JP6562248B2 - 超伝導トンネル接合素子の形成方法 - Google Patents

Description

本発明は、超伝導トンネル接合素子の形成方法に関する。

現在、超伝導トンネル接合素子（ジョセフソン接合素子）として幅広く用いられている素子は、２つのニオブ（Ｎｂ）層間に絶縁体層としてアルミニウムの熱酸化層（ＡｌＯ_ｘ）を用いて形成した積層素子（Ｎｂ／ＡｌＯｘ／Ｎｂ）である。Ｎｂを用いた超伝導トンネル接合素子は、臨界電流密度、常抵抗等の素子パラメータを高い精度で制御することができる。しかし、ニオブの超伝導転移温度は、約９Ｋであり、本超伝導トンネル接合素子を動作させるためには４Ｋ以下の極低温環境が必要となる。また、超伝導トンネル接合素子は、超伝導転移温度が高いほど高周波損失が急激に増大する周波数（動作許容周波数）が高くなることが知られている。ニオブを用いた超伝導トンネル接合素子の動作許容周波数は７５０ＧＨｚ未満である。

一方、超伝導トンネル接合素子の適用分野の１つである電波望遠鏡等の高周波受信機においては、テラヘルツ帯の高周波を受信可能とすることが求められており、動作許容周波数をより高くすることが求められている。そこで、より高い周波数での動作を許容する超伝導トンネル接合素子として、窒化ニオブ（ＮｂＮ）を用いた超伝導トンネル接合素子が提案されている（非特許文献１，２参照）。

窒化ニオブは、超伝導転移温度が約１６Ｋと高く、より高い動作許容周波数（約１．５ＴＨｚ未満）で動作する。また、窒化物であるため、表面が酸化し難いなど化学的安定性に優れる等の利点もある。しかしながら、シリコンと窒化ニオブとの格子整合性がよくないため、シリコン基板上に形成された窒化ニオブ層は、多結晶となる。多結晶の窒化ニオブ層は、表面の凹凸が大きく、超伝導トンネル接合における漏れ電流の増加、臨界電流の制御性低下の原因となる。

これに対し、基板を（１００）配向の酸化マグネシウムとし、当該酸化マグネシウム基板上に窒化ニオブを形成することも提案されている（例えば非特許文献３、特許文献１参照）。酸化マグネシウムと窒化マグネシウムとは、格子整合性が比較的良く、（１００）配向の酸化マグネシウム基板上に（１００）配向の窒化ニオブ層をエピタキシャル成長させることができる。

特開２００４−７９８８２号公報

Z. Wang, H. Terai, W. Qiu, K. Makise, Y. Uzawa, K. Kimoto, and Y. Nakamura, "High-quality epitaxial NbN/AlN/NbN tunnel junctions with a wide range of current density" Applied Physics Letters, Vol. 102, No. 14, p.142604 (2013) Z. Wang, A. Kawakami, Y. Uzawa, and B. Komiyama, "Superconducting properties and crystal structures of single-crystal niobium nitride thin films deposited at ambient substrate temperature" Journal of Applied Physics, Vol.79 No.10 pp.7837-7842 (1996) A. Shoji, M. Aoyagi, S. Kosaka, F. Shinoki, and H. Hayakawa, "Niobium nitride Josephson tunnel junctions with magnesium oxide barriers" Applied Physics Letters Vol.46 pp.1098-1100 (1985)

しかしながら、酸化マグネシウムは、潮解性があり、基板表面が劣化し易く、基板全面にわたって平坦性を確保することが難しい。このため、酸化マグネシウム基板と窒化ニオブ層との接合面の均一性を高くすることが困難であった。特に、例えば４インチ角等のサイズの大きい（１００）配向（単結晶）の酸化マグネシウム基板を得ることが困難であった。また、酸化マグネシウム基板は、シリコン基板に比べて非常に高価であるという問題もある。

本発明は、以上のような課題を解決すべくなされたものであり、窒化ニオブを用いた超伝導トンネル接合素子を、安価に形成しかつ基板との接合面の均一性をより高くすることができる超伝導トンネル接合素子の形成方法を提供することを目的とする。

本発明のある形態に係る超伝導トンネル接合素子の形成方法は、主面に平行な面に配向したシリコン基板に水素終端化処理を行い、前記水素終端化処理を行った前記シリコン基板に対して第１の加熱を行うことにより水素を離脱させ、水素離脱後の前記シリコン基板に対して第２の加熱を行いながら当該シリコン基板上に窒化チタン層をスパッタリング法により形成し、前記窒化チタン層上に、当該窒化チタン層と接続される窒化ニオブ層を含む複数の層からなる超伝導トンネル接合層を形成するものである。

上記方法によれば、主面に平行な面に配向したシリコン基板に水素終端化処理を行った上で当該シリコン基板を加熱して水素を離脱させる。さらに、水素離脱後のシリコン基板を加熱しながら窒化チタン層がスパッタリング法により形成される。これにより水素が離脱したシリコンのダングリングボンドが窒化チタンと結合し、シリコン基板上に平坦な窒化チタン層が形成される。この際、窒化チタンの配向面がシリコンの配向面にほぼ平行となる。窒化チタンと窒化ニオブとは、格子整合性がよいので、平坦な窒化チタン層上に窒化ニオブ層が形成されることにより、結果として、主面に平行な面に配向したシリコン基板上に当該面に平行な面に配向した窒化ニオブが形成される。したがって、窒化ニオブを用いた超伝導トンネル接合素子を、安価に形成しかつ基板との接合面の均一性をより高くすることができる。

前記第２の加熱は、前記シリコン基板の温度を６００℃以上に加熱することであってもよい。このように、シリコン基板上に窒化チタン層をスパッタリング法により形成する際のシリコン基板の温度を上記範囲内とすることにより、シリコン基板上の窒化チタン層の平坦性をより高めることができる。

前記窒化チタン層の厚みは、４０ｎｍ以上であってもよい。窒化チタン層の厚みをある程度厚くすることにより、窒化チタン層の上面における平坦度をより高くすることができる。

前記超伝導トンネル接合層は、前記窒化チタン層に接続される第１の窒化ニオブ層と、前記第１の窒化ニオブ層上に形成される窒化アルミニウム層と、前記窒化アルミニウム層上に形成される第２の窒化ニオブ層とを有してもよい。２つの窒化ニオブ層の間に形成される絶縁層として窒化アルミニウムを用いることにより、超伝導トンネル接合層をすべて窒化物で構成することができる。したがって、より安定的な超伝導トンネル接合素子を形成することができる。

本発明は以上に説明したように構成され、窒化ニオブを用いた超伝導トンネル接合素子を、安価に形成しかつ基板との接合面の均一性をより高くすることができるという効果を奏する。

図１は本発明の一実施形態に係る超伝導トンネル接合素子の形成方法で形成された超伝導トンネル接合素子の構造を示す概略断面図である。 図２は本実施の形態における水素終端化処理後のシリコン基板表面のＲＨＥＥＤ像を示す図である。 図３は本実施の形態における水素終端化処理後のシリコン基板に対して第１の加熱を行った場合の水素分圧の時間変化を示すグラフである。 図４は本実施の形態における超伝導トンネル接合層表面のＲＨＥＥＤ像を示す図である。 図５は本実施の形態における窒化チタン層表面および窒化ニオブ層表面のＸ線回折による構造分析の結果を比較例とともに示すグラフである。 図６は水素終端化処理後のシリコン基板上に基板温度を変えて形成した窒化チタン層の表面のＸ線回折による構造分析の結果を示すグラフである。 図７はシリコン基板を８００℃に加熱しながらシリコン基板上に窒化チタン層を形成した場合の高角散乱環状暗視野操作透過顕微鏡法（ＨＡＡＤＦ−ＳＴＥＭ）による断面画像を室温で窒化チタン層を形成した場合と比較して示す図である。 図８は水素終端化処理後のシリコン基板上に膜厚を変えて形成した窒化チタン層の表面のＸ線回折による構造分析の結果を示すグラフである。 図９はシリコン基板を７００℃に加熱しながら窒化ニオブ層を形成した場合の超伝導トンネル接合層表面のＲＨＥＥＤ像と、シリコン基板を加熱せずに（室温で）窒化ニオブ層を形成した場合の超伝導トンネル接合層表面のＲＨＥＥＤ像とを対比して示す図である。 図１０は本実施の形態における超伝導トンネル接合層の電流電圧特性を示すグラフである。

以下、本発明の実施の形態を、図面を参照しながら説明する。なお、以下では全ての図を通じて同一又は相当する要素には同一の参照符号を付して、その重複する説明を省略する。

図１は本発明の一実施形態に係る超伝導トンネル接合素子の形成方法で形成された超伝導トンネル接合素子の構造を示す概略断面図である。図１に示すように、本実施の形態の超伝導トンネル接合素子１は、シリコン（Ｓｉ）基板２上に形成された窒化チタン（ＴｉＮ）層３と、窒化チタン層３上に形成された超伝導トンネル接合層４とを備えている。超伝導トンネル接合層４は、窒化チタン層３上に形成される第１の窒化ニオブ（ＮｂＮ）層５と、第１の窒化ニオブ層５上に形成される窒化アルミニウム（ＡｌＮ）層６と、窒化アルミニウム層６上に形成される第２の窒化ニオブ層７とを備えている。

ここで、シリコンの格子定数は、０．５４３ｎｍである一方、窒化ニオブの格子定数は、０．４３９ｎｍである。酸化マグネシウムの格子定数が０．４２１ｎｍであることから、従来の基板として用いられた酸化マグネシウムと窒化ニオブとの格子整合性は比較的よいが、シリコンと窒化ニオブとの格子整合性はよくないことが分かる。一方、窒化チタンの格子定数は、０．４２４ｎｍであり、窒化ニオブとの格子整合性は比較的よいことが分かる。したがって、シリコン基板２上に平坦に窒化チタン層３を形成することが求められる。

以下、シリコン基板２上に窒化チタン層３を形成する方法について説明する。まず、主面に平行な面に配向したシリコン基板２を用意する。例えば、（１００）配向のシリコン基板２を用いる。次に、このシリコン基板２に水素終端化処理を施す。水素終端化処理のいては、例えば、シリコン基板２をアセトンおよびエタノールを用いた超音波洗浄を行い、硫酸および過酸化水素水（硫酸過水）を用いて洗浄する。この際、例えば８５℃の硫酸過水を用いて１０分程度洗浄する。その後、フッ酸を用いて１分ほど洗浄し、シリコン基板２の表面の酸化膜を除去する。

図２は本実施の形態における水素終端化処理後のシリコン基板表面のＲＨＥＥＤ像を示す図である。一般に、ＲＨＥＥＤ（反射高速電子回折）像においては、電子の試料における反射表面が平坦であるほど縞状（ストリーク状）のパターンが現れる。図２のＲＨＥＥＤ像には、鮮明なストリーク状パターンが現れている。したがって、図２から、水素終端化処理後のシリコン基板２の表面が平坦であることが分かる。

次に、このようにして水素終端化処理が行われたシリコン基板２に対して第１の加熱を行うことにより水素を離脱させる。第１の加熱はシリコン基板２を室温から５００℃以上（例えば５５０℃程度）まで上げる（例えば２０００秒間で上げる）ことにより行われる。

図３は本実施の形態における水素終端化処理後のシリコン基板に対して第１の加熱を行った場合の水素分圧の時間変化を示すグラフである。図３はシリコン基板２を室温から２０００秒間で５５０℃まで上げながら第１の加熱を行った場合の水素分圧の時間的変化を示している。第１の加熱により、シリコン基板２の表面から熱によって水素ガスが脱離する。図３のグラフは、この脱離した水素ガスを質量分析計によって測定したものである。図３のグラフによれば、２つのピークを超えて以降、水素の脱離量が減少する。すなわち、シリコン基板２の表面からの水素の脱離が完了する。水素終端化処理が行われたシリコン基板２の水素を離脱させることにより、シリコン基板２の表面（主面）のシリコンにおいてダングリングボンドを生じさせる。

さらに、水素を離脱させたシリコン基板２に対して第２の加熱を行いながら当該シリコン基板上に窒化チタン層３をスパッタリング法により形成する。スパッタリング法は、真空中（例えば１０^−７Ｐａ以下の超高真空中）で行われる。スパッタリングガスとして不活性ガス（例えばアルゴン）と窒素との混合ガスが用いられ、ターゲットとしてチタンが用いられる。シリコン基板２は、第２の加熱により６００℃以上（例えば８００℃）に加熱される。これにより、水素が離脱したシリコンのダングリングボンドが窒化チタンと結合し、シリコン基板２上に平坦な窒化チタン層３が形成される。

この際、窒化チタン層３の配向面がシリコン基板２の配向面（１００）にほぼ平行（２００）となる。窒化チタン層３の厚みは、例えば４０ｎｍ以上とする。窒化チタン層３の厚みをある程度厚くすることにより、窒化チタン層３の上面における平坦度をより高くすることができる。

その後、形成された窒化チタン層３上に、当該窒化チタン層３と接続される窒化ニオブ層（第１の窒化ニオブ層）５を含む複数の層５〜７からなる超伝導トンネル接合層４を形成する。まず、スパッタリング法を用いて窒化チタン層３上に第１の窒化ニオブ層５を形成する。第１の窒化ニオブ層５の形成時においても、シリコン基板２および窒化チタン層３に第２の加熱（６００℃以上）を行うことが好ましい。第１の窒化ニオブ層５を形成するためのスパッタリング法も、真空中で行われ、スパッタリングガスとして不活性ガスと窒素との混合ガスが用いられ、ターゲットとしてニオブが用いられる。

第１の窒化ニオブ層５の形成後、当該第１の窒化ニオブ層５の上に絶縁体層として窒化アルミニウム層６を形成する。窒化アルミニウム層６もスパッタリング法により形成される。ただし、窒化アルミニウム層６の形成時には加熱を行わなくてもよい。後述するように、窒化アルミニウム層６の厚みは非常に薄いため、加熱を行わない状態で形成させることにより、厚みの制御性を高くすることができる。

窒化アルミニウム層６の形成後、当該窒化アルミニウム層６上に第２の窒化ニオブ層７を形成する。第２の窒化ニオブ層７の形成は、第１の窒化ニオブ層５の形成と同様に行われる。第１の窒化ニオブ層５および第２の窒化ニオブ層７の厚みは、例えば２００ｎｍ以上であり、窒化アルミニウム層６の厚みは、例えば１〜２ｎｍ程度であるが、これに限られない。第２の窒化ニオブ層７の形成後、第１の窒化ニオブ層５、窒化アルミニウム層６および第２の窒化ニオブ層７に対してパターニングおよびエッチングを行い、所定の形状の超伝導トンネル接合層４を形成する。

上述したように、窒化チタンと窒化ニオブとは、格子整合性がよいので、平坦な窒化チタン層３上に第１の窒化ニオブ層５を含む超伝導トンネル接合層４が形成されることにより、結果として、主面に平行な面に配向したシリコン基板２上に当該面に平行な面に配向した窒化ニオブ層５，７が形成される。図４は本実施の形態における超伝導トンネル接合層表面のＲＨＥＥＤ像を示す図である。図４の例においてはシリコン基板２の温度を７００℃に加熱して窒化ニオブ層５，７を形成し、窒化アルミニウム層６を室温（加熱しない）で形成した場合を示す。

図４のＲＨＥＥＤ像にも、鮮明なストリーク状パターンが現れており、しかも、このパターンは、図２におけるシリコン基板２のパターンと同様のパターンを有している。したがって、図２および図４から、超伝導トンネル接合層４がシリコン基板２の配向面にほぼ平行かつその表面が平坦であることが分かる。

したがって、シリコン基板２上に窒化ニオブ層５を形成する際に、シリコン基板２と窒化ニオブ層５との間にバッファ層として窒化チタン層３を形成することで、窒化ニオブを用いた超伝導トンネル接合素子１を、安価に形成しかつ基板との接合面の均一性をより高くすることができる。これにより、大面積かつ高品質なシリコン基板２上に窒化ニオブを用いた超伝導トンネル接合層４を形成することができ、素子作製歩留まりの大幅な改善および超伝導回路の大規模集積化を図ることができる。

さらに、２準位系としてふるまう結晶欠陥を多数含む酸化マグネシウム基板に代えて、結晶品質に優れたシリコン基板２を用いることができるため、２準位系によるエネルギー緩和を低減し、コヒーレンス時間を改善することができる。

以下、本実施の形態における超伝導トンネル接合層４の平坦性（配向性）をさらに様々な評価手段により検証した結果を順に示す。

［窒化チタン層形成による窒化ニオブ層の配向性］
図５は本実施の形態における窒化チタン層表面および窒化ニオブ層表面のＸ線回折による構造分析の結果を比較例とともに示すグラフである。図５においては、上から順に、（ａ）酸化マグネシウム基板上に窒化ニオブ層を形成した場合（比較例１）、（ｂ）シリコン基板上に窒化ニオブ層を形成した場合（比較例２）、（ｃ）水素終端化処理後のシリコン基板２に窒化チタン層３を形成した状態、および（ｄ）（ｃ）の上に窒化ニオブ層５を形成した状態（実施例）を示している。

図５（ｃ）から、水素終端化処理後のシリコン基板２上に形成された窒化チタン層３においてはシリコン基板２の配向面（１００）に平行な面（２００）のピーク強度が強いことが分かる。同様に、図５（ｄ）に示す窒化チタン層３を介して水素終端化処理後のシリコン基板２上に窒化ニオブ層５を形成した場合も、シリコン基板２の配向面（１００）に平行な面（２００）のピーク強度が強くなっていることが分かる。この窒化ニオブ層５のピーク強度は、図５（ａ）に示される酸化マグネシウム基板上の窒化ニオブ層におけるピーク強度に比べても大きく、より平坦な窒化ニオブ層５の形成を安価に行えることが理解できる。また、図５（ｂ）には、シリコン基板上に直接窒化ニオブ層を形成しても配向性が定まらず平坦な窒化ニオブ層を形成することはできないことが示されている。

［窒化チタン層の基板温度依存性］
図６は水素終端化処理後のシリコン基板上に基板温度を変えて形成した窒化チタン層の表面のＸ線回折による構造分析の結果を示すグラフである。図６においては、上から順に、基板温度が（ａ）室温（加熱せず、比較例）、（ｂ）２００℃（比較例）、（ｃ）５００℃、（ｄ）６００℃、および（ｅ）７００℃であるときに窒化チタン層３を形成した場合のＸ線回折のグラフが示されている。

図６（ａ）に示す第２の加熱を行わない場合、および、図６（ｂ）に示す第２の加熱としてシリコン基板２を２００℃まで加熱した場合には、窒化チタンの（１１１）面および（２００）面においてそれぞれ１００ＣＰＳ程度のピーク強度が観測された。複数の配向面でのピークが得られたことから形成された窒化チタン層は多結晶であることが理解できる。また、図６（ｃ）に示すように第２の加熱としてシリコン基板２を５００℃まで加熱して窒化チタン層を形成した場合には、シリコン基板２の（１００）面に平行な（２００）面のピーク強度が強くなるが、依然として（１１１）面にもピークが見られる。

一方、図６（ｄ）〜（ｅ）に示すように、第２の加熱としてシリコン基板２を６００℃以上に加熱した場合には、窒化チタンの（１１１）面のピークは消失し、（２００）面のピークのみが観測された。しかもこのときの窒化チタンの（２００）面のピーク強度は、図６（ｄ）〜（ｅ）に示すように、５００℃における窒化チタンの（２００）面のピーク強度（約３０００ＣＰＳ）に比べて１桁以上のピーク強度（約５００００ＣＰＳ以上）を有している。このような結果から、窒化チタン層３の形成時においてシリコン基板２を６００℃以上に加熱することが超伝導トンネル接合層４の平坦性に有効であることが理解できる。

図７はシリコン基板を８００℃に加熱しながらシリコン基板上に窒化チタン層を形成した場合の高角散乱環状暗視野操作透過顕微鏡法（ＨＡＡＤＦ−ＳＴＥＭ）による断面画像を室温で窒化チタン層を形成した場合と比較して示す図である。図７（ａ）が室温で窒化チタン層を形成した場合（比較例）を示し、図７（ｂ）がシリコン基板を８００℃で加熱しながら窒化チタン層を形成した場合（実施例）を示す。

図７（ａ）に示すように、基板を加熱せずに窒化チタン層を形成する場合は形成された窒化チタン層に結晶粒界が観測されている。すなわち、複数の結晶が形成されている。一方、図７（ｂ）に示すように、シリコン基板２を８００℃で加熱しながら窒化チタン層３を形成した場合にはシリコン基板２と窒化チタン層３との界面にアモルファス様の構造がみられるが、窒化チタン層３自体に結晶粒界はみられなかった。この結果は図６の結果を支持するものであり、６００℃以上の温度でシリコン基板２を加熱しながら窒化チタン層３を形成することにより、形成される窒化チタン層３が単結晶的に配向することが理解できる。

［窒化ニオブ層の窒化チタン層膜厚依存性］
図８は水素終端化処理後のシリコン基板上に膜厚を変えて形成した窒化チタン層の表面のＸ線回折による構造分析の結果を示すグラフである。図９は、何れの場合もシリコン基板２の温度を８００℃に加熱しながらシリコン基板２上に膜厚を変えて窒化チタン層３を形成した場合の結果を示している。

図８からは窒化チタン層の膜厚を４０ｎｍ以上とすることにより窒化ニオブの（２００）面におけるピーク強度が大きくなることが理解できる。したがって、窒化チタン層３の形成時において当該窒化チタン層３の膜厚を４０ｎｍ以上にすることが超伝導トンネル接合層４の平坦性に有効であることが理解できる。

［窒化ニオブ層の基板温度依存性］
図９はシリコン基板を７００℃に加熱しながら窒化ニオブ層を形成した場合の超伝導トンネル接合層表面のＲＨＥＥＤ像と、シリコン基板を加熱せずに（室温で）窒化ニオブ層を形成した場合の超伝導トンネル接合層表面のＲＨＥＥＤ像とを対比して示す図である。図９（ａ）は室温で窒化ニオブ層を形成した場合の超伝導トンネル接合層表面のＲＨＥＥＤ像を示し、図９（ｂ）はシリコン基板２を７００℃に加熱しながら窒化ニオブ層５，７を形成した場合の超伝導トンネル接合層４表面のＲＨＥＥＤ像を示す。図９（ｂ）は図４と同じＲＨＥＥＤ像である。図９（ｂ）に示すＲＨＥＥＤ像は、図９（ａ）に比べ、鮮明なストリーク状パターンが現れている。したがって、窒化ニオブ層５，７の形成時においてシリコン基板２の温度を６００℃以上にすることが超伝導トンネル接合層４の平坦性に有効であることが理解できる。

［超伝導トンネル接合素子のＩ−Ｖ特性］
図１０は本実施の形態における超伝導トンネル接合層の電流電圧特性を示すグラフである。図１０（ａ）は素子サイズが２×２μｍ^２の場合であり、図１０（ｂ）は素子サイズが３×３μｍ^２の場合を示している。何れの場合であっても、リーク電流（エネルギーギャップ（−４．８ｍＶ〜４．８ｍＶ）間における電流成分）は小さく（ほぼ０であり）、準粒子電流の立ち上がり（±４．８ｍＶ付近における電流の立ち上がり）が急峻となっており、良好な準粒子トンネリング特性を示していることが理解できる。

以上、本発明の実施形態について説明したが、本発明は上記実施形態に限定されるものではなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で種々の改良、変更、修正が可能である。

本発明の超伝導トンネル接合素子の形成方法は、窒化ニオブを用いた超伝導トンネル接合素子を、安価に形成しかつ基板との接合面の均一性をより高くするために有用である。これにより、超伝導デジタル集積回路において１０Ｋ動作を可能とし、超伝導テラヘルツ帯ヘテロダイン受信機において１．５ＴＨｚ以下における動作を可能とすることができる。また、超伝導量子ビットにおいてはコヒーレンス時間の改善が望める。また、超伝導共振器（カイネティックインダクタンス検出器）においてはテラヘルツ検出器アレイの実現を可能とすることができる。

１ 超伝導トンネル接合素子
２ シリコン基板
３ 窒化チタン層
４ 超伝導トンネル接合層
５ 第１の窒化ニオブ層
６ 窒化アルミニウム層
７ 第２の窒化ニオブ層

Claims (4)

1. 主面に平行な面に配向したシリコン基板に水素終端化処理を行い、
   前記水素終端化処理を行った前記シリコン基板に対して第１の加熱を行うことにより水素を離脱させ、
   水素離脱後の前記シリコン基板に対して第２の加熱を行いながら当該シリコン基板上に前記シリコン基板の配向面に平行な配向面に最も強いピーク強度を有する窒化チタン層をスパッタリング法により形成し、
   前記窒化チタン層上に、当該窒化チタン層と接続され、前記シリコン基板の配向面に平行な配向面に最も強いピーク強度を有する窒化ニオブ層を含む複数の層からなる超伝導トンネル接合層を形成する、超伝導トンネル接合素子の形成方法。
2. 前記第２の加熱は、前記シリコン基板の温度を６００℃以上に加熱することである、請求項１に記載の超伝導トンネル接合素子の形成方法。
3. 前記窒化チタン層の厚みは、４０ｎｍ以上である、請求項１または２に記載の超伝導トンネル接合素子の形成方法。
4. 前記超伝導トンネル接合層は、前記窒化チタン層に接続される第１の窒化ニオブ層と、前記第１の窒化ニオブ層上に形成される窒化アルミニウム層と、前記窒化アルミニウム層上に形成される第２の窒化ニオブ層とを有し、
   前記窒化アルミニウム層の形成時には加熱を行わない、請求項１から３の何れかに記載の超伝導トンネル接合素子の形成方法。