JPH1074989A - 超電導構造体 - Google Patents
超電導構造体Info
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- JPH1074989A JPH1074989A JP8247087A JP24708796A JPH1074989A JP H1074989 A JPH1074989 A JP H1074989A JP 8247087 A JP8247087 A JP 8247087A JP 24708796 A JP24708796 A JP 24708796A JP H1074989 A JPH1074989 A JP H1074989A
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Abstract
な安定性、ひいては電気特性等の物性の安定性を高める
ことによって、素子特性およびその再現性等の向上を図
る。 【解決手段】 下部超電導電極2、非超電導酸化物から
なる非超電導層4、および上部超電導電極5を順に積層
した積層膜を具備する超電導素子等の超電導構造体にお
いて、接合部分の下側に位置する下部超電導電極2を構
成する酸化物超電導体に、上側に位置する上部超電導電
極5を構成する酸化物超電導体より分解反応開始温度が
高い物質を用いる。例えば、下部超電導電極2にNdB
a2 Cu3O7 系を用い、上部超電導電極5にYBa2
Cu3 O7 系を用いる。
Description
導体層と非超電導酸化物層との積層膜を具備する超電導
構造体に関する。
子、超電導トランジスタ、LSI配線等への応用が期待
されている。これらを実現するためには、酸化物超電導
体薄膜を多層積層化することが不可欠である。例えばジ
ョセフソン接合素子においては、非超電導層を介して少
なくとも 2層の酸化物超電導体層を積層形成し、酸化物
超電導体層と非超電導層との接合が形成される。このよ
うな酸化物超電導体層の多層積層構造を有する超電導素
子を作製するにあたっては、多層積層化後あるいはその
途中で各種の加工プロセスを経るが、従来の薄膜形成技
術や加工プロセス技術では以下に示すような問題があっ
た。
−Βa−Cu−O(REはYおよびランタナイド元素
(ただしREが全てPrである場合を除く)を示す)
系、Βi−Sr−Ca−Cu−O系、Tl−Ba−Ca
−Cu−O系、(Βa,K)ΒiO3 系等が用いられて
いる。また、成膜方法としては、スパッタ法、レーザー
アブレーション法、ΜΒE法、ΜOCVD法等があり、
いずれの場合も基板としてはSrTiO3 、ΜgO、N
dGaO3 、LaAlO3 、YSΖ等を用いるのが一般
的である。
非超電導層との接合を形成する場合、まず下部超電導電
極と必要に応じて層間絶縁膜等を形成する。多くの場合
これを室温に冷却して大気中に取り出した後、電極部分
に加工プロセスを施す必要がある。加工プロセスとして
は、通常のフォトリソグラフィーを用いて、イオンミリ
ング等により電極部分にドライエッチングを施したり、
液体のエッチャントを用いてウエットエッチングを施し
たり、あるいはプラズマによる表面処理等を施すことが
一般的である。そして、これらのプロセスを経た後、さ
らに非超電導層および上部超電導電極等を形成するため
に、再度成膜チャンバー内に導入して加熱および成膜プ
ロセスを経ることになる。
を経た下部超電導電極の表層部分は、Arイオン等によ
る照射ダメージを受けており、非超電導層を形成する以
前に劣化している。従って、その後の加熱および成膜プ
ロセスによって、下部超電導電極の表層部分は不安定に
なると共に劣化が促進されるため、酸化物超電導体層と
非超電導層との界面の平坦性、格子整合性、急峻性、電
気特性等の物性が低下するという問題があった。
やエッチャント液等が酸化物超電導体層表面に吸着して
いる状態、さらには大気中への取出し等に伴って水分子
等の外来物質が酸化物超電導体層表面に吸着している状
態で、その後の加熱プロセスを経ると、酸化物超電導体
とそれらの分子との反応が起こり、酸化物超電導体表面
の劣化を促進していた。この表面汚染に伴う酸化物超電
導体表面の劣化も、酸化物超電導体層と非超電導層との
界面の平坦性、格子整合性、急峻性、電気特性等の物性
に悪影響を及ぼしていた。
の酸化物超電導体層と非超電導層との多層積層構造を有
する超電導素子においては、多段階の成膜プロセスや加
工プロセスが、接合部分において特に重要な酸化物超電
導体層と非超電導層との界面構造や電気特性等の物性に
悪影響を及ぼし、結果として素子特性の低下や特性の再
現性の低下等を招いていた。このような問題は超電導素
子に限らず、例えば超電導グランドプレーン上に非超電
導層を介して形成された超電導配線等においても同様で
ある。
特に非超電導層を形成する直前に、下側の酸化物超電導
体層表面における外来物質との反応や超電導相自体の分
解反応等を抑制することが有効であると考えられる。特
に、高温での成膜プロセスを必要とする酸化物超電導体
を用いた超電導構造体においては、界面を形成する直前
の酸化物超電導体層表面の高温での構造的安定性を確保
することが基本的に重要である。
になされたもので、下側の酸化物超電導体層による界面
の構造的な安定性、ひいては電気特性等の物性の安定性
を高めることによって、特性およびその再現性を向上さ
せることを可能にした超電導構造体を提供することを目
的としている。
は、請求項1に記載したように、複数の酸化物超電導体
層と、前記複数の酸化物超電導体層間に介在された非超
電導酸化物層との積層膜を具備する超電導構造体におい
て、前記非超電導酸化物層を介して配置された前記複数
の酸化物超電導体層のうち、下側に位置する酸化物超電
導体層を構成する物質は、上側に位置する酸化物超電導
体層を構成する物質より高い分解反応開始温度を有する
ことを特徴としている。
記載したように、前記酸化物超電導体層が、実質的にR
EAE2 Μ3 Oy (REはYおよびランタナイド元素か
ら選ばれる少なくとも 1種の元素を、AEはCa、Ba
およびSrから選ばれる少なくとも 1種の元素を、Μは
70%以上の比率でCuを含む遷移金属元素を示し、 yは
6.2≦ y≦ 7.5を満足する数である)で表される組成を
有する酸化物超電導体からなるものである。
いた超電導素子等の超電導構造体においてはc軸配向膜
が頻繁に利用されており、良質のc軸配向膜の形成温度
はその物質固有の融点あるいは分解温度(以下、分解反
応開始温度と記す)より数100K程度低い温度である場合
が一般的である。また、良質の膜を形成するための最低
温度は、分解反応開始温度が上昇するに従って上昇する
傾向がある。
物層を作製する直前に表面を露出している酸化物超電導
体層、すなわち非超電導酸化物層を介して配置された複
数の酸化物超電導体層のうち下側に位置する酸化物超電
導体層に、非超電導酸化物層より後に形成された酸化物
超電導体層、すなわち上側に位置する酸化物超電導体層
より分解反応開始温度が高い物質を使用することによっ
て、下側に位置する酸化物超電導体層の分解反応開始温
度が、後から形成する上側の酸化物超電導体層の形成温
度に対して十分な差を持つようにしている。これによっ
て、下側に位置する酸化物超電導体層表面の不安定性が
抑制されることを利用して、非超電導酸化物層作製直前
における下側に位置する酸化物超電導体層超電導層の表
面の安定性を確保することを可能にしている。
る123構造を持つ酸化物超電導体においては、金属イ
オンの種類を変化させることで、分解反応開始温度を変
化させることができる。この性質を積極的に利用するこ
とで、上述した酸化物超電導体層と非超電導酸化物層と
の界面の不安定性を具体的に抑制することができる。
態について説明する。
ソン接合素子の一例であるエッジ型接合素子に適用した
一実施形態の構成を模式的に示す図である。同図におい
て、1は基板であり、この基板1上には下部超電導電極
2として酸化物超電導体層が形成されている。
2は、基板面1aに対して角度αで傾斜された端面(傾
斜端面)2aを有している。このような傾斜端面2a
は、例えばレジストのような適当なマスクを用い、エッ
チング端面が基板面1aと角度αを成して露出するよう
に、酸化物超電導体層をイオンミリング等の手段を用い
て選択的にエッチングすることによって、容易に形成す
ることができる。具体的には、下部超電導電極2上に層
間絶縁膜3が設けられており、この層間絶縁膜3の端面
を含めてエッチングを行うことによって、これらの端面
に傾斜端面2aが形成されている。
電導電極2上には、その傾斜端面2aを少なくとも覆う
ように、非超電導酸化物からなる非超電導層4が形成さ
れている。この非超電導層4は、具体的には斜端端面2
a上を介して、エッチングにより露出された基板1の表
面1a上から層間絶縁膜3上にかけて形成されている。
この非超電導層4は、絶縁体および常伝導体のいずれで
構成してもよい。そして、非超電導層4上には、下部超
電導電極2と同様に酸化物超電導体層からなる上部超電
導電極5が積層形成されており、これらによってエッジ
型接合素子6が構成されている。
上部超電導電極5までをエピタキシャル的に成長させる
ことは、良好な特性を持つジョセフソン接合を得る上で
重要である。このために、非超電導層4の形成材料とし
ては、超電導特性を持たない層状ペロブスカイト酸化物
であるPrBa2 Cu3 O7-δや、Co等の不純物元素
をドーピングすることで超電導特性を弱めたREBa2
Cu3 O7-δ、さらには下部超電導電極2と擬似的に格
子整合するSrTiΟ3 等の絶縁性酸化物やCaRuO
3 等の導電性酸化物等の非超電導酸化物を用いることが
好ましい。
/上部超電導電極5からなる接合部分として見た場合、
下側に位置する酸化物超電導体層、言い換えると非超電
導層4より先に形成する酸化物超電導体層、すなわち下
部超電導電極2を構成する酸化物超電導体は、その分解
反応が開始する温度(分解反応開始温度)が、上側に位
置し非超電導層4より後に形成される上部超電導電極5
を構成する酸化物超電導体の分解反応開始温度より高く
設定されている。
導電極5としての酸化物超電導体は特に限定されるもの
ではないが、臨界電流密度Jc や成膜性等を考慮して、 一般式:REAE2 Μ3 Oy ……(1) (式中、REはYおよびランタナイド元素(ただしRE
が全てPrである場合を除く)から選ばれる少なくとも
1種の元素を、AEはCa、BaおよびSrから選ばれ
る少なくとも 1種の元素を、Μは 70%以上の比率でCu
を含む遷移金属元素を示し、 yは 6.2≦ y≦ 7.5を満足
する数である)で実質的に表される組成を有する酸化物
超電導体、例えばRE−Ba−Cu−O系酸化物超電導
体を使用することが好ましい。ここで、RE元素が全て
Prである場合を除く理由は、REが全てPrで占めら
れている物質は超電導特性を示さないからである。
度および包晶温度として定義できる系が多いため、以下
においては共晶温度または包晶温度を用いて分解反応を
議論する。例えば、共晶温度を分解温度と定義すると、
(La,Sr) 2CuO4 系の分解反応開始温度は約 1
423K、YΒa2 Cu3 O7 系は約 1173K、Nd2 Cu3
O7 系は約 1273K、Βi2 Sr2 Ca1 Cu2 Oz 系は
約 1123K、(Βa,K)ΒiO3 系は約 1073Kである。
これらの温度を超えた時点で、各系とも溶融が始まり、
その物質とは異なる物質に分解する。
図を示す。図2に表されているように、YΒa2 Cu3
O7 は約 1173Kで組成的にBaおよびCuの豊富な融液
とYΒa2 Cu3 O7 の固体とに分解が始まり、さらに
包晶温度である約 1273Kまで昇温すると、Y2 BaCu
O5 系と融液の混合物へと分解する。この際、分解反応
が始まる温度を、YΒa2 Cu3 O7 が初めて分解し始
める約 1173Kに定義する。この分解反応開始温度は、図
3に示すように、例えばREBa2 Cu3 O7系を例に
とると、YbからNdまでのRE元素のイオン半径が大
きくなるにつれて上昇しており、NdBa2 Cu3 O7
ではYBa2 Cu3 O7 よりも約100K高くなっている。
導電極5となる 2つの酸化物超電導体の上述したような
分解温度の差を利用して、非超電導層4の作製直前まで
の下部超電導電極2としての酸化物超電導体層の構造的
安定性を向上させたものである。例えば、非超電導層4
としてΡrBa2 Cu3 O7 層を使用し、この非超電導
層4より時間的に先に形成される下部超電導電極2にΝ
dBa2 Cu3 O7 層を使用すると共に、時間的に後に
形成される上部超電導電極5にYBa2 Cu3O7 層を
使用することによって、非超電導層4形成直前の下部超
電導電極2としてのNdBa2 Cu3 O7 層の構造的劣
化を防止するものである。
止について、図4に示すエッジ型接合素子6の製造工程
をふまえて説明する。まず、例えば真空成膜装置の成膜
室内で、基板1上に例えばNdΒa2 Cu3 O7 層から
なる下部超電導電極2とSrTiO3 層等からなる層間
絶縁膜3を順に成膜する(図4−a)。次いで、成膜室
から大気中に取り出す工程を経て、通常のフォトリソグ
ラフィーによりレジスト7を層間絶縁膜3上のエッジ作
製部分に形成する(図4−b)。この状態でイオンミリ
ング装置に導入し、図4(c)に示すように、Arイオ
ン等でイオンミリングを行って傾斜端面2aを形成す
る。
7を除去し(図4−d)、真空成膜装置の成膜室内に再
度導入して、バリヤー層として例えばΡrBa2 Cu3
O7層からなる非超電導層4と、YΒa2 Cu3 O7 層
からなる上部超電導電極5を順に成膜する(図4−
e)。この成膜にあたって、基板1および予め形成され
ているNdΒa2 Cu3 O7 層からなる下部超電導電極
2は、ΡrBa2 Cu3 O7 層およびYΒa2 Cu3 O
7 層の成膜温度まで加熱される。
dBa2 Cu3 O7 層は、非超電導層4の形成以前に大
気中に取り出され、その後イオンミリング等で傾斜端面
2aを形成するという加工プロセスを経ており、表面で
ある傾斜端面2aは非超電導層4の形成直前までに大量
の異分子を吸着している。また、加工プロセスはイオン
ミリングでNdBa2 Cu3 O7 層を削るものであり、
NdBa2 Cu3 O7層の傾斜端面2aはミリング時の
ダメージにより構造的に劣化しており、またイオンミリ
ング時の加速電圧が高いとアモルファス化する場合もあ
る。
重要な部分であるにも関わらず、その後の非超電導層4
および上部超電導電極5の作製時の昇温過程で、上述し
たような理由で不安定となり、さらに著しく反応が促進
されて、界面は構造的に劣化するおそれがある。これに
対して、下部超電導電極2に上部超電導電極5としての
YBa2 Cu3 O7 層より分解反応開始温度が高いΝd
Ba2 Cu3 O7 層を使用した場合、ΝdBa2 Cu3
O7 層は分解反応開始温度がYBa2 Cu3 O7 層より
も約100K高く、このため例えばスパッタ法で基板1上に
良質な膜を形成する際の基板温度は約100K程度高い温度
となる。
3Kで形成し、大気中に取り出して傾斜端面2aを形成す
る加工プロセスを施した後、上部超電導電極5としての
YBa2 Cu3 O7 層の良質な薄膜形成温度である 102
3Kまで再度加熱される。この際、NdBa2 Cu3 O7
層は分解温度が約100K高く、 1023Kの再加熱時において
も分解反応は進行せず、良質な表面を保持している。一
方、下部超電導電極2にYBa2 Cu3 O7 層を適用し
た場合には、この再加熱時の高温プロセスで界面は溶融
状態となり、YBa2 Cu3 O7 層は分解してしまうた
め、良質な界面ひいては素子特性に優れた超電導素子を
得ることはできない。
下部超電導電極2上に、非超電導層4としてΡrBa2
Cu3 O7 層を形成した際の界面は、NdBa2 Cu3
O7層表面が安定であることから理想的なものとなり、
かつPrBa2 Cu3 O7 層上に上部超電導電極5とし
てYBa2 Cu3 O7 層を形成する際の温度は 1023Kと
十分に高くすることができるため、非超電導層4と上部
超電導電極5との界面も理想的に形成することができ
る。
開始温度が高い酸化物超電導体を適用することによっ
て、界面での外来分子との反応や酸化物超電導体自体の
分解反応および溶融状態の造出を防止することができ、
界面の構造的な不均一による素子特性の低下や再現性の
低下を回避することが可能となる。従って、界面の平坦
性、格子整合性、急峻性、電気特性等を向上させること
ができ、素子特性およびその再現性を向上させた超電導
素子を得ることが可能となる。
電極2にNdBa2 Cu3 O7 層を用いると共に、上部
超電導電極5にYBa2 Cu3 O7 層を使用した場合に
ついて説明したが、本発明はこれらに限られるものでは
なく、下部超電導電極2に上部超電導電極5を構成する
酸化物超電導体層より分解反応開始温度が高い酸化物超
電導体層を用いることによって同様な効果を得ることが
できる。
ない組合せを両超電導電極2、5として用いた場合に
は、上記した分解反応を抑制する効果が有意なものとし
て得られず、非超電導層4および上部超電導電極5の成
膜時に下部超電導電極2の分解反応が起こる可能性があ
ることから、少なくとも両超電導電極2、5間の分解反
応開始温度の差は 30K以上となような組合せを適用する
ことが好ましい。このような組合せとしては、上述した
NdBa2 Cu3 O7 とYBa2 Cu3 O7 との他に、
EuBa2 Cu3 O7 とYBa2 Cu3 O7 との組合せ
等が好ましいものとして挙げられる。
REBa2 Cu3 O7 系に限らず、2種類の酸化物超電
導体が分解反応開始温度に差を有すれば、種々の酸化物
超電導体を使用することが可能であるが、前述したよう
に臨界電流密度Jc や成膜性等を考慮して、RE−Ba
−Cu−O系等の前述した (1)式で実質的に表される酸
化物超電導体を使用することが好ましい。
ン接合素子の一例である積層型接合素子に適用した実施
形態について、図5ないし図7を参照して説明する。
2上に下部超電導電極13、非超電導層14および上部
超電導電極15が順に積層形成されて構成されている。
この積層型接合素子11においても、前述した実施形態
と同様に、下部超電導電極13には上部超電導電極15
を構成する酸化物超電導体層より分解反応開始温度が高
い酸化物超電導体層が用いられている。なお、具体的な
超電導電極13、15の構成材料や非超電導層14の構
成材料は、前述した実施形態と同様である。
も、下部超電導電極13に上部超電導電極15を構成す
る酸化物超電導体層より分解反応開始温度が高い酸化物
超電導体層を用いることによって、非超電導層14およ
び上部超電導電極15を形成する際の下部超電導電極1
3の分解反応および溶融状態の造出を防止することがで
きる。
超電導電極13を形成(図6−a)した後に、一旦大気
中に取り出してイオンミリング装置に導入し、Arイオ
ンにより下部超電導電極13表面の清浄化および平坦化
を行った後(図6−b)、再度真空成膜装置等の成膜室
内に導入して非超電導層14および上部超電導電極15
を形成する場合や、あるいは図7に示すように、非超電
導層14を形成(図7−a)した後に、一旦大気中に取
り出してイオンミリング装置に導入し、Arイオンによ
り非超電導層14表面の清浄化および平坦化を行った後
(図7−b)、再度真空成膜装置等の成膜室内に導入し
て上部超電導電極15を形成する場合に、より一層有効
に下部超電導電極13の分解反応や溶融状態の造出を防
止することができる。
よる素子特性の低下や再現性の低下を回避することがで
き、界面の平坦性、格子整合性、急峻性、電気特性等を
向上させることが可能となる。従って、超電導素子の素
子特性およびその再現性を向上させることができる。
電導構造体をジョセフソン接合素子に適用した形態につ
いて説明したが、本発明はこれに限定されるものではな
く、非超電導酸化物層を介して配置された複数の酸化物
超電導体層を有する積層膜を具備するものであれば、種
々の超電導構造体に適用することができる。
の超電導素子、さらには超電導配線等においては、下側
に超電導グランドプレーンを形成する場合がある。この
ような場合には、超電導グランドプレーン/非超電導酸
化物層/酸化物超電導体層の積層膜が形成されるが、こ
のような構造においても下側の酸化物超電導体層に上側
の酸化物超電導体層を構成する物質より分解反応開始温
度が高い物質を用いることによって、非超電導酸化物層
および上側の酸化物超電導体層を形成する際の下側の酸
化物超電導体層の分解反応や溶融状態の造出を防止する
ことができ、良好な界面を形成することが可能となる。
また、ジョセフソン接合素子においても超電導グランド
プレーンを形成する場合があり、このような場合には 2
つの接合部分それぞれに本発明を適用してもよいし、ま
た一方のみに適用してもよい。
る。
3 O7 /PrBa2 Cu3 O7 /YBa2 Cu3 O7 積
層膜を有するエッジ型接合素子を作製した例について述
べる。
板を用い、この基板1上に表1に示す条件で下部超電導
電極2としてNdΒa2 Cu3 O7 層を成膜し、その後
in-situプロセスで層間絶縁膜3として900KでSrTi
O3 膜を形成した。各層共に膜厚は 300nmとした。
す行程を経て、通常のフォトリソグラフィーによりレジ
スト7をエッジ作製部分に形成した。この状態でイオン
ミリング装置に導入し、Arイオンを用いたイオンミリ
ングにより傾斜端面2a(角度α=30°)を形成した。
7を除去し、さらに成膜チャンバに再度導入して、バリ
ヤー層となる非超電導層4としてのΡrBa2 Cu3 O
7 層および上部超電導電極5としてのYBa2 Cu3 O
7 層の形成温度である 1023Kまで昇温した。昇温は、ア
ルゴン+酸素の混合ガスを流した状態で行った。表1に
示す条件で非超電導層4としてのΡrBa2 Cu3 O7
層(膜厚:1〜20nm)と上部超電導電極5としてのYBa
2 Cu3 O7 層(膜厚:200nm)を成膜し、次いで酸素ガ
スを 1気圧まで導入して約 1時間の後、大気中に取り出
した。
面部分の微細構造の拡大写真(SEM像)を示す。図8
(a)は、バリヤー層形成前のNdΒa2 Cu3 O7 層
とSrTiO3 膜との積層膜の傾斜端面の加熱処理前の
拡大写真であり、図8(b)はその加熱処理後の拡大写
真である。また、図9は本発明との比較例として作製し
た下部超電導電極にもYBa2 Cu3 O7 層を用いたエ
ッジ型接合素子の傾斜端面部分の微細構造の拡大写真
(SEM像)であり、図9(a)はYBa2 Cu3 O7
層とSrTiO3 膜との積層膜の傾斜端面の加熱処理前
の拡大写真であり、図9(b)はその加熱処理後の拡大
写真である。
反応開始温度が約100K高いNdΒa2 Cu3 O7 層を下
部超電導電極として用いた場合には、Y系に見られるよ
うなエッジ部分の斜面での溶融分解反応と思われる構造
的な劣化は一切観測されておらず、加熱前のモフォロジ
ーを保っていることが分かる。これにより、分解反応開
始温度が高い酸化物超電導体は、再加熱プロセスにおけ
る溶融分解反応および水等との反応性が著しく低く、高
温まで非加熱と同様の表面性および電気特性を保持する
上で極めて有効であることが判明した。
子(バリヤー層の膜厚 5nmの場合)の電流−電圧特性を
図10に、また臨界電流値の磁場依存性を図11に示
す。特性はIc ・Rn 積が 2.0mVの典型的なRSJタイ
プであり、また磁場印加により明瞭なフラウンフォーフ
ァーパターンを示す理想的なジョセフソン接合となって
いた。実施例1により作製したエッジ型接合素子の特性
は、バリヤー層の膜厚が10nm未満ではトンネルおよび共
鳴トンネル的な伝導特性を持ち、膜厚が10nm以上のバリ
ヤー層では絶縁特性しか示さなかった。このように、本
発明によれば素子特性が向上するのみではなく、単位格
子レベルでのバリヤー層作製における構造的な信頼性お
よび再現性が著しく高まることが判明した。
/PrBa2 Cu3 O7 /RE′Ba2 Cu3 O7 積層
膜を有するエッジ型接合素子を、実施例1と同様の加工
法を適用して作製した。具体的な膜構成および各膜の成
膜温度(基板温度)は表2に示す通りである。その結
果、全ての接合でRSJ的な特性が得られた。このよう
に分解温度差を持つ酸化物超電導体を両電極として利用
した場合、界面の品質は著しく向上することが判明し
た。
a2 Cu3 O7 /PrBa2 Cu3 O7 /HoBa2 C
u3 O7 積層膜を有するエッジ型接合素子を作製した例
について述べる。
まず表3に示すように、レーザーアブレーション法によ
り 1100KでSm2 Cu3 O7 膜を成膜し、900Kまで降温
した後に層間絶縁膜としてのSrTiO3 膜を形成し
た。膜厚は両者共に 300nmである。次いで、大気中に取
り出して実施例1と同様のプロセスで、下部超電導電極
に傾斜端面を形成した。
65Paの酸素ガスフローにおいて基板温度を 1023Kまで昇
温させ、バリヤー層として膜厚10nmのPrBa2 Cu3
O7膜を形成した。バリヤー層の形成終了と共に、成膜
チャンバ中において基板温度を 1063Kまで昇温し、膜厚
200nmのHoBa2 Cu3 O7 膜を形成した。
Ic ・Rn 積として 2.0mVを持つ、典型的なRSJタイ
プのジョセフソン接合となっていた。また、磁場印加に
よりΙc はフラウンフォーファー的な特性を示し、理想
的なジョセフソン接合となっていることが判明した。
Cu3 O7 /HoBa2 Cu3 O7 積層膜を有する積層
型接合素子を作製した例について述べる。
同様の条件で下部超電導電極としてNdBa2 Cu3 O
7 層を形成した後、大気中に取り出してイオンミリング
チャンバに導入し、図6に示したようにArイオンでN
dBa2 Cu3 O7 層表面の清浄化および平坦化を行
い、この後再度成膜チャンバに導入して、実施例1と同
様の条件でバリヤー層としてPrBa2 Cu3 O7 層と
上部超電導電極としてYΒa2 Cu3 O7 を形成した。
導電極としてのNdBa2 Cu3 O7 層とバリヤー層と
してのPrBa2 Cu3 O7 層を形成した後、大気中に
取り出してイオンミリングでPrBa2 Cu3 O7 層表
面の清浄化および平坦化を行い、この後再度成膜チャン
バに導入して、 1023Kで上部超電導電極としてYΒa 2
Cu3 O7 を形成した。
行った積層型接合素子は、それぞれIc ・Rn 積として
1.0mV、 1.2mVを持つ、典型的なRSJタイプのI−V
特性を示す理想的なジョセフソン素子であった。
造体によれば、酸化物超電導体層と非超電導酸化物層と
の界面の構造を極めて安定に保つことができることか
ら、界面の特性および物性値が向上する。従って、素子
特性等の向上を図ることができると共に、その再現性を
高めることが可能となる。これによって、超電導素子等
の実用レベルでの信頼性が著しく高まり、酸化物超電導
体のエレクトロニクスヘの貢献が加速される。
子の一例であるエッジ型接合素子に適用した一実施形態
の構成を模式的に示す断面図である。
状態図である。
解反応開始温度とRE元素のイオン半径との関係を示す
図である。
部を示す図である。
子の一例である積層型接合素子に適用した他の実施形態
の構成を模式的に示す断面図である。
部を示す図である。
要部を示す図である。
子の傾斜端面部分の微細構造の拡大写真(SEM写真)
であり、(a)は加熱処理前の拡大写真、(b)は加熱
処理後の拡大写真である。
合素子の傾斜端面部分の微細構造の拡大写真(SEM写
真)であり、(a)は加熱処理前の拡大写真、(b)は
加熱処理後の拡大写真である。
素子の電流−電圧特性の一例を示す図である。
素子の臨界電流値の磁場依存性の一例を示す図である。
Claims (2)
- 【請求項1】 複数の酸化物超電導体層と、前記複数の
酸化物超電導体層間に介在された非超電導酸化物層との
積層膜を具備する超電導構造体において、 前記非超電導酸化物層を介して配置された前記複数の酸
化物超電導体層のうち、下側に位置する酸化物超電導体
層を構成する物質は、上側に位置する酸化物超電導体層
を構成する物質より高い分解反応開始温度を有すること
を特徴とする超電導構造体。 - 【請求項2】 請求項1記載の超電導構造体において、 前記酸化物超電導体層は、実質的に 一般式:REAE2 Μ3 Oy (式中、REはYおよびランタナイド元素から選ばれる
少なくとも 1種の元素を、AEはCa、BaおよびSr
から選ばれる少なくとも 1種の元素を、Μは 70%以上の
比率でCuを含む遷移金属元素を示し、 yは 6.2≦ y≦
7.5を満足する数である)で表される組成を有すること
を特徴とする超電導構造体。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP8247087A JP2908346B2 (ja) | 1996-08-29 | 1996-08-29 | 超電導構造体 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP8247087A JP2908346B2 (ja) | 1996-08-29 | 1996-08-29 | 超電導構造体 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH1074989A true JPH1074989A (ja) | 1998-03-17 |
JP2908346B2 JP2908346B2 (ja) | 1999-06-21 |
Family
ID=17158240
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP8247087A Expired - Lifetime JP2908346B2 (ja) | 1996-08-29 | 1996-08-29 | 超電導構造体 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2908346B2 (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2003019684A1 (en) * | 2001-08-22 | 2003-03-06 | International Superconductivity Technology Center, The Juridical Foundation | High-temperature superconducting josephson junction, superconducting electronic device having the same and method for forming high-temperature superconducting josephson junction |
US6719924B2 (en) * | 2000-10-31 | 2004-04-13 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Superconducting device and method of manufacturing the same |
US6790675B2 (en) | 2002-03-26 | 2004-09-14 | International Superconductivity Technology Center | Josephson device and fabrication process thereof |
-
1996
- 1996-08-29 JP JP8247087A patent/JP2908346B2/ja not_active Expired - Lifetime
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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US6719924B2 (en) * | 2000-10-31 | 2004-04-13 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Superconducting device and method of manufacturing the same |
WO2003019684A1 (en) * | 2001-08-22 | 2003-03-06 | International Superconductivity Technology Center, The Juridical Foundation | High-temperature superconducting josephson junction, superconducting electronic device having the same and method for forming high-temperature superconducting josephson junction |
US6790675B2 (en) | 2002-03-26 | 2004-09-14 | International Superconductivity Technology Center | Josephson device and fabrication process thereof |
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Publication number | Publication date |
---|---|
JP2908346B2 (ja) | 1999-06-21 |
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