Influence of plane deformation on superconducting and structural parameters of ceramics YBa₂Cu_3-y.pdf При исследовании высокотемпературной сверхпроводимости (ВТСП) керамики YBa2Cu3O7-x существенный интерес представляет влияние на свойства YBa2Cu3O7-x легирования различными элементами, в частности, замещение меди. Особое внимание уделяется изучению системы YBa2Cu3-yFeyO7-x (YBaCuFeO). Установлено, что введение железа приводит к захвату дополнительного кислорода и стимулирует структурный фазовый переход из ромбической фазы в тетрагональную без потери сверхпроводящих свойств. Высокотемпературные сверхпроводящие керамики на основе соединения YBa2Cu3-yFeyO7-x пока не нашли широкого применения в технике, что объясняется отсутствием детальной информации о поведении этих материалов в технологических процес¬сах [1, 2]. Цель настоящего сообщения - изучение зависимости сверхпроводящих и структурных свойств состава YBa2Cu3-yFeyO7-x от плоской деформации при температурах Т < 600 К. Серия образцов YBa2Cu3-yFeyO7-x с у = 0, 0.015, 0.03, 0.06, 0.15 была синтезирована по известной керамической технологии [3] из смеси оксидов иттрия, железа и меди с карбонатом бария в течение 24 ч при температуре 920 С на воздухе с последующим спеканием и отжигом в атмосфере кислорода при температуре 450 С в течение 20 ч и медленным охлаждением в кислороде. Анализ элементного состав образца был проведен на основе микроанализа по специальной программе PHI-RHO-Z путем математической обработки характеристических рентгеновских энергодисперсионных спектров. Энергодисперсионные спектры (рис. 1) получены с помощью рентгеновского спектрометра с энергетической и волновой дисперсией типа JXA-8200, встроенного в сканирующий электронный микроскоп (СЭМ) JEOL JSM 5910. Рис. 1. Характеристические рентгеновские энергодисперсионные спектры YBa2Cu3-yFeyO7-x Как видно из рис. 1, получены пики ОK, YL, YL1, BaL, BaL1, BaLβ, CuL, CuL1, СuK, СuK, FeK, FeK и определена энергия кванта рентгеновского излучения: YL -  = 1.92 кэВ; BaL -  = 4.46 кэВ; CuL -  = 0.930 кэВ; OK -  = 0.525 кэВ; FeK -  = 6.38 кэВ. Исследование кристаллографических характеристик проводилось на рентгеновском дифрактометре ДРОН-6 с использованием CuKα-излучения. Параметры кристаллической решетки определялись по центрам тяжести рефлексов (00l), профили которых измерялись поточечно с шагом 2. При этом среднеквадратичная ошибка измерения интенсивности в каждой точке профиля рефлекса составляла 0.2%. Структурное совершенство образцов характеризовалось углами разориентации кристаллических осей а, b, с [4]. Измерения по определению критических температур и ширины сверхпроводящего перехода проводились стандартным четырехзондовым методом в интервале температур 77-100 К. Критическая температура сверхпроводящего перехода Тс определена по уровню 0.5ab(T) из температурных зависимостей удельного электросопротивления вблизи перехода сверхпроводящего состояния. Ширина сверхпроводящего перехода ΔТс получена по разности уровней 0.9ab(T) и 0.1ab(T) [5]. Измерения проводили в исходном состоянии, в нагруженном состоянии и после снятия нагрузки. Установлено, что при указанном нагружении керамических образцов происходит снижение Тс на 6-12 К и увеличение ширины сверхпроводящего перехода на 3-4 К. Для создания деформаций таблетки керамики, имеющие комнатную температуру, радиус r = 3 мм и толщину 2 мм, плотно вставлялись в разогретое на воздухе примерно до 600 К медное кольцо радиусом 7 мм и толщиной 2 мм. Затем система охлаждалась до комнатной температуры в течение ~ 2 мин. При этом в керамических образцах возникало напряженное состояние сжатия. По изменению размеров таблеток определялись деформации Δr/r, которые для различных случаев составляли 1-2%. Исходные образцы нагревались на воздухе в тех же условиях. После подобного нагрева не было зарегистрировано никаких изменений Тс. Снятие нагрузки не приводило к восстановлению исходных сверхпроводящих характеристик. Обнаружено, что после указанного воздействия происходит увеличение ширины рентгеновских дифракционных линий. Рост ширины линий связан с увеличением микроискажений. После снятия нагрузки величина микроискажений уменьшается, но не достигает исходного уровня. Так, после нагружения, вызвавшего снижение Тс на 6 К и увеличение ширины перехода на 4 К, величина микроискажения возросла на 3.2•10-4, а после снятия нагрузки уменьшилась на 1.9•10-4. Следовательно, при нагружении и последующей разгрузке величина микроискажений увеличилась на 1.310-4 по сравнению с исходным состоянием. Изменения Тс при нагружении обусловлены увеличением микроискажений. Параметры элементарной ячейки: до нагружения - a = 0.381 нм, b = 0.388 нм, c = 1.167 нм; в нагруженном состоянии - a = 0.383 нм, b = 0.389 нм, c = 1.169 нм; после нагружения - a = 0.382 нм, b = 0.387 нм, c = 1.168 нм. Видно, что после нагружения происходит увеличение этих параметров, измеренных в направлении, перпендикулярном поверхности образцов. Определялось смещение центра тяжести дифракционной линии с 2  110 при изменении угла наклона . Зависимости соответствующих межплоскостных расстояний d от sin2 описываются прямыми линиями. Это свидетельствует о том, что в данном образце реализуется плоское напряженное состояние. Неполное восстановление параметров элементарной ячейки при снятии нагрузки свидетельствует о появлении в керамике структурных дефектов, что и приводит к наблюдаемому снижению Тс. Структурные дефекты нарушают координацию в Cu-O-слоях и цепочках. Планарные дефекты, пересекающие Cu-O-слой, т.е. плоскости a-b кристаллов ВТСП, оказывают серьезное влияние на сверхпроводящие характеристики YBaCuFeO [6]. Изменение параметров элементарной ячейки при снятии нагрузки следует соотнести с упругими деформациями. Во всех исследованных образцах независимо от уровня внешней деформации эти изменения были практически одинаковы. Снижение Тс при нагружении объясняется, в основном, возникающими пластическими деформациями, ΔТс обусловлено ростом микроискажений при рассматриваемых воздействиях.

Скачать электронную версию публикации