ФОРМИРОВАНИЕ СВЕРХПРОВОДЯЩИХ ФАЗ И КРИТИЧЕСКИЙ ТОК В Bi-КЕРАМИКЕ

ФОРМИРОВАНИЕ СВЕРХПРОВОДЯЩИХ ФАЗ И КРИТИЧЕСКИЙ ТОК В Б1-КЕРАМИКЕ Е.И. Загоруйко

Изучены сверхпроводящие свойства прессованных образцов, нагретых до температуры интенсивного фазоизменения (~880°С) и температуры частичного плавления (~895-910°С). Показано, что в первом случае термообработка не приводит к изменению продуктов реакции - сверхпроводящие свойства не наблюдаются, во втором - продукты распада практически отсутствуют, плотность критического тока (С) достигает 80 А/см2. При увеличении времени изотермической выдержки плотность критического тока (¡С) превышает значение 160 А/см2 ( =0; 77 К).

Введение

Сверхпроводящая керамика как поликристаллический материал широко используется для решения научных и ряда прикладных задач. Многочисленные эксперименты, выполненные на монокристаллах и тонких пленках, показали, что монолитный сверхпроводящий материал может нести ток свыше 105 А/см2 в магнитном полях ~5-10 Тл при 77 К [1]. Однако на объемной сверхпроводящей керамике пока достигнуты токи не более 104 А/см2 в нулевом магнитном поле [2, 3]. При этом плотность критического тока ( ) сильно подавляется даже в слабых полях ~0,02 Тл. Причиной такого поведения является ослабление контактов на границе сверхпроводящих кристаллов, обусловленное рядом факторов:

• разориентация контактирующих анизотропных кристаллов;

• возникновение дефектов упаковки и связанное с ними изменение кислородной нестехиометрии в приповерхностных слоях;

• аморфизация границ зерен;

• непрореагировавшие фазы и выделения на границе зерен, и т.д.

Перечисленные факторы взаимосвязаны, и их количество может быть снижено до минимума в высокоплотной текстурированной и крупнокристаллической керамике. В то же время крупнокристаллической структуре сопутствуют значительные потери механической прочности и возможность образования дефектов кристаллического строения, понижающих значение (/С) (точечные, линейные и объемные дефекты, на которых может происходить зацепление вихрей Абрикосова). Это означает, что взаимосвязь между параметрами микроструктуры и плотностью критического тока неоднозначна, и ее предстоит еще установить, научившись получать керамические структуры с вполне определенной плотностью, размером, формой и ориентацией кристаллов, размером и формой пор, распределением их по объему [4, 5].

В задачу работы входило изучение процессов фазообразования, протекающих при температурах, близких к температуре плавления, и влияние этих процессов на величину плотности критического тока висмутсодержащей керамики, легированной атомами свинца.

Методика эксперимента

Исследования проводились с Вьсодержащими порошковыми образцами с составом (В14РЬ)0,88г4Са5Си70у, содержащими 90% фазы (2223) и 10% фазы (2212).

Для изучения процесса фазообразования при нагреве (охлаждении) прессованных образцов Вькерамики использовали высокотемпературную дифрактометрию в Си к -излучении [5-7]. Терморентгеновские исследования выполнены на воздухе в интервале 20-900°С при средней скорости нагрева (охлаждения) 283°/мин. Использовалась высокотемпературная приставка ГПВТ-1500. Температура образца измерялась платиноро-дий-платиновой термопарой, рабочий спай которой располагался вблизи поверхности образца. Температура регулировалась с точностью ±3°С.

Изучение кинетики разложения в изотермических условиях проводились путем регистрации интенсивности дифракционных максимумов при температурах 820-895°С.

Измерения плотности критического тока (/с) образцов проводились по четырехточечной методике. Чтобы избежать влияния термо-ЭДС, в токовую цепь схемы был включен переключатель направления тока - П-302. Измерения проводились следующим образом: пропускаемый через образец ток ступенчато повышался (минимальное значение ступени 10 мА), и с помощью мультиметра определялось то значение тока, при котором на образце появлялось падение напряжения. В качестве величины падения напряжения на образце принималось среднее арифметическое между показателями мультиметра при различных полярностях данного измерительного тока. Величина тока, при котором падение напряж-ния на образце составляло ±1 мкВ, принималось за критический ток образца.

Фазообразование при нагреве до температуры частичного плавления Вькерамики

Высокотемпературная дифракция показала, что до температуры 780°С дифракционная картина не испытывает каких-либо изменений, и только в интервале температур 780-810°С происходит увеличение дифракционных максимумов до 20-25%.

№ обр. Схема термообработки Фазовый состав, % ^ ,А/см

2223 2212 2201 БЮ

1 895°С 10°/мин / 850°С-3,5ч. / -- 40°/мин 22,5 22,5 37 14 28-10"3

2 5°/мин 880°С / -1 40°/мин 85 10,5 - следы 0

3 5°/мин 880°С-1 / 1 ин 0мин. 850°С-3,5ч. 40°/м у 33,5 65 - 1,5 80

4 5°/мин 880°С-1^мин. У | р 850°С-6ч. у 40°/мин 95 следы - следы >160

Таблица 1. Влияние режимов термообработки на фазообразование и критический ток в И-керамике

Заметные изменения в дифракционной картине начинаются при температуре ~820°С. При этом происходит уменьшение интенсивности дифракционных пиков, принадлежащих только фазе (2212). При температуре ~870-875°С эти пики практически исчезают. В это же

время интенсивность пиков фазы (2223) практически остается неизменной, но при температуре 875°С их интенсивность заметно снижается до 4-7%. По мере увеличения температуры нагрева интенсивность дифракционных максимумов от фазы (2223) относительно быстро уменьшается, при 890-900°С фаза исчезает и образец начинает плавиться.

Для изучения влияния температуры нагрева и режима термообработки на токонесущую способность одинаково спрессованных и с высокой степенью текстуры образцов Bi-керамики были выбраны две температуры нагрева и одна температура изотермической выдержки: ~880°С (интенсивного фазообразования), 895°С (близкая к плавлению) и 850°С. Основные результаты исследований приведены в табл. 1.

Величина температуры под изотермическую выдержку существенно сказывается на фазообразовании. Нагрев до 895°С приводит к существенным изменениям в микроструктуре образца. Лучшие результаты наблюдались в образцах № 3, 4. В нашем случае более предпочтительной оказалась термообработка, проведения по схеме образца № 4. По-видимому, увеличение времени изотермической выдержки улучшает состояние границ зерен за счет спекания. Процессы подплавления в этом случае не наблюдались. Возможно, что присутствие разветвленной сети границ зерен, пор и микротрещин делает граничную диффузию более предпочтительной (по сравнению с объемной), и за время изотермической выдержки образец насыщается кислородом до оптимального стехиометрического состава. При этом предполагается, что потери катионов в данном случае не имели места в связи с невысокой температурой нагрева под изотермическую выдержку.

Заключение

В работе изучено фазообразование при температурах интенсивного фазового изменения и частичного плавления. Изучены сверхпроводящие свойства прессованных образцов при двух различных режимах термообработки. В одном случае нагрев производился до температуры интенсивного фазообразования (880°С); во втором - до температуры частичного плавления(~895°С).

Показано, что в первом случае, когда термообработка не приводит к исчезновению продуктов реакции, сверхпроводящие свойства не наблюдаются; во втором, где продукты распада практически отсутствуют, плотность критического тока (jc) достигает 80 А/см2. При увеличении времени изотермической выдержки плотность критического тока (jc) превышает 160 А/см2 ( =0; 77К).

Литература

Физические свойства высокотемпературных сверхпроводников. / Гинзбург Д.М. (ред.). М.: Мир, 1990.

Strobel P., Fournier Th.-J. // Less-Common Met. 1990. V. 164&165. Р. 519-525.

Schulze K., Majewski P., Hettich B., Petzow G. // Zeitschrift Metal. 1990. V. 81. №11.

Р. 836-842.

Кононюк И.Ф., Ломоносов В.А., Толочко С.П. и др. // Сверхпроводимость. Физика. Химия. Техника. 1994. Т. 7. №4. С. 666-671.

Бобылев И.Б., Морычева В.Н., Сударова С.В. и др. // Сверхпроводимость. Физика. Химия. Техника. 1994. Т. 7. № 4. С. 678-688.

Питов В. А., Козловская Н. А., Спиридонов Ф. М. и др. // Сверхпроводимость. Физика. Химия. Техника. 1994. Т. 7. С. 871-875.

Ibrahim M.M., Khalil S.M., and Ahmed A.M. // Journal of Physics and Chemistry of Solids. 2000. V. 61. №10. Р. 1553-1560.