(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
REBa2Cu3Ox（REはYを含む希土類元素の１種類又はその組み合わせ）系超電導中間体であって、REBa2Cu3Ox相（123相）中に非超電導相が微細に分散した組織を有する123相の包晶温度（Tp）が異なる複数の酸化物超電導体層をTpの順に立体的に少なくとも３層を積層した構造を有し、最も高いTpを有する酸化物超電導層上に２個以上の種結晶が載置され、少なくとも前記高 Tp酸化物超電導層に排斥相を含有し、室温から800℃までの平均線膨張係数が10ppm/℃以上20ppm/℃以下である多結晶酸化物セラミックスが最も低いTpを有する酸化物超電導層の下面と固着した構造を特徴とする大型超電導中間体。
【請求項２】
前記多結晶酸化物セラミックスの主成分が、MgO多結晶材料であることを特徴とする請求項１に記載の大型超電導中間体。
【請求項３】
前記最も低いTpを有する酸化物超電導層にYb元素が含まれることを特徴とする請求項１又は２に記載の大型超電導中間体。
【請求項４】
前記積層体が1〜30質量％のAg元素を含有する酸化物超電導体層を少なくとも１層積層してなることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の大型超電導中間体。
【請求項５】
前記積層体が、0.001〜2.0質量％のRh元素、0.05〜5.0質量％のPt元素、又は0.05〜10.0質量％のCe元素の内の少なくとも１つの元素を含有する酸化物超電導体層を少なくとも１層積層してなることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の大型超電導中間体。
【請求項６】
請求項１〜５のいずれか１項に記載の大型超電導中間体の種結晶及び排斥相を含有する酸化物超電導層を切除してから、酸素富化熱処理をしてなることを特徴とする大型超電導体。
【請求項７】
REBa2Cu3Ox（Yを含む希土類元素の１種類又はその組み合わせ）系超電導体を構成するRE、Ba及びCu成分を含む原料成型体を加熱し、最高温度が該成型体のREBa2Cu3Ox相（123相）の包晶温度（Tp）以上とした後、冷却することにより123相中に非超電導相が微細に分散した酸化物超電導中間体を作製する方法であって、123相のTpが異なる原料成型体をTpの順に立体的に少なくとも３層を積層した原料成型積層体とし、室温から800℃までの平均線膨張係数が10ppm/℃以上20ppm/℃以下である多結晶酸化物セラミックスの上に最も低いTpを有する原料成型積層体が接するように載置し、さらに最も高いTpを有する原料成型積層体上に複数個の種結晶を載置してから、前記原料成型積層体を熱処理することを特徴とした大型超電導中間体の作製方法。
【請求項８】
前記多結晶酸化物セラミックスの主成分が、MgO多結晶材料であることを特徴とする請求項７に記載の大型超電導中間体の作製方法。
【請求項９】
前記最も低いTpを有する酸化物超電導原料成型体にYb元素が含まれることを特徴とする請求項７又は８に記載の大型超電導中間体の作製方法。
【請求項１０】
前記積層体に1〜30質量％のAg元素を含有する酸化物超電導原料成型体を少なくとも１層積層していることを特徴とする請求項７〜９のいずれか１項に記載の大型超電導中間体の作製方法。
【請求項１１】
前記原料成型積層体が、0.001〜2.0質量％のRh元素、0.05〜5.0質量％のPt元素、又は0.05〜10.0質量％のCe元素の内の少なくとも１つの元素を含有する原料成型体を少なくとも１層積層していることを特徴とする請求項７〜１０のいずれか１項に記載の大型超電導中間体の作製方法。
【請求項１２】
請求項７〜１１のいずれか１項に記載の作製方法から得られた酸化物超電導中間体から、種結晶及び排斥相を含有する酸化物超電導体層を切除した後、酸素富化処理することを特徴とする大型超電導体の作製方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、 90K級の臨界温度を有する希土類系酸化物超電導体の大型材料及びその製造法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来、本発明が対象とするREBa2Cu3Ox系超電導バルク材料の製法としては、Quench and Melt Growth法(特許登録第1869884号及び特許登録第2556401号)で代表されるような溶融法が挙げられる。この方法は、RE2BaCuO5相又は RE4Ba2Cu2O10相と、Ba-Cu-Oを主成分とした液相が共存する温度領域まで一旦昇温し、 REBa2Cu3Oxが生成する包晶温度直上迄冷却し、その温度から徐冷を行うことにより結晶成長させ、核生成と結晶方位の制御を行ない、大型のバルク材を得る方法である。この製法を用いることによって、臨界電流密度（超電導特性の一つで、単位断面積あたりに流せる電流密度）が高く、比較的大型の超電導材料を得ることができる。
【０００３】
一方、大型材料作製に複数個の種結晶を用い、各々の種結晶から結晶成長させる方法は、個々の種結晶から結晶成長すべき領域が狭くなるため、比較的短期間で結晶成長が実現できる特徴をもつ。特に、特開 2001-322897号公報の方法は、従来の複数個の種結晶を用いた方法で課題となっていた「各々の種結晶から結晶成長した領域間に排斥された偏析相」の除去を実現し、結果として各々の種結晶から結晶成長した領域間の超電導特性が改善され、全体としてより均一な超電導特性が得られる特徴をもつ。
【０００４】
上記方法を用いることで、より広い面積で、かつ均一な超電導特性をもつ試料製造が可能となったが、サイズが大きい分、希望形状への加工の際等に超電導材料中に割れが入りやすくなる等の問題があった。RE-Ba-Cu-O超電導材料自体の材料強度はセラミックス材料の中では強い方ではなく、強度改善のためAg元素を添加する方法も知られているが、Ag元素添加のみでは大型材料での強度改善は十分ではなかった。
【０００５】
これに対して、他の強度の高い材料との組み合わせ、つまり強度の高い構造支持材料と超電導材料の複合材料化が考えられる。先述のような希望形状への加工時に入る割れ等を回避するには、結晶成長直後において既に強度の高い構造支持材料と複合化されている必要があり、このために結晶成長処理時に超電導前駆体と構造支持材料とを同時に投入する方法が考えられる。しかし、この場合RE-Ba-Cu-O超電導材料は、上記結晶成長時に1000℃前後の高温状態になり、Ba元素やCu元素の酸化物が液相として存在するため、反応性が高く、単純な組み合わせでは構造支持材料と反応し、構造支持材料の構成元素がRE-Ba-Cu-O超電導材料へ拡散することで、超電導転移温度や臨界電流密度が低下する等の問題があった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、複数の種結晶を用いて結晶成長させ、結果としてより広い面積でかつ均一な超電導特性をもつ大型超電導バルク材料において、超電導転移温度や臨界電流密度等の超電導特性を劣化させることなく強度の高いセラミックス材料との複合化された構造支持材付き大型超電導バルク材料及びその製造方法を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明は、上記の問題を解決するために、少なくとも 123相包晶温度(Tp)が異なる３種類以上の酸化物超電導体で構成し、多結晶酸化物セラミックスと最も低い Tpを有する酸化物超電導層とが一部反応し、強固に固着しても、中間(最も高いTpより低く、かつ最も低いTpよりも高い)の Tpをもつ酸化物超電導層には構造支持材料の構成元素が拡散せず、その超電導特性 (超電導転移温度や臨界電流密度)には影響しない点と、特開2001-322897号公報の方法を発展させて、構造支持材料との間に最もTpの低い超電導層を配することで超電導転移温度や臨界電流密度等の超電導特性を劣化させることなく、強度の高いセラミックス材料との複合化された構造支持材付き大型超電導バルク材料を得る手段を講じたものである。
【０００８】
本発明の第１の特徴は、REBa2Cu3Ox（REはYを含む希土類元素の１種類又はその組み合わせ）系超電導中間体であって、REBa2Cu3Ox相（123相）中に非超電導相が微細に分散した組織を有する123相の包晶温度(Tp)が異なる複数の酸化物超電導体層をTpの順に立体的に少なくとも３層を積層した構造を有し、最も高いTpを有する酸化物超電導層上に２個以上の種結晶が載置され、少なくとも前記高Tp酸化物超電導層に排斥相を含有し、室温から800℃までの平均線膨張係数が10ppm/℃以上20ppm/℃以下である多結晶酸化物セラミックスが最も低いTpを有する酸化物超電導層の下面と固着した構造を特徴とする大型超電導中間体である。
【０００９】
本発明での非超電導相とは、 母相である REBa2Cu3Ox(123)相中に 微細分散したRE2BaCuO5相又はRE4Ba2Cu2O10相等のことを指す。また、REBa2Cu3Ox相(123相)の包晶温度(Tp)が異なる123相とは、RE組成を変化させることで123相の包晶温度(Tp)を変化させ、Tpの異なる組成粉末で構成された酸化物超電導体を指す。また、立体的に積層した構造とは、層状に積層した場合や、同心円状に構成された場合、もしくはこの組み合わせを指す。
【００１０】
本発明の第２の特徴は、多結晶酸化物セラミックスの主成分が、MgO多結晶材料であることを特徴とする上記第１の大型超電導中間体である。主成分がMgO多結晶材料であるとは、多結晶酸化物セラミックス中にMgOが90％以上存在する材料を意味する。
【００１１】
本発明の第３の特徴は、前記最も低いTpを有する酸化物超電導層にYb元素が含まれることを特徴とする上記第１又は第２のいずれかの大型超電導中間体である。本発明の第４の特徴は、前記積層体が1〜30質量％のAg元素を含有する酸化物超電導体層を少なくとも１層積層してなる上記第１〜第３のいずれかの大型超電導中間体である。
【００１２】
本発明の第５の特徴は、前記積層体が、0.001〜2.0質量％のRh元素、0.05〜5.0質量％のPt元素、又は0.05〜10.0質量％のCe元素の内の少なくとも１つの元素を含有する酸化物超電導体層を少なくとも１層積層してなる上記第１〜第４のいずれかの大型超電導中間体である。本発明の第６の特徴は、上記第１〜第５のいずれかに記載の大型超電導中間体の種結晶及び排斥相を含有する酸化物超電導層を切除し、酸素富化熱処理をしてなることを特徴とする大型超電導体である。
【００１３】
本発明の第７の特徴は、REBa2Cu3Ox（REはYを含む希土類元素の１種類又はその組み合わせ）系超電導体を構成するRE、Ba及びCu成分を含む原料成型体を加熱し、最高温度が該成型体のREBa2Cu3Ox相（123相）の包晶温度（Tp）以上とした後、冷却することにより123相中に非超電導相が微細に分散した酸化物超電導中間体を作製する方法であって、123相のTpが異なる原料成型体をTpの順に立体的に少なくとも３層を積層した原料成型積層体とし、室温から800℃までの平均線膨張係数が10ppm/℃以上20ppm/℃以下である多結晶酸化物セラミックスの上に最も低いTpを有する原料成型積層体とが接するように載置し、さらに最も高いTpを有する原料成型積層体上に複数個の種結晶を載置してから、前記原料成型積層体を熱処理することを特徴とした酸化物超電導中間体の作製方法である。
【００１４】
本発明の第８の特徴は、前記多結晶酸化物セラミックスの主成分が、MgO多結晶材料であることを特徴とする上記第７の大型超電導中間体の作製方法である。
【００１５】
本発明の第９の特徴は、前記最も低いTpを有する酸化物超電導原料成型体にYb元素が含まれることを特徴とする上記第７又は第８のいずれかの大型超電導中間体の作製方法である。本発明の第１０の特徴は、前記積層体に1〜30質量％のAg元素を含有する酸化物超電導原料成型体を少なくとも１層積層している上記第７〜第９のいずれかの大型超電導中間体の作製方法である。
【００１６】
本発明の第１１の特徴は、前記原料成型積層体が、0.001〜2.0質量％のRh元素、0.05〜5.0質量％のPt元素、又は0.05〜10.0質量％のCe元素の内の少なくとも１つの元素を含有する原料成型体を少なくとも１層積層している上記第７〜第１０のいずれかの大型超電導中間体の作製方法である。
【００１７】
本発明の第１２の特徴は、上記第７〜１１の作製方法から得られた大型超電導中間体から種結晶及び排斥相を含有する酸化物超電導体層を切除した後、酸素富化処理することを特徴とする大型超電導体の作製方法である。
【００１８】
【発明の実施の形態】
本発明は、複数の種結晶を用いて結晶成長させ、結果として、より広い面積でかつ均一な超電導特性をもつ大型超電導バルク材料において、超電導転移温度や臨界電流密度等の超電導特性を劣化させることなく、強度の高いセラミックス材料との複合化された構造支持材付き大型超電導バルク材料及びその製造方法である。本発明のポイントは、特開 2001-322897号公報の方法を発展させて、大型超電導バルク材料と構造支持材料との間に最もTpの低い超電導層を用いる点にある。以下、この点について詳細に説明する。
【００１９】
構造支持材料の上に、特開 2001-322897号公報における原料成型積層体を載置し、結晶成長処置を行なった場合、結晶成長時に1000℃前後の高温下に曝されるため、超電導層と構造支持材料との界面で反応が生じ、結果として超電導層に不純物元素が混入し、超電導転移温度や臨界電流密度等の超電導特性を劣化させてしまうことが散発していた。
【００２０】
一方、本発明方法では、図１のように少なくとも Tpの異なる3層で構成された酸化物超電導体を用いるが、最も低いTpをもつ層の厚みを適当な厚み (100μm以上が好ましい)をもたせることで、最も低い Tpをもつ層は構造支持材料と反応しても、中間(最も高いTpより低く、最も低いTpよりも高い)のTpをもつ層への不純物元素混入は極めて低減させることができる。つまり、最も低いTpをもつ層は中間のTpをもつ層の不純物元素混入を防ぐ層として利用することになる。加えて超電導材料としての機能は中間のTpをもつ層が担うため、最も低いTpをもつ層は結晶成長させる必要は必ずしもなく、多結晶化してもかまわない。また、構造支持材料との接着との観点から、最も低いTpをもつ層の密度は高い方が好ましい。例えば、原料成型積層体として、最も低いTpをもつ層、中間のTpをもつ層及び最も高いTpをもつ層の３層を一体成型し、その後静水圧印加したものを、構造支持材に載置し、結晶成長処理を行なうことで、結晶成長後は最も低いTpをもつ層は高い密度を有し、かつ構造支持材料との密着も図られる。
【００２１】
一方、RE-Ba-Cu-O超電導材料は、大きな熱膨張係数(REがYの場合、ab軸方向で13ppm/℃前後) をもつため、構造支持材料もほぼ同程度の熱膨張係数である必要がある。該超電導材料に比べて大幅に異なる熱膨張係数をもつ構造支持材料を用いた場合、結晶成長時の 900℃〜1100℃程度の高温から室温まで冷却する際に、界面で熱収縮の差による引張応力もしくは圧縮応力が該超電導材料に働き、割れ等の亀裂を誘発する原因となる。該超電導材料は引張条件よりも圧縮条件の方が強度(例えば３点曲げ強度)は高い。そのため、構造支持材料の熱膨張係数が該超電導材料の熱膨張係数に比べて幾分大きくても、冷却時に該超電導材料へ圧縮応力が働くケースであることから、割れ等を誘発しにくい。このような理由から、熱収縮が働く主な温度領域(室温(20℃)から800℃)で線膨張係数が10ppm/℃から20ppm/℃の範囲に限定している。このような構造支持材料としては、MgOや安定化ZrO2等が挙げられる。特に、緻密な MgO多結晶材料は、安価で軽く、熱膨張係数も約13ppm/℃とRE-Ba-Cu-O超電導材料に近い値をもつ点で優れており、構造支持材料に適している。
【００２２】
また、熱収縮による発生応力は最も低いTpを有する酸化物超電導層が固化し、構造支持材料と固着する温度Tpと室温との差に比例することから、最も低いTpを有する酸化物超電導層にYb元素(Tp=910±10℃)を用いることで、Tpを効果的に低く押さえ、構造支持材料と固着する温度も低温化させることで、結果として熱収縮差による発生応力を低く押さえることができる。
【００２３】
更に、超電導材料にAg元素を含有させることで添加量に応じて酸化物超電導体自体の強度向上が図れ、亀裂等を抑制する効果がある。Ag元素添加量は 1〜30質量％の範囲であって、これにより強度向上の効果が発揮できる。また、熱処理時にAg元素は各酸化物超電導層内を拡散しやすく、Ag元素の濃度によりTpも変化するため、安定した結晶成長を得るためには各酸化物超電導層へのAg元素添加量は、各層とも同一質量%であることが望ましい。
【００２４】
また、Rh、Pt、Ce元素の添加について、以下に説明する。これらの元素は、母相であるREBa2Cu3Ox(123)相中にRE2BaCuO5相又はRE4Ba2Cu2O10相を微細分散させ、超電導特性の１つである臨界電流密度を向上させる効果がある。添加の量はそれぞれ、RE2BaCuO5相又は RE4Ba2Cu2O10相の微細化に効果が現れ始める濃度から、これ以上添加しても効果があがらない濃度で限定しており、これによって超電導体内により大きな電流密度を流すことが可能になる。即ち、添加効果が得られる量が、Rh元素で0.001〜2.0質量％、Pt元素で0.05〜5.0質量％、Ce元素で 0.05〜10.0質量％である。また、各元素の拡散を考慮すると、各酸化物超電導層への元素添加量は、各層とも同一質量％であることが望ましいが、最も低いTpをもつ層は結晶成長させる必要が必ずしもないことから、当該層のみに安価なCe元素を用いることもできる。
【００２５】
また、本方法では、複数の種結晶を用いるため、最も高いTpをもつ層には、各種結晶から成長した結晶成長領域間に Ba-Cu-O化合物、Cu-O化合物、もしくは偏析したRE2BaCuO5相又は RE4Ba2Cu2O10相等の非超電導相が排斥される。この非超電導層は、各種結晶から成長した結晶成長領域間の超電導結合を著しく阻害し、その領域間を通過して流れる超電導電流も著しく低下する。そのため、結晶成長処理後に上記排斥相が析出する超電導層をあらかじめ切除し、その後該超電導中間体に酸素富化処理することで各種結晶から成長した結晶成長領域間を通過して流れる超電導電流の大幅な低下をすることなく、より均一な超電導特性をもつ材料を得ることができる。
【００２６】
また、各超電導層の厚みに関して、以下に述べる。結晶成長後結晶成長時の高温下においては、各Tpの異なる超電導層の拡散が生じる。そのため、拡散した領域の一部ではTpが同一になる領域が生じる。それゆえ厚みの下限に関しては、各Tpが異なる超電導層として残存できる厚みが好ましい。例えば、RE成分を変えることでTpを変えた場合、各超電導層は100μm程度が下限として好ましい。また、各超電導層の厚みの比率としては、本発明の請求項６もしくは１２のように、最終的に排斥相の生じた領域を切除することを考慮して、切除する超電導層の合計厚みが、切除後残存する超電導層の合計厚みを超えないことが好ましい。
【００２７】
【実施例】
（実施例１）
Dy2O3、BaO2、CuOの各原料粉体を各元素のモル比(Dy:Ba:Cu)が(13:17:24)になるように混合し、さらにこの混合粉に 0.5質量％のPt元素を添加し、混合した原料粉末を作製した。これを 900℃で酸素気流中で仮焼した。これを粉体１−Ａとする。また、Dy2O3、Ho2O3、BaO2、CuOの各原料粉体を各元素のモル比(Dy:Ho:Ba:Cu)が(6.5:6.5:17:24)になるように混合し、さらにこの混合粉に0.5質量％のPt元素を添加し、混合した原料粉末を作製した。これを 900℃で酸素気流中で仮焼した。これを粉体１−Ｂとする。更に、Yb2O3、BaO2、CuOの各原料粉体を各元素のモル比 (Yb:Ba:Cu)が(13:17:24)になるように混合し、さらにこの混合粉に1.0質量％のCe元素を酸化物として添加し、混合した原料粉末を作製した。これを850℃で酸素気流中で仮焼した。これを粉体１−Ｃとする。さらにSm2O3、BaO2、CuOの各原料粉体を各元素のモル比 (Sm:Ba:Cu)が(13:17:24)になるように混合し、さらにこの混合粉に1.0質量％の Ce元素を酸化物として添加し、混合した原料粉末を作製した。これを 920℃で酸素気流中で仮焼した。これを粉体１−Ｄとする。
【００２８】
次に粉体１−Ａ、１−Ｂ、１−Ｃを用いて、図２−ａのように成型体を作製し、2ton/cm2で、直径54mm、厚さ20mmの円柱状前駆体を作製した。この前駆体に3mm角で厚み1mmのSm0.7Nd0.3Ba2Cu3Ox系超電導体種結晶を図２−ｂのように配置し、アルミナ板上に粉体1-Dを60mm角、厚さ8mm程度に敷き詰め、その上に構造支持材として50mm角で厚み4mmの緻密質で純度99％のMgO板を置き、更にその上に該円柱状前駆体を載置した。これを大気中で 1045℃まで10時間で昇温し、4時間保持したのち、1010℃に2時間で降温した。その後、980℃まで 100時間かけて徐冷し、結晶成長を行ない、24時間かけて室温まで冷却した。この熱処理によって、円柱状前駆体の直径は46mmに収縮し、かつ50mm角の構造支持材に固着していることを確認した。
【００２９】
得られた超電導バルク材料には割れ等の亀裂は見られなかった。その後、種結晶と粉体１−Ａで構成された層を切り取り、酸素気流中を 450℃まで24時間で昇温し、400℃まで100時間かけて徐冷した後、10時間かけて室温まで降温した。
上記の酸素富化処理を行なった超電導バルク材料を 77Kにおいて磁場中冷却し、外部磁界を取り除いた後、補足磁束密度を測定したところ、最高0.8Tの良好な値が得られた。
【００３０】
（実施例２）
Gd2O3、BaO2、CuOの各原料粉体を各元素のモル比(Gd:Ba:Cu)が(12:18:26)になるように混合し、さらにこの混合粉に 0.5質量％のPt元素を添加し、混合した原料粉末を作製した。これを 900℃で酸素気流中で仮焼して得られた粉体に、10質量％のAg2O粉を添加した。これを粉体２−Ａとする。また、Dy2O3、Gd2O3、BaO2、CuOの各原料粉体を各元素のモル比 (Dy:Gd:Ba:Cu)が(6:6:18:26)になるように混合し、さらにこの混合粉に 0.5質量％のPt元素を添加し、混合した原料粉末を作製した。これを900℃で酸素気流中で仮焼して得られた粉体に、10質量％のAg2O粉を添加した。これを粉体２−Ｂとする。 更に、Yb2O3、BaO2、CuOの各原料粉体を各元素のモル比(Yb:Ba:Cu)が(12:18:26)になるように混合し、さらにこの混合粉に 0.5質量％のPt元素を酸化物として添加し、混合した原料粉末を作製した。これを850℃で酸素気流中で仮焼して得られた粉体に、10質量％の Ag2O粉を添加した。これと粉体２−ＢとのRE元素のモル比が等量になるよう秤量し、混合して得られた粉体を２−Ｃとする。
【００３１】
次に、粉体２−Ａ、２−Ｂ、２−Ｃを用いて、図３−ａのように成型体を作製し、2ton/cm2で、縦27mm、横77mm、厚さ15mmの角柱状前駆体を作製した。この前駆体に3mm角で厚み1mmのSm0.7Nd0.3Ba2Cu3Ox系超電導体種結晶を図３−ｂのように配置し、アルミナ板上にアルミナ粉体を 60mm角、厚さ8mm程度に敷き詰め、その上に構造支持材として縦30mm、横80mmで厚み4mmの緻密質で純度99％のMgO板を置き、更にその上に該角柱状前駆体を載置した。これを大気中で1058℃まで10時間で昇温し、2時間保持したのち、1010℃に2時間で降温した。その後、結晶成長のため 980℃まで100時間かけて徐冷し、870℃まで50時間かけて冷却し、24時間かけて室温まで冷却した。
【００３２】
得られた超電導バルク材料には割れ等の亀裂は見られなかった。その後、種結晶と粉体２−Ａで構成された層を切り取り、酸素気流中を 400℃まで24時間で昇温し、400℃で100時間維持した後、10時間かけて室温まで降温した。
上記の酸素富化処理を行なった超電導バルク材料を 77Kにおいて磁場中冷却し、外部磁界を取り除いた後、補足磁束密度を測定したところ、最高0.6Tの良好な値が得られた。
【００３３】
【発明の効果】
本発明により、広い面積でかつ均一な超電導特性をもち、割れ等の亀裂の入りにくい強度の高いセラミックス材料との複合化された構造支持材付き大型超電導バルク材料が実現できる効果が得られた。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の構成図の一例
【図２】実施例１に使用した超電導体の概略図
（ａ）実施例１で使用した成型体の概略図
（ｂ）実施例１で使用した種結晶の配置図
【図３】実施例２に使用した超電導体の概略図
（ａ）実施例２で使用した成型体の概略図
（ｂ）実施例２で使用した種結晶の配置図
【図１】
0004105881.tif 000002
【図２】
0004105881.tif 000003
【図３】
0004105881.tif 000004