JPH06196762A - 酸化物超伝導体接合及びその形成方法 - Google Patents
酸化物超伝導体接合及びその形成方法Info
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- JPH06196762A JPH06196762A JP4292849A JP29284992A JPH06196762A JP H06196762 A JPH06196762 A JP H06196762A JP 4292849 A JP4292849 A JP 4292849A JP 29284992 A JP29284992 A JP 29284992A JP H06196762 A JPH06196762 A JP H06196762A
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Landscapes
- Superconductor Devices And Manufacturing Methods Thereof (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 Ｂｉ系酸化物超伝導体を用い、薄膜表面のス
テップエッジを利用することでａｂ軸方向での積層型超
伝導体接合を形成する。 【構成】 表面にステップとテラスを有する基板を用い
た積層型超伝導体接合において、ステップとテラスによ
って束縛された超伝導層４、６のエピタキシャル成長に
より、膜中に粒界を含まない超伝導体接合が形成でき
る。また膜表面のステップを利用し、コヒーレンス長の
長いａｂ軸方向での接合を積層型で形成できる。更に、
基板１上にバッファー層３を設けることで、素子形成に
おいて良好な再現性を有し、信頼性向上が可能となる。
この接合は、中間層５を代えることによりＳＮＳ型接
合、ＳＩＳ型接合の両方に有効であり、高集積化に利用
できる超伝導体接合を得ることが出来る。
テップエッジを利用することでａｂ軸方向での積層型超
伝導体接合を形成する。 【構成】 表面にステップとテラスを有する基板を用い
た積層型超伝導体接合において、ステップとテラスによ
って束縛された超伝導層４、６のエピタキシャル成長に
より、膜中に粒界を含まない超伝導体接合が形成でき
る。また膜表面のステップを利用し、コヒーレンス長の
長いａｂ軸方向での接合を積層型で形成できる。更に、
基板１上にバッファー層３を設けることで、素子形成に
おいて良好な再現性を有し、信頼性向上が可能となる。
この接合は、中間層５を代えることによりＳＮＳ型接
合、ＳＩＳ型接合の両方に有効であり、高集積化に利用
できる超伝導体接合を得ることが出来る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明はジョセフソン素子に利用
する超伝導体接合及びその形成方法に関するものであ
る。
する超伝導体接合及びその形成方法に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】通常超伝導素子は超伝導／常伝導／超伝
導（ＳＮＳ）型、もしくは超伝導／絶縁バリア／超伝導
（ＳＩＳ）型の素子が用いられる。まずＳＮＳ型の素子
は、これは常伝導層にしみだした超伝導波動関数の弱結
合（近接効果）を用いる。この場合は常伝導層の膜厚を
常伝導層中のコヒーレンス長ζN 程度（２２０１系で数
十ｎｍ程度）に制御することでジョセフソン接合が形成
される。叉、ＳＩＳ型素子では、超伝導波動関数の絶縁
バリア中のトンネル効果を用いる。例えば、従来用いら
れているＮｂ系のジョセフソン素子でバリアとして用い
ている酸化アルミニウムの厚さで約２−３ｎｍ程度であ
る。
導（ＳＮＳ）型、もしくは超伝導／絶縁バリア／超伝導
（ＳＩＳ）型の素子が用いられる。まずＳＮＳ型の素子
は、これは常伝導層にしみだした超伝導波動関数の弱結
合（近接効果）を用いる。この場合は常伝導層の膜厚を
常伝導層中のコヒーレンス長ζN 程度（２２０１系で数
十ｎｍ程度）に制御することでジョセフソン接合が形成
される。叉、ＳＩＳ型素子では、超伝導波動関数の絶縁
バリア中のトンネル効果を用いる。例えば、従来用いら
れているＮｂ系のジョセフソン素子でバリアとして用い
ている酸化アルミニウムの厚さで約２−３ｎｍ程度であ
る。
【０００３】このような超伝導素子形成において、前述
のＮｂ系の超伝導体では、その波動関数は等方的であ
り、コヒーレンス長ζは５０ｎｍ程度である。即ちＳＮ
もしくはＳＩ界面付近の局所的な超伝導性はともかく、
叉膜が多結晶であれ単結晶であれ、少なくとも界面から
５０ｎｍの範囲でＮｂの超伝導特性が確保されれば素子
として動作し得る。
のＮｂ系の超伝導体では、その波動関数は等方的であ
り、コヒーレンス長ζは５０ｎｍ程度である。即ちＳＮ
もしくはＳＩ界面付近の局所的な超伝導性はともかく、
叉膜が多結晶であれ単結晶であれ、少なくとも界面から
５０ｎｍの範囲でＮｂの超伝導特性が確保されれば素子
として動作し得る。
【０００４】ところで、Ｂｉ酸化物超伝導体はその臨界
温度Ｔｃが２２２３系で１１０Ｋ程度であり、高温超伝
導体として知られるＹ系超伝導体を２０Ｋ上回る。この
ため液体窒素温度でのジョセフソン素子動作に対して大
きな温度マージンを有し、実用化に期待がかかってい
る。しかし、超伝導素子形成においては酸化物超伝導体
特有の素子形成上の困難さがある。即ち、酸化物超伝導
体のコヒーレンス長は極めて短くかつ異方的である。前
述のＢｉ系酸化物超伝導体の場合、ｃ軸方向のコヒーレ
ンス長は約０．２ｎｍ，ａｂ軸方向で約２ｎｍ程度であ
る。従って、この超伝導体を用いて良好なジョセフソン
素子を得ようとするならば、ＳＮもしくはＳＩ界面まで
良好な超伝導特性を維持し得るような素子形成方法が必
要であり、それは根本的に素子全体をヘテロエピタキシ
ャル成長した単結晶として合成する必要性が示唆され
る。
温度Ｔｃが２２２３系で１１０Ｋ程度であり、高温超伝
導体として知られるＹ系超伝導体を２０Ｋ上回る。この
ため液体窒素温度でのジョセフソン素子動作に対して大
きな温度マージンを有し、実用化に期待がかかってい
る。しかし、超伝導素子形成においては酸化物超伝導体
特有の素子形成上の困難さがある。即ち、酸化物超伝導
体のコヒーレンス長は極めて短くかつ異方的である。前
述のＢｉ系酸化物超伝導体の場合、ｃ軸方向のコヒーレ
ンス長は約０．２ｎｍ，ａｂ軸方向で約２ｎｍ程度であ
る。従って、この超伝導体を用いて良好なジョセフソン
素子を得ようとするならば、ＳＮもしくはＳＩ界面まで
良好な超伝導特性を維持し得るような素子形成方法が必
要であり、それは根本的に素子全体をヘテロエピタキシ
ャル成長した単結晶として合成する必要性が示唆され
る。
【０００５】このようなＢｉ系酸化物超伝導体を用いた
接合の従来例としては、図２に示すようなアプライド・
フィジックス・レターズ（Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉ
ｃｓＬｅｔｔｅｒｓ）１９９０年、５６巻、１４６９−
１４７１頁に掲載されている積層型ＳＮＳ接合がある。
この例の場合ＭｇＯ基板上にｃ軸配向の超伝導膜と、常
伝導膜の中間層とをそれぞれ３００、６０、２００ｎｍ
積層し、２０μｍ×４０μｍのＳＮＳ型素子を形成して
いる。この素子で、４．２Ｋにおいてマイクロ波に対す
るＡＣジョセフソン効果（シャピロステップ）を観測し
ている。また、本従来例においては、超伝導波動関数が
６０ｎｍの中間層を介して近接効果で弱結合しているこ
とが述べられている。このような諸特性は酸化物超伝導
体の素子応用の可能性を示した点で評価できるものであ
る。
接合の従来例としては、図２に示すようなアプライド・
フィジックス・レターズ（Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉ
ｃｓＬｅｔｔｅｒｓ）１９９０年、５６巻、１４６９−
１４７１頁に掲載されている積層型ＳＮＳ接合がある。
この例の場合ＭｇＯ基板上にｃ軸配向の超伝導膜と、常
伝導膜の中間層とをそれぞれ３００、６０、２００ｎｍ
積層し、２０μｍ×４０μｍのＳＮＳ型素子を形成して
いる。この素子で、４．２Ｋにおいてマイクロ波に対す
るＡＣジョセフソン効果（シャピロステップ）を観測し
ている。また、本従来例においては、超伝導波動関数が
６０ｎｍの中間層を介して近接効果で弱結合しているこ
とが述べられている。このような諸特性は酸化物超伝導
体の素子応用の可能性を示した点で評価できるものであ
る。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、このＢ
ｉ系酸化物超伝導体接合において磁場に対するＤＣジョ
セフソン効果の報告はなされていない。磁場に対するＤ
Ｃジョセフソン効果は磁気量子干渉素子（ＳＱＵＩＤ）
等への応用上重要であるが、この効果は素子の接合面内
の均質性、即ち、素子内でジョセフソン結合に寄与して
いる実効面積に依存する。しかし、例えば基板の表面平
坦性、結晶の乱れ等に起因する膜中の異相等により中間
層の膜厚が均質できない場合、更に中間層（常伝導層）
のピンホールリークでジョセフソン結合している場合等
により、明確なＤＣジョセフソン効果は観測されない。
ｉ系酸化物超伝導体接合において磁場に対するＤＣジョ
セフソン効果の報告はなされていない。磁場に対するＤ
Ｃジョセフソン効果は磁気量子干渉素子（ＳＱＵＩＤ）
等への応用上重要であるが、この効果は素子の接合面内
の均質性、即ち、素子内でジョセフソン結合に寄与して
いる実効面積に依存する。しかし、例えば基板の表面平
坦性、結晶の乱れ等に起因する膜中の異相等により中間
層の膜厚が均質できない場合、更に中間層（常伝導層）
のピンホールリークでジョセフソン結合している場合等
により、明確なＤＣジョセフソン効果は観測されない。
【０００７】このような結晶成長の不完全さは、例えば
ＭｇＯ，ＳｒＴｉＯ3 基板のような４回対称性を持つ基
板上に直接Ｂｉ系超伝導体を成長させた場合に特徴的に
起こる。これはＢｉ系超伝導体がその面内でドメイン構
造を形成するためで、面内に粒界が形成されピンホール
パスになり得る。また、膜中に多くの異相を含みやす
く、界面平坦性、中間相の均質性を乱す原因になる。こ
のために多くの場合にＳＮＳ型素子としての動作は不完
全であり、ＤＣジョセフソン効果によるフラウンホーフ
ァー型の臨界電流の干渉パターンを観測するにいたらな
い。またＳＮＳ型素子としての特性は観測されてもＳＩ
Ｓ型のトンネル接合の成功例はいまだ報告されていな
い。
ＭｇＯ，ＳｒＴｉＯ3 基板のような４回対称性を持つ基
板上に直接Ｂｉ系超伝導体を成長させた場合に特徴的に
起こる。これはＢｉ系超伝導体がその面内でドメイン構
造を形成するためで、面内に粒界が形成されピンホール
パスになり得る。また、膜中に多くの異相を含みやす
く、界面平坦性、中間相の均質性を乱す原因になる。こ
のために多くの場合にＳＮＳ型素子としての動作は不完
全であり、ＤＣジョセフソン効果によるフラウンホーフ
ァー型の臨界電流の干渉パターンを観測するにいたらな
い。またＳＮＳ型素子としての特性は観測されてもＳＩ
Ｓ型のトンネル接合の成功例はいまだ報告されていな
い。
【０００８】またＢｉ系酸化物超伝導体の異方性を考え
ると、そのコヒーレンス長の長いａｂ軸方向で接合を形
成した方が有利であると考えられる。しかし、特にＢｉ
系酸化物超伝導体は結晶成長においてもその異方性が強
く、ａｂ面内で結晶成長速度が非常に早い。このため通
常のＭｇＯ，ＳｒＴｉＯ3 の（１００）面を用いた場合
ａｂ面が露出したｃ軸配向膜となる。またＳｒＴｉＯ3
の（１１０）面を用いた場合４５°の角度でａｂ面が傾
いたエピタキシャル成長がおこるが膜中には＋４５°，
−４５°傾斜の粒界が形成されるほか、その膜の表面は
極めて凹凸が激しく素子形成は困難である。
ると、そのコヒーレンス長の長いａｂ軸方向で接合を形
成した方が有利であると考えられる。しかし、特にＢｉ
系酸化物超伝導体は結晶成長においてもその異方性が強
く、ａｂ面内で結晶成長速度が非常に早い。このため通
常のＭｇＯ，ＳｒＴｉＯ3 の（１００）面を用いた場合
ａｂ面が露出したｃ軸配向膜となる。またＳｒＴｉＯ3
の（１１０）面を用いた場合４５°の角度でａｂ面が傾
いたエピタキシャル成長がおこるが膜中には＋４５°，
−４５°傾斜の粒界が形成されるほか、その膜の表面は
極めて凹凸が激しく素子形成は困難である。
【０００９】
【課題を解決するための手段】以上の問題を鑑み鋭意研
究の結果、本発明者は単結晶基板の上にステップを用い
た結晶成長方法を用いることにより、膜中ドメイン構造
による粒界を含まず、叉膜中に異相等を含まず、表面／
界面の平坦性を十分に確保し、かつコヒーレンス長の長
いａｂ軸方向での接合形成が可能となることを見出し
た。また、基板上にバッファー層を設けることでさらに
信頼性の高い接合形成が可能になることも見出した。こ
れにより、明確なＤＣジョセフソン効果を有するＳＮＳ
もしくはＳＩＳ接合を形成することが可能になった。
究の結果、本発明者は単結晶基板の上にステップを用い
た結晶成長方法を用いることにより、膜中ドメイン構造
による粒界を含まず、叉膜中に異相等を含まず、表面／
界面の平坦性を十分に確保し、かつコヒーレンス長の長
いａｂ軸方向での接合形成が可能となることを見出し
た。また、基板上にバッファー層を設けることでさらに
信頼性の高い接合形成が可能になることも見出した。こ
れにより、明確なＤＣジョセフソン効果を有するＳＮＳ
もしくはＳＩＳ接合を形成することが可能になった。
【００１０】すなわち本発明では、高さ０．３８ｎｍも
しくはその整数倍のステップが［１１０］方向に並び、
少なくとも幅０．５４ｎｍ以上のテラスを有するＳｒＴ
ｉＯ3 単結晶の（１００）面を用い、下部と上部の超伝
導層としてＢｉ2 Ｓｒ2 ＣａＣｕ2 Ｏx （２２１２）、
もしくはＢｉ2 Ｓｒ2 Ｃａ2 Ｃｕ3 Ｏx （２２２３）
を、また中間層としてＢｉ2 Ｓｒ2 ＣｕＯx （２２０
１）を有し、それら各層の結晶方向は一義的に揃い、か
つ下部層と中間層、中間層と上部層とは基板形状に起因
して形成されるステップを介して、それぞれのａ−ｂ面
内のＣｕ−Ｏ層どうしが接触するような積層構造を形成
することを特徴とする酸化物超伝導体接合により良好な
ＤＣジョセフソン効果を得られる。また，超伝導層形成
前にＢｉ2 Ｓｒ2 ＣｕＯx バッファー層を形成すること
でさらに信頼性を向上できる。この接合においては中間
層のＢｉ2 Ｓｒ2 ＣｕＯx の代わりにＩＩＩａ族元素Ｍ
及びＶａ族元素Ｎを含むＢｉ2 Ｓｒ2 - x Ｍx Ｃｕ
1 - y Ｎy Ｏx を用いてもよい。またこれらの酸化物超
伝導体接合においては、基板面の法線が［１１１］方向
に傾斜した傾斜ＳｒＴｉＯ3 基板を用いる。またＳｒＴ
ｉＯ3 基板の（１００）面上に［１１０］方向にステッ
プが形成されるように極めて浅い溝を［１１０］方向に
並べて加工形成した基板を用いてもよい。
しくはその整数倍のステップが［１１０］方向に並び、
少なくとも幅０．５４ｎｍ以上のテラスを有するＳｒＴ
ｉＯ3 単結晶の（１００）面を用い、下部と上部の超伝
導層としてＢｉ2 Ｓｒ2 ＣａＣｕ2 Ｏx （２２１２）、
もしくはＢｉ2 Ｓｒ2 Ｃａ2 Ｃｕ3 Ｏx （２２２３）
を、また中間層としてＢｉ2 Ｓｒ2 ＣｕＯx （２２０
１）を有し、それら各層の結晶方向は一義的に揃い、か
つ下部層と中間層、中間層と上部層とは基板形状に起因
して形成されるステップを介して、それぞれのａ−ｂ面
内のＣｕ−Ｏ層どうしが接触するような積層構造を形成
することを特徴とする酸化物超伝導体接合により良好な
ＤＣジョセフソン効果を得られる。また，超伝導層形成
前にＢｉ2 Ｓｒ2 ＣｕＯx バッファー層を形成すること
でさらに信頼性を向上できる。この接合においては中間
層のＢｉ2 Ｓｒ2 ＣｕＯx の代わりにＩＩＩａ族元素Ｍ
及びＶａ族元素Ｎを含むＢｉ2 Ｓｒ2 - x Ｍx Ｃｕ
1 - y Ｎy Ｏx を用いてもよい。またこれらの酸化物超
伝導体接合においては、基板面の法線が［１１１］方向
に傾斜した傾斜ＳｒＴｉＯ3 基板を用いる。またＳｒＴ
ｉＯ3 基板の（１００）面上に［１１０］方向にステッ
プが形成されるように極めて浅い溝を［１１０］方向に
並べて加工形成した基板を用いてもよい。
【００１１】またこれらの接合は、結晶成長前にＳｒＴ
ｉＯ3 基板を原子状酸素雰囲気中において加熱処理を行
うこと、または下部Ｂｉ2 Ｓｒ2 ＣａＣｕ2 Ｏx 層もし
くはＢｉ2 Ｓｒ2 Ｃａ2 Ｃｕ3 Ｏx 層の形成時におい
て、成長初期にＢｉの組成比を増やすことでより信頼性
の高い接合形成がなされる。
ｉＯ3 基板を原子状酸素雰囲気中において加熱処理を行
うこと、または下部Ｂｉ2 Ｓｒ2 ＣａＣｕ2 Ｏx 層もし
くはＢｉ2 Ｓｒ2 Ｃａ2 Ｃｕ3 Ｏx 層の形成時におい
て、成長初期にＢｉの組成比を増やすことでより信頼性
の高い接合形成がなされる。
【００１２】
【実施例】（実施例１）図１に本発明にかかるＢｉ系超
伝導体によるジョセフソン素子の断面図を示す。この実
施例では成膜方法としてイオンビームスパッタ法を用
い、超伝導薄膜形成中の基板温度が２２１２・２２２３
超伝導層形成時には７００℃としている。また成膜中は
原子状酸素を基板表面で２×１０- 3 トールとなるよう
に設定し、多層のＢｉ系超伝導薄膜はｉｎ−ｓｉｔｕに
形成される。基板１には［１１１］方向に約４℃傾斜研
磨したＳｒＴＩＯ3 の（１００）面を用いた。この場合
基板表面には［１１０］方向に並ぶ高さ０．３８ｎｍの
ステップが幅約２．５ｎｍ間隔でかなり規則的に形成さ
れる。これは、高分解能断面ＴＥＭ，及び基板１のＲＨ
ＥＥＤパターンから容易に確認できた。このような基板
は通常大気に触れることで基板表面に不純物が容易に付
着する。この不純物は綿密に洗浄を施しても完全に除去
することは困難であり、基板１を真空槽にいれて加熱し
た段階で基板表面に炭化物として強固に付着し、超伝導
薄膜形成時に異相の核形成サイトになり基板表面の異物
形成の原因となる。この不純物に対し、超伝導薄膜形成
温度程度で原子状酸素を基板１に吹き付け処理を施する
ことで基板表面の炭化物を酸化して取り除くことが可能
である。このような原子状酸素による基板表面の清浄工
程は素子形成プロセス上極めて有効であり、その効果は
ＳＥＭ，ＡＦＭ（原子間力顕微鏡）等により容易に確認
される。このことは基板１のＲＨＥＥＤパターンの観測
結果として清浄工程前後で炭化物による反射スポットが
消滅し、ＲＨＥＥＤ反射ストリークの強度が増大するこ
とからも明白である。更にこの清浄工程の後では、Ｓｒ
ＴｉＯ3 基板１等では、表面の再起配列構造が観測され
るようになり、原子レベルでの表面清浄化が実現する。
伝導体によるジョセフソン素子の断面図を示す。この実
施例では成膜方法としてイオンビームスパッタ法を用
い、超伝導薄膜形成中の基板温度が２２１２・２２２３
超伝導層形成時には７００℃としている。また成膜中は
原子状酸素を基板表面で２×１０- 3 トールとなるよう
に設定し、多層のＢｉ系超伝導薄膜はｉｎ−ｓｉｔｕに
形成される。基板１には［１１１］方向に約４℃傾斜研
磨したＳｒＴＩＯ3 の（１００）面を用いた。この場合
基板表面には［１１０］方向に並ぶ高さ０．３８ｎｍの
ステップが幅約２．５ｎｍ間隔でかなり規則的に形成さ
れる。これは、高分解能断面ＴＥＭ，及び基板１のＲＨ
ＥＥＤパターンから容易に確認できた。このような基板
は通常大気に触れることで基板表面に不純物が容易に付
着する。この不純物は綿密に洗浄を施しても完全に除去
することは困難であり、基板１を真空槽にいれて加熱し
た段階で基板表面に炭化物として強固に付着し、超伝導
薄膜形成時に異相の核形成サイトになり基板表面の異物
形成の原因となる。この不純物に対し、超伝導薄膜形成
温度程度で原子状酸素を基板１に吹き付け処理を施する
ことで基板表面の炭化物を酸化して取り除くことが可能
である。このような原子状酸素による基板表面の清浄工
程は素子形成プロセス上極めて有効であり、その効果は
ＳＥＭ，ＡＦＭ（原子間力顕微鏡）等により容易に確認
される。このことは基板１のＲＨＥＥＤパターンの観測
結果として清浄工程前後で炭化物による反射スポットが
消滅し、ＲＨＥＥＤ反射ストリークの強度が増大するこ
とからも明白である。更にこの清浄工程の後では、Ｓｒ
ＴｉＯ3 基板１等では、表面の再起配列構造が観測され
るようになり、原子レベルでの表面清浄化が実現する。
【００１３】次にこの基板１上へのベース超伝導体の２
２１２もしくは２２２３系超伝導層の形成について述べ
る。２２１２、２２２３系超伝導層ともにインターグロ
ースの結晶成長機構を持つが、このインターグロースを
促進するためにＢｉ組成を超伝導層形成初期に増やすこ
とで結晶欠陥の修復が早い時期に完了し、ベース超伝導
層として良好なエピタキシャル単結晶薄膜を形成するこ
とが可能である。その効果はＳＥＭ，ＡＦＭ等により容
易に確認される。本実施例では最初の３ｎｍ程度の膜成
長中にＢｉの化学組成比（通常２）を２．３に増やし
た。一般にペロブスカイトの単層薄膜（例えばＢａＴｉ
Ｏ3 ）では通常基板から２００ｎｍ程度基板による束縛
歪が入るが、本発明の２２１２系超伝導薄膜は２０ｎｍ
の薄膜でも７０Ｋ程度の良好な超伝導性を示す。このこ
とから、バッファー層３と超伝導層の初期のＢｉ組成調
整が超伝導薄膜中の結晶欠陥低減に、ひいては良好な超
伝導特性を得る上で大変効果的であることを示してい
る。
２１２もしくは２２２３系超伝導層の形成について述べ
る。２２１２、２２２３系超伝導層ともにインターグロ
ースの結晶成長機構を持つが、このインターグロースを
促進するためにＢｉ組成を超伝導層形成初期に増やすこ
とで結晶欠陥の修復が早い時期に完了し、ベース超伝導
層として良好なエピタキシャル単結晶薄膜を形成するこ
とが可能である。その効果はＳＥＭ，ＡＦＭ等により容
易に確認される。本実施例では最初の３ｎｍ程度の膜成
長中にＢｉの化学組成比（通常２）を２．３に増やし
た。一般にペロブスカイトの単層薄膜（例えばＢａＴｉ
Ｏ3 ）では通常基板から２００ｎｍ程度基板による束縛
歪が入るが、本発明の２２１２系超伝導薄膜は２０ｎｍ
の薄膜でも７０Ｋ程度の良好な超伝導性を示す。このこ
とから、バッファー層３と超伝導層の初期のＢｉ組成調
整が超伝導薄膜中の結晶欠陥低減に、ひいては良好な超
伝導特性を得る上で大変効果的であることを示してい
る。
【００１４】次いで、エピタキシャル単結晶薄膜成長に
よってＢｉ系超伝導体の単位格子に相当する１．５ｎｍ
（２２１２層の場合）のステップが表面に形成される。
膜は基本的にステップフローの結晶成長をするためにこ
の１．５ｎｍのステップ構造が表面に維持される。この
ベース超伝導体を所定の膜厚分形成した後、中間層５、
上部超伝導層６を形成する。ＳＮＳ接合を形成する場合
は中間層５の常伝導層としてバッファー層３と同じ２２
０１層を用いる。下部超伝導層４と中間層５とはステッ
プ壁面とテラス面とを介して接触する。同様に上部超伝
導層６と中間層５もステップ壁面とテラス面とを介して
接触するような構造になる。Ｂｉ系超伝導体の結晶成長
様式は前述したとおりにステップフローであるためにス
テップ壁面、テラス面がＳＮ界面となり、その界面近傍
での超伝導層の結晶構造に欠陥は少なく、超伝導層のス
テップ近傍での超伝導特性は良好である。さらにステッ
プ壁面（界面）には超伝導層のａｂ面が露出しているこ
とが特徴である。即ち常伝導層を挟んで上下の超伝導層
がコヒーレンス長の長いａｂ軸方向で接合を形成する構
造になる。従来のＳｒＴｉＯ3 の（１１０）面を用いる
場合には膜の表面があまりに凹凸が激しく、ａｂ軸方向
の接合形成がほとんど困難であったのに対して、本発明
にかかる傾斜基板を用いる方法では容易にａｂ軸方向で
の接合が形成される。
よってＢｉ系超伝導体の単位格子に相当する１．５ｎｍ
（２２１２層の場合）のステップが表面に形成される。
膜は基本的にステップフローの結晶成長をするためにこ
の１．５ｎｍのステップ構造が表面に維持される。この
ベース超伝導体を所定の膜厚分形成した後、中間層５、
上部超伝導層６を形成する。ＳＮＳ接合を形成する場合
は中間層５の常伝導層としてバッファー層３と同じ２２
０１層を用いる。下部超伝導層４と中間層５とはステッ
プ壁面とテラス面とを介して接触する。同様に上部超伝
導層６と中間層５もステップ壁面とテラス面とを介して
接触するような構造になる。Ｂｉ系超伝導体の結晶成長
様式は前述したとおりにステップフローであるためにス
テップ壁面、テラス面がＳＮ界面となり、その界面近傍
での超伝導層の結晶構造に欠陥は少なく、超伝導層のス
テップ近傍での超伝導特性は良好である。さらにステッ
プ壁面（界面）には超伝導層のａｂ面が露出しているこ
とが特徴である。即ち常伝導層を挟んで上下の超伝導層
がコヒーレンス長の長いａｂ軸方向で接合を形成する構
造になる。従来のＳｒＴｉＯ3 の（１１０）面を用いる
場合には膜の表面があまりに凹凸が激しく、ａｂ軸方向
の接合形成がほとんど困難であったのに対して、本発明
にかかる傾斜基板を用いる方法では容易にａｂ軸方向で
の接合が形成される。
【００１５】（実施例２）図３に本発明にかかるＢｉ系
超伝導体によるジョセフソン素子の断面図を示す。この
実施例では基板１上に２２０１バッファー層３を設けて
ある。この実施例では成膜方法としてイオンビームスパ
ッタ法を用い、超伝導薄膜形成中の基板温度が２２０１
バッファー層３で５５０℃、２２１２・２２２３超伝導
層形成時は実施例１と同様に７００℃としている。以
後、実施例１と同様に基板１を作成した後、バッファー
層３を作成する。この傾斜ＳｒＴｉＯ3 基板１上に、２
２０１バッファー層３は基板１のステップに束縛され膜
のａ，ｂ，ｃ軸が規則性を持って結晶成長する。即ちｃ
軸は基板１のテラスに垂直、膜のａ軸はステップエッジ
２に平行で、ｂ軸（整合不整合変調構造を含む方向）は
ステップエッジ２に直交する。このために膜は面内にド
メイン構造を形成しない。このバッファー層３の形成で
は、基板温度は５００〜６００℃が適当である。この温
度以下では、２２０１層の結晶性が悪くなり、多くの結
晶欠陥を含むようになる。またこの温度以上では２２０
１層と平衡相として生成しやすいＢｉ，Ｓｒ，Ｏが異相
として発生する。このため膜中の結晶欠陥と異相を低減
する目的で導入する２２０１層がバッファー層として機
能しなくなる。
超伝導体によるジョセフソン素子の断面図を示す。この
実施例では基板１上に２２０１バッファー層３を設けて
ある。この実施例では成膜方法としてイオンビームスパ
ッタ法を用い、超伝導薄膜形成中の基板温度が２２０１
バッファー層３で５５０℃、２２１２・２２２３超伝導
層形成時は実施例１と同様に７００℃としている。以
後、実施例１と同様に基板１を作成した後、バッファー
層３を作成する。この傾斜ＳｒＴｉＯ3 基板１上に、２
２０１バッファー層３は基板１のステップに束縛され膜
のａ，ｂ，ｃ軸が規則性を持って結晶成長する。即ちｃ
軸は基板１のテラスに垂直、膜のａ軸はステップエッジ
２に平行で、ｂ軸（整合不整合変調構造を含む方向）は
ステップエッジ２に直交する。このために膜は面内にド
メイン構造を形成しない。このバッファー層３の形成で
は、基板温度は５００〜６００℃が適当である。この温
度以下では、２２０１層の結晶性が悪くなり、多くの結
晶欠陥を含むようになる。またこの温度以上では２２０
１層と平衡相として生成しやすいＢｉ，Ｓｒ，Ｏが異相
として発生する。このため膜中の結晶欠陥と異相を低減
する目的で導入する２２０１層がバッファー層として機
能しなくなる。
【００１６】ここで形成した２２０１バッファー層３
は、次に連続的に成長させる２２１２もしくは２２２３
系超伝導層に対して異相発生をおさえ、その結晶方位を
規定する働きをする。しかし基板１のステップ（０．３
８ｎｍ）で形成されたバッファー層３中の欠陥はそのま
まバッファー層３中に残る。このバッファー層３中に残
った結晶欠陥は次の２２１２もしくは２２２３系超伝導
体形成時にＢｉ系超伝導体特有の結晶成長様式であるイ
ンターグロースの成長機構によって自動的に修復され
る。このような２２０１バッファー層３はバッファーと
して機能するためには２２０１結晶格子の最小単位、約
１．２ｎｍあればよい。しかし実際の膜形成で基板表面
のマイグレーションのばらつき等を考慮して約５ｎｍ程
度成長させることで十分にバッファーとしての機能が期
待できる。
は、次に連続的に成長させる２２１２もしくは２２２３
系超伝導層に対して異相発生をおさえ、その結晶方位を
規定する働きをする。しかし基板１のステップ（０．３
８ｎｍ）で形成されたバッファー層３中の欠陥はそのま
まバッファー層３中に残る。このバッファー層３中に残
った結晶欠陥は次の２２１２もしくは２２２３系超伝導
体形成時にＢｉ系超伝導体特有の結晶成長様式であるイ
ンターグロースの成長機構によって自動的に修復され
る。このような２２０１バッファー層３はバッファーと
して機能するためには２２０１結晶格子の最小単位、約
１．２ｎｍあればよい。しかし実際の膜形成で基板表面
のマイグレーションのばらつき等を考慮して約５ｎｍ程
度成長させることで十分にバッファーとしての機能が期
待できる。
【００１７】次にこの２２０１バッファー層３上への実
施例１と同じ接合を形成する。ａｂ軸方向の接合形成が
ほとんど困難であったのに対して、本発明にかかる傾斜
基板１を用いる方法では容易にａｂ軸方向での接合が形
成され、さらにバッファー層３を用いることで信頼性の
高い素子を提供することが可能となる。
施例１と同じ接合を形成する。ａｂ軸方向の接合形成が
ほとんど困難であったのに対して、本発明にかかる傾斜
基板１を用いる方法では容易にａｂ軸方向での接合が形
成され、さらにバッファー層３を用いることで信頼性の
高い素子を提供することが可能となる。
【００１８】（実施例３）次に、本発明にかかるステッ
プエッジ２の壁面を接合面とする超伝導素子の形成方法
に関して、傾斜させた基板７を用いる以外の方法につい
ての実施例を述べる。
プエッジ２の壁面を接合面とする超伝導素子の形成方法
に関して、傾斜させた基板７を用いる以外の方法につい
ての実施例を述べる。
【００１９】図４に示した基板７は通常の（１００）面
のＳｒＴｉＯ3 基板７であるが、接合形成部分をイオン
ミリングの手法を用いて浅くエッチング処理し、基板表
面に谷を形成したものである。本実施例の場合、リソグ
ラフィーを用い幅２０μｍのレジストスリットを形成
し、イオンミリングでこれを斜めエッチングする事によ
り、約５００ｎｍ程度の谷を中心部に形成した。この場
合、基板７に形成されるステップ間隔は７．５ｎｍで、
約３度の傾斜基板と同様になる。このように素子部分だ
けに傾斜を形成し、下部超伝導電極、及び超伝導配線部
分は臨界電流密度の十分に大きなａ面を用いるように加
工処理することにより、超伝導配線部分の設計自由度を
与えることが可能となる。
のＳｒＴｉＯ3 基板７であるが、接合形成部分をイオン
ミリングの手法を用いて浅くエッチング処理し、基板表
面に谷を形成したものである。本実施例の場合、リソグ
ラフィーを用い幅２０μｍのレジストスリットを形成
し、イオンミリングでこれを斜めエッチングする事によ
り、約５００ｎｍ程度の谷を中心部に形成した。この場
合、基板７に形成されるステップ間隔は７．５ｎｍで、
約３度の傾斜基板と同様になる。このように素子部分だ
けに傾斜を形成し、下部超伝導電極、及び超伝導配線部
分は臨界電流密度の十分に大きなａ面を用いるように加
工処理することにより、超伝導配線部分の設計自由度を
与えることが可能となる。
【００２０】つまり、素子に流す超伝導電流はベース超
伝導電極を経由して外部素子に接続されることになる
が、ベース超伝導層は傾斜基板１上に形成されているた
めに傾斜方向が［１１１］方向であると、［１１０］方
向への電流パスは必ずｃ軸方向に通過しなければならな
い。このｃ軸方向の常伝導抵抗はａｂ軸方向よりも１万
倍高くなり、超伝導電流臨界密度は千分の一程度であ
る。素子設計上の制約は、良好な超伝導素子ほどその最
大電流密度は高くなるために大きくなる。しかし、図４
に示した方法によりこの問題を解決することが可能とな
り、超伝導素子の集積化等が可能となる。
伝導電極を経由して外部素子に接続されることになる
が、ベース超伝導層は傾斜基板１上に形成されているた
めに傾斜方向が［１１１］方向であると、［１１０］方
向への電流パスは必ずｃ軸方向に通過しなければならな
い。このｃ軸方向の常伝導抵抗はａｂ軸方向よりも１万
倍高くなり、超伝導電流臨界密度は千分の一程度であ
る。素子設計上の制約は、良好な超伝導素子ほどその最
大電流密度は高くなるために大きくなる。しかし、図４
に示した方法によりこの問題を解決することが可能とな
り、超伝導素子の集積化等が可能となる。
【００２１】（実施例４）さらに、図５に実施例３の応
用例を示す。幅１μｍ幅のレジストストライプパターン
を用い、中心部の深さが約２５ｎｍ程度であるようにイ
オンミリング処理を施し、基板７の素子形成部分に浅い
複数の谷を形成した。この場合も実質的な基板表面のス
テップ間隔は３度傾斜の場合と同様である。このように
浅い谷を形成することによってリソグラフィープロセス
も容易となり、さらなる集積化が可能となる。
用例を示す。幅１μｍ幅のレジストストライプパターン
を用い、中心部の深さが約２５ｎｍ程度であるようにイ
オンミリング処理を施し、基板７の素子形成部分に浅い
複数の谷を形成した。この場合も実質的な基板表面のス
テップ間隔は３度傾斜の場合と同様である。このように
浅い谷を形成することによってリソグラフィープロセス
も容易となり、さらなる集積化が可能となる。
【００２２】（実施例５）基板７のストライプ幅を５０
０ｎｍ程度、基板７の凹凸を５ｎｍ程度とした実施例を
図６に示す。このような凹凸を形成することで２２０１
バッファー層３の形成段階で基板７の凹凸はほとんど吸
収される。しかし基板７に形成されたステップによって
バッファー層３の結晶成長方位は束縛されているため面
内の結晶方位がそろった平坦な単結晶薄膜が形成され
る。この単結晶部分には前述した膜中のドメイン構造を
含まないために、素子部分には粒界を含まない。これ
は、図２で述べた従来例と同じ素子構造であるが、素子
中には粒界を含まないこと、バッファー層３の効果とし
て膜中／界面に含まれる異相がまったくないことが異な
る。この方法を用いたＳＮＳ素子では、ｃ軸方向の接合
を利用にてはいるものの、ＳＮ界面の平坦性にたいへん
優れ、磁場に対するＤＣジョセフソン効果においても超
伝導電流Ｉｃの完全サップレッションが観測された。
０ｎｍ程度、基板７の凹凸を５ｎｍ程度とした実施例を
図６に示す。このような凹凸を形成することで２２０１
バッファー層３の形成段階で基板７の凹凸はほとんど吸
収される。しかし基板７に形成されたステップによって
バッファー層３の結晶成長方位は束縛されているため面
内の結晶方位がそろった平坦な単結晶薄膜が形成され
る。この単結晶部分には前述した膜中のドメイン構造を
含まないために、素子部分には粒界を含まない。これ
は、図２で述べた従来例と同じ素子構造であるが、素子
中には粒界を含まないこと、バッファー層３の効果とし
て膜中／界面に含まれる異相がまったくないことが異な
る。この方法を用いたＳＮＳ素子では、ｃ軸方向の接合
を利用にてはいるものの、ＳＮ界面の平坦性にたいへん
優れ、磁場に対するＤＣジョセフソン効果においても超
伝導電流Ｉｃの完全サップレッションが観測された。
【００２３】（実施例６）中間層５の一部元素置換を行
い、中間層５の膜厚を大幅に薄くすることで、ＳＩＳ接
合が形成される。例えば、Ｂｉ2 Ｓｒ2 ＣｕＯx のａ・
ｂ軸方向の比抵抗は４．２Ｋにおいて約１ミリオーム程
度、またｃ軸方向は１０ミリオーム程度である。ここで
Ｓｒに対してＩＩＩａ族のＹを３０％元素程度置換する
とａｂ軸の比抵抗で２桁程度、またＣｕに対してＮｂを
１０％程度置換すると同様にその比抵抗が２桁程度あが
る。これらの元素置換を実行することで、中間層５の比
抵抗を高くし、トンネルバリアとして機能し得る十分に
薄い膜厚で十分なバリアハイトを確保することが可能と
なる。
い、中間層５の膜厚を大幅に薄くすることで、ＳＩＳ接
合が形成される。例えば、Ｂｉ2 Ｓｒ2 ＣｕＯx のａ・
ｂ軸方向の比抵抗は４．２Ｋにおいて約１ミリオーム程
度、またｃ軸方向は１０ミリオーム程度である。ここで
Ｓｒに対してＩＩＩａ族のＹを３０％元素程度置換する
とａｂ軸の比抵抗で２桁程度、またＣｕに対してＮｂを
１０％程度置換すると同様にその比抵抗が２桁程度あが
る。これらの元素置換を実行することで、中間層５の比
抵抗を高くし、トンネルバリアとして機能し得る十分に
薄い膜厚で十分なバリアハイトを確保することが可能と
なる。
【００２４】以上、本発明においてはイオンビームスパ
ッタ法を用いてその有効性を検証したが、薄膜の合成手
法としては蒸着法、レーザスパッタ法、ＲＦスパッタ法
等いずれの手法においても応用できることは明白であ
る。
ッタ法を用いてその有効性を検証したが、薄膜の合成手
法としては蒸着法、レーザスパッタ法、ＲＦスパッタ法
等いずれの手法においても応用できることは明白であ
る。
【００２５】
【発明の効果】以上の様に本発明により、容易にかつ良
好なＳＮＳもしくはＳＩＳ接合を形成できる。積層型超
伝導層素子形成に必要な積層構造を、その動作に必要な
界面構造を確実に制御しながらエピタキシャル成長させ
ることにより、各ロット間においても、叉は１枚のウエ
ハー内においても良好な再現性が得られる。これより、
素子の量産化、集積化が可能となる。
好なＳＮＳもしくはＳＩＳ接合を形成できる。積層型超
伝導層素子形成に必要な積層構造を、その動作に必要な
界面構造を確実に制御しながらエピタキシャル成長させ
ることにより、各ロット間においても、叉は１枚のウエ
ハー内においても良好な再現性が得られる。これより、
素子の量産化、集積化が可能となる。
【図１】本発明による積層型超伝導素子の代表的な素子
構造の図である。
構造の図である。
【図２】従来法による積層型超伝導素子の素子構造図で
ある。
ある。
【図３】本発明による積層型超伝導素子の代表的な素子
構造の図である。
構造の図である。
【図４】本発明による積層型超伝導素子の応用例を示す
素子構造の図である。
素子構造の図である。
【図５】本発明による積層型超伝導素子の応用例を示す
素子構造図である。
素子構造図である。
【図６】本発明による積層型超伝導素子の応用例を示す
素子構造の図である。
素子構造の図である。
１ 傾斜ＳｒＴｉＯ3 基板 ２ 基板上に形成されたステップエッジ ３ Ｂｉ2 Ｓｒ2 ＣｕＯx バッファー層 ４ 下部超伝導層 ５ 中間２２０１層 ６ 上部超伝導層 ７ 加工処理したＳｒＴｉＯ3 基板 ８ ＭｇＯ基板
Claims (7)
- 【請求項１】 高さが０．３８ｎｍもしくはその整数倍
のステップが［１１０］方向に並び、少なくとも幅０．
５４ｎｍ以上のテラスを有するＳｒＴｉＯ3単結晶の
（１００）面を用い、下部と上部の超伝導層としてＢｉ
2 Ｓｒ2 ＣａＣｕ2 Ｏx （２２１２）、もしくはＢｉ2
Ｓｒ2 Ｃａ2 Ｃｕ3 Ｏx （２２２３）を、また中間層と
してＢｉ2 Ｓｒ2 ＣｕＯx （２２０１）を有し、それら
各層の結晶方向は一義的に揃い、かつ下部層と中間層、
中間壮層と上部層は基板形状に起因して形成されるステ
ップを介して、それぞれのａ−ｂ面内のＣｕ−Ｏ層どう
しが接触するような積層構造を形成することを特徴とす
る酸化物超伝導体接合。 - 【請求項２】 超伝導層形成前にＢｉ2 Ｓｒ2 ＣｕＯx
バッファー層を形成することを特徴とする請求項１記載
の酸化物超伝導体接合。 - 【請求項３】 基板面の法線が［１１１］方向に傾斜し
た（１００）ＳｒＴｉＯ3 基板を用いることを特徴とす
る請求項１記載の酸化物超伝導体接合。 - 【請求項４】 ＳｒＴｉＯ3 基板の（１００）面上に
［１１０］方向にステップが形成されるように極めて浅
い溝を［１１０］方向に並べて加工形成した基板を用い
ることを特徴とした請求項１記載の酸化物超伝導体接
合。 - 【請求項５】 中間層のＢｉ2 Ｓｒ2 ＣｕＯx の代わり
に、ＩＩＩａ族元素Ｍ及びＶａ族元素Ｎを含むＢｉ2 Ｓ
ｒ2 - x Ｍx Ｃｕ1 - y Ｎy Ｏx を用いることを特徴と
する請求項１記載の酸化物超伝導体接合。 - 【請求項６】 結晶成長前にＳｒＴｉＯ3 基板を原子状
酸素雰囲気中において加熱処理することを特徴とする請
求項１記載の酸化物超伝導体接合の形成方法。 - 【請求項７】 下部Ｂｉ2 Ｓｒ2 ＣａＣｕ2 Ｏx 層もし
くはＢｉ2 Ｓｒ2 Ｃａ2 Ｃｕ3 Ｏx 層の形成時におい
て、成長初期にＢｉの組成比を増やすことを特徴とする
請求項１記載の酸化物超伝導体接合の形成方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4292849A JPH07114297B2 (ja) | 1992-10-30 | 1992-10-30 | 酸化物超伝導体接合及びその形成方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4292849A JPH07114297B2 (ja) | 1992-10-30 | 1992-10-30 | 酸化物超伝導体接合及びその形成方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06196762A true JPH06196762A (ja) | 1994-07-15 |
| JPH07114297B2 JPH07114297B2 (ja) | 1995-12-06 |
Family
ID=17787166
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4292849A Expired - Fee Related JPH07114297B2 (ja) | 1992-10-30 | 1992-10-30 | 酸化物超伝導体接合及びその形成方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07114297B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002219769A (ja) * | 2001-01-24 | 2002-08-06 | Nippon Steel Corp | 光触媒活性を有する金属板およびその製造方法 |
| JP2022135061A (ja) * | 2021-03-04 | 2022-09-15 | 株式会社豊田中央研究所 | 強磁性ジョセフソン接合体およびその製造方法 |
-
1992
- 1992-10-30 JP JP4292849A patent/JPH07114297B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002219769A (ja) * | 2001-01-24 | 2002-08-06 | Nippon Steel Corp | 光触媒活性を有する金属板およびその製造方法 |
| JP2022135061A (ja) * | 2021-03-04 | 2022-09-15 | 株式会社豊田中央研究所 | 強磁性ジョセフソン接合体およびその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH07114297B2 (ja) | 1995-12-06 |
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