CC BY
22ФИЗИКО-МАТЕМАТИЧЕСКИЕ НАУКИ
СВОЙСТВА В1-ВТСП, СИНТЕЗИРОВАННЫХ НА ОСНОВЕ
ПРЕКУРСОРОВ, ПОЛУЧЕННЫХ ЗАКАЛКОЙ РАСПЛАВА
1 2 Ускенбаев Д.Е. , Каратай А.Р.
1Ускенбаев Данияр Есенкулович - кандидат химических наук, старший преподаватель;
2Каратай Асланбек Рустемович - магистрант, кафедра радиотехники, электроники и телекоммуникации, Казахский агротехнический университет им. С. Сейфуллина, г. Астана, Республика Казахстан
Аннотация: в работе приведены результаты исследования по синтезу высокотемпературной сверхпроводящей керамики номинального состава Б117РЬ0з3^г2Сап_ 1СипОу (п = 3, 4, 5), полученных на основе аморфных прекурсоров под воздействием концентрированного лучистого потока. Установлено, что для всех синтезированных образцов основной фазой являлась сверхпроводящая фаза Б117РЬ038г2Са2Си3Оу, которая имеет критическую температуру перехода в сверхпроводящее состояние 107 К. Предполагается, что в образцах состава Б117РЬ038г2Сап-1СипОу (п = 4, 5) присутствует фаза с Тс, превышающая 107 К.
Ключевые слова: сверхпроводимость, керамика, фаза, синтез, критическая температура, критический ток.
После открытия высокотемпературной сверхпроводимости (ВТСП) разработаны различные составы (иттриевые, висмутовые, таллиевые, ртутные и др.) и способы получения (твердофазные, расплавные, стекло-кристаллические, химические и др.) сверхпроводящих материалов с целю повышение критических параметров - критического тока (Ус) и критической температуры (Тс). Среди выше указанных составов, сверхпроводящие материалы на основе системы Б1-8г-Са-Си-0 признаны одними из наиболее перспективных, так как характеризуются высокими критическими характеристиками, значительно меньшей деградацией, постоянством состава.
Анализ влияния условий синтеза на фазовый состав и свойства В1-ВТСП выявил определенные преимущества расплавной технологии. Синтез в присутствии жидкой фазы позволяет получить более плотные и низкопористые целевые материалы. При закалке расплава возможно получение материала в аморфном состоянии, определяющее перспективу регулировки размеров зерна, более высокую скорость межфазных взаимодействий за счет вклада метастабильного исходного состояния, повышенную плотность материала. Кроме того, такой метод с большим основанием, чем твердофазный, предполагает возможность получения текстурированного материала [1 - 4].
Сопоставительный анализ результатов использования различных методов синтеза ВТСП в расплаве показывает определенные преимущества применения в качестве источника нагрева концентрированного лучистого потока. Применительно к выполнению требований, определяемых спецификой перитектической реакции образования ВТСП составов 2223, 2234, 2245, положительным аргументом такого подхода является возможность поддержания и быстрой регулировки стационарного режима синтеза в присутствии жидкой фазы. Положительным вкладом являются: чистота процесса, проведение процесса бестигельным способом, полнота реакций и лучшая гомогенизация в расплаве, проведение синтеза при равновесном парциальном давлении кислорода, безинерционный контроль количества жидкой фазы, возможность создания текстуры за счет резкого температурного градиента на границе расплав - твердая фаза, осуществление направленной кристаллизации при заданной скорости охлаждения расплава, реализация стеклообразного состояния и контроль количества кристаллической фазы варьированием скорости охлаждения.
Целю работы является исследование влияния условий плавления, закалки расплава и термообработки на полноту образования BSCCO составов 2223, 2234, 2245.
Методика эксперимента
В качестве источника нагрева использован концентрированный лучистый поток, создаваемый ксеноновой лампой мощностью 10 кВт.
Исходную шихту номинальных составов, соответствующих Bi17Pb0,3Sr2Can-1CunOy (n = 3, 4, 5), готовили из оксидов Bi2O3, PbO, SrCO3, CaO, CuO. Плавление образцов-балочек осуществляли бестигельным способом на водоохлаждаемой подложке. Для закалки была использована методика диспергирования расплава.
Фазовый состав контролировали ренгтенодифракционным методом с помощью дифрактометра ДРОН-УМ1, CuKa - излучение и Diffractometer Model Rigaku Co, Ltd., Tokyo, Japan. Микроструктуру исследовали на микроскопах Neophot и ТЕМ, Model JEM-1200EX11, JEOL Co Ltd., Tokyo, Japan). Критическую температуру измеряли четырехконтактным методом.
Полученные результаты и обсуждение
В результате закалки были получены образцы трех видов: куски размером около 0,5 см3, пластинки толщиной 0,1 - 0,3 мм; иглы длиной 1 - 10 мм и диаметром 0,1 - 0,4 мм. В исходном состоянии после закалки фазовый состав кусков и пластинок был представлен аморфной и кристаллической фазами. Иглы были полностью аморфны.
Закаленные прекурсоры подвергали термообработке при температуре 840 - 845 °С, 18 -25 часов. После этого во всех образцах происходила полная кристаллизация стеклофазы и преимущественное образование фазы состава 2212 с параметрами элементарной ячейки а = 0,5427 нм, в = 0,5412 нм, с = 0,3135 нм. Из описанных прекурсоров готовили керамические образцы по традиционной керамической технологии.
Микроструктура образцов номинального состава 2223 (как пример) представлена на рис. 1 а, б. Характер кристаллизации фаз в образцах-кусочках и пластинках был аналогичен. Их структура характеризовалась образованием блоков размерами около 120 - 140 мкм, состоящих из плотно упакованных пластин (рис. 1, а). Иглы имели несколько иное строение вследствие формирования блоков гораздо меньших размеров, равных 5 - 8мкм. (рис. 1, б).
Рис. 1. Микроструктура образцов исходного состава 2223; пластинки (а) и иглы (б), полученных сверхбыстрой закалкой расплава и термообработанных при 845°С, 25 часов
Синтез высокотемпературных сверхпроводящих фаз осуществляли путем термической обработки образцов керамики в виде цилиндра в изотермическом режиме в области температур 845 - 850 °С в интервале 40 - 150 ч. По данным рентгеновского анализа образцов установлена, что основной фазой является 2223 (рис. 2). Кроме рентгеновских отражении, относящиеся к фазе 2223, в образцах 2234 и 2245 присутствуют дополнительные рефлексы.
Определены параметры элементарных ячеек и исследованы особенности формирования кристаллической решетки в зависимости от температурно-временных параметров.
Оптимальное время формирования сверхпроводящей фазы во всех исследованных образцах составляло 60 - 120 часов.
Рис. 2. Дифрактограмма образцов высокотемпературного сверхпроводника номинального состава
В117РЬв3$г2Сап_1СипОу (п = 3, 4, 5)
В образцах номинального состава, отвечающего фазам 2234 и 2245, установлена высокотемпературная модификация, характеризуемая идентичной кристаллической структурой, предположительно тетрагональной. Эти результаты позволяют предполагать непрерывную взаимную растворимость указанных фаз при высоких температурах.
Низкотемпературная форма в образцах BSCCO составов 2234 и 2245 соответствовала данным IСDD для 2234 с моноклинной кристаллической структурой.
Во всех образцах с хорошо сформированной кристаллической структурой наблюдали эффект Мейснера. На рисунке приведено проявление эффекта Мейснера для сверхпроводящего образца номинального состава Bi1,7Pb0,3Sr2Ca2Cu3Oy.
Рис. 3. Проявление эффекта Мейснера в образце сверхпроводящей керамики номинального состава
В1], 7РЬ03$г2Са2Си3Оу
Критическая температура перехода для образцов BSCCO состава 2223 определена равной 107 °К (рис. 3).
11.0 10.5 10.0 9.5 ? 9-0
<л
Г" 8.5 8.0 7.5 7.0 6.5
■
■
■ ■
■ Bi,7Pb ,3Sr2Ca; <Ч<\
■
■ N-S Н=250 1 Не
■
60 8 0 1t )0 120 140 1( 50 1f
Т{К)
Рис. 4. Результат измерения критической температуры перехода в сверхпроводящее состояние образца сверхпроводящей керамики номинального состава Bi1¡7Pb0,¡3Sr2Ca2Cu3Oy в электромагнитном
поле Н = 250 Ое
Для образцов сверхпроводящей керамики номинальных составов В^,7РЪ038г2Сап-1СипОу (п = 4, 5) основной фазой являлась сверхпроводящая фаза 2223 и также имели переход в сверхпроводящее состояние 107-110 К. Но при этом были обнаружены фазы до 150 К.
Заключение
На основе аморфных прекурсоров под воздействием концентрированного лучистого потока синтезирована высокотемпературная сверхпроводящая керамика номинального состава В117РЪ038г2Сап-1СипОу (п=3, 4, 5). С увеличением содержания Са и Си температурный режим синтеза сверхпроводящих фаз снижается. Установлено, что для всех синтезированных образцов основной фазой является сверхпроводящая фаза В117РЪ038г2Са2Си3Оу, которая имеет критическую температуру перехода в сверхпроводящее состояние 107 К. Предполагается, что в образцах состава В117РЪ038г2Сап-1СипОу (п = 4, 5) присутствует фаза с Тс превышающая 107 К.
Список литературы
1. Abe Y. Formation and shaping of BSCCO superconductors by melt-casting into metallic Ag- and Cu- pipes. Department of Materials Science and Engineering. Nagoya Institute of Technology. Soriso-oho. Shawa-ku. Nagoya 466. Japan.
2. Бобылев И.В., Романов Е.П., Любимов М.Г. и др. Изучение высокоплотной стеклокерамики Bi2Sr2Ca2Cu208 с Тс > 90К. СФХТ, 1991. Т. 4. № 7. С. 1335-1343.
3. Nassau K., Miller A.E., Georgy E., Siegrist T. Rapidly quenched Bi - contening high Tc superconducting oxide compositions. J. Mater. Res., 1989. V. 4. № 6. 1330 p.
4. Бобылев И.Б., Романов Е.П., Любимов М.Г. и др. СФХТ, 1990. № 4. С. 717-724.
