JPH01282105A - 超伝導セラミック膜の製造方法 - Google Patents
超伝導セラミック膜の製造方法Info
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Landscapes
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- Superconductor Devices And Manufacturing Methods Thereof (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
(概要〕
超伝導セラミック膜の製造方法に関し、厚さ方向に均一
な組成をもつ超伝導セラミックスを製造することを目的
とし、 目的とする超伝導セラミックスと同じ組成の酸化物焼結
体を蒸発源とし、電子ビーム蒸着法により耐熱性絶縁基
板上に超伝導セラミック膜を形成する際、このセラミッ
クス構成元素の中で蒸気圧の低い元素の酸化物を予め前
記基板上に薄着した後、酸化物焼結体を蒸発源として蒸
着を行ってセラミック膜を形成し、引き続いてこのセラ
ミック膜を酸素雰囲気中で焼鈍する工程で超伝導セラミ
ック膜の製造方法を構成する。
な組成をもつ超伝導セラミックスを製造することを目的
とし、 目的とする超伝導セラミックスと同じ組成の酸化物焼結
体を蒸発源とし、電子ビーム蒸着法により耐熱性絶縁基
板上に超伝導セラミック膜を形成する際、このセラミッ
クス構成元素の中で蒸気圧の低い元素の酸化物を予め前
記基板上に薄着した後、酸化物焼結体を蒸発源として蒸
着を行ってセラミック膜を形成し、引き続いてこのセラ
ミック膜を酸素雰囲気中で焼鈍する工程で超伝導セラミ
ック膜の製造方法を構成する。
〔産業上の利用分野]
本発明は超伝導セラミック膜の製造方法に関する。
アルミニウム(Af)、チタン(Ti)、バナジン(V
)など22の元素およびチタン酸リチウム(L i T
+zOt)+炭化モリブデン(M、oC) 、ゲルマニ
ウム化ニオブ(Nb+Ge)などの無機化合物が超伝導
現象を示すことは知られていたが、超伝導転移温度(T
c)は金属元素については高くてもIOKに止まり、ま
た無機化合物についてもNb、Geの23.5Kが最高
であって15に以上の材料は数えるほどしか存在してい
なかった。
)など22の元素およびチタン酸リチウム(L i T
+zOt)+炭化モリブデン(M、oC) 、ゲルマニ
ウム化ニオブ(Nb+Ge)などの無機化合物が超伝導
現象を示すことは知られていたが、超伝導転移温度(T
c)は金属元素については高くてもIOKに止まり、ま
た無機化合物についてもNb、Geの23.5Kが最高
であって15に以上の材料は数えるほどしか存在してい
なかった。
然し、1986年4月に18Mチューリッヒ研究所のB
ednorz とMullerによってランタン−バリ
ウム−銅−酸素(La−Ba−Cu−0)系の酸化物セ
ラミックスについて高温超伝導現象が発見されて以来、
各所で研究が進められ、イツトリウム−バリウム−洞−
酸素(Y−Ba−Cu−0)系およびYを含む希土類元
素−Ba−Cu−0系についてTCが約90Kを示す超
伝導セラミックスが発見されるに到った。
ednorz とMullerによってランタン−バリ
ウム−銅−酸素(La−Ba−Cu−0)系の酸化物セ
ラミックスについて高温超伝導現象が発見されて以来、
各所で研究が進められ、イツトリウム−バリウム−洞−
酸素(Y−Ba−Cu−0)系およびYを含む希土類元
素−Ba−Cu−0系についてTCが約90Kを示す超
伝導セラミックスが発見されるに到った。
その後、Baをストロンチウム(Sr)やカルシウム(
Ca)に置換したり、LaやYをビスマス(Bi)やタ
リウム(T l )に置換したB1−5r−Ca−Cu
−0系(’rc−105K)やT 12−Ba−Ca−
Cu−0系(Tc =118 K)などが発表されてい
る。
Ca)に置換したり、LaやYをビスマス(Bi)やタ
リウム(T l )に置換したB1−5r−Ca−Cu
−0系(’rc−105K)やT 12−Ba−Ca−
Cu−0系(Tc =118 K)などが発表されてい
る。
本発明はこれら超伝導セラミックスよりなる薄膜の製造
方法に関するものである。
方法に関するものである。
〔従来の技術〕
先に記したように超伝導セラミックスについての研究が
進み、Tcの高いセラミックスが開発されているが、基
本組成は Yを含む希土類元素−Ba−Cu−0 の組成である。
進み、Tcの高いセラミックスが開発されているが、基
本組成は Yを含む希土類元素−Ba−Cu−0 の組成である。
すなわち、それ以前に見出されたLa−3r−Cu−0
系およびLa−Ba−Cu−0系セラミツクスのTCが
30〜40にであり、超伝導状態を維持するに必要な冷
媒として沸点が4.1にのヘリウム(He)や27にの
ネオン(Ne)など特殊のものしか存在しないのに対し
、この超伝導セラミックスは沸点が77.2にの窒素(
N2)を使用することができ実用化への道が開かれたか
らである。
系およびLa−Ba−Cu−0系セラミツクスのTCが
30〜40にであり、超伝導状態を維持するに必要な冷
媒として沸点が4.1にのヘリウム(He)や27にの
ネオン(Ne)など特殊のものしか存在しないのに対し
、この超伝導セラミックスは沸点が77.2にの窒素(
N2)を使用することができ実用化への道が開かれたか
らである。
さて、超伝導セラミックスの利用分野としては普通の金
属よりも格段に高性能の導電材料として高磁場を発生さ
せる超伝導磁石、超伝導送電などに利用できる。
属よりも格段に高性能の導電材料として高磁場を発生さ
せる超伝導磁石、超伝導送電などに利用できる。
また、超伝導体特有のジョセフソン効果を利用して高速
スイッチング素子、高感度磁気センサ(SQUID)な
どを作ることができる。
スイッチング素子、高感度磁気センサ(SQUID)な
どを作ることができる。
一方、電気通信の分野においては、配線基板の導体線路
に使用することによってスーパーコンピュータで問題に
なっている配線抵抗の増大、これに伴う信号伝播の遅延
や減衰などの問題を解決することができる。
に使用することによってスーパーコンピュータで問題に
なっている配線抵抗の増大、これに伴う信号伝播の遅延
や減衰などの問題を解決することができる。
具体的には、特に高速化を必要とする電算機部門には高
電子移動度トランジスタ(略称11EMT)や共鳴トン
ネリング・ホットエレクトロン・トランジスタ(略称R
IET)などガリウム・砒素(GaAs)からなる半導
体素子が導入されつ\あるが、これらの半導体素子は液
体N2の温度で特性を発揮することから、か\る半導体
素子を搭載する電子回路を超伝導セラミックスで形成す
れば低損失で高速の情報処理が可能となる。
電子移動度トランジスタ(略称11EMT)や共鳴トン
ネリング・ホットエレクトロン・トランジスタ(略称R
IET)などガリウム・砒素(GaAs)からなる半導
体素子が導入されつ\あるが、これらの半導体素子は液
体N2の温度で特性を発揮することから、か\る半導体
素子を搭載する電子回路を超伝導セラミックスで形成す
れば低損失で高速の情報処理が可能となる。
これらエレクトロニツクスへの利用については何れも耐
熱性絶縁基板上に超伝導セラミックスをマスク蒸着する
か、或いは全面に膜形成した後に選択エツチングしてパ
ターン形成し、使用している。
熱性絶縁基板上に超伝導セラミックスをマスク蒸着する
か、或いは全面に膜形成した後に選択エツチングしてパ
ターン形成し、使用している。
然し、超伝導セラミックスの焼結体を蒸発源とし、電子
ビーム蒸着を行って膜形成する方法では蒸発源を構成す
る各元素の蒸発曲線が異なるために膜厚方向に濃度分布
が生じており、この分布は焼鈍処理により成る程度は緩
和されるもの\、不充分であり、そのために充分な超伝
導特性を得ることができない。
ビーム蒸着を行って膜形成する方法では蒸発源を構成す
る各元素の蒸発曲線が異なるために膜厚方向に濃度分布
が生じており、この分布は焼鈍処理により成る程度は緩
和されるもの\、不充分であり、そのために充分な超伝
導特性を得ることができない。
第2図はYBa2Cu2O7−gの組成比をもつ焼結体
を電子ビーム蒸着装置にセットし、サファイヤ(α−A
A 203)からなる単結晶基板を600℃に加熱し
ながら電子ビーム蒸着を行い、厚さ5000人の超伝導
セラミック膜を作り、これについて二次イオン質量分析
(Secondary ran Mass Spect
rography略称SIMS)を行った結果であり、
同図(A)は蒸着後の試料についてのSIMS分析結果
、また同図(B)はこの試料を0□気流中で920℃、
2時間の焼鈍を行った場合のSrMS分析結果である。
を電子ビーム蒸着装置にセットし、サファイヤ(α−A
A 203)からなる単結晶基板を600℃に加熱し
ながら電子ビーム蒸着を行い、厚さ5000人の超伝導
セラミック膜を作り、これについて二次イオン質量分析
(Secondary ran Mass Spect
rography略称SIMS)を行った結果であり、
同図(A)は蒸着後の試料についてのSIMS分析結果
、また同図(B)はこの試料を0□気流中で920℃、
2時間の焼鈍を行った場合のSrMS分析結果である。
こ−で、SIMS分析は試料を分析装置内にセットした
後にI X 10−’torr程度にまで排気し、次に
0□を導入しながら排気して真空度をI X 10−
’ torr程度に保持した状態で加速したOイオンを
出力8.3KV 、 100m Aの条件で試料に衝突
させて構成元素をスパッタせしめ、この各元素について
質量分析を行うものである。
後にI X 10−’torr程度にまで排気し、次に
0□を導入しながら排気して真空度をI X 10−
’ torr程度に保持した状態で加速したOイオンを
出力8.3KV 、 100m Aの条件で試料に衝突
させて構成元素をスパッタせしめ、この各元素について
質量分析を行うものである。
第2図(A)の横軸は5000人の厚さに形成したYB
azCLI307−11にSIMS分析を行った場合の
スパッタ時間であって、また縦軸は各スパッタ時間にお
ける構成元素についての計量数をプロットしたものであ
る。
azCLI307−11にSIMS分析を行った場合の
スパッタ時間であって、また縦軸は各スパッタ時間にお
ける構成元素についての計量数をプロットしたものであ
る。
また、横軸には膜厚の値も記録した。
すなわち、厚さ力<5000人のセラミックスはSIM
S分析の進行と共に均等に膜厚が減少し、40分後には
基板が現れる。
S分析の進行と共に均等に膜厚が減少し、40分後には
基板が現れる。
さて、Yは蒸気圧はBaやCuに較べて小さく、そのた
め単一ソースによる電子ビーム蒸着では蒸発曲線が異な
るために蒸着膜の膜厚方向におけるY。
め単一ソースによる電子ビーム蒸着では蒸発曲線が異な
るために蒸着膜の膜厚方向におけるY。
BaおよびCuの濃度分布は異なっており、同図に示す
ようにYの濃度は表面では高く、内部にゆくに従って減
少している。
ようにYの濃度は表面では高く、内部にゆくに従って減
少している。
一方、BaやCuの濃度は内部にゆくに従って増加して
いる。
いる。
なお、同図において基板内においてもBaとCuが検出
されているが、これは電子ビーム蒸着中の基板加熱によ
って蒸着物の拡散が起こっていることを示している。
されているが、これは電子ビーム蒸着中の基板加熱によ
って蒸着物の拡散が起こっていることを示している。
次に同図(B)は先に記したようにこの試料を0□中で
920℃、2時間の焼鈍を行ったもの\結果であり、濃
度分布は多少改善されてはいるもの\、不充分であり、
また基板を構成するAN原子が試料内に拡散してくるこ
とを示している。
920℃、2時間の焼鈍を行ったもの\結果であり、濃
度分布は多少改善されてはいるもの\、不充分であり、
また基板を構成するAN原子が試料内に拡散してくるこ
とを示している。
このようなことから電子ビーム蒸着法で得られる超伝導
セラミック膜はバルクの超伝導材料に較べて転移温度T
cが低く、この例の場合は60に以上には上がらず改良
が必要であった。
セラミック膜はバルクの超伝導材料に較べて転移温度T
cが低く、この例の場合は60に以上には上がらず改良
が必要であった。
以上記したようにエレクトロエックス分野への超伝導セ
ラミックスの用途として、耐熱性絶縁基板上に超伝導セ
ラミックスを膜形成し、導体線路をパターン形成するこ
とが行われているが、電子ビーム蒸着法で形成する場合
は膜方向に濃度分布を生じ、そのために予定のTc温度
が得られないことが問題である。
ラミックスの用途として、耐熱性絶縁基板上に超伝導セ
ラミックスを膜形成し、導体線路をパターン形成するこ
とが行われているが、電子ビーム蒸着法で形成する場合
は膜方向に濃度分布を生じ、そのために予定のTc温度
が得られないことが問題である。
上記の課題は目的とする超伝導セラミックスと同じ組成
の酸化物焼結体を蒸発源とし、電子ビーム薄着法により
耐熱性絶縁基板上に超伝導セラミック膜を形成する際、
このセラミックス構成元素の中で蒸気圧の低い元素の酸
化物を予め前記基板上に蒸着した後、酸化物焼結体を蒸
発源として蒸着を行ってセラミック膜を形成し、引き続
いてこのセラミック膜を酸素雰囲気中で焼鈍して超伝導
セラミック膜を作ることにより解決することができる。
の酸化物焼結体を蒸発源とし、電子ビーム薄着法により
耐熱性絶縁基板上に超伝導セラミック膜を形成する際、
このセラミックス構成元素の中で蒸気圧の低い元素の酸
化物を予め前記基板上に蒸着した後、酸化物焼結体を蒸
発源として蒸着を行ってセラミック膜を形成し、引き続
いてこのセラミック膜を酸素雰囲気中で焼鈍して超伝導
セラミック膜を作ることにより解決することができる。
本発明は超伝導セラミックスを構成する成分元素の内、
蒸気圧の低い元素の酸化物を予め基板上に膜形成おくこ
とで、これにより基板近傍の蒸着膜の成分不足を補償す
るものである。
蒸気圧の低い元素の酸化物を予め基板上に膜形成おくこ
とで、これにより基板近傍の蒸着膜の成分不足を補償す
るものである。
すなわち、電子ビーム蒸着中は基板加熱が行ゎれている
ので、蒸着中に蒸気圧の高い元素はかなりの量が予め形
成した蒸気圧の低い元素からなる膜(緩衝領域)の中に
拡散してくるが、焼鈍処理により相互拡散は促進され、
これにより濃度勾配の少ない超伝導セラミックスを作る
ことができる。
ので、蒸着中に蒸気圧の高い元素はかなりの量が予め形
成した蒸気圧の低い元素からなる膜(緩衝領域)の中に
拡散してくるが、焼鈍処理により相互拡散は促進され、
これにより濃度勾配の少ない超伝導セラミックスを作る
ことができる。
また、サファイヤ(α−AAzO+)基板を用いる場合
は 焼鈍処理によりΔlイオンの拡散が起こり、Tc低
下の原因の一つともなっているが、蒸気圧の低い元素を
膜形成しておくと、これが緩衝層として働き、セラミッ
クスへの拡散を抑制すると云う副次的な効果もある。
は 焼鈍処理によりΔlイオンの拡散が起こり、Tc低
下の原因の一つともなっているが、蒸気圧の低い元素を
膜形成しておくと、これが緩衝層として働き、セラミッ
クスへの拡散を抑制すると云う副次的な効果もある。
第1図は本発明を実施してYBa2Cu30 t−xの
組成比をもつ超伝導セラミック膜を形成した場合のSI
MSの分析結果であって、それぞれ第2図に対応してい
る。
組成比をもつ超伝導セラミック膜を形成した場合のSI
MSの分析結果であって、それぞれ第2図に対応してい
る。
すなわち、Y−Ba−Cu−0系セラミツクスにおいて
はYの蒸気圧が最も低いので、サファイヤ(α−A l
、03)基板上に先ずYだけを約1200人の厚さに
電子ビーム薄着して緩衝領域1を形成した後、YBaz
C+g O7−Xの組成の焼結体を蒸発源としてこの緩
衝領域1の上に電子ビーム蒸着を行い、基板面から50
00人の高さまでセラミックスを形成した。
はYの蒸気圧が最も低いので、サファイヤ(α−A l
、03)基板上に先ずYだけを約1200人の厚さに
電子ビーム薄着して緩衝領域1を形成した後、YBaz
C+g O7−Xの組成の焼結体を蒸発源としてこの緩
衝領域1の上に電子ビーム蒸着を行い、基板面から50
00人の高さまでセラミックスを形成した。
そしてSIMS分析を行った結果、同図(A)に示すよ
うな組成分布が得られた。
うな組成分布が得られた。
すなわち、緩衝領域1はYだけが蒸着されているので、
Yの計量数が多いのは当然であるが、基板加熱によって
BaやCuもかなり拡散している。
Yの計量数が多いのは当然であるが、基板加熱によって
BaやCuもかなり拡散している。
一方、外側の表面はBaやCuの少なく、内側にゆくに
従って濃度が増すことは従来法と変わりはないが、Yの
濃度分布は大幅に改善されて緩やかに減少するように改
善されている。
従って濃度が増すことは従来法と変わりはないが、Yの
濃度分布は大幅に改善されて緩やかに減少するように改
善されている。
次に、か\る試料に920℃、2時間の0□気流中での
焼鈍を行うと、同図(B)に示すように相互拡散によっ
てY、BaおよびCuの濃度分布は平坦化し、また基板
を構成するAJ原子の緩衝領域Iへの拡散も起こるが第
2図(B)に示すの濃度分布に比較すると温かに少なく
、拡散が抑制されていることが判る。
焼鈍を行うと、同図(B)に示すように相互拡散によっ
てY、BaおよびCuの濃度分布は平坦化し、また基板
を構成するAJ原子の緩衝領域Iへの拡散も起こるが第
2図(B)に示すの濃度分布に比較すると温かに少なく
、拡散が抑制されていることが判る。
また、超伝導転移温度Tcについては従来の電子ビーム
蒸着法により得られる超伝導セラミックスのTcは60
に程度しか上がらないのに対し本発明の方法によると組
成比が大幅に改善されるために85Kまでの上昇が可能
となった。
蒸着法により得られる超伝導セラミックスのTcは60
に程度しか上がらないのに対し本発明の方法によると組
成比が大幅に改善されるために85Kまでの上昇が可能
となった。
本発明の実施によりセラミック膜を電子ビーム蒸着法で
形成する場合に、蒸着膜中における組成比の変動を抑制
することができるので、バルク組成に近い超伝導特性を
もつ薄膜を形成することができる。
形成する場合に、蒸着膜中における組成比の変動を抑制
することができるので、バルク組成に近い超伝導特性を
もつ薄膜を形成することができる。
第1図は本発明の方法で形成した蒸着膜のSIMS分析
結果、 第2図は従来の方法で形成した蒸着膜のSrMS分析結
果、 である。 図において、 lは緩衝領域、 である。
結果、 第2図は従来の方法で形成した蒸着膜のSrMS分析結
果、 である。 図において、 lは緩衝領域、 である。
Claims (1)
- 目的とする超伝導セラミックスと同じ組成の酸化物焼
結体を蒸発源とし、電子ビーム蒸着法により耐熱性絶縁
基板上に超伝導セラミック膜を形成する際、該セラミッ
クス構成元素の中で蒸気圧の低い元素の酸化物を予め前
記基板上に蒸着した後、前記酸化物焼結体を蒸発源とし
て蒸着を行ってセラミック膜を形成し、引き続いて該セ
ラミック膜を酸素雰囲気中で焼鈍することを特徴とする
超伝導セラミック膜の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP63111865A JPH01282105A (ja) | 1988-05-09 | 1988-05-09 | 超伝導セラミック膜の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP63111865A JPH01282105A (ja) | 1988-05-09 | 1988-05-09 | 超伝導セラミック膜の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH01282105A true JPH01282105A (ja) | 1989-11-14 |
Family
ID=14572106
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP63111865A Pending JPH01282105A (ja) | 1988-05-09 | 1988-05-09 | 超伝導セラミック膜の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH01282105A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO1992007381A1 (en) * | 1990-10-17 | 1992-04-30 | Fujitsu Limited | Method of preparing superconducting film |
US5306702A (en) * | 1990-10-17 | 1994-04-26 | Fujitsu Limited | Process for producing Bi-Pb-Sr-Ca-Cu-O superconducting films |
-
1988
- 1988-05-09 JP JP63111865A patent/JPH01282105A/ja active Pending
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO1992007381A1 (en) * | 1990-10-17 | 1992-04-30 | Fujitsu Limited | Method of preparing superconducting film |
US5306702A (en) * | 1990-10-17 | 1994-04-26 | Fujitsu Limited | Process for producing Bi-Pb-Sr-Ca-Cu-O superconducting films |
US5312803A (en) * | 1990-10-17 | 1994-05-17 | Fujitsu Limited | Process for producing Bi- and Pb-containing oxide superconducting wiring films |
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