JP3570418B2 - 超伝導デバイス - Google Patents

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は液体窒素温度あるいはそれ以上の温度で動作する超電導デバイスに係り、特に製造が容易で動作が安定な超電導デバイスに関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来、高温で動作する超電導デバイスの材料としては、Ｎｂ３Ｇｅ等の材料が使用されていた。この技術については、エイチ・ロガラ等（Ｈ．Ｒｏｇａｌｌａ ｅｔ ａｌ．）が、アイ・イー・イー・イー・トランザクション・マグ−１５，５３６（１９８５）（ＩＥＥＥ Ｔｒａｎｓ．ＭＡＧ−１５，５３６（１９８５））において論じている。
【０００３】
また、従来超電導性を示す複数の電極を半導体あるいは常伝導体を介して結合させた超電導デバイスについては、アール・ビー・バン・ドーバー等（Ｒ．Ｂ．Ｖａｎ．Ｄｏｖｅｒ ｅｔ ａｌ．）が、ジェイ・アプライド・フィジックス・Ｖｏｌ．５２，第７３２７，１９８１（Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．， Ｖｏｌ．５２，Ｐ．７３２７，１９８１）において論じている。また上記超電導デバイスに電界効果によって超電導性を示す電極間の結合を変化させる手段を加えた三端子型の超電導デバイスについては、ティー・ディー・クラーク等（Ｔ．Ｄ．Ｃｌａｒｋ ｅｔ ａｌ．）が、ジェイ・アプライド・フィジックス・Ｖｏｌ．５，第２７３６頁，１９８０年（Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，Ｖｏｌ．５，Ｐ．２７３６，１９８０）において論じている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
この三端子型の超電導デバイスの断面構造を図１に示す。このデバイスは、半導体層２に接して設けられた２つの超電導電極３ａ，３ｂに半導体層２を通して流れる超電導電流の値を両電極３ａ，３ｂ間に設けた制御電極５に印加した電圧によって超電導近接効果を変化させて制御するものである。制御電極５は半導体層２の上に、絶縁膜４を介して設けられている。
【０００５】
上記従来技術は、超電導電極の材料としてＰｂ，Ｐｂ合金，Ｎｂ，Ｎｂ系化合物を用いていた。従って、これらの材料を用いた超電導デバイスを動作させるためには、液体ヘリウム温度（４．２Ｋ）付近の極低温中にデバイスを設置しなければならなかった。さらに２つの超電導電極間の超電導近接効果の影響を大きくするためには、２つの超電導電極間の距離を０．５μｍ以下に離して設置しなければならず、このことがデバイス作製を非常に困難なものとしていた。
【０００６】
また、上記従来技術においては、超電導電極と半導体あるいは常伝導体とは、それぞれ別々の元素の組合せから成る材料によって構成されていた。例えば超電導電極の材料としてはＮｂやＰｂ合金、Ｓｎ等が用いられ、また半導体あるいは常伝導体の材料としては、Ｓｉ，ＩｎＡｓ，Ｃｕ等が用いられていた。しかしながら、これらの材料を組合せるということは、超電導体と半導体又は常伝導体のように電気的な性質が全く異なる材料を重ねてデバイスを構成することを意味している。従って、この超電導デバイスは半導体あるいは常伝導体の表面上にこれとは異なる材料の超電導体が重ねて形成された構造となる。このとき、超電導体の特性は、半導体等の表面状態に敏感に反応するため、このような構造のデバイスは、その特性が変化し易く、この種の超電導デバイスを再現性よく製造することは、困難であった。
【０００７】
また、超電導体の超電導転移温度（Ｔｃ）も高々１０〜２０Ｋ程度であり、このことはデバイスの特性がそのデバイスの温度変化によって不安定になり易いことを意味している。
【０００８】
また、従来の超電導デバイスは、主として液体ヘリウム温度で動作することから、その温度までの冷却には、液体ヘリウムへの浸漬又は、ヘリウム・ガスによる冷却という方法が用いられていた。しかしながら、液体ヘリウムは非常に高価であり、冷却剤として経済的でない。また、液体ヘリウムは室温に比べて極低温であるため、その取扱い自体が難しいといった問題を有していた。そして、この液体ヘリウムの問題は、そのまま超電導デバイス自身の経済性及び取扱いといった問題に結びついていた。
【０００９】
また、従来用いられていた超電導材料は、多結晶状あるいはアモルファス状であった。多結晶性の材料においては０．５μｍ以下の微細加工を精密に行うことは困難であり、また超電導体としての性質が結晶の方位に依存する材料を使用した場合には、作製のたびに多結晶材料の結晶粒の配向性の程度を厳密に制御する必要がある。しかしながら、一般にはこれが困難であるために、製造の際の特性ばらつきが大きくなるという問題があった。
【００１０】
従来の超電導弱結合素子を有する超電導デバイスの構造は超電導膜の一部を細くしてくびれを形成し、くびれ部分に弱結合性を持たせた、いわゆるマイクロブリッジが代表的なものである。とくにＮｂ系超電導材料に対しては光学的なパタン形成技術あるいは電子ビーム描画技術と超電導膜の加工技術を組合せて、超電導弱結合素子が作製されて来た。このような弱結合素子は微弱な磁界を検出できる量子磁束計として、あるいは高感度のマイクロ波・ミリ波検出器として利用される。量子磁束計は１０−９Ｏｅという高い磁束分解能を有し、脳磁計や心磁計に利用される。弱結合素子のマイクロ波検出領域は他の半導体素子では不可能な高い周波数帯域１０１２Ｈｚまで可能である。
【００１１】
このように超電導弱結合素子を備えた超電導デバイスは電磁波の検出素子として優れた性能を有する。しかしながら従来のＮｂ系超電導材料は臨界温度が２３Ｋ以下であるから、Ｎｂ系超電導材料を用いて形成される超電導材料も液体ヘリウム中（４．２Ｋ）での動作を余儀なくされてきた。
【００１２】
このような公知例として、ＩＥＥＥ Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎ ｏｎ Ｍａｇｎｅｔｉｃｓ，Ｖｏｌ．ＭＡＧ−２１，Ｎｏ．２，ＭＡＲＣＨ １９８５，ｐｐ．９３２−９３４がある。
【００１３】
本発明の第１の目的は、温度変化に対する動作が安定で、かつ、液体窒素温度以上の高温で動作可能な超電導デバイスを提供することにある。
【００１４】
本発明の第２の目的は、経済性に優れ、かつ、その取扱いが容易な超電導デバイスを提供することにある。
【００１５】
本発明の第３の目的は、容易に構造でき、かつ、特性の均一な超電導デバイスを提供することにある。
【００１６】
本発明の第４の目的は、効率の良い超電導電子の流れを与える超電導デバイスを提供することにある。
【００１７】
本発明の第５の目的は、デバイス感度及び利得の大きな超電導デバイスを提供することにある。
【００１８】
【課題を解決するための手段】
上記第１，第２，第３及び第４の目的は、超電導デバイスを構成する酸化物超電導体の結晶のｃ軸を、その酸化物超電導体内を流れる超電導電波の方向と略垂直になるように配向することによって達成される。又は、この超電導体をその超電導性が結晶学的な方位に依存しており、面内での２次元性が強くなるように形成し、上記超電導体を流れる電流の方向を上記超電導性の高い方向と一致させることによって達成される。
【００１９】
上記第１，第２，第３及び第５の目的は、超電導体と常伝導体（半導体）とが接する面に対して超電導体の結晶のｃ面が垂直になるように接続することによって、達成される。
【００２０】
すなわち、たとえば酸素欠陥型層状ペロブスカイト結晶構造又はＫ２ＮｉＦ４型結晶構造を有する超電導材料は、超電導的な性質が結晶学的な方位に依存しており、ｃ軸に垂直な面、すなわちｃ面内での超電導性が強く、キャリアが面内で動く２次元性が強い。このためデバイスとして使用するために充分大きな電流を流すことのできる方向はｃ面内であり、他の面に比較して約１０倍の超電導電子の流れをもつ。そこで超電導体の結晶のｃ軸を超電導体内を流れる電流方向と略直角にすることによって、効率良く超電導電流を流すことができる。
【００２１】
本発明によれば、超電導体と常伝導体もしくは半導体とを組合せて使用する超電導デバイスにおいて、超電導体と常伝導体もしくは半導体との界面の結晶格子を整合させて製造し、なおかつデバイス中の電流が流れる方向と、材料の超電導性の高い方向とが一致しているために、充分に大きな超電導電流を流すことができるので、特性が安定で再現性良く製造でき、しかも回路動作も安定な超電導デバイスを実現できる効果がある。
【００２２】
超電導体から半導体又は常伝導体に電子対あるいは電子がしみ出す確率が高くなる。すなわち超電導体と半導体又は常伝導体界面の電子波の整合性が良好であり、効率の良い電子の流れとなる。従って動作の安定した高利得の超電導デバイスの実現が可能となる。同様の効果は結晶粒が配向した多結晶材料を用いた場合にも得ることができる。
【００２３】
さらに、（Ｌａ１−ｘＡｘ）２ＣｕＯ４（ＡはＳｒ１ーｙ−ｚＢａｙＣａｚなどの材料）なる組成のＫ２ＮｉＦ４型結晶構造を有する超電導材料は、超電導的な性質が結晶学的な方位に依存しており、ｃ面、すなわちｃ軸に垂直な面内での超電導体が強い異方的な電気伝導特性を有する。このため、デバイスとして充分に大きな電流を流す方法は、結晶のｃ軸に垂直な面内にあることが必要であって、このため超電導体、及び常伝導体が、超電導デバイスをその上に形成する基板に接している面、すなわち基板の表面が、超電導体あるいは常伝導体を構成する単結晶材料のｃ軸に垂直であることが望ましいのである。この場合には、超電導デバイスにおいて電波を流す方向が、超電導性の最も高い方向と一致しており、このため、デバイスの動作を安定なものにすることができる。
【００２４】
以上は、単結晶性の材料を超電導電極と、半導体とに使用した場合について述べたが、同様の効果は結晶粒が配向した多結晶材料を用いた場合にも得ることができる。この場合にも、結晶粒の配向方向は基板の表面に対し結晶粒のｃ軸が垂直となることが望ましい。配向した常伝導体もしくは半導体上に、やはり同じ配向性を有する超電導電極を形成することは容易であり、このような場合には、上で述べた単結晶性の材料を用いた場合と同様の効果を得ることが可能である。
【００２５】
また、以上の説明においては、先に常伝導体又は半導体を形成しておき、次いで超電導体を形成するものとしているが、この順序を変更しても全く同様の効果を得ることができる。
【００２６】
以下、実施例を参照して本発明を詳細に説明する。
【００２７】
【発明の実施の形態】
（実施例１）
図２を用いて本発明の第１の実施例を説明する。基板１は、ＳｒＴｉＯ３単結晶からなり、その主表面は結晶のｃ軸と垂直である。この基板１の主表面上にスパッタリング法によって厚さ約１００ｎｍの（Ｌａ０．９Ｃａ０．１）２ＣｕＯ４の組成を有する常伝導体又は半導体２を形成する。この常伝導体又は半導体は、平坦な基板１上に形成されているため、膜厚は一定である。これを高周波加熱法によって約１０００℃で約１０秒程度の加熱処理を行なう。すると、常伝導体又は半導体２はそのｃ軸が基板１のｃ軸と同じ方向に配向した単結晶薄膜になる。続いて（Ｌａ０．９Ｃａ０．１）２ＣｕＯ４の組成を有する厚さ約１００ｎｍの超電導体３を同じくスパッタリング法によって形成する。この超電導体３は下地となる常伝導体又は半導体２の配向性に依存した結晶配向性を有するため、やはり基板１及び常伝導体又は半導体２同じｃ軸方向に配向する。この超電導体３の表面にホトレジストによるパターンを形成し、これをマスクにしてＡｒイオンによるスパッタ・エッチングを行い、超電導体３を対向する２つの超電導電極３ａ，３ｂに加工する。この二つの超電導電極３ａ，３ｂの間の長さは、常伝導体又は半導体のコヒーレンス長さの約３〜１０倍程度である。次に、化学的気相成長法（ＣＶＤ法）によって厚さ約１５０ｎｍのＳｉＯ２より成る保護膜６を形成する。この保護膜６は、超電導体２の材料に希土類元素を含む酸化物を使用した場合には、水素，酸素の拡散や表面の組成変化によって材料の超電導特性が変化し、デバイスの特性が時間とともに劣化することを防止するために設けたものである。従って、本実施例のような酸化物系の材料を超電導体に用いる場合には、この保護膜６を使用することが望ましい。保護膜６の材料としてはＳｉＯ２の他にＳｉＯ，Ｓｉ３Ｎ４などの絶縁物や、有機高分子材料等を使用しても良い。
【００２８】
以上によって、超電導体３ａ−常伝導体（半導体）２−超電導体３ｂの構造を有する超電導デバイスを得ることができる。この場合、常伝導体２と超電導体３の間の界面は、両層を連続的に形成したために、汚染等が無く、また結晶格子の整合が良いために、キャリアの反射が少なく理想的な状態を保って形成できた。このため特性の均一性と再現性に優れ、回路動作が安定になる効果があった。なお、本実施例においては、基板１の材料としてＳｒＴｉＯ３あるいはサファイアを用いたが、この他にＳｉＣ等のセラミクス材料あるいはＧＧＧ等のガーネット材料を用いてもよい。
【００２９】
（実施例２）
次に図３を用いて本発明の第２の実施例を説明する。第１の実施例においては常伝導体又は半導体２を先に形成したが、すでに述べたように超電導体３を先に形成することもできる。形成の際の条件等は第１の実施例と同様で良い。即ち、主表面が結晶のｃ軸と垂直である基板１（ＳｒＴｉＯ３単結晶）の上に（Ｌａ０．９Ｃａ０．１）２ＣｕＯ４の組成を有する厚さ約１００ｎｍの超電導体をスパッタリング法によって形成する。超電導体３の表面にホトレジストによるパターンを形成し、これをマスクにしてエッチングを行い、超電導体３を加工して対向する２つの超電導電極３ａ，３ｂを形成する。次に（Ｌａ０．９Ｃａ０．１）２ＣｕＯ４の組成を有する厚さ約２００ｎｍの常伝導体２をスパッタリング法によって堆積形成する。これを高周波数加熱法により約１０００℃で約１０秒間の加熱処理を施す。すると、常伝導体又は半導体２と超電導体３は、実施例１と同様に、そのｃ軸が基板１のｃ軸と同じ方向（いいかえれば、基板１の主表面と垂直方向）に配向した多結晶あるいは単結晶の薄膜になる。このようにして、本発明の超電導体３ａ−常伝導体（半導体）２−超電導体３ｂの構造を有するデバイスを得ることができる。
【００３０】
（実施例３）
次に図４を用いて、本発明の第３の実施例を説明する。図２の第１の実施例による超電導デバイスの表面に保護膜６を形成せずに、ＣＶＤ（化学的気相成長法）によってＳｉＯ２から成る厚さ約２０〜１２０ｎｍの絶縁膜４を形成する。次に厚さ約３００ｎｍのＮｂより成る制御電極５をスパッタリング法による堆積とＣＦ４ガスを用いた反応性イオンエッチング法によって形成する。これによって三端子型の超電導デバイスを実現することができる。この制御電極５は２つの超電導電極間を流れる電流を制御することができる。このデバイスは制御電極５を有しているが、前記の２つの実施例と同様に、特性の均一性と再現性とに優れた超電導デバイスを実現できることは言うまでもない。
【００３１】
（実施例４）
次に図５を用いて、本発明の第４の実施例を説明する。主表面が結晶のｃ軸に垂直な基板１（ＳｒＴｉＯ３単結晶あるいはサファイヤ）の上に、スパッタリング法により厚さ約１００ｎｍの（Ｌａ０．９Ｃａ０．１）２ＣｕＯ４の組成を有する超電導体３ａを形成する。これを酸素雰囲気中で加熱して、約９２０℃，２時間の熱処理を行なう。これにより、超電導体３ａはｃ軸が基板１のｃ軸と同じ方向に配向した多結晶薄膜あるいは単結晶薄膜とすることができる。続いてイオンビーム・スパッタリング法により厚さ約１００ｎｍの（Ｌａ０．９Ｃａ０．１）２ＣｕＯ４の組成を有する常伝導体又は半導体２と、厚さ約２００ｎｍの（Ｌａ０．９Ｃａ０．１）２ＣｕＯ４の組成を有する第２の超電導体３ｂを形成する。
【００３２】
超電導体３ａの加工はホトレジストのパターンをマスクとした化学エッチングを用いる。常伝導体２と第２の超電導体３ｂとは、メタルマスクを通して形成する。そして超電導体３ｂを酸素雰囲気中で加熱して、約９２０℃、２時間の熱処理を行なう。これにより第２の超電導体３ｂも超電導体３ａと同様にｃ軸が基板１のｃ軸と同じ方向に配向した多結晶薄膜となる。次に化学的気相成長法（ＣＶＤ法）によって厚さ約１５０ｎｍのＳｉＯ２より成る保護膜６を形成する。以上によって超電導体３ａ−常伝導体（半導体）２−超電導体３ｂの構造を有する超電導デバイスを得ることができる。本実施例においては、超電導体３ａと第２の超電導体３ｂとが常伝導体２をはさみ込んだ、サンドイッチ型の構造を有している。この点が本発明の第１の実施例とは異っている。このようなサンドイッチ型の構造においても、本発明の目的を充分に達することができる。また本実施例では常伝導体をはさみ込んでいるが、これが半導体であっても良いことは言うまでもない。この場合には超電導体と半導体の間にはショットキ障壁が存在し、電気伝導のメカニズムにおいては、トンネル効果が重要となるが、このようなトンネル接合に対しても、本発明は充分な効果を有することは言うまでもない。
【００３３】
（実施例５）
上記図２から図５までの実施例に示された超電導デバイスに用いられた超電導電極材料は、高い超電導臨界温度を有するペロブスカイト型の酸化物超電導材料である。この材料において超電導電子対は結晶構造上にａ−ｂ面方向（ｃ軸と垂直方向）に流れやすく、ｃ軸と同じ方向には流れ難い。したがってこのような材料を超電導電極として用いた超電導デバイスの超電導電流の流れは超電導電極３ａ→常伝導体（半導体）２→超電導電極３ｂとなる。そこで超電導電極３ａ，３ｂと常伝導体（半導体）２の界面の電子の流れが重要となる。つまり超電導電極３ａから常伝導体（半導体）２に対する電流の流れ及び常伝導体（半導体）２から超電導電極３ｂに対する電流の流れをそれぞれ大きくしなければならない。
【００３４】
図３の場合、超電導電極３ａ，３ｂの電流は、基板１の主表面と平行（ｃ軸と垂直）方向に流れる。従って、超電導電極３ａ，３ｂと常伝導体（半導体）２との間には、最大超電導電流が流れる。しかしながら、図２および図４のように、超電導電極３ａ，３ｂと常伝導体（半導体）２とが異なる層で形成されている場合には、超電導電極３ａから常伝導体（半導体）２への電流の流れ及び常伝導体（半導体）２から超電導電極３ｂへの電流の流れは、超電導電極３ａ，３ｂの電流の流れと直交することになる。従って、このような超電導デバイスは、超電導電極３ａ−常伝導体（半導体）２−超電導電極３ｂの構造において、超電導体（３ａ，３ｂ）と常伝導体（半導体）２との間に充分な超電導電流を流すことができないという問題があった。
【００３５】
この問題を解決した実施例について、以下説明する。
【００３６】
図６は本実施例の第５の実施例である超電導デバイスの断面図である。基板１１は、第１から第４の実施例とは異なり、ＳｒＴｉＯ３からなり、その主表面は結晶のｃ軸と平行である。この基板１１上にスパッタリング法で厚さ２００ｎｍの（Ｌａ０．９Ｃａ０．１）２ＣｕＯ４の組成を有する常伝導体（半導体）２を形成する。その後これを高周波加熱法で１０００℃，１０秒の加熱処理を行なう。すると、常伝導体（半導体）２は、そのｃ軸が基板１１のｃ軸と平行な単結晶薄膜になる。次に（Ｌａ０．９Ｃａ０．１）２ＣｕＯ４の組成を有する厚さ約３００ｎｍの超電導薄膜をスパッタリング法によって形成する。この超電導薄膜は、下地となる常伝導体（半導体）２の結晶の配向性に依存した結晶配向性を有するため、常伝導体（半導体）２の表面に対してｃ軸が平行、すなわちｃ面が垂直になるように配向している。次に９５０℃の酸素雰囲気中で１時間の加熱を行った後この超電導薄膜表面にホトレジストによるパターンを形成し、これをマスクとしてＡｒイオンによるスパッタエッチングを行い、対向する２つの超電導電極３ａ，３ｂを形成する。
【００３７】
次に、化学的気相成長法（ＣＶＤ法）によって、ＳｉＯ２からなる厚さ約１２０ｎｍの絶縁膜７を形成する。続いて、イオン・ビーム・スパッタリング法により、厚さ約１００ｎｍの（Ｌａ０．９Ｃａ０．１）２ＣｕＯ４の組成を有する超電導配線３ｃ，３ｄを形成する。そして、この超電導配線３ｃ，３ｄを約９５０℃の酸素雰囲気中で１時間の加熱を行なう。超電導配線３ｃ，３ｄの下地材料は、アモルファス状のＳｉＯ２より成る絶縁膜であるために、超電導配線３ｃ，３ｄを構成する材料の結晶粒のｃ軸は、基板に対し垂直方向に配向し易い。これにより、超電導配線３ｃ，３ｄのｃ軸は基板１１の主表面に対して垂直に配向し易くなる。この結晶粒の配向は完全なものではないが、このように超電導電極３ａ，３ｂと、超電導配線３ｃ，３ｄの配向性を変えることにより、より大きな超電導電流を安定に流すことができる。このようにして超電導体３ａ−半導体２−超電導体３ｂの構造を有する超電導デバイスを得ることができる。このデバイスは超電導体３ａ，３ｂと半導体２との界面の電流の流れが良好であり、流れの方向が超電導性の高い方向と一致するので超電導電極３ａ，３ｂ間を流れる臨界超電導電流が増大して安定した動作を示す。
【００３８】
（実施例６）
次に図７を用いて、本発明の第６の実施例である超電導デバイスを説明する。図６の実施例である超電導デバイスに、超電導電流を制御するための制御電極５を付加したものである。尚、図７においては、図面を簡略化するために、図６の超電導配線３ｃ，３ｄを記号的に示し、絶縁膜７を省略して示した。
【００３９】
第５の実施例で示したデバイスの表面に化学的気相成長（ＣＶＤ）法によってＳｉＯ２からなる厚さ１００ｎｍの絶縁膜４を堆積する。その後ＤＣマグネトロンスパッタリング法で厚さ約３００ｎｍのＮｂ膜を堆積し、ホトレジストをマスクとしてＣＦ４ガスでエッチングし、制御電極５を形成する。このようにして三端子型の超電導デバイスを得ることができる。このデバイスは、第５の実施例と同様に超電導近接効果を高めることができるので、制御電極に印加する一定の電圧に対する臨界超電導電流の変化量を増加させることができる。従ってデバイスの利得が大きくなり、安定した動作を示す。
【００４０】
（実施例７）
図８は本発明の第７の実施例である超電導デバイスの断面図である。基板１は、図１と同様に、その主表面がｃ軸に垂直なＳｒＴｉＯ３単結晶からなる。この基板１上にスパッタリング法で厚さ５００ｎｍの（Ｌａ０．９Ｃａ０．１）２ＣｕＯ４からなる常伝導体（半導体）２を堆積する。その後、高周波加熱法で１０００℃，１０秒の加熱を行なう。なお半導体２はそのｃ軸が基板１のｃ軸と同じ方向、即ち基板１の主表面と垂直になっている。これをホトレジストをマスクとしてＣＦ４ガスによるプラズマエッチングによって深さ３００ｎｍまでエッチングして、常伝導体（半導体）２に幅０．５μｍ以下の突起２ａを設ける。続いてＣＶＤ法でＳｉＯ２からなる厚さ１００ｎｍの層間絶縁膜７を形成した後スパッタリング法で（Ｌａ０．９Ｓｒ０．１）２ＣｕＯ４の組成を有する厚さ２００ｎｍの超電導薄膜を形成する。ここで常伝導体（半導体）２からなる突起部２ａの側面に対して超電導薄膜のｃ面が垂直になるように配向している。続いてホトレジストを溶媒によって除去することにより、図８に示した超電導デバイスを得ることができる。このデバイスは、図２の実施例と同様に超電導近接効果を高めることができるので臨界超電導電流が増し、安定した動作を示す。
【００４１】
（実施例８）
図９は本発明の第８の実施例である超電導デバイスの断面図である。図８の実施例のデバイスに超電導電流を制御するための制御電極５を付加した超電導デバイスである。図８の実施例に示したデバイスの表面にＣＶＤ法によってＳｉＯ２からなる厚さ１００ｎｍの絶縁膜４を形成する。その後、ＤＣマグネトロンスパッタ法で厚さ３００ｎｍのＮｂ膜を形成する。そして、これをＣＦ４ガスにより反応性イオンエッチング法を用いて加工し、制御電極５を形成する。このように図９に示した超電導デバイスを得ることができる。このデバイスによれば制御電極に印加する一定の電圧に対する臨界超電導電流の変化量を増加させることができるデバイスの利得が大きくなり、安定した動作を示す。
【００４２】
（実施例９）
次に図１０を用いて本発明の第９の実施例を説明する。ＳｒＴｉＯ３の単結晶より成る基板１に、スパッタリング法によって（Ｌａ０．９Ｓｒ０．１）２ＣｕＯ４の組成を有する厚さ約１μｍの超電導体３を、結晶のｃ軸が基板に垂直になるごとく堆積させる。これはあらかじめ基板１の主表面の結晶方位をｃ面に運んでおけば良い。次に９５０℃の酸素雰囲気中で２時間加熱を行った熱超電導体の一部分を、Ａｒイオンエッチング法によって加工し、厚さ約０．２μｍ，幅約０．１μｍの弱結合部９を形成する。引きつづいて、弱結合部上にＣｄＳよりなる光導電性半導体８を形成し、本発明の超電導デバイスを作製する。以上によって光導電性半導体８にｃ面が垂直に接し弱結合部９によって区切られた２つの超電導電極３ａ，３ｂからなる構成の超電導デバイスを実現できる。このような構造をもつデバイスの光導電性半導体８に光１０を照射したところ超電導電極３ａ，３ｂの最大超電導電流が流れる方向と超電導電極３ａ−光導電性半導体８−超電導電極３ｂへの電流の流れは、図に示したｘ軸方向で一致するために大きな電流を流すことができる。それに従ってｘ軸方向に流れる電流の値を照射する微小な強度の光で容易に制御することができ、高感度で高速の光検出デバイスとして動作する。
【００４３】
（実施例１０）
次に図１１を用いて、本発明の第１０の実施例を説明する。ＣｄＳよりなる光導電性半導体８上にスパッタリング法によって（Ｌａ０．９Ｓｒ０．１）２ＣｕＯ４なる組成を有する厚さ１μｍの超電導体と、結晶のｃ軸が基板に平行になるごとく堆積させる。次に９５０℃の酸素雰囲気中で２時間の加熱を行った後、Ａｒイオンエッチング法で超電導体の一部分を加工して、厚さ０．２μｍ，幅０．１μｍの弱結合部９を形成して本発明の超電導デバイスを作製する。このデバイスの光導電性半導体８に光１０を照射したところ、超電導電極３ａ，３ｂの最大超電導電流が流れる方向と超電導電極３ａから光導電性半導体８への電流の流れ、及び光導電性半導体８から超電導電極３ｂへの流れと一致するために大きな電流を流すことができる。したがって微量な光で電流の値を容易に制御することができる高感度で高速の光検出デバイスとして動作する。
【００４４】
（実施例１１）
次に図１２を用いて本発明の第１１の実施例を説明する。ＣｄＳよりなる光導電性半導体８をホトレジストをマスクとしてＡｒイオンエッチング法で加工し、高さ１μｍ，幅０．１μｍの突起を形成する。次にマスクを除去した後、（Ｌａ０．９Ｓｒ０．１）２ＣｕＯ４なる組成を有する厚さ２μｍの超電導体を、結晶のｃ軸が表面に垂直となるように堆積させる。これにＣＦ４ガスによるプラズマエッチングを施して、超電導体の表面が均一となり、かつ突起上の超電導体の厚さが０．２μｍになるようにする。続いて酸素雰囲気中で９５０℃，２時間の加熱を行って、本発明の超電導デバイスを作製する。
【００４５】
このデバイスの光導電性半導体８に光１０を照射したところ、超電導電極３ａ，３ｂの最大超電導電流が流れる方向と超電導電極３ａ−光導電性半導体８−超電導電極３ｂの電流の流れる方向は一致するために大きな電流を流すことができる。従って、流れる電流の値を光によって容易に制御することができ、高感度で高速の光検出デバイスとして動作する。
【００４６】
（実施例１２）
次に図１３を用いて本発明の第１２の実施例を説明する。ＳｒＴｉＯ３よりなりｃ軸に垂直な表面を有した基板１上に、ＣｄＳよりなる厚さ１μｍの光導電性半導体８を堆積し、Ａｒガスイオンエッチング法で幅０．１μｍに加工する。次に（Ｌａ０．９Ｓｒ０．１）２ＣｕＯ４なる組成を有する厚さ２μｍの超電導体を、結晶のｃ軸が垂直に平行となるように堆積させる。これにＣＦ４ガスによるプラズマエッチングを施して、超電導体の表面が均一となり、かつ光導電性半導体上の超電導体の厚さが０．２μｍになるようにする。続いて酸素雰囲気中で９５０℃，２時間の加熱を行って、本発明の超電導デバイスを作製する。
【００４７】
このデバイスの光導電性半導体８に光１０を照射したところ、超電導電極３ａ，３ｂの最大超電導電流が流れる方向と、超電導電極３ａ−光導伝性半導体８−超電導電極３ｂの電流の流れる方向は一致するために大きな電流を流すことができる。従って、流れる電流の値を光によって容易に制御することができ、高感度で高速の光検出デバイスとして動作する。
【００４８】
（実施例１３）
次に、Ｂａ−Ｙ−Ｃｕ酸化物をはじめとするペロブスカイト型結晶構造の変形構造を有する酸化物超電導材料を電極材および弱結合部材として用いた実施例について述べる。電極部分において酸化物超電導材料は結晶のｃ軸が膜面と垂直であるようにする。弱結合部分は電流を流す方向に対して垂直で幅１０μｍ以内の帯状とし、この弱結合部分において酸化物超電導材料は結晶のｃ軸が膜面方向に向いた構造にする。あるいは弱結合部における酸化物超電導材料が多結晶体から成り、結晶方位があらゆる方向を向いている構造とする。
【００４９】
このような構造は以下のごとき方法によって形成する。基板材料としてたとえばＳｒＴｉＯ３単結晶を用いる。ＳｒＴｉＯ３結晶の（１００）面は基板面に対して平行とする。この上にたとえばＢａ−Ｙ−Ｃｕ酸化物を成長させることによって結晶のｃ軸が基板面に垂直な方向を向くように制御する。弱結合部に関しては、弱結合に対応する部分に多結晶性でかつ結晶方位の揃わない多結晶薄膜を形成する。この上に形成したＢａ−Ｙ−Ｃｕ酸化物膜は多結晶性で、かつ結晶方位がすべてｃ軸方向に揃ってはいない膜構造になる。
【００５０】
電極部分における電流容量を高めるために、電極部分の酸化物超電導膜構造を、電流の通じる方向に対して単一の結晶でかつ、弱結合部分においては膜面内で通電方向に対して垂直方向に５μｍあるいはこれ以下の間隔で結晶が結晶粒界あるいは双晶面によって分かれた構造にする。このような構造を得るために、基板結晶の酸化物超電導膜の電極部位に相当する部分に対して、あらかじめドライエッチング等の方法により、線状の欠陥を設けておく。
【００５１】
前記超電導弱結合素子は以下のような独自の作用をなす。すなわち、本超電導弱結合素子の形成工程において、酸化物超電導膜自体に対するパタン形成工程は全く含まれない。したがって素子の作製工程段階における酸化物超電導膜の超電導特性の劣化は問題とならない。
【００５２】
つぎにこの超電導弱結合素子の原理について述べる。Ｂａ−Ｙ−Ｃｕ酸化物超電導体を例にとってみる。Ｂａ−Ｙ−Ｃｕ酸化物の結晶構造は図１４に示すごとく、ペロブスカイト型結晶構造の変形構造であり、周期的な酸素原子の空孔を含む。図においてＢａ原子２３をはさんでａ軸とｂ軸の形成する面内でＣｕ原子２１の３ｄ電子と酸素原子２２の２ｐ電子が結合し、結合対を構成する。超電導電子対はこのＣｕ原子２１と酸素原子２２の結合対に添って流れる。Ｃｕ原子２１と酸素原子２２の結合対はｃ軸方向には連続的につながらず、Ｙ原子２４を含むａ−ｂ面において切られてしまう。したがって超電導電子はａ−ｂ面内方向に対して流れ易く、ｃ軸方向に流れ難い。この結果として、臨界電流密度等の超電導特性はａ−ｂ面内方向における方がｃ軸方向における値より優れている。たとえばｃ軸に対して垂直方向に磁界を印加したときの臨界磁界は平行に磁界を印加したときの臨界磁界の３倍である。同様にａ−ｂ面内方向における臨界電流密度はｃ軸方向の臨界電流密度の３倍以上である。したがって電極部分を結晶のｃ軸が基板面に対して垂直な単結晶あるいは多結晶体とし、弱結合部分を結晶のｃ軸が基板面に対して垂直とはならない多結晶体とする。このような構造とした場合、電極膜部分と比べて弱結合部の臨界電流が低くなる。したがって素子に電流を通じた場合、弱結合部で超電導電子波位相のずれを生じ、ジョセフソン素子としての特性を示す。
【００５３】
以上のごとき結晶方位の制御は下地材を選択することにより行うことができる。たとえばＳｒＴｉＯ３は立方晶のペロブスカイト型結晶構造で格子定数０．３９０５ｎｍである。一方Ｂａ−Ｙ−Ｃｕ酸化物は斜方晶構造であり、格子定数はａ＝０．３８９４ｎｍ，ｂ＝０．３８２０ｎｍ，ｃ＝１．１６８８ｎｍである。したがってＳｒＴｉＯ３の格子定数とＢａ−Ｙ−Ｃｕ酸化物のａ軸およびｂ軸方向格子定数はほぼ等しい。ＳｒＴｉＯ３およびＢａ−Ｙ−Ｃｕ酸化物ともにペロブスカイト型に属する結晶構造であり、原子間隔がほぼ等しいことから、ＳｒＴｉＯ３を下地としてＢａ−Ｙ−Ｃｕ酸化物を形成することによって、Ｂａ−Ｙ−Ｃｕ酸化物膜の結晶方位を制御することができる。下地に対してｃ軸が垂直となる方向にＢａ−Ｙ−Ｃｕ酸化物結晶の方位が揃うのを防ぐためには、結晶方位の定まらない多結晶の絶縁膜あるいは非晶質絶縁膜を下地として用いる。
【００５４】
電極部分の酸化物超電導膜構造を、電流の通じる方向に対して単一の結晶でかつ、弱結合部分においては膜面内に通電方向に対して垂直方向に５μｍあるいはこれ以下の間隔で結晶が結晶粒界あるいは双晶によって分かたれた構造にすることの効果は以下の通りである。すなわち、Ｂａ−Ｙ−Ｃｕ酸化物の超電導電子に対するコヒーレンス長さは１ｎｍである。したがって、電流の流れる方向に対して組成のずれを伴った結晶粒界が存在することは、電流容量の低下を招く。一方１０４Ａ／ｃｍ２以上の電流容量を得ようとする場合、通電電流に伴って磁束が発生する。電極内に発生する磁束をピン止めしないと、磁束の移動によって電圧が発生し、超電導状態が破れてしまう。通電方向に対して垂直方向に結晶粒界あるいは双晶を形成し、これらの領域に対し磁束を固定するためのピン止め点としての役割を担わせる。
【００５５】
以下、図１５を用いて本発明の第１３の実施例を説明する。酸化物超電導弱結合素子の基本構造は基板材１、超電導電極３ａ，３ｂおよび弱結合部９から成る。基板材として単結晶ＳｒＴｉＯ３を用いる。超電導材はＢａ−Ｙ−Ｃｕ酸化物であり、ＢとＹおよびＣｕの組成比は２：１：３とする。これに対して酸素の組成比は６から７の間である。基板材としてはＳｒＴｉＯ３の単結晶で基板面が（１００）配向をした状態のものを用いる。酸化物超電導弱結合素子の弱結合部に相当する基板部分には非晶質のＡｌ２Ｏ３１３を用いた。
【００５６】
酸化物超電導弱結合素子の製造工程は以下の通りである。すなわち、ＳｒＴｉＯ３単結晶基板１上に幅０．８μｍ，間隔１μｍのレジストパタンを形成する。Ａｒによるイオンビームエッチング法によりＳｒＴｉＯ３基板１の露出部分のエッチングを行なう。エッチング溝１４の深さは１０ｎｍ程度である。つぎに、膜厚３０ｎｍのアルミナ膜１３を電子ビーム蒸着法によって形成する。酸素原子の欠落を防ぐためにアルミナ膜１３の形成は酸素ガス雰囲気中で行なう。弱結合以外の部位にはあらかじめレジストパタンを形成し、アルミナ膜が形成されないようにする。蒸着時の基板温度は室温である。蒸発源には単結晶アルミナ（サファイア）を用いる。このような条件で形成したアルミナ膜の構造は、Ｘ線回析測定の結果によれば非晶質であった。
【００５７】
以上のごとく処理を施した基板１上にＢａ−Ｙ−Ｃｕ酸化膜の形成を行なう。Ｂａ−Ｙ−Ｃｕ酸化膜はＢａ−Ｙ−Ｃｕ酸化物ターゲットを用いて高周波マグネトロンスパッタリング法によって形成する。膜形成時の基板温度は４００℃以内とする。膜厚は１μｍとした。膜形成後酸素雰囲気中８００℃〜１０００℃の範囲で熱処理を施すことによって、Ｂａ−Ｙ−Ｃｕ酸化膜の結晶化を行なう。Ｘ線回析測定の結果によれば、同一条件でＳｒＴｉＯ３基板５上に形成したＢａ−Ｙ−Ｃｕ酸化物の結晶構造は図１４に示したごとく、ペロブスカイト型結晶の変形構造であり、ｃ軸が膜面に対して垂直な方位を示す。また同一条件でアルミナ基板上に形成したＢａ−Ｙ−Ｃｕ酸化物の結晶構造は図１４に示したごとく、ペロブスカイト型結晶の変形構造であるが、結晶は特別な配向性を示さなかった。走査電子顕微鏡観察の結果によれば、電極部３ａ，３ｂにおけるＢａ−Ｙ−Ｃｕ酸化物は基板のエッチングパタンに対応して線状の結晶の形状を有し、線状部分内において結晶粒界はほとんど存在しなかった。
【００５８】
以上のごとく作製したＢａ−Ｙ−Ｃｕ酸化物超電導弱結合素子の特性を測定した結果、素子の臨界電流は数エルステッドを周期として増減した。このことはＢａ−Ｙ−Ｃｕ酸化物超電導弱結合素子がジョセフソン効果を有することを示すものである。さらに液体窒素温度においても素子の臨界電流は１００μＡ存在し、臨界電流の磁場依存性等においてジョセフソン効果を示すことを確認した。
【００５９】
電極膜部分の液体窒素温度における臨界電流密度は１０７Ａ／ｍ２以上であり、弱結合部分の１００倍以上であった。一方、エッチング処理を施さないＳｒＴｉＯ３単結晶基板を下地としてＢａ−Ｙ−Ｃｕ酸化膜を形成したとき、液体窒素温度における臨界電流密度は１０６Ａ／ｃｍ２以下であった。
【００６０】
以上述べたごとく、本実施例によれば、超電導デバイスに関して以下の効果が得られる。
（１）Ｂａ−Ｙ−Ｃｕ酸化物の超電導臨界温度は９０Ｋ以上であり、液体窒素温度における超電導素子の動作が可能となった。
（２）Ｂａ−Ｙ−Ｃｕ酸化膜形成後の加工工程が無いため、Ｂａ−Ｙ−Ｃｕ酸化膜の超電導特性が劣化しない。
（３）磁束をピン止めする電極膜構造のため、電極膜の臨界電流密度が従来のＢａ−Ｙ−Ｃｕ酸化膜と比較して高くなる。
【００６１】
図１６のように、図１５と同じ構成の超電導デバイス上にＣｄＳからなる厚さ約３μｍの光導電性半導体１６を形成した。これに光を照射したところ、入射光によって超電導電流が減少する超電導弱結合型の光検出デバイスを実現することができる。
【００６２】
以上の実施例の半導体材料には（Ｌａ０．９Ｃａ０．１）２ＣｕＯ４を用いた。これは（Ｌａ１−ＸＡＸ）２ＣｕＯ４で、ＡはＳｒ１−ｙ−ｚＢａｙＣａｚの材料においてはｘ，ｙあるいはｚを変化させることによって材料の結晶学的な性質を一定に保った状態で超電導転移温度を変えることが可能であるという特徴を用いている。すなわち超電導体材料がその組成を変えることにより、半導体あるいは常伝導体となる。半導体あるいは常伝導体としてこれらのセラミック材料に代えてＣｕ，Ａｕ，Ｎｉ，Ｓｎなどの金属、Ｓｉ，Ｇｅ，ＧａＡｓ，ＩｎＳｂ，ＩｎＰ，ＩｎＡｓなどの半導体を用いた場合にも同様の効果を得ることができた。
【００６３】
また基板材料にはＳｒＴｉＯ３を用いたが、ＭｇＯ，サファイア，ＧＧＧ等のガーネット材料を用いてもよい。光導電性材料としてはＣｄＳを用いたが、これに替わりＳｉ，ＩｎＰ，ＩｎＡｓ，ＩｎＳｂ，ＧａＡｓを用いてもよい。
【００６４】
以上の実施例においては超電導材料に（Ｌａ０．９Ｓｒ０．１）２ＣｕＯ４を用いたが、これに替えてＹＢａ２Ｃｕ３Ｏ７−ｚなる組成を有する酸化物超電導材料を用いても、本発明の目的を充分に達することができることは言うまでもない。この材料において、Ｙに替えてＬａ，Ｙｂ，Ｌｕ，Ｔｍ，Ｄｙ，Ｓｃ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｈｏ，Ｅｒ等を用いても良く、同様の効果を得ることができる。
【００６５】
【表１】

【発明の効果】
本発明によれば、Ｂａ−Ｙ−Ｃｕ酸化物の超電導特性を劣化させることなく、低温で動作する超電導弱結合部分を有する超電導デバイスを提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】従来の超電導デバイスを説明するための断面図。
【図２】本発明の第１の実施例による超電導デバイスの一部分を示す断面図。
【図３】本発明の第２の実施例による超電導デバイスの一部分を示す断面図。
【図４】本発明の第３の実施例による超電導デバイスの一部分を示す断面図。
【図５】本発明の第４の実施例による超電導デバイスの一部分を示す断面図。
【図６】本発明の第５の実施例の超電導デバイスを示す断面図。
【図７】第６の実施例である超電導デバイスを示す断面図。
【図８】第７の実施例である超電導デバイスの一部分を示す断面図。
【図９】第８図の実施例である超電導デバイスを示す断面図。
【図１０】本発明の第９の実施例による超電導デバイスの一部分を示す断面図。
【図１１】本発明の第１０の実施例を示す断面図。
【図１２】第１１の実施例を示す断面図。
【図１３】第１２の実施例を示す断面図。
【図１４】Ｂａ−Ｙ−Ｃｕ酸化物の原子配列を示す図。
【図１５】第１３の実施例を示す断面図。
【図１６】図１５の超電導デバイスを光検出デバイスとして用いた実施例を示す断面図。
【符号の説明】
１…基板、２…常伝導体又は半導体、３…超電導体、３ａ，３ｂ…超電導電極、３ｅ，３ｄ…超電導配線、４…絶縁膜、５…制御電極、６…保護膜、７…絶縁膜、８…光導電性半導体、９…弱結合部、１０…光、１１…基板、２１…Ｃｕ、２２…酸素、２３…Ｂａ、２４…Ｙ、２５…ＳｒＴｉＯ３基板、２６…ＳｒＴｉＯ３膜、２７…Ａｌ２Ｏ３膜、２８…Ｂａ−Ｙ−Ｃｕ酸化物膜電極。

Claims (1)

1. 半導体層もしくは常電導体層と、前記半導体層もしくは常電導体層と接して設けられた第一および第二の酸化物超伝導電極とを有し、
   前記第一の酸化物超伝導電極と前記第二の酸化物超伝導電極とは前記半導体層もしくは常電導体層上で離間しており、
   前記半導体層もしくは常電導体層上であって、かつ、前記離間した部分を埋めるように保護膜が設けられ、前記保護膜は前記第一および第二の酸化物超伝導電極上に延在して設けられ、
   前記第一および第二の酸化物超伝導電極と、前記半導体層もしくは常電導体層との界面は結晶格子が整合しており、かつ、前記第一および第二の酸化物超伝導電極を構成する酸化物超伝導体の結晶のｃ軸は前記界面に対して垂直であり、
   前記第一および第二の酸化物超伝導電極を流れる電流は前記第一および第二の酸化物超伝導電のｃ軸と垂直方向に流れることを特徴とする超伝導デバイス。

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