(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
溶融法により作製したＲＥ１２３系酸化物超電導体（ＲＥ：Ｙ，Ｌａ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕから選ばれる１種又は２種以上）を接合する方法において、ＲＥ１２３系酸化物超電導体の接合面を（１１０）とし、接合面の間に前記ＲＥ１２３系酸化物超電導体よりも低融点のＲＥ１２３系酸化物超電導材料（ＲＥ：Ｙ，Ｌａ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕから選ばれる１種又は２種以上）からなる接合材を介在させて、該接合材を溶融した後凝固せしめて接合層を形成することを特徴とするＲＥ１２３系酸化物超電導体の接合方法。
【請求項２】
前記接合材が、焼結体又は溶融凝固体であることを特徴とする請求の範囲１に記載の接合方法。
【請求項３】
接合材の表面が鏡面であることを特徴とする請求の範囲２に記載の接合方法。
【請求項４】
前記接合材が、粉末、スラリー又は粉末成形体であることを特徴とする請求の範囲１に記載の接合方法。
【請求項５】
前記ＲＥ１２３系酸化物超電導体がＲＥを含む非超電導相を含有することを特徴とする請求の範囲１〜４のいずれかに記載の接合方法。
【請求項６】
前記非超電導相がＲＥ２ＢａＣｕＯ５相（ＲＥ２１１相）及び／又はＲＥ４−ＸＢａ２＋ＸＣｕ２Ｏ１０−ｙ相（ＲＥ４２２相、０≦ｘ≦０．２、０≦ｙ≦０．５）であることを特徴とする請求の範囲５に記載の接合方法。
【請求項７】
前記非超電導相がＲＥ２ＢａＣｕＯ５相（ＲＥ２１１相）及び／又はＲＥ４−２ＸＢａ２＋２ＸＣｕ２−ＸＯ１０−ｙ相（ＲＥ４２２相、０≦ｘ≦０．３、０≦ｙ≦０．６）であることを特徴とする請求の範囲５に記載の接合方法。
【請求項８】
前記ＲＥ１２３系酸化物超電導体がＡｇ，Ｐｔ，ＣｅＯ２，Ａｇ２Ｏから選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求の範囲１〜７のいずれかに記載の接合方法。
【請求項９】
前記接合材がＡｇ，Ｐｔ，ＣｅＯ２，Ａｇ２Ｏから選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求の範囲１〜８のいずれかに記載の接合方法。
【請求項１０】
接合の際に加圧することを特徴とする請求の範囲１〜９のいずれかに記載の接合方法。
【請求項１１】
溶融法により作製したＲＥ１２３系酸化物超電導体（ＲＥ：Ｙ，Ｌａ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕから選ばれる１種又は２種以上）の（１１０）面同士を、前記ＲＥ１２３系酸化物超電導体よりも低融点のＲＥ１２３系酸化物超電導材料（ＲＥ：Ｙ，Ｌａ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕから選ばれる１種又は２種以上）からなる接合材により接合してなるＲＥ１２３系酸化物超電導体接合体。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
技術分野
本発明は酸化物超電導体の接合方法及びこの方法によって接合された酸化物超電導体接合体に関する。
【０００２】
背景技術
近年、超電導材料として、例えばＬｉＴｉ2Ｏ3、Ｂａ（Ｂｉ，Ｐｂ）Ｏ3、（Ｂａ，Ｋ）ＢｉＯ3、（Ｌａ，Ｓｒ）2ＣｕＯ4、ＲＥＢａ2Ｃｕ3Ｏ7-δ（ＲＥは希土類元素）、Ｂｉ2Ｓｒ2Ｃａ2Ｃｕ3Ｏ10、Ｔｉ2Ｂａ2Ｃａ2Ｃｕ3Ｏ10あるいはＨｇＢａ2Ｃａ2Ｃｕ3Ｏ8 等のような超電導転移温度（Ｔｃ）の高い酸化物超電導材料が次々と発見されており、これらの材料からなる超電導体は、磁場との相互作用で大きな電磁力を発生することができるため、この力を利用したベアリング、フライホイール、搬送装置などの各種用途への実用化が検討されている。
【０００３】
これらの酸化物超電導材料の中でも、特にＲＥＢａ2Ｃｕ3Ｏ7-δ系酸化物超電導材料（以下、「ＲＥ１２３系酸化物超電導材料」という。ここで、ＲＥは希土類元素であって、Ｙ，Ｌａ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ、Ｇｄ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ、Ｙｂ及びＬｕの一種または２種以上）は、高い臨界温度を有することに加えて、その製造技術の開発や改良により磁場中で高い臨界電流密度を達成できるようになってきており、最近最も注目されている超電導材料の一つとなっている。
【０００４】
そして、このような臨界電流の大きな超電導体は、強い磁場をシールドしたり、逆に強磁場を捕捉して永久磁石として機能することも明らかとなっているため、前記したような用途に加えて磁気シールドや永久磁石などの用途も期待できる。
【０００５】
このような酸化物超電導体（バルク体）を得るための最も一般的な方法としては、溶融させた酸化物超電導材料（結晶前駆体）を凝固開始温度付近からゆっくりと冷却しながら凝固を進行させて結晶を成長させる「溶融凝固法」が知られている。また、他の製造方法としては、結晶成長時間の短縮を図った「過冷溶融凝固法」があり、これは、溶融させた結晶前駆体を溶融状態あるいは半溶融状態のままで凝固温度を下回る温度域にまで過冷却し、この温度から徐冷するかあるいはその温度に保持して結晶を成長させるものであり、過冷によって結晶成長速度を高めようとするものである（特開平６−２１１５８８号公報）。
【０００６】
ところで、前記したような磁気シールド等の材料として酸化物超電導材料を使用するには、超電導体を大面積化する必要があり、また酸化物超電導体は結晶方位による特性の異方性があり、電流は主として結晶のａｂ軸方向に沿って流れることから、磁気シールドに応用するためには、磁場に対してｃ軸が垂直になるように試料を設置することが好ましい。
【０００７】
しかしながら、上記の方法によって得られる酸化物超電導結晶体（バルク体）は、現時点では大きくても数ｃｍのものを作製するのが精一杯であり、大型の超電導体を作製することは非常に困難である。
このため、複数の小さな超電導結晶体を接合することによって大型の超電導体を作製するという方法が必要となる。
【０００８】
従来知られている接合方法を以下に紹介する。
（１）K.Salama and V.Selvamanickem,（Appl.Phys.Lett.60(1992)898）
溶融法によって作製したＹＢａ2Ｃｕ3Ｏ7-δ 超電導体（Ｙ１２３）を、接合界面に接着相を介在させることなく、９１０〜９３０℃の温度範囲で２〜６ＭＰａの一軸加圧下、約３０時間熱処理することにより、試料を接合し、接合界面での特性劣化のない接合を行っている。
【０００９】
（２）「Advances in Superconductivity VII」Springer-Verlag Tokyo社(1995），第681-684頁
溶融凝固法によって作製したＹ１２３超電導バルク体（Ｙ1.8Ｂａ2.4Ｃｕ3.4Ｏy）の母材間に該母材よりも融点（包晶点）の低いＹｂ１２３超電導材料（Ｙｂ1.2Ｂａ2.1Ｃｕ3.1Ｏy）の粉末ソルダーを挟み込み、これを母材の融点とソルダーの融点との間の温度にまで昇温してソルダーを半溶融状態としてから徐冷することによりソルダー材料の結晶（Ｙｂ１２３結晶）を母材面からエピタキシャル成長させ、この結晶化したソルダーを介して母材同士を接合している。
【００１０】
（３）特開平７−８２０４９号公報
溶融凝固法によって作製したＹ系酸化物超電導体の母材間の接合界面に、ＲＥＢａ2Ｃｕ3Ｏ7-δ（ＲＥ＝Ｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ）、Ａｇ，ＢａＣｕＯ2−ＣｕＯ系組成物などの高温クリープを起こしやすい成分又は接合温度で液相となる成分を接着相として、塗布又は蒸着などの方法によって介在させ、その後９００〜９９０℃の温度で１〜１０時間、加圧下で熱処理を行い試料を融着させ、引き続き２℃／ｈ以下の冷却速度で冷却して母材同士を接合している。
【００１１】
しかるに、従来の接合技術として例えば、上記（２）の接合方法を例にとって説明すると、この従来技術は次のような問題点を有している。
即ち、母材間にソルダーをサンドイッチ上に挟み込んで加熱・徐冷を行うと、半溶融状態となったソルダーのＹｂ１２３結晶化がＹ１２３母材面からソルダー中央部に向かって徐々に進行するため、必然的にソルダーの最終凝固部が母材間に挟まれたソルダーの厚み中央部位置に層状となって存在するようになる。
【００１２】
ところが、高温加熱されて半溶融状態の液相となったソルダー（結晶前駆体）中には非超電導性のＢａＯ−ＣｕＯ系融液と第２相としての非超電導性Ｙｂ２１１相とが存在しており、このＹｂ２１１相と融液とが反応して超電導性のＹｂ１２３結晶を晶出しつつ凝固するものの、最終凝固部には前記非超電導性のＹｂ２１１相やＢａＯ−ＣｕＯ等の混雑物が層状に残存しやすい。また、半溶融状態の液相となったソルダー中には気泡や不純物等が混入していることが多く、これらも最終凝固部に空孔等となって層状に残存しやすい。
【００１３】
これは、加熱後の徐冷中に母材面からソルダー中央部に向かってＹｂ１２３結晶がエピタキシャル成長するため、ソルダーの未凝固部に存在するＹｂ２１１相、ＢａＯ−ＣｕＯ、不純物成分あるいは気泡等がソルダー中央部に押出されるように移動するいわゆる"プッシング現象"が生じることに起因している。
【００１４】
図９は、この"プッシング現象"を説明した模式図であり、図１０はプッシング現象が生じた結果として得られる空孔や偏析物が存在する接合部を示す模式図である。
例えばＹ１２３超電導バルク体母材間にＹｂ１２３超電導材料組成のソルダーをサンドイッチ状に挟み込んで加熱し、ソルダーを半溶融状態とした際には、図９（ａ）に示すように、半溶融状態のソルダーはＢａＯ−ＣｕＯ系融液中にＹｂ２１１相や気泡等を包含した状態となっている。そして、これらを徐冷して行くと、図９（ｂ）に示すように、Ｙｂ２１１相とＢａＯ−ＣｕＯ系融液とが反応して生成する超電導性Ｙｂ１２３結晶がＹ１２３母材面を起点としてソルダー中央部に向かって成長する。この時、未凝固融液中に存在するＹｂ２１１相や気泡等が成長するＹｂ１２３結晶面に押されて未凝固ソルダーの中央部に集まるようになる。Ｙｂ１２３結晶の成長が更に進んでソルダーの最終凝固期に至ると、図９（ｃ）に示すように未反応のＹｂ２１１相や気泡等のソルダー中央部への偏析度合いが益々高くなり、Ｙｂ２１１相や気泡等がソルダー中央部の断面全域に層状に偏析した状態でソルダーの凝固が完了してＹ１２３母材の接合が成されることになる。
そして、このＹｂ２１１相や気泡等は非超電導性であるので、上記したような接合手段で接合された酸化物超電導体接合体では、この接合部分で超電導特性が著しく劣化することになる。
【００１５】
発明の開示
本件発明は、従来の接合方法が有する欠点を解消することを目的とするものであり、具体的には、接合部分における偏析やポアの発生のないＲＥ１２３系酸化物超電導体の接合方法を提供することを目的とする。
また、本件発明は上記接合方法によって得られたＲＥ１２３系酸化物超電導体接合体を提供することを目的とする。
【００１６】
本発明者らは、上記の課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果、ＲＥ１２３系超電導体母材間の接合に関して次の新たな知見を得た。
（ａ）母材に接合層を介して接合するに際し、母材の接合面が（１１０）であるようにすることによって良好な接合状態が得られる。
（ｂ）上記（ａ）の場合において、母材よりも融点の低いＲＥ１２３系超電導体の圧粉体、焼結体又は溶融凝固体を接着相形成用材料として選択し、これを熱処理して溶融凝固させることによってより良好な接合状態が得られること。
【００１７】
本発明者らは上記の知見に基づいて本発明を完成させたものであり、本発明の態様は次のとおりである。
（１）溶融法により作製したＲＥ１２３系酸化物超電導体（ＲＥ：Ｙ，Ｌａ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕから選ばれる１種又は２種以上）を接合する方法において、ＲＥ１２３系酸化物超電導体の接合面を（１１０）とし、接合面の間に前記ＲＥ１２３系酸化物超電導体よりも低融点のＲＥ１２３系酸化物超電導材料（ＲＥ：Ｙ，Ｌａ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕから選ばれる１種又は２種以上）からなる接合材を介在させて、該接合材を溶融した後凝固せしめて接合層を形成することを特徴とするＲＥ１２３系酸化物超電導体の接合方法。
（２）前記接合材が、焼結体又は溶融凝固体であることを特徴とする上記（１）に記載の接合方法。
（３）接合材の表面が鏡面であることを特徴とする上記（２）に記載の接合方法。
（４）前記接合材が、粉末、スラリー又は粉末成形体であることを特徴とする上記（１）に記載の接合方法。
（５）前記ＲＥ１２３系酸化物超電導体がＲＥを含む非超電導相を含有することを特徴とする上記（１）〜（４）に記載の接合方法。
（６）前記非超電導相がＲＥ2ＢａＣｕＯ5 相（ＲＥ２１１相）及び／又はＲＥ4-XＢａ2+XＣｕ2Ｏ10-y相（ＲＥ４２２相、０≦ｘ≦０．２、０≦ｙ≦０．５）であることを特徴とする請求の範囲５に記載の接合方法。
（７）前記非超電導相がＲＥ2ＢａＣｕＯ5 相（ＲＥ２１１相）及び／又はＲＥ4-2XＢａ2+2XＣｕ2-XＯ10-y相（ＲＥ４２２相、０≦ｘ≦０．３、０≦ｙ≦０．６）であることを特徴とする上記（５）に記載の接合方法。
（８）前記ＲＥ１２３系酸化物超電導体がＡｇ，Ｐｔ，ＣｅＯ2，Ａｇ2Ｏから選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（７）に記載の接合方法。
（９）前記接合材がＡｇ，Ｐｔ，ＣｅＯ2，Ａｇ2Ｏから選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（８）に記載の接合方法。
（１０）接合の際に加圧することを特徴とする上記（１）〜（９）に記載の接合方法。
（１１）溶融法により作製したＲＥ１２３系酸化物超電導体（ＲＥ：Ｙ，Ｌａ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕから選ばれる１種又は２種以上）の（１１０）面同士を、前記ＲＥ１２３系酸化物超電導体よりも低融点のＲＥ１２３系酸化物超電導材料（ＲＥ：Ｙ，Ｌａ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕから選ばれる１種又は２種以上）からなる接合材により接合してなるＲＥ１２３系酸化物超電導体接合体。
【００１８】
発明を実施するための最良の形態
本発明の実施の形態について、以下詳細に説明する。
（母材の接合面の結晶方位について）
従来から、ＲＥ１２３系超電導体母材間の接合においては、接合面の方位としては（１００）面が採用されてきた。
これに対し、本発明者らは接合面の方位について試験を重ねた結果、接合面の方位を（１１０）とすることによって、良好な接合が可能となることを見出した。
従って、本発明においては、ＲＥ１２３系超電導体の接合面を（１１０）として接合を行う。また、接合面は（１１０）面であることが望ましいが、厳密に（１１０）である必要はない。この方位のズレは１５°程度までは許容できるが、７°以内とすることが好ましい。そして、本件明細書でいう「ＲＥ１２３系酸化物超電導体の接合面を（１１０）とし」という記載は、上記した１５°以内のズレがある場合をも包含する意味で使用している。
【００１９】
（超電導体母材について）
本発明の方法が適用される超電導体母材は、ＲＥ１２３系酸化物超電導体（但し、ＲＥはＹ，Ｌａ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕから選ばれる少なくとも１種又は２種以上）であり、一般式ＲＥＢａ2Ｃｕ3Ｏ7-δで表されるものである。また、上記ＲＥ１２３系酸化物超電導体の臨界電流を増大させるためにＲＥ１２３系酸化物超電導材料の母相中にＲＥを含む非超電導相を分散含有させてもよく、このような非超電導相としてはＲＥ2ＢａＣｕＯ5 相（ＲＥ２１１）及びＲＥ4-XＢａ2+XＣｕ2Ｏ10-y相（ＲＥ４２２相、０＜ｘ＜０．２、０＜ｙ＜０．５）等を挙げることができる（特許第２８２８３９６号公報参照）。
但し、ＲＥ4-XＢａ2+XＣｕ2Ｏ10-y相は、ＲＥ4-2XＢａ2+2XＣｕ2-XＯ10-y相と表記する場合もあるので、本発明においては両方の表記に従う。
【００２０】
母材のＲＥ１２３系酸化物超電導体は、Ａｇ，Ｐｔ，ＣｅＯ2，Ａｇ2Ｏから選ばれる１種又は２種以上を含有しても良い。この場合、Ｐｔ、ＣｅＯ2は、ＲＥ１２３中にＲＥ２１１及びＲＥ４２２を微細分散させる効果があり、Ａｇ、Ａｇ2Ｏは、ＲＥ１２３＋ＲＥ２１１又はＲＥ４２２の複合材（バルク体）の機械的強度を向上させるという効果がある。
【００２１】
（接合材について）
接合材の材料としては、母材の融点よりも低い融点を有するＲＥ１２３系酸化物超電導体（但し、ＲＥはＹ，Ｌａ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕから選ばれる１種又は２種以上）を使用する。
ＲＥ１２３系酸化物超電導体の融点はＲＥの種類によって異なるので、使用する母材の種類に応じて、母材の融点よりも接合材の融点が低くなるように接合材のＲＥを適宜に選択する。
また、接合材も母材と同様にＲＥ２２１及びＲＥ４２２を分散相として含有していてもよく、また、母材について述べたと同様の理由から、Ａｇ，Ｐｔ，ＣｅＯ2，Ａｇ2Ｏから選ばれる１種又は２種以上を含有しても良い。
【００２２】
接合材として使用することができる材料の好適な例としては、次のものを挙げることができる。
（１−ｘ）ＲＥＢａ2 Ｃｕ3 Ｏ7-δ＋ｘＲＥ2ＢａＣｕＯ5＋ｙmass％Ａ
但し、
ＲＥ：Ｙ，Ｌａ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕから選ばれる１種又は２種以上、
ｙ：（１−ｘ）ＲＥＢａ2 Ｃｕ3 Ｏ7-δ＋ｘＲＥ2ＢａＣｕＯ5を１００質量％とした時の外掛け割合（質量％）で、０≦ｙ≦４０、
Ａ：Ａｇ，Ｐｔ，ＣｅＯ2，Ａｇ2Ｏから選ばれる１種又は２種以上。
接合材は、粉末、スラリー、粉末成形体、焼結体又は溶融凝固体のいずれの形態でも使用できるが、焼結体又は溶融凝固体がより好ましい。
【００２３】
本発明は、母材の接合面を（１１０）面とすることを特徴とするが、その場合においても、接合材として焼結体又は溶融凝固体を用いることにより、粉末、スラリーもしくは粉末成形体を用いる場合に比してより良好な接合状態が得られる。これは、接合材として粉末、スラリーもしくは粉末成形体を用いると、粉末粒子間に存在する空気が接着相の溶融凝固過程でも抜けきらないため気泡となって接着相中に残留するのに対し、接合材を焼結体又は溶融凝固体とした場合には、接合材が緻密化しているため、粒子間に存在する空気が少なく、このため接着相に空気が残留しにくいこと及び接合材を焼結体又は溶融凝固体とした場合には加熱溶融時に接合材の存在密度が高いことから、再結晶化過程で接合材の溶融液相が母材結晶面にエピタキシャル的に成長しやすいことに起因していると考えられる。
また、本発明の接合方法は、接合材を溶融した後凝固せしめて接合層を形成しているが、本件明細書で接合材についていう「溶融」とは、再結晶化が可能な半溶融状態をも包含するものである。
【００２４】
実施例
以下に、本件発明の実施例を比較例と共に示すが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
【００２５】
実施例１
（Ｅｒ−Ｂａ−Ｃｕ−Ｏ接合材によるＹ−Ｂａ−Ｃｕ−Ｏバルク体の接合）
［母材の調製］
ｃ軸配向した単一粒であるＹ系酸化物超電導材料バルク材（新日本製鐵株式会社製、ＱＭＧ材）を接合面が（１１０）方向になるように３×４×５ｍｍ3（接合面は４×５ｍｍ2）の直方体に切り出した。切り出した試料の接合面を鏡面になるまで研磨して、接合用の母材とした（以下、「母材Ａ」という。）。
【００２６】
［接合材の調製］
０．７５ＥｒＢａ2Ｃｕ3Ｏ7-δ＋０．２５Ｅｒ2ＢａＣｕＯ5の組成になるように原料粉末（Ｅｒ2Ｏ3，ＢａＣＯ3，ＣｕＯ）を秤量し、自動乳鉢にて３時間混合した。混合粉末を一軸プレスで成形した後、純酸素雰囲気中にて８９０℃で２４時間仮焼きを行った。仮焼きを繰り返し、原料粉が全てＥｒＢａ2Ｃｕ3Ｏ7-δ及びＥｒ2ＢａＣｕＯ5の２相になるまで行った。
２相になった混合粉末に、該混合粉末の全質量に対して0.5mass％のＰｔを添加して、自動乳鉢にて再び３時間混合した。混合後、大きさが約18×9×5ｍｍ3の直方体になるよう成形し、更に冷間静水圧プレス（Cold Isostatic Press、以下、「ＣＩＰ」という。）処理を行った。
この成形体を、ＥｒＢａ2Ｃｕ3Ｏ7-δの包晶反応温度である９８５℃より１０℃低い９７５℃で、大気中１０時間熱処理を行い焼結した。
得られた焼結体を約１ｍｍの厚さにカットし、研磨を行い、厚みが０．５ｍｍのスペーサを作製した。スペーサーの研磨は両面が鏡面になるまで行った。
【００２７】
［接  合］
厚みが０．５ｍｍのスペーサーを、切り出したバルク材に図１に示すように挟んだ。
試料を９９５℃まで３時間で加熱し、１時間等温保持し、０．５℃／ｈの冷却速度で９４５℃まで冷却した。
【００２８】
［評  価］
熱処理後、得られた接合体から、測定用試料を図２に示すように接合界面を含むように切り出して、一部を接合界面の組織観察用に研磨し、もう一部を超電導特性を評価するために酸素雰囲気中５２０℃で１５０時間、酸素アニールを行った。
図３に接合界面近傍における組成像と特性Ｘ線像（Ｂａ−Ｍα線およびＣｕ−Ｋα線）とを示す。接合部において空孔は観察されず非常に密であり、かつ接着が良好であることが分かった。さらに、ＣｕＯ等の偏析が認められず非常に均一な組織を有することが分かった。
【００２９】
次に超電導転移温度と臨界電流密度の磁場依存性を量子干渉磁束計（ＳＱＵＩＤ）により測定した。磁場は測定する試料のｃ軸に対して平行に印加し、超電導転移温度を測定する際には外部磁場を１０Ｏｅ印加した。また、臨界電流密度の磁場依存性を測定する際の温度は７７Ｋとした。結果を図４と図５に示す。超電導転移温度は９２Ｋであった。臨界電流密度は、外部磁場が２Ｔにおいて約１３，０００Ａ／ｃｍ2であった。また、不可逆磁場は約４．８Ｔであった。
更に、外部磁場に対する影響を観察するために、磁気光学効果（ＭＯ）を利用して磁場分布測定を行った。磁場は試料のｃ軸に対して平行に印加した。結果を図６に示す。実験温度は、７７Ｋである。１０００Ｏｅ以上の外部磁場を印加しても磁束が接合部の−部にしか侵入しなかった。１４００Ｏｅで磁束の接合部への侵入が観察できた。
【００３０】
比較例１
実施例１において、母材の接合面が（１００）方向となるように母材を切り出した以外は、実施例１と同様にして接合体を作製し、この接合体から、実施例１におけるのと同様の手順で評価用試料を作製した。
図７に接合界面近傍における組成像と特性Ｘ線像（Ｂａ−Ｍα線およびＣｕ−Ｋα線）を示す。接合部において空孔は観察されず非常に密であり、かつ接着が良好であることが分かった。しかし、接合中央部にＣｕＯの偏析が認められた。
次に超電導転移温度と臨界電流密度の磁場依存性を量子干渉磁束計（ＳＱＵＩＤ）により測定した。この試料の超電導転移温度は９２Ｋであった。臨界電流密度は、外部磁場が２Ｔにおいて約５０００Ａ／ｃｍ2であった。また、不可逆磁場は約４．０Ｔであった。
次に、磁気光学効果（ＭＯ）を利用して磁場分布測定を行った。結果を図８に示す。実験温度は、７７Ｋである。２００Ｏｅ程度の外部磁場を印加すると、磁束が接合部に完全に侵入した。
【００３１】
実施例２
（Ｙｂ−Ｂａ−Ｃｕ−Ｏ接合材によるＹ−Ｂａ−Ｃｕ−Ｏバルク体の接合）
［母材の調製］
実施例１における母材Ａと同様の母材を調製した。
［接合材の調製］
０．７５ＹｂＢａ2Ｃｕ3Ｏ7-δ＋０．２５Ｙｂ2ＢａＣｕＯ5の組成になるように原料粉末（Ｙｂ2Ｏ3，ＢａＣＯ3，ＣｕＯ）を秤量し、自動乳鉢にて３時間混合した。混合粉末を一軸プレスで成形した後、純酸素雰囲気中にて、８９０℃・２４時間×３回、９２０℃・５０時間×２回、９２０℃・１００時間×１回の仮焼きを行った。仮焼きを繰り返し、原料粉が全てＹｂＢａ2Ｃｕ3Ｏ7-δ，Ｙｂ2ＢａＣｕＯ5の２相になるまで行った。
２相になった混合粉末に対して、混合粉末の全質量に対して０．５mass％のＰｔを添加して、自動乳鉢にて再び３時間混合した。混合後、大きさが約１８×９×５ｍｍ3の直方体になるよう成形し、更にＣＩＰ処理を行った。
成形体を、ＹｂＢａ2Ｃｕ3Ｏ7-δの包晶反応温度である９５２℃より１０℃低い９４２℃で、大気中１０時間熱処理を行い焼結した。
得られた焼結体を約１ｍｍの厚さにカットし、研磨を行い、厚みが０．５ｍｍのスペーサーを作製した。スペーサーの研磨は両面が鏡面になるまで行った。
【００３２】
［接  合］
厚みが０．５ｍｍのスペーサーを、切り出したバルク材に図１に示すように挟んだ。
試料を９９５℃まで３時間で加熱し、１時間等温保持し、０．５℃／ｈの冷却速度で９４５℃まで冷却した。
【００３３】
［評  価］
熱処理後、得られた接合体から、実施例１におけるのと同様の手順で評価用試料を作製した。
接合界面近傍における組成像と特性Ｘ線像（Ｂａ−Ｍα線およびＣｕ−Ｋα線）から、接合部において空孔は観察されず非常に密であり、かつ接着が良好であることが分かった。さらに、ＣｕＯ等の偏析が認められず非常に均一な組織を有することが分かった。
次に超電導転移温度と臨界電流密度の磁場依存性を量子干渉磁束計（ＳＱＵＩＤ）から求めたところ、超電導転移温度は９２Ｋであった。臨界電流密度は、外部磁場が２Ｔにおいて約１０，０００Ａ／ｃｍ2であった。また、不可逆磁場は約４．０Ｔであった。
次に、磁気光学効果（ＭＯ）を利用して磁場分布測定を行った。実験温度は７７Ｋとした。５００Ｏｅ以上の外部磁場を印加しても磁束が接合部の−部にしか侵入しなかった。
【００３４】
比較例２
実施例２において、母材の接合面が（１００）方向となるように母材を切り出した以外は、実施例２と同様にして接合体を作製し、この接合体から、実施例２におけるのと同様の手順で評価用試料を作製した。
接合界面近傍における組成像と特性Ｘ線像（Ｂａ−Ｍα線およびＣｕ−Ｋα線）から、接合部において空孔は観察されず非常に密であり、かつ接着が良好であることが分かった。しかし、接合中央部にＣｕＯの偏析が認められた。
次に超電導転移温度と臨界電流密度の磁場依存性を量子干渉磁束計（ＳＱＵＩＤ）により測定した。この試料の超電導転移温度は９２Ｋであった。臨界電流密度は、外部磁場が２Ｔにおいて約５，０００Ａ／ｃｍ2であった。また、不可逆磁場は約３．７Ｔであった。
次に、磁気光学効果（ＭＯ）を利用して磁場分布測定を行った。実験温度は７７Ｋとした。４００Ｏｅ程度の外部磁場を印加すると、磁束が接合部に完全に侵入した。
【００３５】
実施例３
（Ｙ−Ｂａ−Ｃｕ−Ｏ接合材によるＹ−Ｂａ−Ｃｕ−Ｏバルク体の接合）
［母材の調製］
実施例１における母材Ａと同様の母材を調製した。
［接合材の調製］
０．７５ＹＢａ2Ｃｕ3Ｏ7-δ＋０．２５Ｙ2ＢａＣｕＯ5の組成になるように原料粉末（Ｙ2Ｏ3，ＢａＣＯ3，ＣｕＯ）を秤量し、自動乳鉢にて３時間混合した。混合粉末を−軸プレスで成形した後、純酸素雰囲気中にて８９０℃で２４時間仮焼きを行った。仮焼きを繰り返し、原料粉が全て、ＹＢａ2Ｃｕ3Ｏ7-δ，Ｙ2ＢａＣｕＯ5の２相になるまで行った。
２相になった混合粉末に、混合粉末の全質量に対して０．５mass％のＰｔと１０mass％Ａｇ2Ｏを添加して、自動乳鉢にて再び３時間混合した。混合後、大きさが約１８×９×５ｍｍ3の直方体になるよう成形し、更にＣＩＰ処理を行った。成形体を、０．７５ＹＢａ2Ｃｕ3Ｏ7-δ＋０．２５Ｙ2ＢａＣｕＯ5＋０．５mass％Ｐｔ＋１０mass％Ａｇ2Ｏの偏包晶反応温度である９７０℃より１０℃低い９６０℃で、大気中１０時間熱処理を行い焼結した。
得られた焼結体を約ｌｍｍの厚さにカットし、研磨を行い、厚みが０．５ｍｍのスペーサーを作製した。スペーサーの研磨は両面が鏡面になるまで行った。
【００３６】
［接  合］
上記の厚みが０．５ｍｍのスペーサーを、切り出したバルク材に図１に示すように挟んだ。試料を９５０℃まで３時間で加熱し、１時間等温保持し、０．５℃／ｈの冷却速度で９００℃まで冷却した。
【００３７】
［評  価］
熱処理後、得られた接合体から、実施例１におけるのと同様の手順で評価用試料を作製した。
接合界面近傍における組成像と特性Ｘ線像（Ｂａ−Ｍα線およびＣｕ−Ｋα線）から、接合部において空孔は観察されず非常に密であり、かつ接着が良好であることが分かった。さらに、ＣｕＯ等の偏析が認められず非常に均一な組織を有することが分かった。
次に超電導転移温度と臨界電流密度の磁場依存性を量子干渉磁束計（ＳＱＵＩＤ）から求めたところ、超電導転移温度は９１Ｋであった。臨界電流密度は、外部磁場が２Ｔにおいて約１２，０００Ａ／ｃｍ2であった。また、不可逆磁場は約５．０Ｔであった。
【００３８】
実施例４
（Ｇｄ−Ｂａ−Ｃｕ−Ｏ接合材によるＳｍ−Ｂａ−Ｃｕ−Ｏバルク体の接合）
［母材の調製］
０．７５ＳｍＢａ2Ｃｕ3Ｏ7-δ＋０．２５Ｓｍ2ＢａＣｕＯ5の組成になるように原料粉末（Ｓｍ2Ｏ3，ＢａＣＯ3，ＣｕＯ）を秤量し、自動乳鉢にて３時間混合した。混合粉末を一軸プレスで成形した後、大気中にて８８０℃で２４時間仮焼きを行った。仮焼き後、再び試料を粉砕して上記と同じ方法で仮焼きを３回行った。次に、仮焼きした粉末を更にｌ％Ｏ2＋９９％Ａｒ雰囲気中にて９８０℃で２４時間焼結した。焼結、粉砕を繰り返し、原料粉が全て、ＳｍＢａ2Ｃｕ3Ｏ7-δ，Ｓｍ2ＢａＣｕＯ5の２相になるまで行った。
２相になった混合粉末に対して、混合粉末の全質量に対して０．５mass％のＰｔを添加して、自動乳鉢にて再び３時間混合した。混合後、直径３０ｍｍ、高さｌ２ｍｍの円柱になるよう成形し、更にＣＩＰ処理を行った。
成形体をＹ安定化ＺｒＯ2の棒の上に置き、焼成雰囲気を制御できる管状炉にセットした。試料を１％Ｏ2＋９９％Ａｒ雰囲気のもと、１１５０℃まで３時間で加熱し、１時間保持後ただちに１０２０℃まで１５分で冷却した。ここで冷却時に、予め溶融凝固法で作製された種結晶であるＮｄＢａ2Ｃｕ3Ｏ7-δを試料の上に置いた。その後、試料を９６０℃まで０．７５℃／ｈの冷却速度で冷却した。このように作製された試料は結晶方位が揃った単一粒となった。
上記のようにして得られたＳｍ系酸化物超電導材料バルク材を接合面が（１１０）方向になるように３×４×５ｍｍ3（接合面は４×５ｍｍ2）の直方体に切り出した。切り出した試料の接合面を鏡面になるまで研磨した。
【００３９】
［接合材の調製］
０．７５ＧｄＢａ2Ｃｕ3Ｏ7-δ＋０．２５Ｇｄ2ＢａＣｕＯ5の組成になるように原料粉末（Ｇｄ2Ｏ3，ＢａＣＯ3，ＣｕＯ）を秤量し、自動乳鉢にて３時間混合した。混合粉末を一軸プレスで成形した後、大気中にて８８０℃で２４時間仮焼きを行った。仮焼き後、再び試料を粉砕して上記と同じ方法で仮焼きを３回行った。次に、仮焼きした粉末を更に１％Ｏ2＋９９％Ａｒ雰囲気中にて９６５℃で２４時間焼結した。焼結、粉砕を繰り返し、原料粉が全て、ＧｄＢａ2Ｃｕ3Ｏ7-δ，Ｇｄ2ＢａＣｕＯ5の２相になるまで行った。
２相になった混合粉末に、混合粉末の全質量に対して０．５mass％のＰｔを添加して、自動乳鉢にて再び３時間混合した。混合後、大きさが約１８×９×５ｍｍ3の直方体になるよう成形し、更にＣＩＰ処理を行った。
成形体を、ＧｄＢａ2Ｃｕ3Ｏ7-δの包晶反応温度である９８５℃より１０℃低い９７５℃で、１％Ｏ2＋９９％Ａｒ雰囲気中１０時間熱処理を行い焼結した。
得られた焼結体を約１ｍｍの厚さにカットし、研磨を行い、厚みが０．５ｍｍのスペーサーを作製した。スペーサーの研磨は両面が鏡面になるまで行った。
【００４０】
［接  合］
厚み０．５ｍｍのスペーサーを、切り出したバルク材に図１に示すように挟んだ。試料を１％Ｏ2＋９９％Ａｒ雰囲気中にて１０００℃まで３時間で加熱し、１時間等温保持し、０．５℃／ｈの冷却速度で９５０℃まで冷却した。
【００４１】
［評  価］
熱処理後、得られた接合体から、図２に示すように接合界面を含むように試料を切り出して、一部を接合界面の組織観察用に研磨し、もう一部を超電導特性を評価するために酸素雰囲気中４５０℃まで３時間で昇温し、５０時間かけて３００℃まで冷却し、その後１５０時間保持する酸素アニールを行った。
接合界面近傍における組成像と特性Ｘ線像（Ｂａ−Ｍα線およびＣｕ−Ｋα線）から、接合部において空孔は観察されず非常に密であり、かつ接着が良好であることが分かった。さらに、ＣｕＯ等の偏析が認められず非常に均一な組織を有することが分かった。
次に超電導転移温度と臨界電流密度の磁場依存性を量子干渉磁束計（ＳＱＵＩＤ）により測定した。この試料の超電導転移温度は９４Ｋであった。臨界電流密度は、外部磁場が２Ｔにおいて約２０，０００Ａ／ｃｍ2であった。また、不可逆磁場は約６．０Ｔであった。
【００４２】
実施例５
（Ｇｄ−Ｂａ−Ｃｕ−Ｏ／Ａｇ接合材によるＳｍ−Ｂａ−Ｃｕ−Ｏ／Ａｇバルク体の接合）
［母材の調製］
ｃ軸配向した単一粒であるＡｇ添加Ｓｍ系酸化物超電導材料バルク材（新日本製鐵株式会社製）を接合面が（１１０）方向になるように３×４×５ｍｍ3（接合面は４×５ｍｍ2）の直方体に切り出した。切り出した試料の接合面を鏡面になるまで研磨して、接合用の母材とした。
【００４３】
［接合材の調製］
０．７５ＧｄＢａ2Ｃｕ3Ｏ7-δ＋０．２５Ｇｄ2ＢａＣｕＯ5の組成になるように、市販の原料粉末（ＧｄＢａ2Ｃｕ3Ｏ7-δ、Ｇｄ2ＢａＣｕＯ5）を秤量し、自動乳鉢にて３時間混合した。混合粉末に、混合粉末の全重量に対して０．５mass％のＰｔと、１０mass％のＡｇ2Ｏとを添加して、再び自動乳鉢にて３時間混合した。混合後、大きさが約１８×９×５ｍｍ3の直方体になるように成形し、更にＣＩＰ処理を行った。
成形体を、ＧｄＢａ2Ｃｕ3Ｏ7-δ＋Ａｇ2Ｏの偏包晶反応温度（１０１０℃）よりも１０℃低い１０００℃で、大気中にて焼結を行った。得られた焼結体を約１ｍｍの厚さにカットして研磨を行い、厚みが０．５ｍｍのスペーサーを作製した。スペーサーの研磨は両面が鏡面になるまで行った。
【００４４】
［接  合］
厚みが０．５ｍｍのスペーサーを、切り出したバルク材に図１に示すように挟んだ。試料を大気中にて１０２３℃まで３時間で加熱し、１時間等温保持し、０．５℃／ｈの冷却速度で９７３℃まで冷却した。
【００４５】
［評  価］
熱処理後、得られた接合体から、測定用試料を図２に示すように接合界面を含むように切り出して、一部を接合界面の組織観察用に研磨し、もう一部を超電導特性を評価するために酸素雰囲気中４５０℃まで３時間で昇温し、５０時間かけて３００℃まで冷却し、その後１５０時間保持する酸素アニールを行った。
接合界面近傍における組成像と特性Ｘ線像（Ｂａ−Ｍα線、Ｃｕ−Ｋα線およびＡｇ−Ｍα線）から、接合部において空孔は観察されず非常に密であり、かつ接着が良好であることが分かった。さらに、ＣｕＯ、Ａｇ等の偏析が認められず非常に均一な組織を有することが分かった。
次に磁気光学効果を（ＭＯ）を利用して磁場分布測定を行った。結果を図１１に示す。実験温度は７７Ｋであった。１０００Ｏｅ以上の磁場を印加しても磁束が接合部に侵入しなかった。また、２０００Ｏｅの外部磁場を印加した後に外部磁場を取り除いた時には、試料は磁場を完全に捕捉しているのが確認できた。
【００４６】
実施例６
（Ｓｍ−Ｂａ−Ｃｕ−Ｏ接合材によるＮｄ−Ｂａ−Ｃｕ−Ｏバルク体の接合）
［母材の調製］
０．８７５ＮｄＢａ2Ｃｕ3Ｏ7-δ＋０．１２５Ｎｄ4Ｂａ2Ｃｕ2Ｏ10の組成になるように原料粉末（Ｎｄ2Ｏ3，ＢａＣＯ3，ＣｕＯ）を秤量し、自動乳鉢にて３時間混合した。混合粉末を一軸プレスで成形した後、大気中にて８８０℃で２４時間仮焼きを行った。仮焼き後、再び試料を粉砕して上記と同じ方法で仮焼きを３回行った。次に、仮焼きした粉末を更にｌ％Ｏ2＋９９％Ａｒ雰囲気中にて９８０℃で２４時間焼結した。焼結、粉砕を繰り返し、原料粉が全て、ＮｄＢａ2Ｃｕ3Ｏ7-δ，Ｎｄ4Ｂａ2Ｃｕ2Ｏ10の２相になるまで行った。
２相になった混合粉末に対して、混合粉末の全質量に対してｌ．０mass％のＣｅＯ2を添加して、自動乳鉢にて再び３時間混合した。混合後、直径３０ｍｍ、高さｌ２ｍｍの円柱になるよう成形し、更にＣＩＰ処理を行った。
成形体をＹ安定化ＺｒＯ2の棒の上に置き、焼成雰囲気を制御できる管状炉にセットした。試料を１％Ｏ2＋９９％Ａｒ雰囲気のもと、１１５０℃まで３時間で加熱し、ｌ時間保持後ただちに１０４５℃まで１５分で冷却した。ここで冷却時に、予め溶融凝固法で作製された種結晶であるＮｄＢａ2Ｃｕ3Ｏ7-δを試料の上に置いた。その後、試料を９７０℃まで０．７５℃／ｈの冷却速度で冷却した。このように作製された試料は結晶方位が揃った単一粒となった。
上記のようにして得られたＮｄ系酸化物超電導材料バルク材を接合面が（１１０）方向になるように３×４×５ｍｍ3（接合面は４×５ｍｍ2）の直方体に切り出した。切り出した試料の接合面を鏡面になるまで研磨した。
【００４７】
［接合材の調製］
０．７５ＳｍＢａ2Ｃｕ3Ｏ7-δ＋０．２５Ｓｍ2ＢａＣｕＯ5の組成になるように原料粉末（Ｓｍ2Ｏ3，ＢａＣＯ3，ＣｕＯ）を秤量し、自動乳鉢にて３時間混合した。混合粉末を一軸プレスで成形した後、大気中にて８８０℃で２４時間仮焼きを行った。仮焼き後、再び試料を粉砕して上記と同じ方法で仮焼きを３回行った。次に、仮焼きした粉末を更に１％Ｏ2＋９９％Ａｒ雰囲気中にて９８０℃で２４時間焼結した。焼結、粉砕を繰り返し、原料粉が全て、ＳｍＢａ2Ｃｕ3Ｏ7-δ，Ｓｍ2ＢａＣｕＯ5の２相になるまで行った。
２相になった混合粉末に、混合粉末の全質量に対して０．５mass％のＰｔを添加して、自動乳鉢にて再び３時間混合した。混合後、大きさが約１８×９×５ｍｍ3の直方体になるよう成形し、更にＣＩＰ処理を行った。
成形体を、ＳｍＢａ2Ｃｕ3Ｏ7-δの包晶反応温度である１０１８℃より１０℃低い１００８℃で、ｌ％Ｏ2＋９９％Ａｒ雰囲気中１０時間熱処理を行い焼結した。
得られた焼結体を約１ｍｍの厚さにカットし、研磨を行い、厚みが０．５ｍｍのスペーサーを作製した。スペーサーの研磨は両面が鏡面になるまで行った。
【００４８】
［接  合］
厚みが０．５ｍｍのスペーサーを、切り出したバルク材に図１に示すように挟んだ。試料をｌ％Ｏ2＋９９％Ａｒ雰囲気中にて１０３０℃まで３時間で加熱し、１時間等温保持し、０．５℃／ｈの冷却速度で９８０℃まで冷却した。
【００４９】
［評  価］
熱処理後、得られた接合体から、図２に示すように接合界面を含むように試料を切り出して、一部を接合界面の組織観察用に研磨し、もう一部を超電導特性を評価するために酸素雰囲気中４５０℃まで３時間で昇温し、５０時間かけて３００℃まで冷却し、その後１５０時間保持する酸素アニールを行った。
接合界面近傍における組成像と特性Ｘ線像（Ｂａ−Ｍα線およびＣｕ−Ｋα線）から、接合部において空孔は観察されず非常に密であり、かつ接着が良好であることが分かった。さらに、ＣｕＯ等の偏析が認められず非常に均一な組織を有することが分かった。
次に超電導転移温度と臨界電流密度の磁場依存性を量子干渉磁束計（ＳＱＵＩＤ）により測定した。この試料の超電導転移温度は９５Ｋであった。臨界電流密度は、外部磁場が２Ｔにおいて約２５，０００Ａ／ｃｍ2であった。また、不可逆磁場は約６．０Ｔであった。
【００５０】
実施例７
（Ｇｄ−Ｂａ−Ｃｕ−Ｏ接合材による［Ｎｄ,Ｅｕ,Ｇｄ］−Ｂａ−Ｃｕ−Ｏバルク体の接合）
［母材の調製］
０．９０（Ｎｄ0.33Ｅｕ0.33Ｇｄ0.33）Ｂａ2Ｃｕ3Ｏ7-δ＋０．１０（Ｎｄ0.33Ｅｕ0.33Ｇｄ0.33）2ＢａＣｕＯ5の組成になるように原料粉末（Ｎｄ2Ｏ3，Ｅｕ2Ｏ3，Ｇｄ2Ｏ3，ＢａＣＯ3，ＣｕＯ）を秤量し、自動乳鉢にて３時間混合した。混合粉末を一軸プレスで成形した後、大気中にて８８０℃で２４時間仮焼きを行った。仮焼き後、再び試料を粉砕して上記と同じ方法で仮焼きを３回行った。仮焼きした粉末を更に０．１％Ｏ2＋９９．９％Ａｒ雰囲気中にて９５０℃で２４時間焼結した。焼結、粉砕を繰り返し、原料粉が全て、（Ｎｄ0.33Ｅｕ0.33Ｇｄ0.33）Ｂａ2Ｃｕ3Ｏ7-δ，（Ｎｄ0.33Ｅｕ0.33Ｇｄ0.33）2ＢａＣｕＯ5の２相になるまで行った。
【００５１】
２相になった混合粉末に対して、混合粉末の全質量に対して０．５mass％のＰｔを添加して、自動乳鉢にて再び３時間混合した。混合後、直径３０ｍｍ、高さｌ２ｍｍの円柱になるよう成形し、更にＣＩＰ処理を行った。
成形体をＹ安定化ＺｒＯ2の棒の上に置き、焼成雰囲気を制御できる管状炉にセットした。試料を０．１％Ｏ2＋９９．９％Ａｒ雰囲気のもと、１０７５℃まで３時間で加熱し、１時間保持後ただちに１００５℃まで１５分で冷却した。ここで冷却時に、予め溶融凝固法で作製された種結晶であるＮｄＢａ2Ｃｕ3Ｏ7-δを試料の上に置いた。その後、試料を９５０℃まで０．５℃／ｈの冷却速度で冷却した。このように作製された試料は結晶方位が揃った単−粒となった。
上記のようにして得られた（Ｎｄ0.33Ｅｕ0.33Ｇｄ0.33）Ｂａ2Ｃｕ3Ｏ7-δ系酸化物超電導材料バルク材を接合面が（ｌ１０）方向になるように３×４×５ｍｍ3（接合面は４×５ｍｍ2）の直方体に切り出した。切り出した試料の接合面を鏡面になるまで研磨した。
【００５２】
［接合材の調製］
０．９０ＧｄＢａ2Ｃｕ3Ｏ7-δ＋０．１０Ｇｄ2ＢａＣｕＯ5の組成になるように原料粉末（Ｇｄ2Ｏ3，ＢａＣＯ3，ＣｕＯ）を秤量し、自動乳鉢にて３時間混合した。混合粉末を一軸プレスで成形した後、大気中にて８８０℃で２４時間仮焼きを行った。仮焼き後、再び試料を粉砕して上記と同じ方法で仮焼きを３回行った。次に、仮焼きした粉末を更にｌ％Ｏ2＋９９％Ａｒ雰囲気中にて９６５℃で２４時間焼結した。焼結、粉砕を繰り返し、原料粉が全て、ＧｄＢａ2Ｃｕ3Ｏ7-δ，Ｇｄ2ＢａＣｕＯ5の２相になるまで行った。
２相になった混合粉末に対して、混合粉末の全質量に対して０．５mass％のＰｔを添加して、自動乳鉢にて再び３時間混合した。混合後、大きさが約１８×９×５ｍｍ3の直方体になるよう成形し、更にＣＩＰ処理を行った。
成形体を、ＧｄＢａ2Ｃｕ3Ｏ7-δの包晶反応温度である９８５℃より１０℃低い９７５℃で、ｌ％Ｏ2＋９９％Ａｒ雰囲気中１０時間熱処理を行い焼結した。
得られた焼結体を約１ｍｍの厚さにカットし、研磨を行い、厚みが０．５ｍｍのスペーサーを作製した。スペーサーの研磨は両面が鏡面になるまで行った。
【００５３】
［接  合］
厚みが０．５ｍｍのスペーサーを、切り出したバルク材に図１に示すように挟んだ。試料を０．ｌ％Ｏ2＋９９．９％Ａｒ雰囲気中にて９７５℃まで３時間で加熱し、１時間等温保持し、０．５℃／ｈの冷却速度で９２５℃まで冷却した。
【００５４】
［評  価］
熱処理後、得られた接合体から、図２に示すように接合界面を含むように試料を切り出して、一部を接合界面の組織観察用に研磨し、もう一部を超電導特性を評価するために酸素雰囲気中４５０℃まで３時間で昇温し、５０時間かけて３００℃まで冷却し、その後１５０時間保持する酸素アニールを行った。
接合界面近傍における組成像と特性Ｘ線像（Ｂａ−Ｍα線およびＣｕ−Ｋα線）から、接合部において空孔は観察されず非常に密であり、かつ接着が良好であることが分かった。さらに、ＣｕＯ等の偏析が認められず非常に均一な組織を有することが分かった。
次に超電導転移温度と臨界電流密度の磁場依存性を量子干渉磁束計（ＳＱＵＩＤ）により測定した。この試料の超電導転移温度は９４Ｋであった。臨界電流密度は、外部磁場が２Ｔにおいて約５０，０００Ａ／ｃｍ2であった。また、不可逆磁場は約６．５Ｔであった。
【００５５】
実施例８
（Ｅｒ−Ｂａ−Ｃｕ−Ｏ接合材によるＹ−Ｂａ−Ｃｕ−Ｏバルク体の接合）
実施例１において、接合材となるＣＩＰ処理後の成形体を焼結することなく、厚みが０．５ｍｍになるように加工して得た成形体（圧粉体）をスペーサーとした以外は実施例１と同様にして接合体を作製した。
また、得られた接合体から、実施例１におけるのと同様の手順で評価用試料を作製して評価した。
接合界面近傍における組成像と特性Ｘ線像（Ｂａ−Ｍα線およびＣｕ−Ｋα線）から、接合部において若干の空孔が観察されるがＣｕＯ等の偏析が認められず非常に均一な組織を有することが分かった。
次に超電導転移温度と臨界電流密度の磁場依存性を量子干渉磁束計（ＳＱＵＩＤ）により測定した。この試料の超電導転移温度は９２Ｋであった。臨界電流密度は、外部磁場が２Ｔにおいて約７０００Ａ／ｃｍ2であった。また、不可逆磁場は約３．５Ｔであった。
【００５６】
比較例３
［母材の調製］
ｃ軸配向した単一粒であるＹ系酸化物超電導材料バルク材（新日本製鐵株式会社製、ＱＭＧ材）を接合面が（１００）方向になるように３×４×５ｍｍ3（接合面は４×５ｍｍ2）の直方体に切り出した。切り出した試料の接合面を鏡面になるまで研磨した。
【００５７】
［接合材の調製］
ＹｂＢａ2Ｃｕ3Ｏ7-δの組成になるように原料粉末（Ｙｂ2Ｏ3，ＢａＣＯ3，ＣｕＯ）を秤量し、自動乳鉢にて３時間混合した。混合粉末を一軸プレスで成形した後、純酸素雰囲気中にて８９０℃・２４時間×３回、９２０℃・５０時間×２回、９２０℃・１００時間×１回の仮焼きを行った。仮焼きを繰り返し、原料粉が全て、ＹｂＢａ2Ｃｕ3Ｏ7-δの単一相になるまで行った。
エタノールにＹｂＢａ2Ｃｕ3Ｏ7-δの粉末を混合させスラリーを作製した。スラリーを遠心分離器を用いて、スラリー濃度を７０％程度に調整した。
【００５８】
［接  合］
スラリーをＹ系酸化物超電導材料バルク材の接合面に塗布し、図１に示すように挟んだ。試料を３００℃に加熱し、バインダーを十分除去した。更に試料を９９５℃まで３時間で加熱し、１時間等温保持し、０．５℃／ｈの冷却速度で９４５℃まで冷却した。
【００５９】
［評  価］
熱処理後、得られた接合体から、実施例１におけるのと同様の手順で評価用試料を作製した。
接合界面近傍における組成像と特性Ｘ線像（Ｂａ−Ｍα線およびＣｕ−Ｋα線）から、接合部において空孔が多く観察された。また、ＣｕＯの偏析も多く見られた。
次に超電導転移温度と臨界電流密度の磁場依存性を量子干渉磁束計（ＳＱＵＩＤ）により測定した。磁場は測定する試料のｃ軸に対して平行に印加し、超電導転移温度を測定する際には外部磁場を１０Ｏｅ印加した。また、臨界電流密度の磁場依存性を測定する際の温度は７７Ｋとした。この試料の超電導転移温度は９２Ｋであった。臨界電流密度は、外部磁場が２Ｔにおいて約５０Ａ／ｃｍ2であった。また、不可逆磁場は約２．９Ｔであった。
【００６０】
上記の実施例及び比較例における、母材及び接合材の組成並びに接合体の物性等を下記表１にまとめた。
【表１】
0004113113.tif 000002
【００６１】
上記の表１に示した結果から、本発明のように母材の接合面を（１１０）とすることにより、従来の（１００）面を接合面とした場合に比して、接合面の接着が良好に行われ、高い臨界電流密度が得られていることが明らかである。
また、接合材として焼結体を用いた場合には圧粉体を用いた場合よりも接合層における空孔が少なく臨界電流密度も高い接合体が得られることが分かる。
なお、上記実施例においては、板状接合材としては焼結体及び圧粉体を使用した例を示したが、溶融凝固体を使用した場合にも、焼結体を使用した場合と同様な効果が得られた。
【００６２】
産業上の利用可能性
本発明の接合方法によれば、接合部分におけるポアやＣｕＯの偏析を大幅に減少させることが可能となり、接合部分を含めた超電導体の超電動特性を劣化させることがなく、結晶方位のそろった大型の超電導体を作製することができる。そして、本発明の接合方法によって作製される酸化物超電導体接合体は、磁気シールド、超電導磁気搬送装置及び超電導永久磁石用の材料として用いることができるので、本発明は産業上極めて有用なものである。
【図面の簡単な説明】
図１は、試料の接合試験の方法を示す図である。
図２は、接合した試料を測定するための試料の形状を示す図である。
図３は、接合面を（１１０）とした本発明の接合体の接合界面近傍における組成像及び特性Ｘ線像を示す図である。
図４は、本発明の接合体の磁化の温度依存性を示す図である。
図５は、本発明の接合体の臨界電流密度の外部磁場依存性を示す図である。
図６は、本発明の接合体の、接合面が（１１０）方向における試料の磁気光学顕微鏡の写真を示す図である。
図７は、接合面が（１００）方向である比較例の接合体の界面近傍における組成像と特性Ｘ線像を示す図である。
図８は、接合面が（１００）方向である比較例の接合体の磁気光学顕微鏡の写真を示す図である。
図９は、従来のＹ１２３超電導バルク体接合法にみられるプッシング現象の説明図である。
図１０は、従来のＹ１２３超電導バルク体接合法で得られた接合体の接合部に観察される空孔や偏析を説明した図である。
図１１は、接合面を（１１０）とした本発明の接合体の磁気光学顕微鏡の写真を示す図である。
【図１】
0004113113.tif 000003
【図２】
0004113113.tif 000004
【図３】
0004113113.tif 000005
【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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