YBazCuxOy式中、3≦x≦4、7≦y≦8及び1.4<z<2.5の組成、Amm2の対称性、及び概ねa=a0、b=b0及びc=3c0式中、a0、b0及びc0は、超伝導YBa2Cu3O7の格子定数に相当するの格子定数を有する材料。超伝導YBa2Cu3O7のマトリックスと請求項1記載の材料を含む埋め込み相とを有する複合超伝導材料。約77K-196°Cの温度で1.6MA/cm2~30MA/cm2の臨界電流密度を有する、請求項2記載の複合超伝導材料。約77K-196°Cの温度で約4.2MA/cm2の臨界電流密度を有する、請求項3記載の複合超伝導材料。前記複合材料の90以下が、前記埋め込み相を含む、請求項2記載の複合超伝導材料。超伝導材料を製造する方法であって、触媒活性基板上に平均組成YBa2Cu3O7の前駆層を堆積する工程と;低酸素分圧下、700°Cを超える温度で前記前駆層を処理する工程と;酸素雰囲気中、約400°Cの温度で前記材料をアニールする工程とを含む、前記方法。アニール時間が約30分である、請求項6記載の方法。前記基板が、二軸配向表面を有する、請求項6記載の方法。前記基板が、約10nm~20nmの面内粒度及び0.2を超える面内RMS歪みを有するCeO緩衝層を含む、請求項6記載の方法。前記CeOの表面が、前記超伝導複合材料で一軸配向された、請求項9記載の方法。超伝導銅酸化物膜の成長を触媒する方法であって、基板上に平均組成の超伝導銅酸化物を有する前駆層を堆積する工程を含んでおり、前記基板が、前記前駆層の転移の間、前記超伝導銅酸化物の準安定相の核形成を触媒することができる、前記方法。さらに、酸素雰囲気中、約600°C未満の温度で約30分、堆積層をアニールする工程を含む、請求項11記載の方法。前記アニール温度が、準安定相の分解温度よりも低い、請求項12記載の方法。前記アニールされた銅酸化物が、超伝導銅酸化物の安定相のマトリックスに超伝導銅酸化物の準安定相が埋め込まれた複合体を含む、請求項12記載の方法。前記基板が、約50nm未満の面内粒度及び0.2を超える面内RMS歪みを有する、触媒活性材料の層を含む、請求項11記載の方法。さらに、膜表面からHFガスの流出を制御することにより膜の成長速度を制御する工程を含む、請求項11記載の方法。前記膜の成長速度が、準安定相が継続して成長できるように選択される、請求項16記載の方法。前記膜の成長速度が、約0.6nm/sである、請求項16記載の方法。要約上記の課題、要求及び目的の点から、市場において、より魅力的なHTSワイヤー、テープ並びに他の超伝導構造及びデバイスを製造するため、YBa2Cu3O7YBCOの低異方性と、BiSCCOの粒界不整の耐久性とを結びつける材料を製造することを目的として、新規な方法が開示される。一般的に、上記の方法は、好ましくは触媒活性セリアの緩衝層を有する基板に、平均組成YBa2Cu3O7の前駆層を堆積する工程と、この前駆層を低酸素分圧で変換する工程と、この材料を酸素雰囲気中、より低温でアニールする工程とを有している。この方法で好ましく製造されるYBCO相は、粒界不整に対して影響を受けない。開示された方法は、YBCOのSSaと表される、新規な純安定相の製造を可能にする。この相は、YBCOのA型超格子構造superstructure[追加のMO面M=Y又はBaが、隣接するCu-O面の間に挿入されている]として模範になり得る。新規な相は、YBCOマトリックスの臨界電流密度Jc及び不可逆磁場Hirrの大幅な増加を示す間、高い超伝導転移温度Tcを維持する。好ましい実施態様では、純安定相は、YBazCuxOy材料式中、3≦x≦4、7≦y≦8及び1.4≦z≦2.5で構成される。この材料は、Amm2の対称性、及び概ねa=a0、b=b0及びc=3c0式中、a0、b0及びc0は、超伝導YBa2Cu3O7の格子定数に相当するの格子定数を有する。2GHTSワイヤー、テープ並びに他の超伝導構造及びデバイスの新規用途も期待される。上記に示す要約は、必然的に本発明のある態様の簡単な説明となり、図面及び以下の詳細な説明を参照することで、よりよく理解され得ることが、理解されるべきである。図面の簡単な説明当該分野では通例であるように、以下の図面は正確な縮尺で描かれていない場合がありうる。図式表現は、本発明の特定の特徴を強調するため、及びそれを説明するための参考として利用される。スペクトルは、任意単位で示される強度に伴い、明瞭性のため移動させて表してもよい。詳細な説明触媒合成された新規な準安定材料であって、Amm2の対称性、及び概ねa=a0、b=b0及びc=3c0式中、a0、b0及びc0は、超伝導YBa2Cu3O7の格子定数に相当するの格子定数を有し、かつYBazCuxOy1式中、3≦x≦4、7≦y≦8及び1.4≦z≦2.5で構成された準安定材料が提供される。好ましい実施態様では、準安定材料を、超伝導YBa2Cu3O7のマトリックスを有する複合超伝導材料に相として埋め込んでもよい。好ましくは、埋め込まれた相は、複合材料の90以下を構成する。複合体は、約77K-196°Cの温度で、1.6MA/cm2~30MA/cm2の臨界電流密度を有する。ある例示的な実施態様では、複合体は、約4.2MA/cm2の臨界電流密度を有する。しかし、当業者は、本開示の範囲から顕著に逸脱すしなければ、他の組み合わせ上、構造上及び機能上の修正を加えてもよいことを理解すべきである。新規な準安定材料の触媒支援合成も開示される。触媒は、液相及び気相で反応を促進するため、広く利用されるが、固相合成では、ほとんど見かけない。本開示において、触媒支援合成の概念は、新規な準安定材料の製造に用いられる。いかなる成長条件下でも、ドミナント相からの不利な熱力学又は競合により、臨界核が不安定であるため、準安定材料はバルクで存在しない。準安定相は、2つの条件:i基板が、十分に活性である、すなわち、臨界核を安定にするのに十分低い表面エネルギーを有する核形成部位を提供すること、ii成長条件が、ドミナントバルク相の形成を抑制するそうでなければ、核形成部位を占有するであろうように設定されていることの下で出現し得る。これら2つの条件を満たす場合、新規な準安定相が出現し得る。驚くべきことに、そのような相の1つである、以下でSSaと表される長周期longperiodのYBCO誘導体の出現が、YBCO膜の超伝導性を顕著に改善する。好ましい実施態様では、開示された超伝導複合材料の製造方法は、触媒活性基板上に、平均組成YBa2Cu3O7の前駆層を堆積する工程、この前駆層を低酸素分圧で処理する工程、この材料をアニールする工程によって実現される。前駆層の処理は、好ましくは700°Cを超える温度で行われる。アニールは、酸素雰囲気中、約400°Cの温度で約30分行うことができる。エピタキシャル相の形成を支援するため、基板は、好ましくは、約10nm~20nmの面内粒度及び0.2を超える面内RMS歪みを有する、セリアCeOの緩衝層を有する。好ましい実施態様では、基板は、二軸配向表面を有し、触媒活性セリアの表面は、超伝導複合材料で一軸配向されている。特に好ましい実施態様では、セリア緩衝は、パルスレーザー堆積によって、予め定められた基板温度で単結晶基板に堆積され得る001セリア緩衝である。例えば、基板が001イットリア安定化ジルコニアYSZCeO-20である場合、基板温度は約650°Cである。または、基板がrカットサファイアCeO-100である場合、基板温度は約700°Cである。セリア緩衝を基板上に堆積し、任意の許容可能な厚みを形成してもよいが、セリア緩衝は、好ましくは約5~30nm、より好ましくは約15nmである。YBCOエピタキシー用の001セリア緩衝の活性は、セリア緩衝の粒度、及び水平方向の不均一な歪みレベルに依存する。小粒子[水平方向の粒度20nm未満<20nm]で歪んだ緩衝は、転位露出部dislocationoutcropを縫うようにして発生する、高密度の核形成部位を成長する。水平方向の粒度20nmの緩衝は、同一処理条件下で、100nmを超える>100nm粒子の緩衝に比べて、約5倍高い密度のYBCO核を生じさせる。小粒子緩衝の使用に伴うペナルティは、エピタキシャルYBCO相のモザイクスプレッドが、単結晶ウエハが使用される場合の0.1°未満<0.1°に比較して、1°以下~1°と比較的高い。しかし、このことは、輸送超伝導性が、4°以下の粒子配向不整に対して、僅かな影響しか受けないことを考慮すると、小さな不都合である。セリア粒度は、特定の密度のYBCO核を生じさせるように選択してもよく;一般に、小粒子は、50nm未満の水平寸法、及び0.2を超える面内RMS歪みを有する。超伝導銅酸化物膜の成長を触媒する方法も開示される。開示された方法では、平均組成の超伝導銅酸化物を有する層を基板に堆積する。理論に縛られなければ、基板が、超伝導銅酸化物の準安定相の核形成を触媒すると考えられる。基板は、好ましくは、約50nm未満の面内粒度を有する触媒活性材層を有する。超伝導銅酸化物膜の成長を触媒する開示された方法は、さらに酸素雰囲気中、準安定層の分解温度、例えば、600°C未満の温度で、超伝導銅酸化物の堆積層をアニールする工程を含む。アニールは、好ましくは20~60分以内に生じるが、約30分がより好ましい。アニールされた銅酸化物は、超伝導銅酸化物の安定相のマトリックス中に、超伝導銅酸化物の準安定相が埋め込まれた複合体を有していてもよい。超伝導銅酸化物膜の成長を触媒する開示された方法は、さらに膜の表面からHFガスの流出を制御することによって膜の成長速度を制御する工程を含む。膜の成長速度は、準安定相を継続して成長ができるように選択される。例示的な実施態様では、膜の成長速度は、約0.5~20nm/sである。以下に記載される実施例は、本発明の更なる評価を提供するために役立つが、決して本発明の範囲を制限することを意図していない。フッ素化された前駆体からの有機金属堆積MOD処理によって、YBCO膜を、約800nmの厚みになるまで成長した。パルスレーザー堆積によって、セリア緩衝を001イットリア安定化ジルコニアYSZ基板及びr-カットサファイア基板に、それぞれ650°C001YSZ、CeO-20試料及び700°Cr-カットサファイア、CeO-100試料の基板温度で堆積した。酸素の流通下で、基板を1000°Cでアニールし、水平方向の粒度を調整した。セリア緩衝は、RigakuUltima3平行光線光学回折計を用いたX線回折により特徴付けられる。第2世代の超伝導ワイヤーの製造に使用されるものと同一の前駆体をスピンコートすることによって、フッ素化されたMOD前駆層を堆積した。前駆体膜は、Y:Dy:Ba:Cu=1:0.5:2:3のカチオン組成を有し;ジスプロシウム金属を添加し、高磁場でのピン止めを増大し、同時にDyの添加によりY2Ba4Cu8O16Y248型の積層欠陥の形成を抑制した。22トルの水蒸気及び40~220ミリトルの酸素で構成された雰囲気中、780°Cで熱処理することによって、膜を001YBCOに変換した。アニーリングセルに試料を入れることにより、YBCO成長速度を0.6nm/sに設定した図10。変換後、酸素の流通下で、試料を400°Cで30分アニールした。試料を、より高い温度での更なるアニールに供した。それぞれの処理の後、試料を400°Cで30分保持し、酸素化学量論を回復した。QuantumDesignSQUID磁力計を用いて磁化方法により、臨界電流密度及び臨界温度を測定した。NationalSynchrotronLightSourceのX-18AビームラインでX線回折実験を行った。X-18Aは、高磁束単結晶回折用に設計されたベンディングマグネットビームラインである。JEOL2100電子顕微鏡を用いて、透過型電子顕微鏡TEM特性評価を行った。図1は、粒度100nmのCeO緩衝層白丸CeO-100試料上に成長したYBa2Cu3O7YBCO及び粒度20nmのCeO緩衝層黒丸CeO-20試料上に成長したYBCOに適用した磁場Hに伴う臨界電流密度Jcの挙動を示すプロットである。図1は、HC軸配向、77Kで、CeO-100及びCeO-20の0.8μm試料の面内臨界電流密度を比較する。両方の試料を、最大臨界電流密度Jc値に最適化した条件で処理した。CeO-100試料は、単結晶基板又は大粒子緩衝上に堆積した、0.8μm厚の膜の典型的な挙動を示す。CeO-100試料のJcは、pO2=100ミリトルで2MA/cm2以下~2MA/cm2の最大値に到達し、YBCO粒子の脱カップリングにより、より低いpO2で急速に減少し始める。対照的に、小粒子CeO-20基板は、かなり低いpO2値で高度なYBCO核形成を助長し、65ミリトルで4.2MA/cm2のJc及び4.5TのHirrを有する膜を生成する。磁化方法によって測定されたJc及びHirrの値は、かなり控えめであり、一般的には、77Kでの高磁束クリープにより、輸送方法で得られる値よりも低い。CeO-20試料に関して行われたX線回折により、この試料の性能の増大に密接に関連した、新規な構造転移が明らかとなる。図2は、酸素雰囲気中、400°Cで30分アニールする前白丸と後黒丸の、20nmCeO緩衝層に成長したYBCOのθ-2θX線回折スペクトルである。図2は、成長した状態が正方対称を有することを示す。酸素アニールは、00lYBCO反射面で重ね合わせた、2θが約5°及び約10°での2つの更なるピークにより特定された新規な相の形成を誘導する。以下の説明では、この相はA型超格子構造SSaと称し、対応するピークは、SSa002及びSSa004と記す。予備的な反射インデックスは、YBCO-Y2Ba4Cu8O16Y248混合膜に類似の回折パターンに基づく。新規な相は、100ミリトル未満の酸素分圧で処理された試料にのみ現れ、高温、高酸素分圧のアニールの後、急速に消失する。この観察により、基板の結晶性の利点が、YBCO安定性の直線の近似において、低pO2領域で最も顕著であることが確認される。いかなる特定の理論に縛られることも望ましくないが、低pO2の成長条件下で、ドミナント相であるYBCOが、安定でなくなり、新規な相のための核形成部位を可能にすると考えられる。図2の実線で示されるポアソン7近似は、1.7481nm及び0.8792nmのd空間値に対応する、2θ=5.0481及び10.0505で、超格子構造のピーク位置を生成する。YBCO00lピーク位置から、c軸パラメータは1.1681nmであり、十分に酸化されたYBCOの1.168041nmの周知の値と一致する。公知のYBCO誘導体の最も近い反射は、d=1.36nmにおけるY248の002であり、SSa構造が周知の誘導体相と大きく区別される。SSaピークは、YBCOマトリックスよりも著しく広く、このことは、SSaドメインが小さく、10nmの桁であることを示唆する。直線プロファイルのウィリアムソン-ホール分析により、YBCOマトリックスが、平均的な微視的な面外傾斜[0.6°以下~0.6°]及び比較的低い二乗平均平方根RMS歪み[0.3以下~0.3]を有する、かなり大きな[水平方向に1μm超>1μm及びc方向に350nm]ドメインの凝集体として表され得ることを示す。SSaドメインは、c方向に10nm以下~10nm及びab面に60nmであり、はるかに小さいようである。CeO-20に堆積された膜の厚みが0.1μmのように厚くなるほど、低い膜容積、及び相形成に対する基板の高い貢献により、相構成のより優れた同定が可能になる。図3Aは、3つの異なる酸素分圧:220ミリトル下側の曲線、160ミリトル真中の曲線及び110ミリトル上側の曲線で、成長したCeO-20試料のX線回折スペクトルである。一方、図3Bは、図3Aに対応するアニールされたCeO-20試料の、それぞれのTcを記したX線回折スペクトルである。pO2-Tのダイアグラムからの予測の通り、220ミリトルの高pO2レベルでの成長により、正方YBCO相が生成し図3A、下側の曲線、それは、図3Bの下側の曲線で示すように、酸素アニール後、Tc=91K-182°Cで超伝導相に転移する。pO2を160ミリトルに低下することにより、Y248と同一のc軸パラメータを有する層の形成を引き起こす。図3A及び3Bにおいて、Y248のピーク位置をアスタリスクで記す。Y248相は、アニール処理後は超伝導を示さない。超伝導Y248相[Tc=81K-192°C]は、780°C、及びpO2>15トル、すなわち、この試料について行われたものよりも概ね2桁大きいpO2レベルで、安定であることに注意すべきである。00lピークの広がり及び高次の反射の欠如により明らかな、高レベルの構造の無秩序により、低pO2のY248が超伝導を示さなくなることがあり得る。さらに、110ミリトルにpO2を低下することにより、回折特徴が標準YBCOと略同一である、再加入YBCO相を生成する。再加入YBCOの特異的な性質は、酸素雰囲気中、400°Cでアニールした後、現れる図3B参照。約90の再加入YBCOが、SSa相に転移し、試料は90K-183°Cで超伝導を示すようになる。図3Bにおいて、SSaのピーク位置をoで記す。従って、図2の0.8μm膜のθ-2θスペクトルは、混合された再加入YBCO相及び標準YBCO相の転移として表され得る。いかなる特定の理論にも縛られなければ、かなり低いpO2値でCeO-20基板が再加入YBCOの核を形成できる能力が、図2及び3に示す相転移に関与するようである。SSa相の非平衡特性は、酸素雰囲気中、500°Cを超える温度でアニールした後、現れる。図4Aは、550°C、600°C及び700°Cで、30分酸素アニールした後の、0.8μm厚のCe-20試料のθ-2θスペクトルの発展evolutionを示すプロットである。実線は、無秩序な層状結晶モデルの近似であり、YBCO膜のY248積層欠陥SFの頻度を測定するために適応した。この近似により、当初、試料が低密度の積層欠陥、SF=0.015DyがドープされたYBCOの典型的な値を有することを示す。Y248積層欠陥密度は、550°Cでアニールした後、2倍になり、同時に、SSa002及びSSa004ピークの両方が消失する。550°CでのY248積層欠陥密度の増大により、SSaがY248に分解し始めることを示す。600°Cの工程の後、新しいピークが2θ=123°で現れ、複数のサテライトがYBCO003ピーク付近で形成する。700°Cで、サテライトは2つの異なるピークに転移する。この転移により、SSaの最終分解産物で別のより短周期shortperiodのB型超格子構造SSbを形成すると解釈し得る。反射は、それぞれ、0.712nm及び0.351nmのd空間値に対応する。実際、積層欠陥は700°Cでアニールする時に消失し、過去の観察に合致する。図4Aに示す構造転移は、図4Bにプロットした面内磁場Jcの変化に相関する。550°Cでアニールした後の、十分に明確なSSaピークから、低角に拡がった尾部への移行により、JcH曲線はほとんど変化しない。しかし、600°Cでアニールした後、Jcは、3つの要因によって低下する。回折パターンスペクトルから判断すると、550°Cでのアニールは、Jcに殆ど影響することなくSSaドメインを完全に破壊する。図4Cの逆空間マップの調査により、ドメインがc方向において広範囲の秩序を失うとしても、YBCO001反射よりも下方の広範の拡散特性が示唆するように、ドメインは依然として水平方向に小さいことが明らかとなる。600°CでのSSaドメインの分解により、YBCO001ピークよりも下方の広範な特性の崩壊を引き起こし、Jcの低下にも相関する。同時に、SSa相の分解産物である、短周期のSSb相の成長が観察される。SSa及びY248積層欠陥の分解は、700°Cで完了し;このアニール工程の後、Jcは10分の1に低下する。700°Cの処理前後での003及び103YBCO反射の直線プロファイルの比較により、003反射の位置及び幅が変化しないことから明らかなように、正常な歪みがSSa相の分解により影響を受けないことを示す図5A参照。103YBCO反射の幅の顕著な変化により、SSa相によって生成するRMS歪みが、重要な水平方向の成分を有する図5B参照。表1は、高酸素圧力でのアニール後の、CeO-20試料の超伝導性を要約する。図5Aは、400°C青色曲線及び700°C赤色曲線で酸素アニールした後の、YBCO003反射近傍のX線回折スペクトルである。反射幅は変化しないが、直線の形状は、Y248積層欠陥の分解及びSSb相の形成によって影響を受ける。図5Bは、400°C青色曲線及び700°C赤色曲線で酸素アニールした後の、YBCO103反射近傍のX線回折スペクトルを示す。水平方向の歪みの原因となる、400°Cの試料のプロファイルの顕著な広がりに留意されたい。CeO-20試料の透過型電子顕微鏡TEM分析により、複数の明るいコントラストの領域がYBCOマトリックスに埋め込まれていることが明らかになった。図6Aは、YBCO及びY248のマトリックスに埋め込まれたSSa相の沈殿を示すTEM像である。白い四角が、大まかにSSa含有を示す。[001]方向に沿った縞模様の間隔は、1.75nmであり、SSa相としての含有を特定する。構造モデルは、再加入YBCOの低温での酸素アニールの間、SSa相が、アニオン酸素又はカチオンイットリウム、バリウム、銅のいずれかの構成イオンの再構成の結果として形成するという仮定に基づいている。SSa相が、比較的低い温度400°Cで形成するため、カチオン移動は、狭い範囲[1nm未満<1nm]の拡散に限定される。従って、SSa相の全体の組成は、YBCO又はY248に近似すべきである。可能なカチオンの再構成は、3つの追加の層、CuO、MO及びCuOMは、33のY及び67のBaを有する、Y及びBaの統計的混合物であるの挿入によって実現し得る。図6B、6C及び6Dは、YBCO、Y248及びSSa相の構造モデルである。図6Bは、c=1.17nmであるYBa2Cu3O7の単位セルの想像図である。図6Cは、c=2.76nmであるYBa2Cu4O8の単位セルの想像図である。図6Dは、c=3.5nmであるSSa相の単位セルの想像図である。SSaのモデルセルは、2つのMO-CuOM=Y033Ba067二重層をY248セルに挿入することによって形成される。このモデルにおいて、SSa相は、a=a0、b=b0及びc=3c0式中、a0、b0及びc0は、YBCOの格子定数であるのA中心斜方格子を有する。この構造は、各セルの半分に追加のMO/CuO二重層を有するY248と表され得る。追加の二重層は、mx、y、0鏡面を破壊し、従って、Amm2の対称性を低減する。このモデルに基づいて計算したXRD強度は、実験に十分に適合する。現在のところ、再加入YBCO相のどのような構造特性が、SSa相の低温形成を可能にするのかは不明である。再加入YBCO及び標準YBCOのθ-2θスペクトルの00lピーク強度比の差異は小さすぎて、転移が内層のカチオンの無秩序に起因すると考えられない。2つの純安定な長周期のYBCO誘導体の存在が確認されている。両方の誘導体は、YBCOマトリックスに挿入でき、更なる磁束のピン止めを提供できる。これらのうち1つは、非超伝導性の低pO2Y248相であり、YBCOマトリックス中で希釈されると、周知のY248積層欠陥として現れる。積層欠陥のJcに対する影響は、十分に立証されている:Y248のYBCO膜への数パーセントの挿入により、Hcの場合、Jcが僅かに高くなり、Hab配向の場合、顕著にJcが増大する。低pO2Y248の絶縁特性により、YBCOマトリックス中の上記の相の最大許容含量が制限される。CeO-20のような活性基板を用いると、積層欠陥含量を変化し得るが、積層欠陥頻度が0.1超>0.1の試料は、超伝導性を示さない。対照的に、他のYBCO誘導体である、過去に知られていない長周期のSSa相は、Jc及びHirrに対して顕著な効果を有する。SSa相の特異な特性としては、かなり高い体積分率でのTc低下の明らかな欠如に加えて、Hc配向で強力なピン止めが挙げられる。TEM及び回折データによると、ドメインがab平面内に50nmを超えて延びるプレート状の含有物であるため、SSaドメインによる直接的な磁束のピン止めは除外される。対照的に、有効な人工ピン止め中心、例えば、酸化物ナノロッドは、ab平面内で10nm未満の長さである。YBCO-SSa転移は、膜の内部ストレスを形成する可能性が大いにある。このストレスは、かなり低い温度、400°Cでの転移により緩和しない。実際、ナノ含有物によって生成する高RMS歪みは、YBCO薄膜のピン止め力の記録源であると考えられる。YBCO00l反射のプロファイル分析により、SSa相の形成及び分解に関与するであろう、正常なRMS歪みの重大な変化を示さないことが明らかとなった。このことは、SSa相がc方向でYBCOマトリックスに比例していること、すなわち、cSSa=3×cYBCOを考慮すれば、必ずしも予測されないとはいえない。図7は、SSa002中空記号及びYBCO001中実記号反射のX線ロッキングカーブのスペクトルである。実線は、積分直線幅を決定するために用いる、ポアソン7近似である。顕著に広範なSSa002反射により、SSaドメインの水平方向のサイズが小さいことが裏付けられる。高次反射の分析により、YBCOの1μmを超える水平方向の粒度と比較して、SSaドメインサイズは約50nmと見積られる。図7によって裏付けられる、水平方向のRMSの存在により、SSa相の形成が、YBCOマトリックスを水平方向に変形させることが暗示される。図8Aは、還元状態白丸及び酸化状態黒丸における、標準YBCO超伝導体の酸素KレベルX線吸収端近傍構造XANESスペクトルのプロットである。図8Bは、還元状態白丸及び酸化状態黒丸における、触媒合成YBCO誘導体超伝導体CeO-20試料の酸素KレベルXANESスペクトルのプロットである。図9Aは、還元状態白丸及び酸化状態黒丸における、標準YBCO超伝導体の銅KレベルXANESスペクトルである。図9Bは、還元状態白丸及び酸化状態黒丸における、触媒合成YBCO誘導体超伝導体の銅KレベルXANESスペクトルである。これらのスペクトルによって示すSSa相の興味深い特徴は、酸化時のキャリア密度変化の明らかな欠如であり、YBCOの特徴でもある。この場合、成長するときの支持体となる基板及び/又は緩衝層であまり十分に配向されていない超伝導体の設計を可能にし得る。例えば、親相の高い臨界超伝導転移温度を維持する間、高い臨界電流密度及び上部の臨界磁場を達成するために、一軸配向だけが必要となり得る。図10は、YBCO成長速度を制御するために用いる、アニーリングセルの略図である。特定の実施態様では、直径13mmの石英チューブを一端で封止し、成長の間、フッ化水素HFの拡散を制御できるようにする。10mm切片による3mmの試料を、石英チューブ内の封止末端近傍に置いた。このセル設計により、試料の表面からHFガスの流出を制御することによって、再現可能な一定の成長速度を実現した。ある条件下では、YBCOの成長速度を0.6nm/sに維持した。以上の記載は、個々の実施例を参照することによってなされているが、当業者は、本明細書の教示を利用し、本発明から逸脱することなく、より広範な観点から様々な変更及び修正を提案してもよいことを理解すべきである。例えば、平面活性基板の比較的単純な調整が、新規な相の形成を触媒するために利用されることが記載されている。より優れた処理の柔軟性を提供し、合成をより測量可能にするため、より複雑な構造、例えば、3次元に配向された触媒活性ナノロッドを、将来的に利用してもよい。粒界不整により耐久して、製造制約を緩和するかどうかに応じて、SSa相単独又はSSa-YBCO複合体のいずれかを超伝導体デバイスに使用してもよい。異なる触媒活性基板の使用により、これらの制約をさらに緩和する他の準安定相を、単独で又は安定相及び/又は準安定相と組み合わせて生じ得る。そのような準安定相及び/又はそれを含む複合体を利用する超伝導構造及びデバイスとしては、超伝導ワイヤー、テープ、磁石、並びにSQUID及び単一磁束量子SFQデバイスなどの電子デバイスが挙げられる。本明細書で言及する全ての刊行物及び特許は、参照することによってその全体が本明細書に組み込まれる。本発明の範囲及び趣旨から逸脱することなく、開示した材料及び方法の様々な修正及び変更することは、当業者に明らかであろう。開示は特定の好ましい実施態様に関連してなされているが、特許請求される発明は、そのような特定の実施態様に不当に制限されるべきではないと理解すべきである。実際、当業者は、本明細書の教示及び単なる慣例の実験を利用し、本明細書に開示した発明の特定の実施態様に等価な多くの実施態様を認識し、確かめることができるだろう。そのような等価の実施態様が、添付の特許請求の範囲によって包含されることが意図されている。