JPH059100A - 酸化物超電導薄膜合成方法 - Google Patents
酸化物超電導薄膜合成方法Info
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- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
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- Superconductor Devices And Manufacturing Methods Thereof (AREA)
- Superconductors And Manufacturing Methods Therefor (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 平坦性のよいＢｉ系超電導薄膜を合成する。
さらにインコメンシュレ―ト変調構造の方向を揃えた単
結晶薄膜を合成する。 【構成】 ＳｒＴｉＯ3基板１上に５５０〜６５０℃で
Ｂｉ2Ｓｒ2ＣｕＯx層２をバッファ―層として成長さ
せ、その後基板温度をあげて８０Ｋ超電導層Ｂｉ2Ｓｒ2
ＣａＣｕ2Ｏx層３を成長させる。また（１００）面Ｓｒ
ＴｉＯ3から（１１１）方向に数度傾斜させた基板面を
用いる。
さらにインコメンシュレ―ト変調構造の方向を揃えた単
結晶薄膜を合成する。 【構成】 ＳｒＴｉＯ3基板１上に５５０〜６５０℃で
Ｂｉ2Ｓｒ2ＣｕＯx層２をバッファ―層として成長さ
せ、その後基板温度をあげて８０Ｋ超電導層Ｂｉ2Ｓｒ2
ＣａＣｕ2Ｏx層３を成長させる。また（１００）面Ｓｒ
ＴｉＯ3から（１１１）方向に数度傾斜させた基板面を
用いる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、酸化物超電導薄膜の合
成方法に関するものである。
成方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】超電導薄膜は、ジョセフソン接合による
量子磁気干渉素子や、超電導ＬＳＩ配線、超電導能動素
子への応用上欠かせないものである。近年、１９８７年
２月米国ヒュ―ストン大学チュ―（Chu）らにより発見
された臨界温度９０Ｋ級のＹ系酸化物超電導体をはじめ
とし、金属材料技術研究所の前田らによる臨界温度１１
０Ｋ級のＢｉ系酸化物超電導体、さらに米国ア―カンサ
ス大学のシェン（Z. Z.Sheng）らによる臨界温度１２０
Ｋ級のＴｌ系酸化物超電導体と、液体窒素温度を越える
臨界温度をもつ酸化物超電導体が相次いで発見された。
このことより、従来液体ヘリウム（Ｈｅ）を用いなけれ
ばならなかった超電導応用デバイスが液体窒素で実現で
きることになり、特にこれら酸化物超電導体の薄膜化は
液体窒素温度以上で動くジョセフソン能動デバイスや超
電導ＬＳＩ配線を実現し、その応用は広く利用され得
る。さて、この酸化物超電導体薄膜デバイス応用の見地
から成膜後に高温熱処理を必要としない、いわゆる“そ
の場”（ｉｎ−ｓｉｔｕ）合成が重要である。またデバ
イス応用の見地から基板上に超電導薄膜をエピタキシャ
ル成長させ、かつその上に連続的にバリア層などもヘテ
ロエピタキシャル成長させる必要がある。そのためには
膜表面に島状成長や異相のない極めて平坦な薄膜を合成
する技術が不可欠となる。Ｂｉ系超電導薄膜のｉｎ−ｓ
ｉｔｕ合成技術においては、レ―ザ―アブレ―ションに
よる方法、ＲＦマグネトロンスパッタによる方法、真空
蒸着による方法、イオンビ―ムスパッタによる方法など
さまざまな成膜方法が報告されているが、特に成膜中の
酸素分圧の低い環境での成膜となる真空蒸着、イオンビ
―ムスパッタ方法では薄膜表面に発生する島状成長や異
相の発生がデバイス応用上重大な問題となっている。
量子磁気干渉素子や、超電導ＬＳＩ配線、超電導能動素
子への応用上欠かせないものである。近年、１９８７年
２月米国ヒュ―ストン大学チュ―（Chu）らにより発見
された臨界温度９０Ｋ級のＹ系酸化物超電導体をはじめ
とし、金属材料技術研究所の前田らによる臨界温度１１
０Ｋ級のＢｉ系酸化物超電導体、さらに米国ア―カンサ
ス大学のシェン（Z. Z.Sheng）らによる臨界温度１２０
Ｋ級のＴｌ系酸化物超電導体と、液体窒素温度を越える
臨界温度をもつ酸化物超電導体が相次いで発見された。
このことより、従来液体ヘリウム（Ｈｅ）を用いなけれ
ばならなかった超電導応用デバイスが液体窒素で実現で
きることになり、特にこれら酸化物超電導体の薄膜化は
液体窒素温度以上で動くジョセフソン能動デバイスや超
電導ＬＳＩ配線を実現し、その応用は広く利用され得
る。さて、この酸化物超電導体薄膜デバイス応用の見地
から成膜後に高温熱処理を必要としない、いわゆる“そ
の場”（ｉｎ−ｓｉｔｕ）合成が重要である。またデバ
イス応用の見地から基板上に超電導薄膜をエピタキシャ
ル成長させ、かつその上に連続的にバリア層などもヘテ
ロエピタキシャル成長させる必要がある。そのためには
膜表面に島状成長や異相のない極めて平坦な薄膜を合成
する技術が不可欠となる。Ｂｉ系超電導薄膜のｉｎ−ｓ
ｉｔｕ合成技術においては、レ―ザ―アブレ―ションに
よる方法、ＲＦマグネトロンスパッタによる方法、真空
蒸着による方法、イオンビ―ムスパッタによる方法など
さまざまな成膜方法が報告されているが、特に成膜中の
酸素分圧の低い環境での成膜となる真空蒸着、イオンビ
―ムスパッタ方法では薄膜表面に発生する島状成長や異
相の発生がデバイス応用上重大な問題となっている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】酸化物高温超電導薄膜
におけるｉｎ−ｓｉｔｕ合成においては、ａｓ−ｇｒｏ
ｗｎでの超電導性を有することと同時に、薄膜表面の平
坦性が良好であることが重要である。ａｓ−ｇｒｏｗｎ
膜での超電導特性を出すためには表面マイグレ―ション
が十分な程度の成膜温度が必要とされる。しかし、Ｓｒ
ＴｉＯ3基板を用いた場合、この成膜温度において直接
成膜を開始した場合には初期の基板界面での膜成長過程
において基板との反応により異相の発生や島状成長が起
こり、この島状成長および異相の跡が最後まで膜表面の
モフォロジ―として残ってしまう。本発明の目的は、膜
表面の島状成長粒および異相の発生がなく、平坦性の良
好なＢｉ系超電導薄膜をｉｎ−ｓｉｔｕに合成する方法
を提供することにある。
におけるｉｎ−ｓｉｔｕ合成においては、ａｓ−ｇｒｏ
ｗｎでの超電導性を有することと同時に、薄膜表面の平
坦性が良好であることが重要である。ａｓ−ｇｒｏｗｎ
膜での超電導特性を出すためには表面マイグレ―ション
が十分な程度の成膜温度が必要とされる。しかし、Ｓｒ
ＴｉＯ3基板を用いた場合、この成膜温度において直接
成膜を開始した場合には初期の基板界面での膜成長過程
において基板との反応により異相の発生や島状成長が起
こり、この島状成長および異相の跡が最後まで膜表面の
モフォロジ―として残ってしまう。本発明の目的は、膜
表面の島状成長粒および異相の発生がなく、平坦性の良
好なＢｉ系超電導薄膜をｉｎ−ｓｉｔｕに合成する方法
を提供することにある。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明は、Ｂｉ系酸化物
超電導薄膜のチタン酸ストロンチウム（１００）基板上
への“その場”（ｉｎ−ｓｉｔｕ）合成方法において、
膜成長初期の基板温度を５５０〜６５０℃に設定し、Ｂ
ｉ2Ｓｒ2ＣｕＯxをバッファ―層として基板上にヘテロ
エピタキシャル成長させ、その後基板温度をＢｉ2Ｓｒ2
ＣａＣｕ2Ｏxの超電導薄膜合成温度まで上げて超電導薄
膜を成長させることを特徴とする酸化物超電導薄膜合成
方法である。本発明の方法において、ＳｒＴｉＯ3（１
００）基板上に、まずＳｒＴｉＯ3を基板温度５００〜
６００℃でホモエピタキシャル成長させた後、Ｂｉ2Ｓ
ｒ2ＣａＣｕ2Ｏxを成長させることを好適とし、また、
ＳｒＴｉＯ3（１００）単結晶基板面に対し、その法線
から（１１１）方向に傾けて研磨することにより＜1 -1
0＞方向にステップを形成した基板面をＢｉ系酸化物超
電導薄膜合成用基板として用いることを好適とする。
超電導薄膜のチタン酸ストロンチウム（１００）基板上
への“その場”（ｉｎ−ｓｉｔｕ）合成方法において、
膜成長初期の基板温度を５５０〜６５０℃に設定し、Ｂ
ｉ2Ｓｒ2ＣｕＯxをバッファ―層として基板上にヘテロ
エピタキシャル成長させ、その後基板温度をＢｉ2Ｓｒ2
ＣａＣｕ2Ｏxの超電導薄膜合成温度まで上げて超電導薄
膜を成長させることを特徴とする酸化物超電導薄膜合成
方法である。本発明の方法において、ＳｒＴｉＯ3（１
００）基板上に、まずＳｒＴｉＯ3を基板温度５００〜
６００℃でホモエピタキシャル成長させた後、Ｂｉ2Ｓ
ｒ2ＣａＣｕ2Ｏxを成長させることを好適とし、また、
ＳｒＴｉＯ3（１００）単結晶基板面に対し、その法線
から（１１１）方向に傾けて研磨することにより＜1 -1
0＞方向にステップを形成した基板面をＢｉ系酸化物超
電導薄膜合成用基板として用いることを好適とする。
【０００５】
【作用】ＳｒＴｉＯ3基板へのＢｉ系超電導体のヘテロ
エピタキシャル成長では、＜１１０＞ＳｒＴｉＯ3／／
＜１００＞Ｂｉ系超電導体の方位関係でエピタキシャル
成長し、その格子ミスマッチは０．１％以下となり、エ
ピタキシャル成長には極めて有効である。ｉｎ−ｓｉｔ
ｕでのＢｉ系酸化物超電導体合成は、６００〜７５０℃
の基板温度の範囲で可能であるが、良好なａｓ−ｇｒｏ
ｗｎ膜の超電導特性を得るためには、６８０℃程度以上
の基板温度であることが望ましい。しかしこの良好な超
電導特性の得られる基板温度でいきなり成膜を開始した
場合、成膜初期にＳｒＴｉＯ3基板と膜が反応して異相
の発生や島状成長が起こり、最後まで膜表面の凹凸とし
て残ってしまう。これに対し、成膜プロセスの初期成長
温度を５５０〜６５０℃、例えば６００℃程度で、Ｂｉ
系超電導体の同族系であるＢｉ2Ｓｒ2ＣｕＯx層を２４
オングストロ―ム以上、例えば６０オングストロ―ム程
度バッファ―層として基板界面の緩衝層を形成すること
で、基板と膜との反応を防ぐことが可能となり、このバ
ッファ―層形成後に、Ｂｉ2Ｓｒ2ＣａＣｕ2Ｏxの８０Ｋ
超電導層を基板温度７００℃程度で成長させることによ
り、最終的に平坦性の極めて良好な、かつａｓ−ｇｒｏ
ｗｎで良好な超電導特性を示すＢｉ系超電導薄膜を合成
することができる。
エピタキシャル成長では、＜１１０＞ＳｒＴｉＯ3／／
＜１００＞Ｂｉ系超電導体の方位関係でエピタキシャル
成長し、その格子ミスマッチは０．１％以下となり、エ
ピタキシャル成長には極めて有効である。ｉｎ−ｓｉｔ
ｕでのＢｉ系酸化物超電導体合成は、６００〜７５０℃
の基板温度の範囲で可能であるが、良好なａｓ−ｇｒｏ
ｗｎ膜の超電導特性を得るためには、６８０℃程度以上
の基板温度であることが望ましい。しかしこの良好な超
電導特性の得られる基板温度でいきなり成膜を開始した
場合、成膜初期にＳｒＴｉＯ3基板と膜が反応して異相
の発生や島状成長が起こり、最後まで膜表面の凹凸とし
て残ってしまう。これに対し、成膜プロセスの初期成長
温度を５５０〜６５０℃、例えば６００℃程度で、Ｂｉ
系超電導体の同族系であるＢｉ2Ｓｒ2ＣｕＯx層を２４
オングストロ―ム以上、例えば６０オングストロ―ム程
度バッファ―層として基板界面の緩衝層を形成すること
で、基板と膜との反応を防ぐことが可能となり、このバ
ッファ―層形成後に、Ｂｉ2Ｓｒ2ＣａＣｕ2Ｏxの８０Ｋ
超電導層を基板温度７００℃程度で成長させることによ
り、最終的に平坦性の極めて良好な、かつａｓ−ｇｒｏ
ｗｎで良好な超電導特性を示すＢｉ系超電導薄膜を合成
することができる。
【０００６】また、膜の表面平坦性は成膜初期の異相発
生の影響を強く受けることは、明白であるが、基板表面
の研磨状態もこの異相発生に大きくかかわっている。特
にミクロには研磨中の応力による基板表面の結晶欠陥等
は異相発生のサイトとなる。成膜前の前処理として、成
膜チャンバ―中の熱酸化処理の後に、基板温度５００〜
６００℃でＳｒＴｉＯ3のホモエピタキシャル成長を行
うことにより、このような結晶欠陥を減少させ、最終的
な超電導薄膜表面の膜平坦性を改善することができる。
生の影響を強く受けることは、明白であるが、基板表面
の研磨状態もこの異相発生に大きくかかわっている。特
にミクロには研磨中の応力による基板表面の結晶欠陥等
は異相発生のサイトとなる。成膜前の前処理として、成
膜チャンバ―中の熱酸化処理の後に、基板温度５００〜
６００℃でＳｒＴｉＯ3のホモエピタキシャル成長を行
うことにより、このような結晶欠陥を減少させ、最終的
な超電導薄膜表面の膜平坦性を改善することができる。
【０００７】さらにＢｉ系超電導体ではｂ軸方向に基本
格子の約５倍周期のインコメンシュレ―トな変調構造を
有している。通常のＳｒＴｉＯ3（１００）基板面を用
いた成膜では、膜はドメイン構造を形成し、膜のＲＨＥ
ＥＤにおいてこの変調構造は基板の＜１１０＞および＜
1 -1 0＞方向の両方向から観察される。つまり膜は互い
に直行する２種類のドメインからなっている。これに対
し（１００）ＳｒＴｉＯ3基板を（１１１）方向に１°
〜７°傾けた傾斜研磨基板上に膜を成長させた場合、膜
のｂ軸は＜１１０＞方向に揃い、さらに膜のｃ軸は基板
の＜００１＞方向に一致するようにエピタキシャル成長
する。即ちＳｒＴｉＯ3基板上には傾斜させた角度に対
応してステップ構造が形成され、膜のｃ軸は基板面上の
テラス面に垂直にエピタキシャル成長するために、基板
面に対しｃ軸が基板の傾斜角度分＜1 -1 0＞方向に傾い
ている。この傾斜基板上の膜は実質的に膜のａ，ｂ，ｃ
軸の方向がすべて揃ったいわゆる単結晶膜となり、高温
酸化物超電導体特有の電気電導異方性を利用したデバイ
スを作成するうえで極めて重要である。
格子の約５倍周期のインコメンシュレ―トな変調構造を
有している。通常のＳｒＴｉＯ3（１００）基板面を用
いた成膜では、膜はドメイン構造を形成し、膜のＲＨＥ
ＥＤにおいてこの変調構造は基板の＜１１０＞および＜
1 -1 0＞方向の両方向から観察される。つまり膜は互い
に直行する２種類のドメインからなっている。これに対
し（１００）ＳｒＴｉＯ3基板を（１１１）方向に１°
〜７°傾けた傾斜研磨基板上に膜を成長させた場合、膜
のｂ軸は＜１１０＞方向に揃い、さらに膜のｃ軸は基板
の＜００１＞方向に一致するようにエピタキシャル成長
する。即ちＳｒＴｉＯ3基板上には傾斜させた角度に対
応してステップ構造が形成され、膜のｃ軸は基板面上の
テラス面に垂直にエピタキシャル成長するために、基板
面に対しｃ軸が基板の傾斜角度分＜1 -1 0＞方向に傾い
ている。この傾斜基板上の膜は実質的に膜のａ，ｂ，ｃ
軸の方向がすべて揃ったいわゆる単結晶膜となり、高温
酸化物超電導体特有の電気電導異方性を利用したデバイ
スを作成するうえで極めて重要である。
【０００８】
【実施例】以下にその具体的実施例を示す。Ｂｉ系酸化
物超電導薄膜合成にはイオンビ―ムスパッタ装置を用い
た。この装置ではマイクロ波励起による原子酸素を酸化
源としており、基板付近の酸素分圧が約１０-3Ｔｏｒｒ
であった。この時の活性酸素の基板付近での到達量は２
×１０15個／ｃｍ2・ｓ程度である。また膜成長速度は
約４００オングストロ―ム／Ｈであり、Ｂｉ2Ｏ3、Ｂｉ
2Ｓｒ2ＣｕＯxおよびＳｒ2ＣａＣｕ2Ｏxのタ―ゲットを
備え、３つのスパッタソ―スを独立に制御することによ
り成膜プロセス中におけるＢｉ組成のコントロ―ル、お
よびバッファ―層Ｂｉ2Ｓｒ2ＣｕＯxと超電導層Ｂｉ2Ｓ
ｒ2ＣａＣｕ2Ｏxとの切り替えを行っている。
物超電導薄膜合成にはイオンビ―ムスパッタ装置を用い
た。この装置ではマイクロ波励起による原子酸素を酸化
源としており、基板付近の酸素分圧が約１０-3Ｔｏｒｒ
であった。この時の活性酸素の基板付近での到達量は２
×１０15個／ｃｍ2・ｓ程度である。また膜成長速度は
約４００オングストロ―ム／Ｈであり、Ｂｉ2Ｏ3、Ｂｉ
2Ｓｒ2ＣｕＯxおよびＳｒ2ＣａＣｕ2Ｏxのタ―ゲットを
備え、３つのスパッタソ―スを独立に制御することによ
り成膜プロセス中におけるＢｉ組成のコントロ―ル、お
よびバッファ―層Ｂｉ2Ｓｒ2ＣｕＯxと超電導層Ｂｉ2Ｓ
ｒ2ＣａＣｕ2Ｏxとの切り替えを行っている。
【０００９】図２は本発明を適応したＢｉ2Ｓｒ2ＣａＣ
ｕ2Ｏx膜合成時の代表的な基板温度制御例である。基板
として（１００）ＳｒＴｉＯ3を用い、初期成膜温度を
６００℃とした。バッファ―層としてＢｉ2Ｓｒ2ＣｕＯ
x膜を約６０オングストロ―ム成長させ、次に基板温度
を７００℃まで上げる。基板温度が７００℃に達した
後、Ｂｉ2Ｓｒ2ＣａＣｕ2Ｏxをバッファ―上に成長させ
る。図１に本発明にかかるＢｉ2Ｓｒ2ＣｕＯxバッファ
―層２を有する（１００）ＳｒＴｉＯ3基板１上のＢｉ2
Ｓｒ2ＣａＣｕ2Ｏx膜３の構造を示す。このバッファ―
層２を導入することにより、Ｂｉ系超電導層は異相発生
の極めて少ない平坦性の良好なエピタキシャル成長をす
る。このバッファ―層の厚さは最低２４オングストロ―
ム以上であれば基板との反応を抑える効果が確認でき
た。またバッファ―層は約４００℃以上かつ約７５０℃
以下で成長するが、低温で成長させたバッファ―層は結
晶性が悪く、この上の超電導の結晶性にも影響を及ぼ
す。このため少なくとも５５０℃以上での成長温度が望
ましい。また６５０℃以上の温度ではバッファ―層自体
が基板と反応するようになり、本来目的とする所からは
ずれてしまう。このためバッファ―層の成長条件として
５５０℃以上６５０℃以下が適当である。
ｕ2Ｏx膜合成時の代表的な基板温度制御例である。基板
として（１００）ＳｒＴｉＯ3を用い、初期成膜温度を
６００℃とした。バッファ―層としてＢｉ2Ｓｒ2ＣｕＯ
x膜を約６０オングストロ―ム成長させ、次に基板温度
を７００℃まで上げる。基板温度が７００℃に達した
後、Ｂｉ2Ｓｒ2ＣａＣｕ2Ｏxをバッファ―上に成長させ
る。図１に本発明にかかるＢｉ2Ｓｒ2ＣｕＯxバッファ
―層２を有する（１００）ＳｒＴｉＯ3基板１上のＢｉ2
Ｓｒ2ＣａＣｕ2Ｏx膜３の構造を示す。このバッファ―
層２を導入することにより、Ｂｉ系超電導層は異相発生
の極めて少ない平坦性の良好なエピタキシャル成長をす
る。このバッファ―層の厚さは最低２４オングストロ―
ム以上であれば基板との反応を抑える効果が確認でき
た。またバッファ―層は約４００℃以上かつ約７５０℃
以下で成長するが、低温で成長させたバッファ―層は結
晶性が悪く、この上の超電導の結晶性にも影響を及ぼ
す。このため少なくとも５５０℃以上での成長温度が望
ましい。また６５０℃以上の温度ではバッファ―層自体
が基板と反応するようになり、本来目的とする所からは
ずれてしまう。このためバッファ―層の成長条件として
５５０℃以上６５０℃以下が適当である。
【００１０】このバッファ―層を介したＳｒＴｉＯ3基
板上の薄膜の平坦性は極めて良好である。例えば、ＡＦ
Ｍ（アトム・フォ―ス・マイクロスコ―ピィ）による観
察では、１０μｍ2の範囲内における表面の段差は最大
１５オングストロ―ム程度であることが確認された。こ
れはＢｉ系超電導体のハ―フユニットセルの段差に相当
し、膜厚として制御でき得る限界値であり、膜の平坦性
は極めて良好である。また、この膜のＲＨＥＥＤはｃ軸
の回りに４回対称を示し、膜面内でマクロにインコメン
シュレ―ト変調方向が直交するドメイン構造を取ってい
ることがわかっている。この（１００）ＳｒＴｉＯ3に
バッファ―を介して作成したＢｉ2Ｓｒ2ＣａＣｕ2Ｏx薄
膜は良好な超電導特性を示し、例えば、５００オングス
トロ―ムの膜厚で超電導転移温度８０Ｋを示した。Ｂｉ
系超電導体の結晶構造は、この変調構造の方向にわずか
に伸びて立方晶となっている。（１００）面ＳｒＴｉＯ
3単結晶基板上へ合成した薄膜においてもＲＨＥＥＤな
どによりこの変調構造が明瞭に観測されるが、多くの場
合変調構造が膜面内で４回対称に観測される。これは厳
密な意味で膜が完全なエピタキシャル成長をしているの
ではなく、ミクロにドメイン構造をとり、それぞれのド
メインにおいて変調構造の方位が＜１１０＞または＜1
-1 0＞の２通りをバラバラに取り得ることを示してい
る。
板上の薄膜の平坦性は極めて良好である。例えば、ＡＦ
Ｍ（アトム・フォ―ス・マイクロスコ―ピィ）による観
察では、１０μｍ2の範囲内における表面の段差は最大
１５オングストロ―ム程度であることが確認された。こ
れはＢｉ系超電導体のハ―フユニットセルの段差に相当
し、膜厚として制御でき得る限界値であり、膜の平坦性
は極めて良好である。また、この膜のＲＨＥＥＤはｃ軸
の回りに４回対称を示し、膜面内でマクロにインコメン
シュレ―ト変調方向が直交するドメイン構造を取ってい
ることがわかっている。この（１００）ＳｒＴｉＯ3に
バッファ―を介して作成したＢｉ2Ｓｒ2ＣａＣｕ2Ｏx薄
膜は良好な超電導特性を示し、例えば、５００オングス
トロ―ムの膜厚で超電導転移温度８０Ｋを示した。Ｂｉ
系超電導体の結晶構造は、この変調構造の方向にわずか
に伸びて立方晶となっている。（１００）面ＳｒＴｉＯ
3単結晶基板上へ合成した薄膜においてもＲＨＥＥＤな
どによりこの変調構造が明瞭に観測されるが、多くの場
合変調構造が膜面内で４回対称に観測される。これは厳
密な意味で膜が完全なエピタキシャル成長をしているの
ではなく、ミクロにドメイン構造をとり、それぞれのド
メインにおいて変調構造の方位が＜１１０＞または＜1
-1 0＞の２通りをバラバラに取り得ることを示してい
る。
【００１１】これに対し、（１００）ＳｒＴｉＯ3単結
晶基板面の＜００１＞軸から１°〜８°＜１１１＞方向
に傾けて研磨した基板面をＢｉ系酸化物超電導薄膜合成
用基板として用いることによって、この変調構造が＜１
１０＞方向に揃ったＢｉ系単結晶薄膜を合成できること
をＲＨＥＥＤパタ―ンおよびＸ線回折により確認でき
た。この膜構造を図３に示す。膜は前述のようにＢｉ2
Ｓｒ2ＣｕＯxをバッファ―として用いて、基板と超電導
層との反応を抑えている。Ｂｉ2Ｓｒ2ＣｕＯx結晶はＢ
ｉ2Ｓｒ2ＣａＣｕ2Ｏx結晶と同様に、ｂ軸方向にインコ
メンシュレ―トな変調構造を持つ。傾斜基板表面上には
傾斜角度に従いステップが形成されていて、これは＜1
-1 0＞方向にほぼ等間隔に形成される。このステップが
結晶成長の時のニュ―クリエイションサイトとなる。ス
テップに沿って結晶成長が進むとき、変調構造はステッ
プと直行する方向に形成されるために、膜（バッファ
―）はステップと平行方向にａ軸が、またステップと直
行方向にｂ軸が揃い、単結晶膜として成長する。さらに
膜はｃ軸がテラス垂直に成長するため、基板面に対して
基板面に対するｃ軸は基板の傾斜分だけ傾いている。こ
のバッファ―層上のＢｉ2Ｓｒ2ＣａＣｕ2Ｏx膜はバッフ
ァ―に完全にエピタキシャル成長するために、単結晶Ｂ
ｉ2Ｓｒ2ＣａＣｕ2Ｏx膜が成長する。もちろんこのＢｉ
2Ｓｒ2ＣａＣｕ2Ｏx膜のｃ軸ももとのＳｒＴｉＯ3基板
面から傾斜角度分傾いている。
晶基板面の＜００１＞軸から１°〜８°＜１１１＞方向
に傾けて研磨した基板面をＢｉ系酸化物超電導薄膜合成
用基板として用いることによって、この変調構造が＜１
１０＞方向に揃ったＢｉ系単結晶薄膜を合成できること
をＲＨＥＥＤパタ―ンおよびＸ線回折により確認でき
た。この膜構造を図３に示す。膜は前述のようにＢｉ2
Ｓｒ2ＣｕＯxをバッファ―として用いて、基板と超電導
層との反応を抑えている。Ｂｉ2Ｓｒ2ＣｕＯx結晶はＢ
ｉ2Ｓｒ2ＣａＣｕ2Ｏx結晶と同様に、ｂ軸方向にインコ
メンシュレ―トな変調構造を持つ。傾斜基板表面上には
傾斜角度に従いステップが形成されていて、これは＜1
-1 0＞方向にほぼ等間隔に形成される。このステップが
結晶成長の時のニュ―クリエイションサイトとなる。ス
テップに沿って結晶成長が進むとき、変調構造はステッ
プと直行する方向に形成されるために、膜（バッファ
―）はステップと平行方向にａ軸が、またステップと直
行方向にｂ軸が揃い、単結晶膜として成長する。さらに
膜はｃ軸がテラス垂直に成長するため、基板面に対して
基板面に対するｃ軸は基板の傾斜分だけ傾いている。こ
のバッファ―層上のＢｉ2Ｓｒ2ＣａＣｕ2Ｏx膜はバッフ
ァ―に完全にエピタキシャル成長するために、単結晶Ｂ
ｉ2Ｓｒ2ＣａＣｕ2Ｏx膜が成長する。もちろんこのＢｉ
2Ｓｒ2ＣａＣｕ2Ｏx膜のｃ軸ももとのＳｒＴｉＯ3基板
面から傾斜角度分傾いている。
【００１２】この傾いた単結晶膜の電気的特性は極めて
特異的である。膜のａ軸方向（＜１１０＞ＳｒＴｉＯ3
方向）は、通常の金属的電気電導特性を示し、８０Ｋ程
度の良好な超電導転移を示す。これに対し、ｂ軸方向
（＜1 -1 0＞ＳｒＴｉＯ3方向）では半導体的電気電導
特性を示し、同様に８０Ｋ程度の超電導転移を示す。こ
の電気電導特性は、バルク単結晶のｃ軸方向の電気電導
特性と同様である。これは膜のｂ軸方向の異方性を反映
したものではない。バルク単結晶の電導度測定からａｂ
面内の比抵抗に対し、ｃ軸方向の比抵抗は４桁以上高
い。傾斜基板を用いていることで＜1 -1 0＞方向の電気
電導ではｃ軸が傾いていることにより、その電導パスに
ｃ軸が含まれる。このためにｃ軸の電気電導の異方性が
エピタキシャル膜の基板面内の電気電導異方性として観
測されたと解釈できる。このようなｃ軸の電気電導異方
性が傾斜基板上のエピタキシャル膜面内で現れているこ
とはデバイス応用上極めて有用である。
特異的である。膜のａ軸方向（＜１１０＞ＳｒＴｉＯ3
方向）は、通常の金属的電気電導特性を示し、８０Ｋ程
度の良好な超電導転移を示す。これに対し、ｂ軸方向
（＜1 -1 0＞ＳｒＴｉＯ3方向）では半導体的電気電導
特性を示し、同様に８０Ｋ程度の超電導転移を示す。こ
の電気電導特性は、バルク単結晶のｃ軸方向の電気電導
特性と同様である。これは膜のｂ軸方向の異方性を反映
したものではない。バルク単結晶の電導度測定からａｂ
面内の比抵抗に対し、ｃ軸方向の比抵抗は４桁以上高
い。傾斜基板を用いていることで＜1 -1 0＞方向の電気
電導ではｃ軸が傾いていることにより、その電導パスに
ｃ軸が含まれる。このためにｃ軸の電気電導の異方性が
エピタキシャル膜の基板面内の電気電導異方性として観
測されたと解釈できる。このようなｃ軸の電気電導異方
性が傾斜基板上のエピタキシャル膜面内で現れているこ
とはデバイス応用上極めて有用である。
【００１３】次にＳｒＴｉＯ3基板は鏡面研磨を施した
としても基板表面は荒れている。ＳｒＴｉＯ3上へのＳ
ｒＴｉＯ3のホモエピタキシャル成長は基板温度４００
〜７００℃程度で可能であるが、特に５００〜６００℃
でホモエピタキシャル成長させた場合、約１００オング
ストロ―ム以上のＳｒＴｉＯ3ホモエピタキシャル成長
により基板表面の平坦性が改善される。例えば、ＲＨＥ
ＥＤで幾分ディフュ―ズなパタ―ンが見えるＳｒＴｉＯ
3を基板に対して、基板温度５５０℃、酸素分圧１０-4
ＴｏｒｒにおいてＳｒＴｉＯ3を１００オングストロ―
ム、ホモエピタキシャル成長させることにより、ストリ
―クなＲＨＥＥＤパタ―ンの見える基板表面に改質する
ことができた。この基板を用いたＢｉ系超電導薄膜の表
面平坦性は広い面積において極めて良好であり、デバイ
ス応用上重要である膜面積の大面積化に十分に応用可能
である。
としても基板表面は荒れている。ＳｒＴｉＯ3上へのＳ
ｒＴｉＯ3のホモエピタキシャル成長は基板温度４００
〜７００℃程度で可能であるが、特に５００〜６００℃
でホモエピタキシャル成長させた場合、約１００オング
ストロ―ム以上のＳｒＴｉＯ3ホモエピタキシャル成長
により基板表面の平坦性が改善される。例えば、ＲＨＥ
ＥＤで幾分ディフュ―ズなパタ―ンが見えるＳｒＴｉＯ
3を基板に対して、基板温度５５０℃、酸素分圧１０-4
ＴｏｒｒにおいてＳｒＴｉＯ3を１００オングストロ―
ム、ホモエピタキシャル成長させることにより、ストリ
―クなＲＨＥＥＤパタ―ンの見える基板表面に改質する
ことができた。この基板を用いたＢｉ系超電導薄膜の表
面平坦性は広い面積において極めて良好であり、デバイ
ス応用上重要である膜面積の大面積化に十分に応用可能
である。
【００１４】
【発明の効果】以上のように、本発明を適応することに
より平坦性および超電導特性の良好なＢｉ系のエピタキ
シャル超電導膜を容易にｉｎ−ｓｉｔｕ合成することが
できる。また傾斜基板上の単結晶薄膜は、その電気的異
方性を用いたデバイス応用上極めて有用である。また本
発明の適応は、イオンビ―ムスパッタ装置に限らず、真
空蒸着装置においても酸化物超電導薄膜合成に有効であ
る。
より平坦性および超電導特性の良好なＢｉ系のエピタキ
シャル超電導膜を容易にｉｎ−ｓｉｔｕ合成することが
できる。また傾斜基板上の単結晶薄膜は、その電気的異
方性を用いたデバイス応用上極めて有用である。また本
発明の適応は、イオンビ―ムスパッタ装置に限らず、真
空蒸着装置においても酸化物超電導薄膜合成に有効であ
る。
【図１】本発明の方法によって得られる超電導薄膜の一
例の斜視断面図である。
例の斜視断面図である。
【図２】バッファ―層を導入する際の基板温度制御例を
示す図である。
示す図である。
【図３】本発明に係る傾斜基板を用いたＢｉ系超電導薄
膜の一例の断面図である。
膜の一例の断面図である。
１ ＳｒＴｉＯ3基板
２ Ｂｉ2Ｓｒ2ＣｕＯxバッファ―層
３ Ｂｉ2Ｓｒ2ＣａＣｕ2Ｏx層
４ ステップ
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｂｉ系酸化物超電導薄膜のチタン酸スト
ロンチウム（１００）基板上への“その場”（ｉｎ−ｓ
ｉｔｕ）合成方法において、膜成長初期の基板温度を５
５０〜６５０℃に設定し、Ｂｉ2Ｓｒ2ＣｕＯxをバッフ
ァ―層として基板上にヘテロエピタキシャル成長させ、
その後基板温度をＢｉ2Ｓｒ2ＣａＣｕ2Ｏxの超電導薄膜
合成温度まで上げて超電導薄膜を成長させることを特徴
とする酸化物超電導薄膜合成方法。 - 【請求項２】 ＳｒＴｉＯ3（１００）基板上に、まず
ＳｒＴｉＯ3を基板温度５００〜６００℃でホモエピタ
キシャル成長させた後、Ｂｉ2Ｓｒ2ＣａＣｕ2Ｏxを成長
させる請求項１記載の酸化物超電導薄膜合成方法。 - 【請求項３】 ＳｒＴｉＯ3（１００）単結晶基板面に
対し、その法線から（１１１）方向に傾けて研磨するこ
とにより＜1 -1 0＞方向にステップを形成した基板面を
Ｂｉ系酸化物超電導薄膜合成用基板として用いる請求項
１または２記載の酸化物超電導薄膜合成方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3184195A JP2653003B2 (ja) | 1991-06-28 | 1991-06-28 | 酸化物超電導薄膜合成方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3184195A JP2653003B2 (ja) | 1991-06-28 | 1991-06-28 | 酸化物超電導薄膜合成方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH059100A true JPH059100A (ja) | 1993-01-19 |
| JP2653003B2 JP2653003B2 (ja) | 1997-09-10 |
Family
ID=16149021
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3184195A Expired - Fee Related JP2653003B2 (ja) | 1991-06-28 | 1991-06-28 | 酸化物超電導薄膜合成方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2653003B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0597589A (ja) * | 1991-10-02 | 1993-04-20 | Kokusai Chodendo Sangyo Gijutsu Kenkyu Center | Ｂｉ−Ｓｒ−Ｃａ−Ｃｕ−Ｏ系超電導薄膜及びその製造方法 |
| FR2776675A1 (fr) * | 1998-03-27 | 1999-10-01 | Agency Ind Science Techn | PROCEDE POUR LA CROISSANCE DE CRISTAUX POUR FILMS MINCES D'OXYDE biSrCaCuO |
| JP2006273699A (ja) * | 2005-03-30 | 2006-10-12 | National Institute Of Advanced Industrial & Technology | 高品質Ｂｉ系酸化物超電導薄膜の作製法 |
| US8503700B2 (en) | 2010-02-23 | 2013-08-06 | Panasonic Corporation | Piezoelectric acoustic transducer |
| US8520869B2 (en) | 2010-03-29 | 2013-08-27 | Panasonic Corporation | Piezoelectric acoustic transducer |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6427131A (en) * | 1987-07-21 | 1989-01-30 | Nissin Electric Co Ltd | Manufacture of superconductive thin film |
| JPH01145397A (ja) * | 1987-12-01 | 1989-06-07 | Nippon Telegr & Teleph Corp <Ntt> | 酸化物超伝導薄膜の製造方法 |
| JPH01167912A (ja) * | 1987-12-24 | 1989-07-03 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 超電導物質被覆材およびその製造方法 |
| JPH01252534A (ja) * | 1988-03-31 | 1989-10-09 | Mitsui Mining & Smelting Co Ltd | 超電導セラミックス積層体およびその製造法 |
-
1991
- 1991-06-28 JP JP3184195A patent/JP2653003B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JPS6427131A (en) * | 1987-07-21 | 1989-01-30 | Nissin Electric Co Ltd | Manufacture of superconductive thin film |
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Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JPH0597589A (ja) * | 1991-10-02 | 1993-04-20 | Kokusai Chodendo Sangyo Gijutsu Kenkyu Center | Ｂｉ−Ｓｒ−Ｃａ−Ｃｕ−Ｏ系超電導薄膜及びその製造方法 |
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| US6183552B1 (en) * | 1998-03-27 | 2001-02-06 | Agency Industrial Science & Technology, Ministry Of International Trade & Industry | Crystal growth method for thin films of BiSrCaCuO oxides |
| JP2006273699A (ja) * | 2005-03-30 | 2006-10-12 | National Institute Of Advanced Industrial & Technology | 高品質Ｂｉ系酸化物超電導薄膜の作製法 |
| JP4572386B2 (ja) * | 2005-03-30 | 2010-11-04 | 独立行政法人産業技術総合研究所 | 高品質Ｂｉ系酸化物超電導薄膜の作製法 |
| US8503700B2 (en) | 2010-02-23 | 2013-08-06 | Panasonic Corporation | Piezoelectric acoustic transducer |
| US8520869B2 (en) | 2010-03-29 | 2013-08-27 | Panasonic Corporation | Piezoelectric acoustic transducer |
| JP5810328B2 (ja) * | 2010-03-29 | 2015-11-11 | パナソニックＩｐマネジメント株式会社 | 圧電型音響変換器 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2653003B2 (ja) | 1997-09-10 |
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