JP2022135061A

JP2022135061A - 強磁性ジョセフソン接合体およびその製造方法

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Publication number: JP2022135061A
Application number: JP2021034642A
Authority: JP
Inventors: 大至木村; Taishi Kimura; 岳佐藤; Takeshi Sato; 宏文伊藤; Hirofumi Ito; 篤志三浦; Atsushi Miura
Original assignee: Toyota Central R&D Labs Inc
Current assignee: Toyota Central R&D Labs Inc
Priority date: 2021-03-04
Filing date: 2021-03-04
Publication date: 2022-09-15
Anticipated expiration: 2041-03-04
Also published as: JP7298636B2

Abstract

【課題】高特性な超伝導デバイスの実現を可能とする強磁性ジョセフソン接合体を提供する。【解決手段】本発明は、基板の単結晶面上に形成された多層膜からなる強磁性ジョセフソン接合体であって、多層膜は、基板側から順に、バッファ層、第１超伝導層、強磁性層および第２超伝導層を少なくとも有し、バッファ層から第２超伝導層に至る各層がｃ面配向している強磁性ジョセフソン接合体である。バッファ層は、例えば、Ｍｏ層、Ｗ層、Ｖ層等である。本発明の強磁性ジョセフソン接合体は、各層の結晶が基板の単結晶面に対して垂直な方向（ｃ軸方向）に配向した状態となり、優れた電気特性（ＩｃＲｎ積の向上、臨界電流密度のばらつき抑制等）を安定して発現し得る。【選択図】図２Ｃ

Description

本発明は、強磁性層（体）を介して二つの超伝導層（体）が結合（接合）されてなる強磁性ジョセフソン接合を有する積層体（単に「強磁性ジョセフソン接合体」という。）等に関する。

低消費電力で高速処理できるＳＦＱ（Single Flux Quantum：超伝導単一磁束量子）論理回路、極微小な磁化（磁気）の検出が可能なＳＱＵＩＤ（superconducting quantum interference device：超伝導量子干渉計）等の超伝導デバイスに、ジョセフソン接合（Josephson Junction）素子が用いられる。ジョセフソン接合は、二つの超伝導体が薄い絶縁体を介して結合されてなり、超伝導電子対（クーパー対）が絶縁体を量子トンネルする現象（ジョセフソン効果）を発現する。

また最近では、量子ビット（量子計算の基本素子）の有力候補として、従来の絶縁体を強磁性体で置換した強磁性ジョセフソン接合（Ferromagnetic Josephson Junction）が注目されている。強磁性ジョセフソン接合は、超伝導電流（ジョセフソン電流）の位相がπずれた状態（π状態）となる。このような強磁性ジョセフソン接合に関連する記載が、例えば下記の文献にある。

特開平５－２５１７６８号公報特開２０１８－１７４０１５号公報

V.V. Ryazanov et al., Phys. Rev. Lett. 86, 2427, (2001). T. Kontos et al., Phys. Rev. Lett. 89, 137007, (2002). T.I. Larkin et al., Appl. Phys. Lett.100, 222601, (2012). M. A. E. Qader et al., Appl. Phys. Lett. 104, 022602, (2014). S. Piano et al., Eur. Phys. J. B. 58, 123, (2007). A. A. Bannykh et al., Phys. Rev. B. 79, 054501, (2009). J. A. Glick et al., Appl. Phys. Lett.122, 133906, (2017). D. Sprungumann et al., Phys. Rev. B. 82, 060505(R), (2010). J. W. A. Robinson et al., Phys. Rev. Lett. 104, 207001, (2010). H. Ito et al., Appl. Phys. Express.10, 033101, (2017). M. A. Khasawneh et al., Phys. Rev. B. 80, 020506, (2009). I. Petkovic et al., Phys Rev. B. 80, 220502, (2009). T. Yamashita et al., Phys. Rev. Appl. 8, 054028 (2017).

上記のように、強磁性ジョセフソン接合に関する報告等が多数なされている。しかし、現状、強磁性ジョセフソン接合によるπ状態の発現や数接合したビットの動作等の確認がなされている程度の初期段階に留まっている。

これまでの強磁性ジョセフソン接合では、臨界電流密度（Ｊｃ、Ｉｃ）や接合特性パラメータであるＩｃＲｎ積（Ｉｃ：最大ジョセフソン電流値、Ｒｎ：接合抵抗）が低く、臨界電流密度のバラツキも大きい。本発明者が調査研究したところ、その主要因は、積層体の表面荒れ（凹凸の増大）や結晶方位のバラツキ、接合界面の格子不整合等であることがわかった。

本発明は、このような事情に鑑みて為されたものであり、高特性が望める強磁性ジョセフソン接合体等を提供することを目的とする。

本発明者がその課題を解決すべく鋭意研究した結果、エピタキシャル成長により、結晶方位を特定方向にそろえた平坦な多層膜からなる強磁性ジョセフソン接合体を得ることに成功した。この成果を発展させることにより、以降に述べるような本発明を完成するに至った。

《強磁性ジョセフソン接合体》
（１）本発明の強磁性ジョセフソン接合体は、基板の単結晶面上に形成された多層膜からなる強磁性ジョセフソン接合体であって、該多層膜は、該基板側から順に、バッファ層、第１超伝導層、強磁性層および第２超伝導層を少なくとも有し、該バッファ層から該第２超伝導層に至る各層がｃ面配向している強磁性ジョセフソン接合体である。

（２）本発明の強磁性ジョセフソン接合体（単に「接合体」または「積層体」ともいう。）は、各層の結晶方位が特定方向に揃った（つまりｃ面配向した）状態となっており、各層は略平坦な状態となっている。このため本発明の接合体によれば、第１超伝導層、強磁性層および第２超伝導層からなる強磁性ジョセフソン接合部分（単に「接合」ともいう。）において、優れた電気特性の安定した発現が望める。例えば、ショート欠陥の低減、接合の品質パラメータであるＩｃＲｎ積の向上、臨界電流密度のばらつき抑制等が期待される。一例として、本発明の接合体を集積回路へ応用すれば、その安定動作が期待される。

《強磁性ジョセフソン接合体の製造方法》
本発明は、接合体としてのみならず、その製造方法としても把握される。例えば、本発明は、基板の単結晶面上に、少なくともバッファ層、第１超伝導層、強磁性層および第２超伝導層を順に積層して多層膜を形成する積層工程を備え、上述した強磁性ジョセフソン接合体が得られる製造方法でもよい。

《その他》
（１）本明細書では、特に断らない限り、一般的な格子定数（ａ軸、ｂ軸、ｃ軸等）やミラー指数を用いて結晶構造や配向性等を示す。また便宜上、代表的なミラー指数を用いて表記しているが、特に断らない限り、それらは等価な面または方向も含む。

本明細書でいう「平坦」とは、幾何学的な平面度に優れることではなく、表面の凹凸が少ないこと、または層の厚さ変化が少ないことを意味する。このため、本発明に係る各層は、全体的に観て、平面に限らず、湾曲面等でもよい。

（２）特に断らない限り本明細書でいう「ｘ～ｙ」は下限値ｘおよび上限値ｙを含む。本明細書に記載した種々の数値または数値範囲に含まれる任意の数値を、新たな下限値または上限値として「ａ～ｂ」のような範囲を新設し得る。また、本明細書でいう「ｘ～ｙｎｍ」はｘｎｍ～ｙｎｍを意味する。他の単位系についても同様である。

実施例１で製作した積層体（試料）の模式図である。その各試料のＸ線回折スペクトル（ＸＲＤ）である。実施例２で製作した試料２１の模式図とＸＲＤである。実施例２で製作した試料２２の模式図とＸＲＤである。実施例２で製作した試料２３の模式図とＸＲＤである。その試料２３の面内配向性を示すＸＲＤである。実施例３で製作した各試料のＸＲＤである。実施例４で製作した各試料のＸＲＤである。実施例５で製作した各試料のＸＲＤである。試料２３と試料Ｃ２０の断面を観察したＴＥＭ像である（実施例６）。

本明細書で説明する内容は、接合体のみならずその製造方法にも該当し得る。本明細書中から任意に選択した一以上の構成要素を本発明の構成要素として付加し得る。製造方法に関する構成要素は、物の構成要素ともなり得る。いずれの実施形態が最良であるか否かは、対象、要求性能等によって異なる。

《経緯と機序》
（１）経緯
本発明は次のような事情の下で完成された。従来の強磁性ジョセフソン接合は、一般的に、単結晶基板上に、第１超伝導層（下部超伝導層）、強磁性層および第２超伝導層（上部超伝導層）を積層して製作される。しかし、超伝導物質として代表的なＮｂは結晶構造が体心立方格子（ＢＣＣ）からなり、強磁性物質として代表的なＣｏの結晶構造は最密六方格子（ｈｃｐ）でＮｉの結晶構造は面心立方格子（ＦＣＣ）からなる。このため、超伝導層と強磁性層は、構成する物質の結晶構造や格子定数が相違して、接合（結合、接触）界面で格子不整合が生じ得る。その結果、積層される各層は、それぞれ異なった配向を示して成長（膜生成）し、上層になるほど（基板から離れるほど）、多結晶化、表面荒れ（凹凸）、厚さのばらつき等を生じ易くなる。

このような事情により、これまで、エピタキシャル成長により成膜しても、多層膜全体が面配向した強磁性ジョセフソン接合は得られていなかった。エピタキシャル成長の実現は、精々、第１超伝導層（下部電極層）の一部までであった。

本発明者は、その原因を探求して鋭意研究したところ、単結晶面（例えばＭｇＯ（１００））上にバッファ層（例えばＭｏ層等）を形成した後、その上に、第１超伝導層（例えばＮｂ層）、強磁性層（例えばＦｅ層）および第２超伝導層（例えばＮｂ層）を順次積層することにより、全体がエピタキシャル成長（フルエピタキシャル成長）した積層体、つまり全体が特定方向（例えばｃ軸方向）に配向した積層体を得ることに成功した。

（２）機序
こうして得られた積層体（本発明の接合体）は、表面の平坦性に優れ、超伝導デバイスの基本素子に必要な高特性（品質）な強磁性ジョセフソン接合の提供を可能とする。積層体の表面が平坦となる（凸凹または厚さのバラツキが小さい）理由は、各層がｃ面配向しているためと考えられる。例えば、Ｎｂ層は、本来、その優先配向面（１１０）に沿って配向した結晶となる。しかし、本発明の接合体では、（００２）配向（つまりｃ面配向）させたことにより、Ｎｂ層等からなる超伝導層の表面粗さ（凹凸）が１／２以下となっている。

ちなみに、本発明に係る各層は、単にｃ面配向しているだけではなく、少なくとも擬単結晶状態になっていると考えられる。擬単結晶は、ｃ軸方向（基板表面に垂直な方向）のみならず、面内のａ軸方向およびｂ軸方向（基板表面に平行な方向）にも各結晶方位が揃った状態である。単結晶と擬単結晶の相違は結晶粒界の有無である。例えば、擬単結晶な層（膜）は、単結晶からなる連続した層（膜）ではなく、サイズ（最大長）が数百ｎｍ程度である結晶粒が集合した層（膜）となっている。強磁性ジョセフソン接合を構成する各層は、必ずしも単結晶でなくても、そのような擬単結晶であれば、十分に高特性を発現し得る。

このような本発明の接合体は、各層が平坦（または平滑）で各界面も急峻（明確）な積層体からなり、強磁性層の厚さが数ｎｍ程度でも、ピンホール形成、磁気特性の空間的不均一などを生じ難く、基本素子に要求される所望の電気特性や再現性が確保され得る。

《接合体》
（１）多層膜
多層膜は、基板の単結晶面上に順に形成されたバッファ層、第１超伝導層、強磁性層、第２超伝導層を少なくとも有する。なお、それらの層間の少なくとも一つに介在する別な層（インサート層）があってもよい。一つの強磁性ジョセフソン接合は、強磁性層とその両側にある超伝導層を備えるが、本発明の接合体は、そのような接合が直列または並列に複数配置（配列）されていてもよい。

（２）基板（単結晶面）
基板は、少なくとも多層膜が形成される表面が単結晶面であれば足る。その単結晶面は、基板に別途形成された層（膜）状でもよい。すなわち、単結晶面は、基板自体と結晶構造、配向、材質等が異なっていてもよい。勿論、基板自体が単結晶面を兼ねる単結晶体であってもよい。

このような単結晶面（または基板自体）として、ＭｇＯ（１００）、Ｓｉ、サファイア、ＳｉＣ等がある。

（３）超伝導層
各超伝導層は、超伝導を発現し得る超伝導物質からなる。一例として、結晶構造が体心立方格子である超伝導物質が選択されるとよい。このような超伝導物質として、Ｎｂの単体、化合物（ＮｂＮ、ＮｂＴｉ、ＮｂＺｒ、Ｎｂ_３Ｓｎ、Ｎｂ_３Ａｌ、Ｎｂ_３Ｇｅ、Ｎｂ_３Ｇａ等）または合金（ＭｇＢ_２、ＴｉＮ等）がある。

強磁性層の各側にある第１超伝導層と第２超伝導層は、材質や厚さ等が異なっていてもよい。勿論、両層が同材質および／または同厚さでもよい。超伝導層の厚さは、例えば、３～３００ｎｍ、１０～１００ｎｍ、２５～７５ｎｍ程度である。なお、本明細書でいう各層の厚さは、断面を電子顕微鏡（ＴＥＭ等）で観察した画像（写真）に基づいて、厚さが安定的な領域において測定した最大厚さと最小厚さとの算術平均値とする。

（４）強磁性層
強磁性層は、強磁性を示す元素（例えば、鉄族元素／８族、９族、１０族）の単体、化合物、合金等からなる。例えば、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉの一種以上を基材とする物質からなるとよい。なお、本明細書でいう「基材」は、主たる成分元素（５０at％以上含まれる元素）を意味する。例えば、Ｆｅを基材とする物質なら、Ｆｅ単体、Ｆｅ化合物（例えばＦｅ_３Ｏ_４）、Ｆｅ合金（例えばＦｅＮｉ系合金）等を意味する。本明細書でいう化合物には金属間化合物も含まれる。

強磁性層は、通常、超伝導層よりもかなり薄い。その厚さは、例えば、０．５～５０ｎｍ、１～１０ｎｍ、１．５～５ｎｍ程度である。

（５）バッファ層
バッファ層は、第１超伝導層の下地層となり、通常、単結晶面と第１超伝導層の間に設けられる。バッファ層は、例えば、第１超伝導層と結晶構造が同じ物質からなるとよい。また、その物質は、例えば、単結晶面と第１超伝導層の格子不整合を緩和する格子定数を備えるとよい。

具体的にいうと、バッファ層は、例えば、Ｍｏ、ＷおよびＶの一種以上を基材とする単体、合金または化合物等からなるとよい。バッファ層の厚さは、例えば、１～５０ｎｍ、５～４０ｎｍ、１０～３０ｎｍ程度である。

（６）インサート層
インサート層は、必須ではないが、それより上層側のｃ面配向性を高め得る。インサート層は、一層だけでも、二以上の異なる層間にそれぞれ設けられてもよい。例えば、強磁性層と第２超伝導層との間にインサート層を設けるとよい。インサート層により、第２超伝導層は、強磁性層の影響が緩和されて、ｃ面配向性や平坦性が向上し得る。

インサート層は、配置（介在させる層間）により、材質や厚さ等が適宜選択されるとよい。例えば、インサート層もバッファ層と同様に、例えば、Ｍｏ、ＷおよびＶの一種以上を基材とする単体、合金または化合物等からなってもよい。インサート層の厚さは、例えば、０．１～５０ｎｍ、０．３～３０ｎｍ、０．８～１５ｎｍ、１．５～５ｎｍ程度である。なお、Ｖを基材とする物質からなるインサート層の場合、その厚さの下限値は、例えば、０．８ｎｍさらには１．２ｎｍとしてもよい。

（７）配向性
多層膜（特に超伝導層／例えばＮｂ層）の配向性は、例えば、Ｘ線回折から得られるピーク強度を比較することにより判断される。具体的にいうと、Ｘ線回折から得られる（００２）面のピーク強度（Ｉ_０）に対する（１１０）面のピーク強度（Ｉ）の比率（Ｉ／Ｉ_０）が２以下、１．５以下、１以下さらには０．５以下であるよい。

（８）平坦性
多層膜全体または各層の平坦性は、例えば、断面を電子顕微鏡で観察して測定される厚さの変化により判断される。具体的にいうと、各層の厚さの変化が、その最大厚さ（ｔ_０）に対して１０％以内、８％以内さらには５％以内であるとよい。特に、接合を構成する各超伝導層と強磁性層（さらにいうと、他層よりも薄い強磁性層）は、その厚さが略一定であると好ましい。なお、厚さの変化は、厚さが極端に変化している端部や局部等を除いて測定した最大厚さ（ｔ_０）と最小厚さ（ｔ_１）との差（Δｔ＝ｔ_０－ｔ_１）として求まる。

《製造方法》
（１）積層工程
積層工程は、基板の単結晶面上に、少なくともバッファ層、第１超伝導層、強磁性層および第２超伝導層を順に積層する。各層は、例えば、物理気相蒸着法（ＰＶＤ）、化学気相蒸着法（ＣＶＤ）等の公知な薄膜法によりなされる。なかでも、ＰＶＤの一種である各種の真空蒸着法（スパッタリング、真空加熱蒸着、パルスレーザ蒸着等）を利用すれば、成分組成（ターゲット材質）の異なる各層の成膜が容易となる。但し、いずれの方法でも、上述した積層工程によれば、多層膜（ひいては接合体）の作製プロセスの安定性や再現性の向上等が図られる。

なお、真空蒸着は、例えば、１０^-５～１０^-９Ｐａさらには１０^-６～１０^-８Ｐａ程度の高真空下でなされる。このときの基板温度は、例えば、室温付近（６０℃以下さらには４０℃以下）である。

（２）熱処理工程
積層工程中に、少なくとも特定の一層が積層された後に熱処理工程がなされてもよい。加熱により、積層された層（膜）の平坦性が向上し得る。加熱温度は、例えば、４５０～７５０℃さらには５００～７００℃である。加熱時間は、例えば、１～１２０分間、１０～６０分間さらには１５～４５分間である。

熱処理工程は、例えば、強磁性層の形成前または強磁性層の形成後に熱処理を行うとよい。強磁性層の配向性や平坦性の向上により、第２超伝導層の配向性や平坦性も向上させ得る。加熱源は、電熱、放射熱、レーザ等である。加熱雰囲気は、例えば、上述した高真空下でなされるとよい。但し、熱処理工程後に次層を積層するとき、上述した温度域まで積層面（基板）を冷却させてから行うとよい。

《用途》
本発明の接合体は、各種の超伝導デバイス（素子）に用いることができる。例えば、ＳＦＱ、ＳＱＵＩＤ、メモリ、量子センサ、量子コンピュータの量子ビット等である。

薄膜法で成膜した試料（接合体、積層体）を種々製作し、それらの特性を評価した。これらに基づいて本発明をより具体的に説明する。

《薄膜法》
ＭｇＯ単結晶からなる基板を用意した。この基板を加工（研磨）して、その（１００）面を成膜面（単に「単結晶面」ともいう。）とした。以下、特に断らない限り、その単結晶面上に成膜した。

成膜は、超高真空多元スパッタ装置（MPS-2000-C8 株式会社アルバック製）を用いて、真空下で加熱クリーニング（６００℃）した後に５０℃以下まで冷却した単結晶面に行った。成膜前の到達真空度は１×１０^-７Ｐａとした。ターゲット（原料）には、各層に応じた純金属を用いた。

各超伝導層は純Ｎｂをターゲットとして成膜した。説明の便宜上、基板側にある第１超伝導層を「第１Ｎｂ層」を、強磁性層を挟んで反対側にある第２超伝導層を「第２Ｎｂ層」といい、適宜、両者を併せて単に「Ｎｂ層」ともいう。なお、本実施例では、説明の便宜上、図１Ａに矢印で示すような方向を上下方向または左右方向とする。その上下は鉛直方向とは関係なく、実際のデバイスの配置とも関係ない。ちなみに、第１超伝導層（第１Ｎｂ層）は下部電極、第２超伝導層（第２Ｎｂ層）は上部電極ともいわれる。

成膜後に熱処理（アニール）を行うときは、真空下で６００℃×３０分間加熱した。熱処理後に積層するときは、成膜面を５０℃以下に冷却してから行った。但し、後述の試料２３（実施例２、実施例６）を除いて、各層の成膜後に熱処理は行わなかった。

以下で説明する各層の厚さ（目標値）は、特に断らない限り、バッファ層：２０ｎｍ、各超伝導層：５０ｎｍ、強磁性層：２～１０ｎｍ、インサート層：１ｎｍとした。各厚さは、成膜速度と成膜時間の積から算出した。なお、成膜速度は０．１ｎｍ／ｓｅｃ以下とした。

《実施例１：第１超伝導層の結晶配向制御》
図１Ａおよび表１に示すような試料（積層体）を製作して、ＭｇＯの単結晶面（１００）上に設けたバッファ層が、第１超伝導層（第１Ｎｂ層）の結晶配向性へ及ぼす影響を評価した。

（１）試料
表１に示す純金属元素（Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ｆｅ）のいずれかからなるバッファ層上に、第１Ｎｂ層を成膜した試料１１～１３、Ｃ１１、Ｃ１２と、バッファ層を設けずにＭｇＯ上に第１Ｎｂ層を直接成膜した試料Ｃ１０とを製作した。

（２）測定・解析
各試料の結晶構造をＸ線回折装置（株式会社リガク製RINT-TTR II ／使用Ｘ線：Ｃｕ－Ｋα線、２θ：３０～９０℃）を用いて上面側から解析した。なお、他の実施例でも、特に断らない限り、同装置を用いて同条件下で解析した。

各試料について得られたＸ線回折スペクトル（単に「ＸＲＤ」という。）を図１Ｂに重ねて示した。また、各ＸＲＤに基づいて、Ｎｂ（００２）のピーク強度（Ｉ_０）に対するＮｂ（１１０）のピーク強度（Ｉ）の比率（Ｉ／Ｉ_０）をソフトウェア（株式会社ヒューリンクス製カレイダグラフ（KaleidaGraph））を用いて求めた。その強度比Ｉ（１１０）／Ｉ（００２）（＝Ｉ／Ｉ_０）を表１に併せて示した。なお、図１Ｂに示した強度（intensity）は、便宜上、対数表示としている。

また、各バッファ層と超伝導層（Ｎｂ層）との格子定数差も表１に併せて示した。格子定数差のうち各元素の格子定数はＪＣＰＤＳ（Joint Committee on Powder Diffraction Standards）カードのデータを使用して、上記ソフトウェア（カレイダグラフ）を用いて求めた。

（３）評価
図１Ｂおよび表１から明らかなように、Ｖ、ＭｏまたはＷからなるバッファ層を設けた試料１１～１３は、Ｎｂ層の強度比Ｉ（１１０）／Ｉ（００２）がいずれも０．１以下となった。つまり、それらバッファ層は、ｃ面（００２）に配向したＮｂ層を形成させることがわかった。なお、その下地層である各バッファ層もｃ面配向していることが、図１Ｂからわかる。

逆に、試料Ｃ１０～Ｃ１２からわかるように、バッファ層を設けない場合は勿論、Ｖ、Ｍｏ、Ｗと同様に体心立方格子からなるＦｅさらにはＣｒからなるバッファ層を設けた場合でも、強度比Ｉ（１１０）／Ｉ（００２）は十分には小さくならなかった。これら試料のＮｂ層は、（１１０）面配向（本来的な優先配向面）が主体となり、（００２）面配向（ｃ面配向）が殆どないか、弱かった。

バッファ層を構成する金属元素によりＮｂ層の配向性が大きく相違した理由として、上述した格子定数差の相違が考えられる。すなわち、Ｎｂとの格子定数差が近いＶ、Ｍｏ、Ｗをバッファ層とした場合、それらの配向とその上部に成長するＮｂ層の配向がそろったエピタキシャル成長がなされ、バッファ層の配向とＮｂ層の配向が同じｃ面配向になったと推察される。

いずれにしても、ｃ面配向させたＮｂ層（超伝導層）を得るためには、少なくともＶ、ＭｏまたはＷからなるバッファ層を設けると好ましいことがわかった。

《実施例２：強磁性ジョセフソン接合体の結晶配向制御》
図２Ａ～２Ｃおよび表２に示すような試料（積層体）を製作して、第１Ｎｂ層、強磁性層および第２Ｎｂ層を有する強磁性ジョセフソン接合体の結晶配向性を評価した。

（１）試料
ＭｇＯ（単結晶面）上に、Ｍｏからなるバッファ層（単に「第１Ｍｏ層」ともいう。）、第１Ｎｂ層、Ｆｅからなる強磁性層（単に「Ｆｅ層」ともいう。／厚さ２ｎｍ）、第２Ｎｂ層を順に積層した試料２１を製作した（図２Ａ参照）。

また、ＭｇＯ上に、第１Ｍｏ層、第１Ｎｂ層、Ｆｅ層、Ｍｏからなるインサート層（単に「第２Ｍｏ層」ともいう。）、第２Ｎｂ層を順に積層した試料２２、２３も製作した（図２Ｂ参照）。試料２３は、バッファ層および第１Ｎｂ層の堆積後に、上述した熱処理（６００℃×３０分間）を行った（図２Ｃ参照）。なお、本実施例では、実施例１の結果を踏まえて、バッファ層とインサート層にはＭｏ層を採用した。

さらに、バッファ層もインサート層を設けずに、ＭｇＯ上に第１Ｎｂ層、Ｆｅ層、第２Ｎｂ層を順に、直接積層した試料Ｃ２０も製作した。

（２）測定・解析
各試料の結晶構造を、実施例１の場合と同様に解析した。試料２１のＸＲＤを図２Ａに、試料２２のＸＲＤを図２Ｂに、試料２３のＸＲＤを図２Ｃにそれぞれ示した。なお、図２Ｂには、インサート層がない試料２１のＸＲＤも重ねて示した。また、図２Ｃには、熱処理をしなかった試料２２のＸＲＤも重ねて示した。

また、各試料のＸＲＤに基づいて、実施例１の場合と同様に算出した強度比Ｉ（１１０）／Ｉ（００２）（＝Ｉ／Ｉ_０）も表２に併せて示した。

（３）評価
図２Ａ、図２Ｂ（両者を併せて単に「図２」という。）および表２から、次のことが明らかとなった。

先ず、本実施例に係る試料２１または試料Ｃ２０と、上述した実施例１に係る試料１１～１３または試料Ｃ１０との比較から明らかなように、強磁性層（Ｆｅ層）および第２超伝導層（第２Ｎｂ層）により、第２Ｎｂ層における（１１０）面配向が増加し、全体的にＩ／Ｉ_０が増加（配向性が低下）することがわかった。

次に、試料２１と試料２２の比較から明らかなように、インサート層を設けると、Ｎｂ層の（１１０）面配向が抑制され、配向性が改善されることもわかった。さらに、試料２２と試料２３の比較から明らかなように、積層途中で熱処理を少なくとも１回行うと、その配向性がより高まることもわかった。これは、第２Ｎｂ層のｃ面配向性が向上したためと考えられる。

ちなみに、インサート層は、厚さ１ｎｍという極薄層でも、第２超伝導層（Ｎｂ層）のｃ面配向性を十分に向上させることもわかった。

（４）補足
試料２３における面内配向をＸ線回折（XPERT PRO MRD スペクトリス株式会社パナリティカル製、使用Ｘ線：Ｃｕ－Ｋα線）により調べた。具体的にいうと、ＭｇＯ（２００）面、Ｎｂ（１１０）面について、あおり角(ψ軸）を９０°付近（８７°程度）として各回折角（２θ）に合わせたＸ線を、各面内へ３６０°照射するφ－ｓｃａｎを行った。これにより得られたスペクトルを図２Ｄに示した。図２Ｄから明らかなように、ＭｇＯ（２００）面の４回対称のピークと、Ｎｂ（１１０）面の４回対称のピークとが重なった。このことから、第１Ｎｂ層および第２Ｎｂ層は、結晶粒界を有するものの、ＭｇＯ（２００）面に対してｃ面配向しているのみではなく、面内でも配向した擬単結晶状態となっていることがわかった。

《実施例３：インサート層（Ｍｏ層）の厚さと超伝導層の結晶配向性》
表３に示すような試料（積層体）を製作して、インサート層（Ｍｏ層）の厚さが第２超伝導層の結晶配向性に及ぼす影響を評価した。

（１）試料
便宜上、バッファ層および第１超伝導層に代えて、その構造を模擬したＭｇＯの単結晶面（１００）上に、強磁性層（Ｆｅ層：１０ｎｍ）、インサート層（Ｍｏ層：０～２ｎｍ）および第２超伝導層（Ｎｂ層：２０ｎｍ）を積層した試料を作成した。各試料のインサート層の厚さは表３にまとめて示した。

（２）測定・解析
各試料の結晶構造を実施例１と同様に解析した。各試料のＸＲＤを図３に示した。また、各試料のＸＲＤに基づいて、実施例１と同様に算出した強度比Ｉ（１１０）／Ｉ（００２）（＝Ｉ／Ｉ_０）も表３に併せて示した。

（３）評価
図３および表３から、厚さ０．５ｎｍ程度の非常に薄いインサート層を設けるだけでも、十分にｃ面配向した第２超伝導層が形成させることがわかった。なお、試料Ｃ３０は、バッファ層を設けずに強磁性層および超伝導層を形成した試料Ｃ１２と同様に、第２超伝導層の配向性が低下したと考えられる。

《実施例４：インサート層（Ｗ層）の厚さと超伝導層の結晶配向性》
（１）試料
実施例３に示したインサート層（Ｍｏ層）をＷ層に代えて、実施例３と同様に、表４に示すような試料（積層体）を製作し、そのＷ層の厚さが第２超伝導層の結晶配向性に及ぼす影響を評価した。なお、試料Ｃ４０は、試料Ｃ３０と同試料である。

（２）測定・解析
実施例３と同様に、各試料のＸＲＤを図４に示した。また、そのＸＲＤに基づく各試料の強度比Ｉ（１１０）／Ｉ（００２）（＝Ｉ／Ｉ_０）も表４に併せて示した。

（３）評価
図４および表４から、インサート層をＷ層としたときでも、厚さ０．５ｎｍ程度の非常に薄いインサート層を設けるだけで、十分にｃ面配向した第２超伝導層が形成させることがわかった。

《実施例５：インサート層（Ｖ層）の厚さと超伝導層の結晶配向性》
（１）試料
実施例３に示したインサート層（Ｍｏ層）をＶ層に代えて、実施例３と同様に、表５に示すような試料（積層体）を製作し、そのＶ層の厚さが第２超伝導層の結晶配向性に及ぼす影響を評価した。なお、試料Ｃ５０は、試料Ｃ３０と同試料である。

（２）測定・解析
実施例３と同様に、各試料のＸＲＤを図５に示した。また、そのＸＲＤに基づく各試料の強度比Ｉ（１１０）／Ｉ（００２）（＝Ｉ／Ｉ_０）も表５に併せて示した。

（３）評価
図５および表５から、インサート層をＶ層としたときは、厚さ１ｎｍ程度の非常に薄いインサート層を設けるだけで、十分にｃ面配向した第２超伝導層が形成させることがわかった。

但し、Ｍｏ層またはＷ層と異なり、厚さ０．５ｎｍのＶ層では、（１１０）面配向した結晶が混在したＮｂ層が形成された。このような結果が得られた理由として、ＭｏとＷに比べてＶがＮｂとの格子定数差が大きいことが考えられる。

《実施例６：強磁性層の厚さ分布》
（１）観察
実施例２で製作した試料２３と試料Ｃ２０の断面を、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察した。各試料のＴＥＭ像を図６に示した。

また、各ＴＥＭ像から求めた強磁性層の厚さのばらつき（％）を表６に示した。厚さのばらつきは、最大厚さ：ｔ_０、最小厚さ：ｔ_１として、１００×（ｔ_０－ｔ_１）／ｔ_０として算出した。

（２）評価
図６および表６から明らかなように、バッファ層を設けない試料Ｃ２０では、強磁性層の厚さのばらつきが約４０％程度と非常に大きくなった。一方、バッファ層を設けた試料２３では、強磁性層の厚さのばらつきが４％程度（５％以内）と非常に小さくなることがわかった。このような強磁性層の厚さのばらつきが、第２超伝導層の表面起伏（表面粗さ）に反映されることも、図６から明らかとなった。つまり、試料Ｃ２０の第２Ｎｂ層の表面には大きくな凹凸が認められたが、試料２３の第２Ｎｂ層の表面は平坦的または平滑的な状態となることが確認された。

このような強磁性層の表面粗さ（厚さ分布、平坦性または平滑性）が、その上層である第２超伝導層の配向性に影響していることは、表６（さらには表２）に示した試料２３と試料Ｃ２０の比較から明らかである。

以上から、本発明のように、基板の単結晶面上にバッファ層を形成した後、第１超伝導層、強磁性層および第２超伝導層を形成すると、各層の結晶が基板の単結晶面に対して垂直な方向（ｃ軸方向）に配向した高品質な強磁性ジョセフソン接合体が得られることが明らかとなった。

Claims

基板の単結晶面上に形成された多層膜からなる強磁性ジョセフソン接合体であって、
該多層膜は、該基板側から順に、バッファ層、第１超伝導層、強磁性層および第２超伝導層を少なくとも有し、
該バッファ層から該第２超伝導層に至る各層がｃ面配向している強磁性ジョセフソン接合体。
前記第１超伝導層と前記第２超伝導層は、結晶構造が体心立方格子となる超伝導物質からなる請求項１に係る強磁性ジョセフソン接合体。
前記超伝導物質は、Ｎｂの単体、化合物または合金のいずれかである請求項２に記載の強磁性ジョセフソン接合体。
前記強磁性層は、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉの一種以上を基材とする請求項１～３のいずれかに記載の強磁性ジョセフソン接合体。
前記バッファ層は、Ｍｏ、ＷおよびＶの一種以上を基材とする請求項１～４のいずれかに記載の強磁性ジョセフソン接合体。
前記多層膜は、さらに、少なくとも前記強磁性層と前記第２超伝導層との間に、インサート層を有する請求項１～５のいずれかに記載の強磁性ジョセフソン接合体。
前記インサート層は、Ｍｏ、ＷおよびＶの一種以上を基材とする請求項６に記載の強磁性ジョセフソン接合体。
前記単結晶面は、ＭｇＯの（１００）面である請求項１～７のいずれかに記載の強磁性ジョセフソン接合体。
Ｘ線回折から得られる（００２）面のピーク強度（Ｉ_０）に対する（１１０）面のピーク強度（Ｉ）の比率（Ｉ／Ｉ_０）が２以下である請求項１～８のいずれかに記載の強磁性ジョセフソン接合体。
前記強磁性層は、厚さの変化が最大厚さ（ｔ_０）に対して１０％以内である請求項１～９のいずれかに記載の強磁性ジョセフソン接合体。
基板の単結晶面上に、少なくともバッファ層、第１超伝導層、強磁性層および第２超伝導層を順に積層して多層膜を形成する積層工程を備え、
請求項１～１０のいずれかに記載した強磁性ジョセフソン接合体が得られる製造方法。
前記積層工程は、少なくとも前記強磁性層の形成前または該強磁性層の形成後に、熱処理を行う請求項１１に記載の強磁性ジョセフソン接合体の製造方法。