写真を示
すように、Ｎｄ１２３系酸化物の母相（マトリクス）の
中に、Ｎｄ４２２系酸化物の微粒子が均一に分散した組
織を有する。
【００３５】ここで、上記Ｎｄ１２３系酸化物は、Ｎｄ
Ｂａ2 Ｃｕ3 Ｏx であり、上記Ｎｄ４２２系酸化物は、
Ｎｄ4 Ｂａ2 Ｃｕ2 Ｏ10であって、両者のモル比は３：
１である。また、上記母相は、粒径５〜１５ｍｍ程度の
粗大な結晶粒であり、その中に均一に分散した上記微粒
子の粒径は、０．５〜１０μｍ程度である。 （超電導特性について）上記試料中の大きく成長した結
晶粒の一つから、その一部を切り出して試験片を作製
し、その特性をＳＱＵＩＤ（超電導量子干渉計）磁力計
によって評価した。
Ｂａ2 Ｃｕ3 Ｏx であり、上記Ｎｄ４２２系酸化物は、
Ｎｄ4 Ｂａ2 Ｃｕ2 Ｏ10であって、両者のモル比は３：
１である。また、上記母相は、粒径５〜１５ｍｍ程度の
粗大な結晶粒であり、その中に均一に分散した上記微粒
子の粒径は、０．５〜１０μｍ程度である。 （超電導特性について）上記試料中の大きく成長した結
晶粒の一つから、その一部を切り出して試験片を作製
し、その特性をＳＱＵＩＤ（超電導量子干渉計）磁力計
によって評価した。
【００３６】その一例として、同試験片のｃ軸に平行に
磁場を印加した場合の測定結果を図６に示す。この図で
縦軸は単位重さ当たりの磁化である。Ｊｃはこの磁化曲
線の履歴の幅△Ｍ（例えば外部磁場１Ｔの時は６１の長
さ）に比例する。本実施例の試料は、４Ｔ以上でも△Ｍ
＞０であることから４Ｔ以上の高磁場下でもＪｃを持
ち、従来技術のネオジウム系酸化物超電導成形体と同
様、高磁場領域で優れた特性を示している。
磁場を印加した場合の測定結果を図６に示す。この図で
縦軸は単位重さ当たりの磁化である。Ｊｃはこの磁化曲
線の履歴の幅△Ｍ（例えば外部磁場１Ｔの時は６１の長
さ）に比例する。本実施例の試料は、４Ｔ以上でも△Ｍ
＞０であることから４Ｔ以上の高磁場下でもＪｃを持
ち、従来技術のネオジウム系酸化物超電導成形体と同
様、高磁場領域で優れた特性を示している。
【００３７】また、本発明による同試験片の磁化曲線
を、磁化がピークをとる１Ｔの磁化の値で規格化して従
来技術のネオジウム系酸化物超電導体と比較したのが図
７である。従来のネオジウム系酸化物超電導成形体で
は、弱磁場領域では磁化がピークの３分の１程度まで下
がっていたが、本発明のネオジウム系酸化物超電導成形
体では弱磁場領域でも磁化の値はそのピーク値の６割以
上を保っている。このように、１Ｔ以下の低磁場領域、
特に０．５Ｔ以下では顕著に特性が向上しているのは明
らかである。
を、磁化がピークをとる１Ｔの磁化の値で規格化して従
来技術のネオジウム系酸化物超電導体と比較したのが図
７である。従来のネオジウム系酸化物超電導成形体で
は、弱磁場領域では磁化がピークの３分の１程度まで下
がっていたが、本発明のネオジウム系酸化物超電導成形
体では弱磁場領域でも磁化の値はそのピーク値の６割以
上を保っている。このように、１Ｔ以下の低磁場領域、
特に０．５Ｔ以下では顕著に特性が向上しているのは明
らかである。
【００３８】このように、本発明のネオジム系酸化物超
電導成形体によれば、従来のそれに劣らぬ高いＪｃを高
磁場領域で保ちながら、従来は劣っていた低磁場領域で
のＪｃを、大幅に改善することが可能になる。 〔各種変形態様〕前述の本発明のネオジム系酸化物超電
導成形体およびその製造方法の実施例については、以下
のような変形態様が存在しえる。
電導成形体によれば、従来のそれに劣らぬ高いＪｃを高
磁場領域で保ちながら、従来は劣っていた低磁場領域で
のＪｃを、大幅に改善することが可能になる。 〔各種変形態様〕前述の本発明のネオジム系酸化物超電
導成形体およびその製造方法の実施例については、以下
のような変形態様が存在しえる。
【００３９】（熱処理工程およびアニーリング工程の一
貫化）多くの設備では、熱処理工程とアニーリング工程
とを、用途の異なる別の炉で別個に行うことが多く、前
述の実施例１でもそうしている。この方法では、いった
ん熱処理工程用の炉が完全に冷えてから、次のアニーリ
ング工程用の炉に試料の中間生成物を移し、しかるのち
に再び昇温するという手順を踏んでいる。それゆえ、熱
処理工程の冷却とアニーリング工程の昇温に要する時間
と、試料の移送および再設置工数とが必要であった。
貫化）多くの設備では、熱処理工程とアニーリング工程
とを、用途の異なる別の炉で別個に行うことが多く、前
述の実施例１でもそうしている。この方法では、いった
ん熱処理工程用の炉が完全に冷えてから、次のアニーリ
ング工程用の炉に試料の中間生成物を移し、しかるのち
に再び昇温するという手順を踏んでいる。それゆえ、熱
処理工程の冷却とアニーリング工程の昇温に要する時間
と、試料の移送および再設置工数とが必要であった。
【００４０】そこで、本変形態様では、同一の炉に不活
性ガスと酸素とを選択して供給できる設備を用意して、
熱処理工程を行う。すると、熱処理工程の第２冷却過程
１５（図１参照）で室温まで冷却する必要が無くなり、
冷却を６００°で止めて、供給されるガスを不活性ガス
から酸素に切り換えれば、そのままアニーリング工程の
高温過程２２（図４参照）に移行することができる。
性ガスと酸素とを選択して供給できる設備を用意して、
熱処理工程を行う。すると、熱処理工程の第２冷却過程
１５（図１参照）で室温まで冷却する必要が無くなり、
冷却を６００°で止めて、供給されるガスを不活性ガス
から酸素に切り換えれば、そのままアニーリング工程の
高温過程２２（図４参照）に移行することができる。
【００４１】その結果、熱処理工程の第２冷却過程１５
の後半（数時間）と、アニーリング工程の昇温過程２１
の全部（５時間）とが節約され、より速やかに熱処理工
程を施すことが可能になる。また、炉の間の移送作業が
省略されるので、人権費の節約になるうえ、同様に炉を
二つ用意する必要が無くなるので、炉の設備費、運転
費、占有空間を節約することができる。
の後半（数時間）と、アニーリング工程の昇温過程２１
の全部（５時間）とが節約され、より速やかに熱処理工
程を施すことが可能になる。また、炉の間の移送作業が
省略されるので、人権費の節約になるうえ、同様に炉を
二つ用意する必要が無くなるので、炉の設備費、運転
費、占有空間を節約することができる。
【００４２】したがって、本変形態様によれば、本発明
のネオジム系酸化物超電導成形体の製造が、より短時間
で、より安価に行われ得るという効果がある。
のネオジム系酸化物超電導成形体の製造が、より短時間
で、より安価に行われ得るという効果がある。
【００４３】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明のネオジム
系酸化物超電導成形体およびその製造方法によれば、以
下の三点の効果をあげることができる。第１に、あらか
じめ微細なＮｄ４２２相を含んだ出発試料を用いたこと
により、Ｎｄ１２３の結晶粒中にＮｄ４２２相が微細に
分散した組織が得られるので、従来のネオジム系酸化物
超電導成形体に比べ、低磁場領域での超電導特性が大幅
向上したネオジム系酸化物超電導成形体を提供すること
ができるという効果がある。
系酸化物超電導成形体およびその製造方法によれば、以
下の三点の効果をあげることができる。第１に、あらか
じめ微細なＮｄ４２２相を含んだ出発試料を用いたこと
により、Ｎｄ１２３の結晶粒中にＮｄ４２２相が微細に
分散した組織が得られるので、従来のネオジム系酸化物
超電導成形体に比べ、低磁場領域での超電導特性が大幅
向上したネオジム系酸化物超電導成形体を提供すること
ができるという効果がある。
【００４４】第２に、熱処理工程で第１粉末が部分溶融
した際に、出発試料中に含んでいた第２粉末が固相のま
ま残っているので、生成した液相の粘性が高く、試料の
保形性が向上して希望の形状の超電導成形体を製造でき
るという効果がある。第３に、Ｙ系等と異なり、Ｐｔ等
の貴金属を添加せずに、高特性の超電導成形体を製造で
きるので、より安価に試料ないし製品を提供することが
できるようになるという効果がある。
した際に、出発試料中に含んでいた第２粉末が固相のま
ま残っているので、生成した液相の粘性が高く、試料の
保形性が向上して希望の形状の超電導成形体を製造でき
るという効果がある。第３に、Ｙ系等と異なり、Ｐｔ等
の貴金属を添加せずに、高特性の超電導成形体を製造で
きるので、より安価に試料ないし製品を提供することが
できるようになるという効果がある。
【００４５】したがって、本発明によれば、より性能の
高い酸化物超電導成形体を、希望の寸法形状で、より安
価に提供することが可能になる。
高い酸化物超電導成形体を、希望の寸法形状で、より安
価に提供することが可能になる。
【図１】 本発明の熱処理工程での温度管理を示すタイ
ム・チャート
ム・チャート
【図２】 本発明の超電導成形体の結晶構造を示す実体
顕微鏡写真
顕微鏡写真
【図３】 図２のラフ・スケッチ
【図４】 アニーリング工程での温度管理を示すタイム
・チャート
・チャート
【図５】 本発明の超電導成形体の微細組織を示す偏光
顕微鏡写真
顕微鏡写真
【図６】 本発明の超電導体のＳＱＵＩＤ測定結果を示
すグラフ
すグラフ
【図７】 本発明と従来技術とのＮｄ系超電導体の性能
を比較するグラフ
を比較するグラフ
１１：昇温過程 １２：部分溶融過程 １３：第１冷却過程 １４：徐冷過程 １５：第２
冷却過程 ２１：昇温過程 ２２：高温過程 ２３：第１冷却
過程 ３４：第２冷却過程 ２５：第３冷却過程 ２６：
炉冷過程 ６１：△Ｍ
冷却過程 ２１：昇温過程 ２２：高温過程 ２３：第１冷却
過程 ３４：第２冷却過程 ２５：第３冷却過程 ２６：
炉冷過程 ６１：△Ｍ
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成７年６月１５日
【手続補正１】
【補正対象書類名】図面
【補正対象項目名】図２
【補正方法】変更
【補正内容】
【図２】
【手続補正２】
【補正対象書類名】図面
【補正対象項目名】図５
【補正方法】変更
【補正内容】
【図５】
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 山田 裕 愛知県名古屋市千種区不老町無番地 名古 屋大学工学部内 (72)発明者 水谷 宇一郎 愛知県名古屋市千種区不老町無番地 名古 屋大学工学部内 (72)発明者 伊藤 佳孝 愛知県刈谷市八軒町５丁目50番地 株式会 社イムラ材料開発研究所内 (72)発明者 吉川 雅章 愛知県刈谷市八軒町５丁目50番地 株式会 社イムラ材料開発研究所内 (72)発明者 岡 徹雄 愛知県刈谷市八軒町５丁目50番地 株式会 社イムラ材料開発研究所内
Claims (15)
- 【請求項１】 ネオジム（Ｎｄ）、バリウム（Ｂａ）お
よび銅（Ｃｕ）の金属元素を含む酸化物からなる超電導
成形体であって、 各該金属元素の組成比率が略１：２：３であるＮｄ１２
３系酸化物（化学式ＮｄＢａ2 Ｃｕ3 ＯX で表される物
質の略称）の結晶粒中に、各該金属元素の組成比率が略
４：２：２であるＮｄ４２２系酸化物（化学式Ｎｄ4 Ｂ
ａ2 Ｃｕ2 Ｏ10で表される物質の略称）の平均粒径５０
μｍ以下の微粒子が、均一に分散している組織を有する
ことを特徴とするネオジム系酸化物超電導成形体。 - 【請求項２】 前記Ｎｄ１２３系酸化物と前記Ｎｄ４２
２系酸化物とのモル比は、２０：１から２：３までの範
囲である、請求項１記載のネオジム系酸化物超電導成形
体。 - 【請求項３】 前記結晶粒に粒径５ｍｍ以上のものを一
つ以上含み、前記微粒子の平均粒径は１０μｍ以下であ
る、請求項１記載のネオジム系酸化物超電導成形体。 - 【請求項４】 前記結晶粒の結晶軸方位が配向している
ことを特徴とする、請求項２記載の超電導成形体。 - 【請求項５】 前記結晶粒が、温度７７Ｋ、外部磁場１
Ｔの条件下で、１００００Ａ／ｃｍ2 をこえる臨界電流
密度（Ｊｃ）を持つことを特徴とする、請求項１記載の
超電導成形体。 - 【請求項６】 前記成形体の表面において１Ｔをこえる
磁場を捕捉できることを特徴とする、請求項３記載の超
電導成形体。 - 【請求項７】 ネオジウム（Ｎｄ）、バリウム（Ｂａ）
および銅（Ｃｕ）の金属元素を含む酸化物からなる超電
導成形体を製造する方法であって、 各該金属元素の組成比率が略１：２：３であるＮｄ１２
３系酸化物の第１粉末と、各該金属元素の組成物比率が
略４：２：２であるＮｄ４２２系酸化物の第２粉末の混
合粉末を生成する粉末合成工程と該成形体を、酸素分圧
が１％以下の雰囲気下で、該第１粉末の少なくとも一部
は溶融し、該第２粉末は溶融しない温度範囲に昇温して
部分溶融したのち、該第１粉末の凝固点付近の温度帯域
で徐冷することにより、該第２粉末の微粒子が該第１粉
末成分の結晶中に分散した組織をもつ溶融バルク体を生
成する熱処理工程と、 を有することを特徴とする、ネオジム系酸化物超電導成
形体の製造方法。 - 【請求項８】 前記粉末合成工程において、前記第１粉
末および第２粉末とをあらかじめ合成し、これらを混合
することにより前記混合粉末を得ることを特徴とする、
請求項７記載のネオジム系酸化物超電導成形体の製造方
法。 - 【請求項９】 前記第１粉末の平均粒径および前記第２
粉末の平均粒径は、それぞれ１０μｍ以下である、請求
項７記載のネオジム系酸化物超電導成形体の製造方法。 - 【請求項１０】 前記粉末合成工程において、前記第１
粉末と前記第２粉末との比率は、モル比で２０：１から
２：３までの範囲に収まる、請求項７記載のネオジム系
酸化物超電導成形体の製造方法。 - 【請求項１１】 前記粉末合成工程の後に、前記混合粉
末を所定寸法形状に加圧成型する成型工程を有する、請
求項７記載のネオジム系酸化物超電導成形体の製造方
法。 - 【請求項１２】 前記熱処理工程の前ないしはその中間
段階で、前記結晶の核になる造核粒子または種結晶が、
前記混合粉末の表面ないしは内部に挿置される、請求項
７記載のネオジム系酸化物超電導成形体の製造方法。 - 【請求項１３】 前記熱処理工程において、前記昇温時
の温度は前記第１粉末成分の分解溶融温度と前記第２粉
末の分解溶融温度との間に所定時間保たれ、前記徐冷は
該第２粉末成分の結晶化が始まる温度より若干高い温度
から開始し、該徐冷時の温度降下率は毎時２０℃以内で
ある、請求項７記載のネオジム系酸化物超電導成形体の
製造方法。 - 【請求項１４】 前記熱処理工程の後、前記バルク体を
酸素気流中または酸素富化雰囲気中で昇温し、酸素富化
するアニーリング行程を施すことを特徴とする、請求項
７記載のネオジム系酸化物超電導成形体の製造方法。 - 【請求項１５】 前記アニーリング行程において、前記
バルク体の最高温度は２００〜６００℃の範囲に１時間
以上保たれる、請求項１４記載のネオジム系酸化物超電
導成形体の製造方法。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7128667A JPH08325013A (ja) | 1995-05-26 | 1995-05-26 | ネオジム系酸化物超電導成形体およびその製造方法 |
| US09/151,807 US5981442A (en) | 1995-05-26 | 1998-09-14 | Neodymium-barium-copper-oxide bulk superconductor and process for producing the same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7128667A JPH08325013A (ja) | 1995-05-26 | 1995-05-26 | ネオジム系酸化物超電導成形体およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08325013A true JPH08325013A (ja) | 1996-12-10 |
Family
ID=14990472
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7128667A Pending JPH08325013A (ja) | 1995-05-26 | 1995-05-26 | ネオジム系酸化物超電導成形体およびその製造方法 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5981442A (ja) |
| JP (1) | JPH08325013A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002338243A (ja) * | 2001-05-15 | 2002-11-27 | Dowa Mining Co Ltd | 酸化物超電導の製造方法 |
| EP1035592A3 (en) * | 1999-03-05 | 2004-12-01 | International Superconductivity Technology Center | Oxide superconductor and method for producing same |
| KR100684993B1 (ko) * | 2006-04-06 | 2007-02-22 | 한국화학연구원 | 신규의 네오디뮴 화합물 및 그 제조 방법 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3767841B2 (ja) * | 1998-07-01 | 2006-04-19 | 財団法人国際超電導産業技術研究センター | 臨界電流密度の高い酸化物超電導体 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4942151A (en) * | 1987-09-28 | 1990-07-17 | Arch Development Corporation | Magnetic preferential orientation of metal oxide superconducting materials |
| US5114905A (en) * | 1990-03-08 | 1992-05-19 | Northeastern University | Crystal alignment technique for superconductors |
| DE69423082T2 (de) * | 1993-12-27 | 2000-06-08 | International Superconductivity Technology Center, Tokio/Tokyo | Supraleiter und Verfahren zu dessen Herstellung |
-
1995
- 1995-05-26 JP JP7128667A patent/JPH08325013A/ja active Pending
-
1998
- 1998-09-14 US US09/151,807 patent/US5981442A/en not_active Expired - Fee Related
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1035592A3 (en) * | 1999-03-05 | 2004-12-01 | International Superconductivity Technology Center | Oxide superconductor and method for producing same |
| JP2002338243A (ja) * | 2001-05-15 | 2002-11-27 | Dowa Mining Co Ltd | 酸化物超電導の製造方法 |
| KR100684993B1 (ko) * | 2006-04-06 | 2007-02-22 | 한국화학연구원 | 신규의 네오디뮴 화합물 및 그 제조 방법 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US5981442A (en) | 1999-11-09 |
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