JPS60251198A - 超伝導膜の製造方法 - Google Patents
超伝導膜の製造方法Info
- Publication number
- JPS60251198A JPS60251198A JP59106512A JP10651284A JPS60251198A JP S60251198 A JPS60251198 A JP S60251198A JP 59106512 A JP59106512 A JP 59106512A JP 10651284 A JP10651284 A JP 10651284A JP S60251198 A JPS60251198 A JP S60251198A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- phase
- film
- underlayer
- base layer
- equilibrium
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C30—CRYSTAL GROWTH
- C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
- C30B23/00—Single-crystal growth by condensing evaporated or sublimed materials
- C30B23/02—Epitaxial-layer growth
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C30—CRYSTAL GROWTH
- C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
- C30B23/00—Single-crystal growth by condensing evaporated or sublimed materials
- C30B23/002—Controlling or regulating
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C30—CRYSTAL GROWTH
- C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
- C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
- C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Inorganic Chemistry (AREA)
- Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)
- Physical Vapour Deposition (AREA)
- Superconductors And Manufacturing Methods Therefor (AREA)
- Manufacturing Of Electric Cables (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】
く技術分野〉
本発明線、常温常圧下においては熱平衡状態で存在しな
い熱的非平衡相の高TC(超伝導転移臨界温度)を有す
るA15Nb−X化合物(X=Siするい番ユGe )
膜の製造において、熱的平衡相の析出を抑制し、A15
相の結晶成長を促進させる製造方法に関するものである
。
い熱的非平衡相の高TC(超伝導転移臨界温度)を有す
るA15Nb−X化合物(X=Siするい番ユGe )
膜の製造において、熱的平衡相の析出を抑制し、A15
相の結晶成長を促進させる製造方法に関するものである
。
〈従来技術〉
AL5構造N’b a Qeは、現存する物質では最高
の超伝導転移温度’l’c(〜231<) t−示す物
質として知られている。またA I 5 Nbs Si
は、完全秩序度を有する化学量論組成(Nb−25at
ss; )のA15相が合′成できればA 15 Nb
3Ge @凌ぐ25〜35にの高Tcが得られると予測
されている物質である。ここでAl5m結晶構造をN1
図に示す。1“Cと格子定数aQは現象論的に密接に関
係しており、同一組成のA 15 Nb−Xにおいては
、TCはagの減少と共に上昇する。Nb −Ge2元
平衡状態図においては、A15相は〜1865℃におけ
る2 3 at%QeがQeの固溶限であシ、最高TC
ヲ示すA 15 Nb3Ge (Nb−25atGe
)は熱的平衡には存在しない。そのため、スパッタリン
グ、蒸着法などの非平衡合成手法によル高’l’c A
15 Nb5Geが製造されている。一方、Nb−8
12元平衡状態図においてはA15相は全く存在せず、
スパッタリング、M着、爆縮、超高圧法などの非平衡合
成手法によjDAl 5相は合成できるものの、A15
相単相が得られるSiの固溶限は21at%前後にとど
まってお9、’l’cもIOK以下と低い。
の超伝導転移温度’l’c(〜231<) t−示す物
質として知られている。またA I 5 Nbs Si
は、完全秩序度を有する化学量論組成(Nb−25at
ss; )のA15相が合′成できればA 15 Nb
3Ge @凌ぐ25〜35にの高Tcが得られると予測
されている物質である。ここでAl5m結晶構造をN1
図に示す。1“Cと格子定数aQは現象論的に密接に関
係しており、同一組成のA 15 Nb−Xにおいては
、TCはagの減少と共に上昇する。Nb −Ge2元
平衡状態図においては、A15相は〜1865℃におけ
る2 3 at%QeがQeの固溶限であシ、最高TC
ヲ示すA 15 Nb3Ge (Nb−25atGe
)は熱的平衡には存在しない。そのため、スパッタリン
グ、蒸着法などの非平衡合成手法によル高’l’c A
15 Nb5Geが製造されている。一方、Nb−8
12元平衡状態図においてはA15相は全く存在せず、
スパッタリング、M着、爆縮、超高圧法などの非平衡合
成手法によjDAl 5相は合成できるものの、A15
相単相が得られるSiの固溶限は21at%前後にとど
まってお9、’l’cもIOK以下と低い。
熱平衡的に存在しないA15相の晶出機構としては、こ
れまで多(の研究がなされて来ておル、次のような機構
で進行すると考えられている。堆積初期には原子置換に
よる結晶の乱れ(anti−site disorde
ri Nb 、 X原子がそれぞれ第1図のOl・位置
を占めずにNb sue VcX原子が、X s i
te K Nb原子が入シ混じること)のため格子定数
aOが太きく TCの低いA15相が先ず形成され、堆
積が進行すると共に上記原子置換による結晶の乱れが減
少して行き、a、)の減少、TCの上昇が生ずる。この
過程はホモエピタキシャル成長と呼ばれている。第2図
にA 15 Nb5Geの膜厚によるao+Tcの変化
を示す。従来の研究によれば、堆積初期にaoの大きな
A15相が晶出するには02のとり込みが不可欠であ夛
、さらに積極的に02を膜成長雰囲気に導入することに
よりA15相の成長全促進し、平衡相の晶出全抑制する
効果のあることが知られている。02の供給源としては
、(1)残留ガス中の02.(2J基板表面の酸化膜、
(3)膜成長雰囲気への02ガスの導入がある。しかし
、上記(1) 、 (2)の場合には02ドーピングの
制御性に乏しい。また上記(3)の場合には多層に種々
の薄膜を形成する場合、余分な不純物02の混入を極力
抑える必要のある電極膜(Nbなと)の形成や清浄表面
を形成するためのスパッタクリーニングなどにおいては
、A15Nb−X膜の形成時に導入した02を排気して
取除く必要がある。しかし、ベルジャ壁に吸着された0
2ra、除去され難く、排気後も膜形成時の温度上昇な
どにより放出され膜特性の低下をもたらす原因となる。
れまで多(の研究がなされて来ておル、次のような機構
で進行すると考えられている。堆積初期には原子置換に
よる結晶の乱れ(anti−site disorde
ri Nb 、 X原子がそれぞれ第1図のOl・位置
を占めずにNb sue VcX原子が、X s i
te K Nb原子が入シ混じること)のため格子定数
aOが太きく TCの低いA15相が先ず形成され、堆
積が進行すると共に上記原子置換による結晶の乱れが減
少して行き、a、)の減少、TCの上昇が生ずる。この
過程はホモエピタキシャル成長と呼ばれている。第2図
にA 15 Nb5Geの膜厚によるao+Tcの変化
を示す。従来の研究によれば、堆積初期にaoの大きな
A15相が晶出するには02のとり込みが不可欠であ夛
、さらに積極的に02を膜成長雰囲気に導入することに
よりA15相の成長全促進し、平衡相の晶出全抑制する
効果のあることが知られている。02の供給源としては
、(1)残留ガス中の02.(2J基板表面の酸化膜、
(3)膜成長雰囲気への02ガスの導入がある。しかし
、上記(1) 、 (2)の場合には02ドーピングの
制御性に乏しい。また上記(3)の場合には多層に種々
の薄膜を形成する場合、余分な不純物02の混入を極力
抑える必要のある電極膜(Nbなと)の形成や清浄表面
を形成するためのスパッタクリーニングなどにおいては
、A15Nb−X膜の形成時に導入した02を排気して
取除く必要がある。しかし、ベルジャ壁に吸着された0
2ra、除去され難く、排気後も膜形成時の温度上昇な
どにより放出され膜特性の低下をもたらす原因となる。
このように、02添加法はA15相の合成に効果はある
ものの、制御性が低いこと、膜形成雰囲気の汚染をもた
らすなどの欠点があった。因に、02によるA15相安
定化の理由は明らかではないが、実験事実によれば、0
2の添加された堆積初期のA15相の結晶粒は著しく微
細化されていることから、安定機構の1つのモデルとし
て次のように考えられている。
ものの、制御性が低いこと、膜形成雰囲気の汚染をもた
らすなどの欠点があった。因に、02によるA15相安
定化の理由は明らかではないが、実験事実によれば、0
2の添加された堆積初期のA15相の結晶粒は著しく微
細化されていることから、安定機構の1つのモデルとし
て次のように考えられている。
即ち、02によシ堆積原子の移動度が減少されその結果
、ミクロな組成のゆらぎが減少するために平衡相の析出
が抑えられ、A15相単相膜の形成が可能となるものと
考えられる( 33 、 Kreveシ。
、ミクロな組成のゆらぎが減少するために平衡相の析出
が抑えられ、A15相単相膜の形成が可能となるものと
考えられる( 33 、 Kreveシ。
N、5Chauer and p、WuChner、
r Appln、Phys、Lett36(1980)
704)。非平衡A15相の合成に有効なもう一つの方
法は、ヘテロエピタキシィ−金利用するものである。こ
れは、格子定数がほぼ等しいA 15 Nb3Ir +
MoBReなどの安定相を形成し、その上にエピタキ
シャル的にA15Nb−X膜成長させるものである。し
かし乍ら本方法はエピタキシャル下地A15相膜の形成
全必要とし、製造プロセスの複雑さの増加、十分良質な
A15相下地膜を得るために500〜100OAの下地
膜厚全必要とし残留応力の増大、膜段差の増大など素子
作製の技術的困難性を増大させる欠点がある。
r Appln、Phys、Lett36(1980)
704)。非平衡A15相の合成に有効なもう一つの方
法は、ヘテロエピタキシィ−金利用するものである。こ
れは、格子定数がほぼ等しいA 15 Nb3Ir +
MoBReなどの安定相を形成し、その上にエピタキ
シャル的にA15Nb−X膜成長させるものである。し
かし乍ら本方法はエピタキシャル下地A15相膜の形成
全必要とし、製造プロセスの複雑さの増加、十分良質な
A15相下地膜を得るために500〜100OAの下地
膜厚全必要とし残留応力の増大、膜段差の増大など素子
作製の技術的困難性を増大させる欠点がある。
以上述べたように、非平衡A15相の析出を促進させる
従来の手法においては、素子作製に用いる際の技術的困
難性のため、新たな手法の開発が強く望まれている状態
にめった。
従来の手法においては、素子作製に用いる際の技術的困
難性のため、新たな手法の開発が強く望まれている状態
にめった。
〈発明の目的〉
本発明はこれらの欠点を除去するため、基板上にあらか
じめ熱的平衡相の析出を抑制する下地層を形成すること
によシ、熱的非平衡であル高TCe有するA15相の結
晶成長を促進させるようにした超伝導膜の製造方法を提
供することを目的とする1、 〈発明の構成〉 上記目的を達成する本発明の構成はA15型結晶構造を
有するNb−X膜CX=S+あるいはQe)の製造にお
いて、予め基板上にsthるいIa、cあるいはQeか
うなる下地層を形成し、該下地層の上にNb−X膜を形
成することt−%黴とする。
じめ熱的平衡相の析出を抑制する下地層を形成すること
によシ、熱的非平衡であル高TCe有するA15相の結
晶成長を促進させるようにした超伝導膜の製造方法を提
供することを目的とする1、 〈発明の構成〉 上記目的を達成する本発明の構成はA15型結晶構造を
有するNb−X膜CX=S+あるいはQe)の製造にお
いて、予め基板上にsthるいIa、cあるいはQeか
うなる下地層を形成し、該下地層の上にNb−X膜を形
成することt−%黴とする。
次に基板として多結晶サファイヤを用いた下地層の形成
について説明する。Sj下地層は、S1ターケツトを用
いたイオンビームスパッタ法ニよル、加熱されていない
サファイヤ基板上に、堆積速度0.5〜1ノ贋にて膜厚
4o〜200Xの範囲でSiミラ積させ形成する。同様
な方法にて、Ge、C下地層も形成すればよい。これら
下地層の表面にA15Nb−X膜全形成する。AI5N
b−X膜の形成は、2連マグネトロン直流スパツタ装置
を用いて行うとよい。本装置によれば組成の異なる2つ
のターゲットのスパッタ速度を独立に制御してマグネト
ロンスパッタを行うことにより、所望の組成を有する薄
膜全堆積することができる。上記下地層としてはsr、
cあるいハGeの単体層でもよ(、またこれらの混合層
でもよい。下地層の形成にょF)Nb−X膜の熱的平衡
相の析出が抑制され、熱的非平衡である高Tcf有する
A15相の結晶成長が促進される。
について説明する。Sj下地層は、S1ターケツトを用
いたイオンビームスパッタ法ニよル、加熱されていない
サファイヤ基板上に、堆積速度0.5〜1ノ贋にて膜厚
4o〜200Xの範囲でSiミラ積させ形成する。同様
な方法にて、Ge、C下地層も形成すればよい。これら
下地層の表面にA15Nb−X膜全形成する。AI5N
b−X膜の形成は、2連マグネトロン直流スパツタ装置
を用いて行うとよい。本装置によれば組成の異なる2つ
のターゲットのスパッタ速度を独立に制御してマグネト
ロンスパッタを行うことにより、所望の組成を有する薄
膜全堆積することができる。上記下地層としてはsr、
cあるいハGeの単体層でもよ(、またこれらの混合層
でもよい。下地層の形成にょF)Nb−X膜の熱的平衡
相の析出が抑制され、熱的非平衡である高Tcf有する
A15相の結晶成長が促進される。
即ち、下地層を形成することにょシ、例えば励−8i膜
の成長においては基板から堆積膜へのsiの拡散が生じ
堆積初期のNb−8j展が微結晶化する。この微結晶内
に生じたA15相の格子定数は充分小さく、ホモエピタ
キシャル成長にょ5A15相単相膜に成長するものと考
えられる。
の成長においては基板から堆積膜へのsiの拡散が生じ
堆積初期のNb−8j展が微結晶化する。この微結晶内
に生じたA15相の格子定数は充分小さく、ホモエピタ
キシャル成長にょ5A15相単相膜に成長するものと考
えられる。
〈実施例〉
以下、本発明の実施例を示す。
実施例1゜
A 15 Nb−84膜0形ff1KU、Nb −17
at%sjとNb−32at%S+の2種の合金ターゲ
ラトラ用いた。スパッタ条件を表1に示す。第3図に、
S1プリコート厚を変えた場合のNb −S i薄膜の
X線回折図形(ディフラクトメータ、Cu Ka線使用
)変化を示す。%Nb−8i膜の相、A15相の格子定
数aoヲ表2に示す。Si下地層全形成せず直接サファ
イヤ基板に堆積されたNb−8i膜(図中d=OA)は
、A15相と’l’i3P型正方晶系Nb5Si相の2
相混合状態を示し、平均組成Nb−21at%S1よル
も54−richな正方晶系Nb5Si相の析出と原子
置換による結晶の乱れの為、A15相の格子定数aQは
5.17Aと大きい(完全規則度のA 15 Nb−2
1at%St (D aoはs、x2X)。
at%sjとNb−32at%S+の2種の合金ターゲ
ラトラ用いた。スパッタ条件を表1に示す。第3図に、
S1プリコート厚を変えた場合のNb −S i薄膜の
X線回折図形(ディフラクトメータ、Cu Ka線使用
)変化を示す。%Nb−8i膜の相、A15相の格子定
数aoヲ表2に示す。Si下地層全形成せず直接サファ
イヤ基板に堆積されたNb−8i膜(図中d=OA)は
、A15相と’l’i3P型正方晶系Nb5Si相の2
相混合状態を示し、平均組成Nb−21at%S1よル
も54−richな正方晶系Nb5Si相の析出と原子
置換による結晶の乱れの為、A15相の格子定数aQは
5.17Aと大きい(完全規則度のA 15 Nb−2
1at%St (D aoはs、x2X)。
一方、SIプリコート厚40〜80Aにおいては、正方
晶系Nb5Si相の析出はわずかに見られるが、itぼ
A15相単相である。a(、値も5.14〜s、tsX
と小さい。特に、超伝導転移温度幅ΔTcに0.7〜0
.8にと小さく、Sr下地層なしの場合と較べ約1/2
に減少している。SI下地層厚を160λ以上にすると
、A15相と正方晶系Nb5S1相の他にa (bcc
)、 Nb相、Nb5Si3相も析出し、4相混合状
態となる。
晶系Nb5Si相の析出はわずかに見られるが、itぼ
A15相単相である。a(、値も5.14〜s、tsX
と小さい。特に、超伝導転移温度幅ΔTcに0.7〜0
.8にと小さく、Sr下地層なしの場合と較べ約1/2
に減少している。SI下地層厚を160λ以上にすると
、A15相と正方晶系Nb5S1相の他にa (bcc
)、 Nb相、Nb5Si3相も析出し、4相混合状
態となる。
表 1゜
到達真空度 2X 10−” TorrスパッタAr圧
力 200 mTorr基板温度 850C Nb−8i膜厚 250OA 堆積速度 20A/分 Nb−Si膜組成 Nb−21at%Si表2゜ な し A15相+Ti5P相 5.17 6.35
1554OA厚 A15相 5.145 6.35 0
.780tt tt a15 6.5 0.8160/
/ ”5相+TiaP相十 −6,450,85αNb
5−1−Nb5印3相 200〃tt −7,20,86 実施例2 実施例1と同じ方法によ、l) Stを下地層として4
00A厚のNb−21at%Si薄膜を形成した。
力 200 mTorr基板温度 850C Nb−8i膜厚 250OA 堆積速度 20A/分 Nb−Si膜組成 Nb−21at%Si表2゜ な し A15相+Ti5P相 5.17 6.35
1554OA厚 A15相 5.145 6.35 0
.780tt tt a15 6.5 0.8160/
/ ”5相+TiaP相十 −6,450,85αNb
5−1−Nb5印3相 200〃tt −7,20,86 実施例2 実施例1と同じ方法によ、l) Stを下地層として4
00A厚のNb−21at%Si薄膜を形成した。
81下地効果は、Nb−8i膜の初期堆積膜においても
顕著に現われることが判る。第4図は実施例1と同じ方
法によ多形成した400A厚のNb−21at%Si薄
膜のX線回折図形を示す。図中(a)はSi下地層を形
成せずに直接サファイヤ基板上に堆積したもの、Φ)は
40X厚のSr下地層を形成したサファイヤ基板上に堆
積させたものである。(a)の場合、はぼA15相単相
であるのに較べ、(b) (D場合は、A15相0(2
10)回折線の半価幅は広がフ、〜50Xの微結晶とな
っている。この結果は、前述したA15相を安定化させ
る効果のある02ドーピングの場合と類似しておjil
t、Si下地層はA15相の粒成長を抑制する効果があ
ることが判る。堆積初期においてA15相結晶の粒成長
を抑制することが、その後の平衡相(ThP型NbaS
j相)の析出を抑制し、格子定数の小さいA15相単相
Nb −S i膜を形成すルコトに、効果があることは
、実施例1の結果(40゜80λ厚のSi下地層の上に
堆積させた250OA厚のNb−21at*S1薄膜)
よル明らかであシ、本実施例においてもSi下地層の形
成がA15相単相Nb−8j膜の製造に有効であること
が判る。
顕著に現われることが判る。第4図は実施例1と同じ方
法によ多形成した400A厚のNb−21at%Si薄
膜のX線回折図形を示す。図中(a)はSi下地層を形
成せずに直接サファイヤ基板上に堆積したもの、Φ)は
40X厚のSr下地層を形成したサファイヤ基板上に堆
積させたものである。(a)の場合、はぼA15相単相
であるのに較べ、(b) (D場合は、A15相0(2
10)回折線の半価幅は広がフ、〜50Xの微結晶とな
っている。この結果は、前述したA15相を安定化させ
る効果のある02ドーピングの場合と類似しておjil
t、Si下地層はA15相の粒成長を抑制する効果があ
ることが判る。堆積初期においてA15相結晶の粒成長
を抑制することが、その後の平衡相(ThP型NbaS
j相)の析出を抑制し、格子定数の小さいA15相単相
Nb −S i膜を形成すルコトに、効果があることは
、実施例1の結果(40゜80λ厚のSi下地層の上に
堆積させた250OA厚のNb−21at*S1薄膜)
よル明らかであシ、本実施例においてもSi下地層の形
成がA15相単相Nb−8j膜の製造に有効であること
が判る。
実施例3゜
40X厚のQeおよびC下地層上に実施例1と同様の方
法に”CNb−21at %Si膜12500A堆積さ
せた。これらの膜のX線回折図形全第5図に示す。直接
サファイヤ基板上に堆積させた膜については実施例1で
述べた如<、A15相と正方晶系Nb5Si相の混相と
なるが、GeおよびC下地層上にNb−81gを堆積さ
せた場合にはSi下地層におけると同様はぼA15相単
相となる。このように、QeおよびCもSlと同じ(平
衡相の析出全抑制し、A15相の結晶成長を促進させる
効果がある。
法に”CNb−21at %Si膜12500A堆積さ
せた。これらの膜のX線回折図形全第5図に示す。直接
サファイヤ基板上に堆積させた膜については実施例1で
述べた如<、A15相と正方晶系Nb5Si相の混相と
なるが、GeおよびC下地層上にNb−81gを堆積さ
せた場合にはSi下地層におけると同様はぼA15相単
相となる。このように、QeおよびCもSlと同じ(平
衡相の析出全抑制し、A15相の結晶成長を促進させる
効果がある。
尚、第5囚中(a)はC下地層、ψ)はGe下地層を設
けた場合を示す。
けた場合を示す。
実施例4゜
サファイヤ基板上に40X厚の3i下地層を形成した後
、該下地層表面にA15相単相Nb−8i膜を形成し、
これを出発膜として、さらにその上に徐々にSi組成’
e5at%増加させて形成した組成傾斜効果の実験を行
った。本実施例において使用した2種のターゲット組成
は、実施例1と同じ(、Nb−17at%SiとNb−
32atliである。組成傾斜は、徐々にNb−17a
t%S1ターゲットのスパッタレートを低下させ同時に
Nb−32at%Siターゲットのスパッタレートを増
加させることによル行った。出発Nb−8i膜厚μ25
00人5組成傾斜部の膜厚は120OAである。このよ
うにして作製したNb−81膜および下地膜についての
格子定数aoとTCON (1%オンセット値)の出発
膜Si濃度依存性を第6図に示す。組成傾斜効果は、格
子定数aQの減少とTcの上昇によシ認められる。最高
TCONは、出発膜組成がNb−21,4at%Siに
おいて得られた13.9にである。
、該下地層表面にA15相単相Nb−8i膜を形成し、
これを出発膜として、さらにその上に徐々にSi組成’
e5at%増加させて形成した組成傾斜効果の実験を行
った。本実施例において使用した2種のターゲット組成
は、実施例1と同じ(、Nb−17at%SiとNb−
32atliである。組成傾斜は、徐々にNb−17a
t%S1ターゲットのスパッタレートを低下させ同時に
Nb−32at%Siターゲットのスパッタレートを増
加させることによル行った。出発Nb−8i膜厚μ25
00人5組成傾斜部の膜厚は120OAである。このよ
うにして作製したNb−81膜および下地膜についての
格子定数aoとTCON (1%オンセット値)の出発
膜Si濃度依存性を第6図に示す。組成傾斜効果は、格
子定数aQの減少とTcの上昇によシ認められる。最高
TCONは、出発膜組成がNb−21,4at%Siに
おいて得られた13.9にである。
Si下地層を形成せずに直接Nb−21,d at%S
t o出発膜を形成し同様にSiを5 atチ増加させ
て形成L fc、 Nb−8i膜のTCONは9.2に
であった。さらに、サファイヤ基板上に直接組成傾斜さ
せて形成t、 タNb −8i膜のTCONは6.4K
に過ぎなかった・・このように、Si下地層上に堆積さ
れたNb−f3i膜は、平衡相の析出が少な(、よp
5I−r−ichなA 15 Nb−8t相の形成に効
果のあることが分る。
t o出発膜を形成し同様にSiを5 atチ増加させ
て形成L fc、 Nb−8i膜のTCONは9.2に
であった。さらに、サファイヤ基板上に直接組成傾斜さ
せて形成t、 タNb −8i膜のTCONは6.4K
に過ぎなかった・・このように、Si下地層上に堆積さ
れたNb−f3i膜は、平衡相の析出が少な(、よp
5I−r−ichなA 15 Nb−8t相の形成に効
果のあることが分る。
実施例5゜
実施例1および3の方法と同様な方法にて(1)サファ
イヤ基板、(2)Si下地層(4oi厚)、(3)Ge
下地層(40X厚)、(4)C下地層(40^厚)を形
成されたサファイヤ基板上に、Nb −25at%Qe
膜tl−250OA堆積した。2連ターゲツトの各組成
はいずれもNb−25at%Ge合金を用いた。スパッ
タ条件は表3に示す通シである。
イヤ基板、(2)Si下地層(4oi厚)、(3)Ge
下地層(40X厚)、(4)C下地層(40^厚)を形
成されたサファイヤ基板上に、Nb −25at%Qe
膜tl−250OA堆積した。2連ターゲツトの各組成
はいずれもNb−25at%Ge合金を用いた。スパッ
タ条件は表3に示す通シである。
表 3
到達真空度 2 X 10 ”’l’orrスパッタA
rガス圧 200 mTorr堆積速K l 00 A
/m1n Nb−Ge組成 Nb15at%Qe これらのNb−Ge膜のXfs回折による合成和、ag
+ ’i’c +ΔTC’を表4に示す。本実施例か
ら明らかなように、Si 、 Ge 、 C下地層の形
成は、平衡Nb5Ges相の析出を抑制し、A15相の
析出を促進する効果のあることが分る。
rガス圧 200 mTorr堆積速K l 00 A
/m1n Nb−Ge組成 Nb15at%Qe これらのNb−Ge膜のXfs回折による合成和、ag
+ ’i’c +ΔTC’を表4に示す。本実施例か
ら明らかなように、Si 、 Ge 、 C下地層の形
成は、平衡Nb5Ges相の析出を抑制し、A15相の
析出を促進する効果のあることが分る。
表 4゜
(1)す7フイヤ基板 A15+Nb5Gea相 5.
145 21 1(2)Si下地層 A15 5.14
322.50.5(3)Q C下地層 AI 5 5.
14022.80.4(4)C下地層 AI 5 5.
14022.00.7英雄例6゜ 実施例5の方法と同様な方法にて(リサファイヤ基板、
(2)サファイヤ基板上にGe下地層(80A)を形成
したもの、これら基板上[Nb−25at%G・2膜を
250OA堆積した。スパッタは表3に示した条件に従
い、スパッタArガス圧のみを変化させ、l Q Q
mTorrで行なツタ。
145 21 1(2)Si下地層 A15 5.14
322.50.5(3)Q C下地層 AI 5 5.
14022.80.4(4)C下地層 AI 5 5.
14022.00.7英雄例6゜ 実施例5の方法と同様な方法にて(リサファイヤ基板、
(2)サファイヤ基板上にGe下地層(80A)を形成
したもの、これら基板上[Nb−25at%G・2膜を
250OA堆積した。スパッタは表3に示した条件に従
い、スパッタArガス圧のみを変化させ、l Q Q
mTorrで行なツタ。
これらのNb−Ge膜のX線回折′ff、第7図に示す
。
。
尚、第7図中、(a)はサファイヤ基板上への堆積、(
b)ir、Ge下地層への堆積を示す。このように、G
e下地層の形成は平衡Nb5Ge3相の析出全抑制し、
低Arガス圧下においてA15相の析出を促進する効果
があることが分る。
b)ir、Ge下地層への堆積を示す。このように、G
e下地層の形成は平衡Nb5Ge3相の析出全抑制し、
低Arガス圧下においてA15相の析出を促進する効果
があることが分る。
尚、従来非平衡相である高TCAl 5Nb3Gは、低
Arガス圧では得ることが困難であったがこれに低Ar
ガス圧の場合は、結晶粒の成長が著しくなル安定相のN
b5Ge3相が析出するためである。
Arガス圧では得ることが困難であったがこれに低Ar
ガス圧の場合は、結晶粒の成長が著しくなル安定相のN
b5Ge3相が析出するためである。
ところがGe下地層を形成することにより実施例2で示
したように堆積初期にA15相の粒成長を抑制し、その
後の平衡相Nb5Geaの析出を抑制したものと考えら
れる〇 実施例7゜ サファイヤ基板および40A厚のGeおよびC下地層上
に実施例3と同様の方法にてSi組成を2 at%増加
させNb−23at%S1膜’12500A堆積させた
。これらの膜のX線回折図形に’lEB図に示す。
したように堆積初期にA15相の粒成長を抑制し、その
後の平衡相Nb5Geaの析出を抑制したものと考えら
れる〇 実施例7゜ サファイヤ基板および40A厚のGeおよびC下地層上
に実施例3と同様の方法にてSi組成を2 at%増加
させNb−23at%S1膜’12500A堆積させた
。これらの膜のX線回折図形に’lEB図に示す。
尚、第8図中(a)はサファイヤ基板上への堆積、(b
)はGe下地層上への堆積、(C)はC下地層十への堆
積を示す。直接サファイヤ基板上に堆積させた膜(a)
については実施例1で述べた如く、A15相と正方晶系
Nb3Si相の混相となる。Ge下地層上にNb−23
at%Si膜を堆積させた場合(b) K ti、実施
例3とは異なり正方晶系Nb5SI相の混相となる。と
ころが、C下地層上にNb−23at%膜を堆積させた
場合(C)には小量の正方晶系Nb5SIaの相が認め
られるが、いぜんSI組成23 at%と上昇してもA
15相主体の膜となることが分る。
)はGe下地層上への堆積、(C)はC下地層十への堆
積を示す。直接サファイヤ基板上に堆積させた膜(a)
については実施例1で述べた如く、A15相と正方晶系
Nb3Si相の混相となる。Ge下地層上にNb−23
at%Si膜を堆積させた場合(b) K ti、実施
例3とは異なり正方晶系Nb5SI相の混相となる。と
ころが、C下地層上にNb−23at%膜を堆積させた
場合(C)には小量の正方晶系Nb5SIaの相が認め
られるが、いぜんSI組成23 at%と上昇してもA
15相主体の膜となることが分る。
これによシ、Cは、Ge 、 Siよシも平衡相の析出
を抑制し、A15相の結晶成長を促進させる効果がある
と考えられる− 〈発明の効果〉 以上説明したように、本発明によれば、熱的平衡相の析
出を抑制し、熱的非平衡相でめるA15相の結晶成長を
促進させた超伝導膜を製造することができる。従って、
その効果として、(1) 02添加手法と異なル、チャ
ンバー内の雰囲気を汚染することなく高TcA15相を
形成することができ、多層膜形成工程を必要とする素子
作製を容易にする3゜ (2) JR化膜基板を用いる手法と異なり、同一チャ
ンバー内で多層膜全形成する場合、酸化工程を省略でき
るので高TeA15相を用いた素子作製を容易にする。
を抑制し、A15相の結晶成長を促進させる効果がある
と考えられる− 〈発明の効果〉 以上説明したように、本発明によれば、熱的平衡相の析
出を抑制し、熱的非平衡相でめるA15相の結晶成長を
促進させた超伝導膜を製造することができる。従って、
その効果として、(1) 02添加手法と異なル、チャ
ンバー内の雰囲気を汚染することなく高TcA15相を
形成することができ、多層膜形成工程を必要とする素子
作製を容易にする3゜ (2) JR化膜基板を用いる手法と異なり、同一チャ
ンバー内で多層膜全形成する場合、酸化工程を省略でき
るので高TeA15相を用いた素子作製を容易にする。
(3)残留酸素によらず高TeA15相の形成が可能と
なるため素子作製時の再現性がすぐれている。
なるため素子作製時の再現性がすぐれている。
など実用上程々の利点を有する。
181図は、A 15 Nb5Xの結晶構造を示す説明
図、第2図は、A 15 Nb3Geの超伝導転移温度
TC1格子定数a、の膜厚依存性を示すグラフ、第3図
は、SI下地層厚を変化させた場合の得られたNb−8
i膜のX線回折パターン図、第4図は、Nb−8i膜(
400A )の>1回折パターン図であシ、第5図は、
Qe 、 C下地層形成にょって得られるNb−8i膜
の回折パターン図、第6図は、組成M新法によるA 1
5Nb−8j膜形成における出発膜の’l’c 、 A
6のsj濃度依存性および組成傾斜膜の’l’c 、
aoの出発腰sj濃度依存性を示すグラフ、第7図は、
Nb−Ge膜のX線回折パターン図、第8因は、Nb−
23at%s1膜oX線回折パターン図である。 特許出願人 日本電信電話公社 代理人 弁理士 光石士部(他1名〕 第1図 県 ○ Nb原子 嬰 ・X N子 第2TI!J 膜厚 (入] 第3図 X線回折角度 2θ(度)CuKw線使用第4図 X線回折角度 26(度)CuKべ線使用第6図 20.5 21.0 2+、5 出発膜S1濃度(at%) 第7 (a)2θ(0) サフフイヤム板 Arガス圧100mTorr 図 (b)2θ(0) Ge下地層形成
図、第2図は、A 15 Nb3Geの超伝導転移温度
TC1格子定数a、の膜厚依存性を示すグラフ、第3図
は、SI下地層厚を変化させた場合の得られたNb−8
i膜のX線回折パターン図、第4図は、Nb−8i膜(
400A )の>1回折パターン図であシ、第5図は、
Qe 、 C下地層形成にょって得られるNb−8i膜
の回折パターン図、第6図は、組成M新法によるA 1
5Nb−8j膜形成における出発膜の’l’c 、 A
6のsj濃度依存性および組成傾斜膜の’l’c 、
aoの出発腰sj濃度依存性を示すグラフ、第7図は、
Nb−Ge膜のX線回折パターン図、第8因は、Nb−
23at%s1膜oX線回折パターン図である。 特許出願人 日本電信電話公社 代理人 弁理士 光石士部(他1名〕 第1図 県 ○ Nb原子 嬰 ・X N子 第2TI!J 膜厚 (入] 第3図 X線回折角度 2θ(度)CuKw線使用第4図 X線回折角度 26(度)CuKべ線使用第6図 20.5 21.0 2+、5 出発膜S1濃度(at%) 第7 (a)2θ(0) サフフイヤム板 Arガス圧100mTorr 図 (b)2θ(0) Ge下地層形成
Claims (1)
- A15型結晶構造を有するNb−X膜(X=Siあるい
はGe )の製造において、予め基板上にSIあるいは
CあるいはGeからなる下地層全形成し、該下地層の上
にNb−X膜を形成することを特徴とする超伝導膜の製
造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP59106512A JPS60251198A (ja) | 1984-05-28 | 1984-05-28 | 超伝導膜の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP59106512A JPS60251198A (ja) | 1984-05-28 | 1984-05-28 | 超伝導膜の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS60251198A true JPS60251198A (ja) | 1985-12-11 |
Family
ID=14435467
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP59106512A Pending JPS60251198A (ja) | 1984-05-28 | 1984-05-28 | 超伝導膜の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS60251198A (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP0436698A1 (en) * | 1989-07-27 | 1991-07-17 | Cornell Res Foundation Inc | SUPERCONDUCTING LINEAR ACCELERATOR CHARGED WITH A SAPPHIRE CRYSTAL. |
CN109285942A (zh) * | 2017-07-21 | 2019-01-29 | 中国计量科学研究院 | 超导薄膜及其制备方法、超导量子干涉器件和感应式超导边缘探测器 |
DE102020107059A1 (de) | 2020-03-13 | 2021-09-16 | Technische Universität Darmstadt | Verfahren zum Herstellen einer Beschichtung eines Grundkörpers und Funktionselement mit einem Grundkörper mit einer Beschichtung |
-
1984
- 1984-05-28 JP JP59106512A patent/JPS60251198A/ja active Pending
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP0436698A1 (en) * | 1989-07-27 | 1991-07-17 | Cornell Res Foundation Inc | SUPERCONDUCTING LINEAR ACCELERATOR CHARGED WITH A SAPPHIRE CRYSTAL. |
CN109285942A (zh) * | 2017-07-21 | 2019-01-29 | 中国计量科学研究院 | 超导薄膜及其制备方法、超导量子干涉器件和感应式超导边缘探测器 |
CN109285942B (zh) * | 2017-07-21 | 2022-07-08 | 中国计量科学研究院 | 超导薄膜及其制备方法、超导量子干涉器件和感应式超导边缘探测器 |
DE102020107059A1 (de) | 2020-03-13 | 2021-09-16 | Technische Universität Darmstadt | Verfahren zum Herstellen einer Beschichtung eines Grundkörpers und Funktionselement mit einem Grundkörper mit einer Beschichtung |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP2020015977A (ja) | 原子層遷移金属ダイカルコゲナイドの直接パターン化成長方法 | |
CN112831768B (zh) | 一种高结晶质量的氮化铪薄膜制备方法及应用 | |
CN113549884A (zh) | 一种具有垂直磁各向异性的磁性薄膜制备方法及磁性薄膜 | |
JP3716440B2 (ja) | ホウ素含有窒化アルミニウム薄膜および製造方法 | |
CN114361246A (zh) | 一种氧化物缓冲层的外延结构及其制备方法 | |
JPS60251198A (ja) | 超伝導膜の製造方法 | |
JP2001342556A (ja) | アルミナ結晶質薄膜の低温製法 | |
JPS5840820A (ja) | シリコン単結晶膜形成法 | |
JP2020196948A (ja) | 堆積方法 | |
Baltz | Influence of vacuum conditions on epitaxially grown permalloy films | |
JPH0476217B2 (ja) | ||
JP2003183097A (ja) | 炭化珪素単結晶インゴット及びその製造方法 | |
JPH05171417A (ja) | タンタル金属薄膜の製造方法 | |
JP2639544B2 (ja) | 三層ペロブスカイト構造をもつLaA▲下2▼Cu▲下3▼O▲下7▼▲下−▼xの単結晶薄膜及びLaA▲下2▼Cu▲下3▼O▲下7▼▲下−▼x薄膜の製造法 | |
CN111606322B (zh) | 一种铁磁薄膜外延单层石墨烯及其制备方法 | |
Zhou et al. | Heteroepitaxial growth of Ge films on Si substrates by molecular beam epitaxy | |
CN110699643B (zh) | 五铜化铀单晶薄膜的制备方法、五铜化铀单晶薄膜 | |
JPS5878418A (ja) | インジウム−アンチモン系複合結晶薄膜の製造法 | |
JP2582741B2 (ja) | エピタキシャル薄膜の形成方法 | |
JPS62132312A (ja) | 半導体薄膜の製造方法 | |
JPH04326526A (ja) | CuIn(Se1−xSx)2混晶薄膜の製造法 | |
US20030209189A1 (en) | Magnetic material and method for preparation thereof | |
Tanaka et al. | Two dimensional structure and growth mode of ultrathin Ce film on a Mo (110) surface | |
JP2511457B2 (ja) | 半導体結晶基板 | |
JPH05319984A (ja) | 金属エピタキシャル膜の製造方法 |