專利名稱：結(jié)晶性被控制的氧化鎂單晶及其制造方法以及使用該單晶的基板的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及控制了結(jié)晶性的氧化鎂(MgO)單晶及其制造方法、由結(jié)晶性被控制的MgO單晶得到的MgO單晶基板、以及使用該MgO單晶基板的超導(dǎo)裝置。
背景技術(shù)：
MgO單晶在用于制造氧化物超導(dǎo)體薄膜用基板、氧化物介電薄膜用基板、高熱傳導(dǎo)性基板、光學(xué)透鏡、紅外線透射用窗材、等離子體顯示面板(PDP)保護(hù)膜等所使用的蒸鍍、濺射等的靶材等寬范圍的用途中被利用。尤其是MgO單晶與氧化物超導(dǎo)體的晶格匹配性良好，熱膨脹率也同等，并且介電常數(shù)低，因此，近年來作為被用于高頻裝置的氧化物超導(dǎo)體薄膜用基板受到關(guān)注。
由于MgO的蒸氣壓高，該MgO單晶通常利用電弧電熔法制造。電弧電熔法是如下的方法在作為原料的氧化鎂熔塊(magnesia clinker)內(nèi)插入電極而使原料熔融，由熔融的原料形成結(jié)殼(skull)層，利用自襯層保持原料熔液并結(jié)晶化。因此，電弧電熔法存在難以控制單晶的培養(yǎng)條件、不易得到大尺寸的單晶的問題。
于是，提出了通過在原料氧化鎂熔塊層上插入粉末狀氧化鎂，使電爐內(nèi)的密閉性和溫度穩(wěn)定，制造大尺寸的MgO單晶的方法(專利文獻(xiàn)1)；或者提出通過在爐內(nèi)致密地填充氧化鎂純度99.8％以上的高純度原料來制造大尺寸的MgO單晶的方法(專利文獻(xiàn)2)。
通過上述那樣對電弧電熔法的改良，可以使MgO單晶的尺寸變得較大。但是，電弧電熔法畢竟與提拉法等現(xiàn)有的單晶生長方法不同，并不是在晶種上依次生長單晶的方法，因此存在根本上難以得到結(jié)晶性良好的大尺寸的單晶的問題。
為了解決該問題，提出了在電弧電熔法中，通過調(diào)整電極提拉速度而控制冷卻速度，從而限定亞晶界的數(shù)量和位錯密度的方案(專利文獻(xiàn)3)，報道了其結(jié)果可得到結(jié)晶性良好的MgO單晶基板。
可是，盡管利用上述的方法可得到大尺寸、且結(jié)晶性良好的MgO單晶基板，但是存在以下問題在該基板上例如形成氧化物超導(dǎo)體薄膜時，超導(dǎo)特性非常不均衡，無法得到性能穩(wěn)定的氧化物超導(dǎo)體薄膜。這被認(rèn)為是由于MgO易與空氣中的水分、二氧化碳?xì)怏w反應(yīng)，因此基板的表面特性隨時間發(fā)生變化。
于是，作為改善MgO單晶基板表面的方法，提出了以調(diào)整成特定pH的弱酸性的洗滌水處理基板表面的方法(專利文獻(xiàn)4)、在研磨基板表面的除去工序之后進(jìn)行熱處理的方法(專利文獻(xiàn)5)、以及通過規(guī)定鈣(Ca)和硅(Si)的含量來提高M(jìn)gO單晶基板的表面平滑性的方法(專利文獻(xiàn)6)等。
但是，在上述的改善MgO單晶基板表面的方法中，雖然能看到形成超導(dǎo)體薄膜時超導(dǎo)特性多少有提高，但是未必得到令人滿意的效果。因此，要求尤其在形成超導(dǎo)體薄膜時可體現(xiàn)良好的超導(dǎo)特性的MgO單晶基板。
專利文獻(xiàn)1日本特開平02-263794號公報專利文獻(xiàn)2日本特開平05-170430號公報專利文獻(xiàn)3日本特開平06-305887號公報專利文獻(xiàn)4日本特開平09-309799號公報專利文獻(xiàn)5日本特開2000-86400號公報專利文獻(xiàn)6日本特開平11-349399號公報發(fā)明內(nèi)容發(fā)明要解決的問題本發(fā)明的目的在于解決上述問題，提供一種可成為尤其適合形成氧化物超導(dǎo)體薄膜的基板的、結(jié)晶性被控制的MgO單晶及其制造方法、以及在該MgO單晶基板上形成超導(dǎo)體薄膜的超導(dǎo)裝置。
用于解決問題的方法本發(fā)明人們在為了達(dá)成上述目的而不斷進(jìn)行的種種研究中，著眼于MgO單晶的被亞晶界環(huán)繞著的區(qū)域內(nèi)部的結(jié)晶性，發(fā)現(xiàn)對其衍射線位置的變動加以規(guī)定的結(jié)晶性被控制的MgO單晶可體現(xiàn)出作為超導(dǎo)體薄膜用基板的優(yōu)異的性能。
進(jìn)一步，發(fā)現(xiàn)制造上述的結(jié)晶性被控制的MgO單晶的方法，通過在特定的條件下對例如利用電弧電熔法預(yù)先制造的MgO單晶實施熱處理，由此可控制結(jié)晶性。
即，根據(jù)本發(fā)明，可提供結(jié)晶性被控制的MgO單晶，其中，該MgO單晶具有亞晶界，并且，同一亞晶界中的利用倒易點陣圖測定所得到的衍射線座標(biāo)位置的變動幅度為Δω座標(biāo)的變動幅度為1×10-3～2×10-2度，并且2θ座標(biāo)的變動幅度為4×10-4～5×10-3度。
另外，根據(jù)本發(fā)明，可提供由上述的結(jié)晶性被控制的MgO單晶所得到的結(jié)晶性被控制的MgO單晶基板、以及在該結(jié)晶性被控制的MgO單晶基板上形成由具有超導(dǎo)特性的物質(zhì)形成的薄膜得到的超導(dǎo)裝置。
進(jìn)一步，根據(jù)本發(fā)明，還可提供一種結(jié)晶性被控制的MgO單晶的制造方法，其特征在于，該方法包括如下工序在制造MgO單晶之后，升溫加熱到2613K以上的溫度，然后立刻或在該溫度下保持規(guī)定時間后以50～300K/hr的冷卻速度冷卻到2473K的工序，進(jìn)而，該方法進(jìn)行如下熱處理，即，將包括升溫和冷卻所需要的時間在內(nèi)的保持在2613K以上的溫度范圍的總計時間控制為10800秒以下的熱處理。


圖1是說明本發(fā)明的結(jié)晶性被控制的MgO單晶在亞晶界內(nèi)的結(jié)晶性評價的測定位置的圖。
圖2是說明倒易點陣圖的測定例子和給出最大強(qiáng)度的座標(biāo)位置的圖。
圖3是表示同一亞晶界內(nèi)的5個位置的給出最大強(qiáng)度的坐標(biāo)位置和變動幅度的圖。
具體實施例方式
本發(fā)明的結(jié)晶性被控制的MgO單晶具有亞晶界，并且利用倒易點陣圖測定所得到的其同一亞晶界中的衍射線座標(biāo)位置的變動幅度為2θ座標(biāo)的變動幅度為4×10-4～5×10-3度，并且Δω座標(biāo)的變動幅度為1×10-3～2×10-2度。亞晶界的數(shù)目沒有特別限定，通常為1～5×106個/m2。
2θ座標(biāo)的變動幅度表示晶面間距的變動程度。2θ座標(biāo)的變動幅度在上述范圍時，特別是作為氧化物超導(dǎo)體薄膜用的基板來使用時，對該基板上所形成的氧化物超導(dǎo)體的結(jié)晶性不產(chǎn)生影響，并且可體現(xiàn)作為釘扎中心(pinning center)的優(yōu)異的效果。
Δω座標(biāo)的變動幅度表示晶面方位的變動程度。Δω座標(biāo)的變動幅度在上述范圍時，特別是作為氧化物超導(dǎo)體薄膜用的基板來使用時，對該基板上所形成的氧化物超導(dǎo)體薄膜的結(jié)晶性不產(chǎn)生影響，并且起到釘扎中心的作用，可維持高的超導(dǎo)特性。
本發(fā)明的結(jié)晶性被控制的MgO單晶可用于各種用途中。具體而言，作為用于形成超導(dǎo)體薄膜、強(qiáng)介電薄膜等的基板有用，特別是用作超導(dǎo)體薄膜用基板時，發(fā)揮出顯著提高所形成的超導(dǎo)體薄膜的超導(dǎo)特性的優(yōu)異的效果。
另外，本發(fā)明的結(jié)晶性被控制的MgO單晶是將亞晶界內(nèi)的微觀的結(jié)晶性控制在特定的范圍內(nèi)的單晶，而相鄰的亞晶界的結(jié)晶性極其均勻，還可用作光學(xué)透鏡、紅外線用窗材。
接著，對本發(fā)明的結(jié)晶性被控制的MgO單晶的制造方法進(jìn)行說明。首先，制造原料MgO單晶，其為本發(fā)明的結(jié)晶性被控制的MgO單晶的起始物質(zhì)。原料MgO單晶的制造方法沒有特別限定，但其中優(yōu)選通過電弧電熔法制造。
對使用電弧電熔法制造原料MgO單晶的工序進(jìn)行說明。例如，在埋設(shè)有炭電極的電爐中，裝入具有規(guī)定組成的海水系氧化鎂熔塊，形成氧化鎂熔塊層。與此相對，從上部裝入預(yù)先調(diào)整了粒度的粉末狀氧化鎂，形成氧化鎂粉末層。接著，對炭電極通電，將氧化鎂粉末熔融后冷卻，從而得到未控制結(jié)晶性的原料MgO單晶。
對這樣操作所得到的原料MgO單晶實施作為本發(fā)明的特征的熱處理，可得到具有期望的結(jié)晶性的結(jié)晶性被控制的MgO單晶。具體而言，該熱處理如下實施。
首先，將上述原料MgO單晶放入例如炭制坩堝中，裝入密閉型炭電阻加熱爐內(nèi)。優(yōu)選在升溫工序之前，對爐內(nèi)真空脫氣，然后以惰性氣體加壓到0.2～2.0MPa。作為惰性氣體，可使用氬氣(Ar)、氦氣(He)以及它們的混合氣體等。
在該狀態(tài)下，將爐內(nèi)升溫到2613K以上的規(guī)定的熱處理溫度。此時的升溫速度沒有特別限定，但通常為100～900K/hr、更優(yōu)選為300～700K/hr。
熱處理溫度不足2613K時，MgO單晶的結(jié)晶性幾乎不發(fā)生變化，很難通過導(dǎo)入亞晶界內(nèi)部的晶面間距的變動來進(jìn)行所期望的結(jié)晶性控制。另一方面，熱處理溫度越高，結(jié)晶性的控制效果越提高，但過度高溫時，包括升溫時間和冷卻時間在內(nèi)的保持在2613K以上的溫度范圍的總計時間變長，結(jié)晶性的變動會增進(jìn)，因此，反而有可能導(dǎo)致Δω座標(biāo)的變動幅度過度減少。進(jìn)一步，在極端高的溫度下，還產(chǎn)生MgO的蒸發(fā)、與坩堝材料的副反應(yīng)活潑的問題?？紤]超導(dǎo)特性的提高效果和處理操作的容易性時，優(yōu)選熱處理溫度為2673～2913K、進(jìn)一步優(yōu)選2723～2873K。
升溫到上述的熱處理溫度后立刻開始冷卻、或在該溫度下保持規(guī)定時間。此時，將包括升溫時間和冷卻時間在內(nèi)的保持在2613K以上的溫度范圍的總計時間設(shè)定為10800秒以下。保持在該熱處理溫度范圍內(nèi)的時間過長時，結(jié)晶性的變動過度進(jìn)行，因此往往Δω座標(biāo)的變動幅度脫離所期望的范圍。該熱處理時間優(yōu)選為1200～9000秒，進(jìn)一步優(yōu)選為3600～8100秒。
在接下來的冷卻工序中，控制冷卻速度的溫度范圍和冷卻速度自身是重要的要素。控制冷卻速度的溫度范圍為從熱處理溫度到2273K以下的溫度范圍、優(yōu)選為從熱處理溫度到2473K的溫度范圍、尤其是2613～2473K的溫度范圍。
冷卻速度控制為50～300K/hr的范圍。將冷卻速度控制為該范圍是因為以下原因。在冷卻速度不足50K/hr的緩慢的冷卻工序中，其應(yīng)力引起的應(yīng)變以晶面方位的變動(Δω座標(biāo)的變動幅度)的方式被吸收，不以晶面間距(2θ)的變動(2θ座標(biāo)的變動幅度)的方式被導(dǎo)入。另一方面，冷卻速度超過300K/hr時，亞晶界內(nèi)部的晶面間距的變動增加，難以將2θ座標(biāo)的變動幅度控制在前述的范圍內(nèi)。冷卻速度的優(yōu)選的范圍是60～250K/hr、更優(yōu)選為80～200K/hr。另外，通常的電弧電熔法中，冷卻時的熱收縮的差別所產(chǎn)生的應(yīng)力施加在單晶上，生成大量的亞晶界。但是，因為將熔液和保持該熔液的原料一起冷卻，所以冷卻速度顯著變小，難以控制到所期望的冷卻速度。
像這樣，在邊在規(guī)定的溫度范圍控制冷卻速度、邊冷卻到2473K以下的溫度之后，優(yōu)選中止對冷卻速度的控制，并利用在爐內(nèi)自然冷卻、或通過加熱爐的強(qiáng)制冷卻裝置強(qiáng)制冷卻等方法以任意的冷卻速度冷卻到例如室溫附近。
對由電弧電熔法所得到的原料MgO單晶施加本發(fā)明的熱處理，從而將同一亞晶界中的利用倒易點陣圖測定所得到的衍射線座標(biāo)位置的變動幅度控制在晶面間距2θ和晶面方位Δω的規(guī)定的范圍內(nèi)，結(jié)果，可以控制結(jié)晶性、表現(xiàn)出所期望的特性。
像這樣操作所得到的本發(fā)明的結(jié)晶性被控制的MgO單晶，可利用到用于制造氧化物超導(dǎo)體薄膜用基板、氧化物介電薄膜用基板、高熱傳導(dǎo)性基板、光學(xué)透鏡、紅外線透射用窗材、等離子體顯示面板(PDP)用保護(hù)膜等所使用的蒸鍍、濺射等的靶材等寬范圍的用途中。特別是用作氧化物超導(dǎo)體薄膜用基板時，具有顯著改善氧化物超導(dǎo)體薄膜的超導(dǎo)特性的效果，因此非常有用。
實施例通過實施例更具體地說明本發(fā)明，但本發(fā)明不受以下實施例的限定。
1.利用電弧電熔法制造原料MgO單晶和加工該單晶制造基板1)原料MgO單晶A和加工該原料MgO單晶得到的未控制結(jié)晶性的MgO基板A-1將以質(zhì)量％計具有MgO99.5％、CaO0.2％、SiO20.17％、Fe2O30.05％、Al2O30.06％、以及B2O30.002％的組成的海水系氧化鎂熔塊(粒徑5mm以下)5t，裝入內(nèi)徑1.5mφ、高1.5m的電爐，形成厚1.3m的氧化鎂熔塊層。從該電爐上部向該氧化鎂熔塊層添加預(yù)先將粒度調(diào)整為30～390目的粉末狀氧化鎂2t，形成厚度0.2m的氧化鎂粉末層。接著，使用埋設(shè)在該電爐內(nèi)的炭電極，通電40小時(相當(dāng)于14000kWH的電力)，進(jìn)行電融熔，結(jié)果得到多個約100mm×100mm×100mm的原料MgO單晶A。由所得的原料MgO單晶A經(jīng)過解理加工、研磨、拋光，得到表面粗糙度Ra＝3×10-10m以下、10mm×10mm×0.5mm的未控制結(jié)晶性的MgO單晶基板A-1。
2)原料MgO單晶B和加工該原料MgO單晶得到的未控制結(jié)晶性的MgO基板B-1將氧化鎂熔塊層的厚度制成1.2m，氧化鎂粉末層的厚度制成0.1m，通電時間設(shè)為30小時(相當(dāng)于12000kWH的電力)，除此以外，與上述原料MgO單晶A的情況相同地制造MgO單晶，得到多個約90mm×90mm×90mm的原料MgO單晶B。由所得的原料MgO單晶B經(jīng)過解理加工、研磨、拋光，得到表面粗糙度Ra＝3×10-10m以下、10mm×10mm×0.5mm的未控制結(jié)晶性的MgO單晶基板B-1。
3)原料MgO單晶C和加工該原料MgO單晶得到的未控制結(jié)晶性的MgO基板C-1將氧化鎂熔塊層的厚度制成1.4m，氧化鎂粉末層的厚度制成0.1m，通電時間設(shè)為25小時(相當(dāng)于9000kWH的電力)，除此以外，與上述原料MgO單晶A的情況相同地制造MgO單晶，得到多個約70mm×70mm×70mm的原料MgO單晶C。由所得的原料MgO單晶C經(jīng)過解理加工、研磨、拋光，得到表面粗糙度Ra＝3×10-10m以下、10mm×10mm×0.5mm的未控制結(jié)晶性的MgO單晶基板C-1。
2.結(jié)晶性被控制的MgO單晶基板的制造實施例1將通過上述所得的原料MgO單晶A放入炭坩堝，將該炭坩堝裝入密閉型炭電阻加熱爐，將爐內(nèi)真空脫氣后，以Ar氣體加壓到0.5MPa，然后用30分鐘升溫到1773K，然后以600K/hr的升溫速度進(jìn)一步升溫到2723K。在該溫度下保持600秒(熱處理溫度保持時間)，然后以100K/hr的冷卻速度冷卻到2473K(冷卻控制溫度)，然后用14小時冷卻到常溫。對熱處理后的結(jié)晶性被控制的MgO單晶施加解理加工、研磨、拋光的各加工，得到表面粗糙度Ra＝3×10-10m以下、10mm×10mm×0.5mm的結(jié)晶性被控制的MgO單晶基板。
實施例2用Ar氣體加壓到0.9MPa，升溫到2873K，以150K/hr的冷卻速度冷卻到2473K，除此以外，與實施例1同樣地進(jìn)行熱處理，得到結(jié)晶性被控制的MgO單晶基板。
實施例3使用原料MgO單晶B，用Ar氣體加壓到0.8MPa，升溫到2823K，然后以200K/hr的冷卻速度冷卻到2473K，除此以外，與實施例1同樣地進(jìn)行熱處理，得到結(jié)晶性被控制的MgO單晶基板。
實施例4使用原料MgO單晶C，用Ar氣體加壓到0.6MPa，升溫到2773K，然后以80K/hr的冷卻速度冷卻到2473K，除此以外，與實施例1同樣地進(jìn)行熱處理，得到結(jié)晶性被控制的MgO單晶基板。
實施例5將熱處理中的升溫后的保持時間設(shè)為300秒，以80K/hr的冷卻速度冷卻到2273K，除此以外，與實施例4同樣地進(jìn)行熱處理，得到結(jié)晶性被控制的MgO單晶基板。
實施例6將熱處理中的升溫后的保持時間設(shè)為2400秒，以100K/hr的冷卻速度冷卻到2073K，除此以外，與實施例4同樣地進(jìn)行熱處理，得到結(jié)晶性被控制的MgO單晶基板。
比較例1用Ar氣體加壓到0.3MPa，升溫到2573K，以100K/hr的冷卻速度冷卻到2073K，除此以外，與實施例1同樣地進(jìn)行熱處理，得到結(jié)晶性被控制的MgO單晶基板。
比較例2除了以30K/hr的冷卻速度冷卻到2473K以外，與實施例3同樣地進(jìn)行熱處理，得到結(jié)晶性被控制的MgO單晶基板。
比較例3除了以600K/hr的冷卻速度冷卻到2273K以外，與實施例3同樣地進(jìn)行熱處理，得到結(jié)晶性被控制的MgO單晶基板。
比較例4將熱處理中的升溫后的保持時間設(shè)為18000秒，以80K/hr的冷卻速度冷卻到2073K，除此以外，與實施例4同樣地進(jìn)行熱處理，得到結(jié)晶性被控制的MgO單晶基板。
比較例5控制為80K/hr冷卻到2573K后，以30K/hr緩慢冷卻到2073K，除此以外，與實施例4同樣地進(jìn)行熱處理，得到結(jié)晶性被控制的MgO單晶基板。
比較例6除了用Ar氣體加壓到1.8MPa并升溫到2943K以外，與實施例1同樣地進(jìn)行熱處理，得到結(jié)晶性被控制的MgO單晶基板。
比較例7除了將熱處理中的升溫后的保持時間設(shè)為4800秒以外，與實施例6同樣地進(jìn)行熱處理，得到結(jié)晶性被控制的MgO單晶基板。
3.結(jié)晶性被控制的MgO單晶基板的評價對通過上述所得到的實施例1～6和比較例1～7的各自的結(jié)晶性被控制的MgO單晶基板進(jìn)行以下的各評價試驗。結(jié)果在表1中示出。另外，為了與結(jié)晶性被控制的MgO單晶基板的特性進(jìn)行比較，對未控制結(jié)晶性的MgO單晶基板A-1、B-1、C-1也進(jìn)行各評價試驗，結(jié)果在表1中示出。另外，未控制結(jié)晶性的MgO單晶基板和結(jié)晶性被控制的MgO單晶基板是分別對原料MgO單晶和熱處理后的原料MgO單晶進(jìn)行加工而得到的。在該加工中，通過拋光到表面粗糙度Ra＝3×10-10m以下，在研磨工序中所導(dǎo)入的加工變質(zhì)層被除去，因此該加工不會使結(jié)晶性產(chǎn)生變化。因此，在下述的倒易點陣圖測定中，表1所示的未控制結(jié)晶性的MgO單晶基板的結(jié)晶性變動幅度與熱處理前的原料MgO單晶的結(jié)晶性變動幅度相同，另外，結(jié)晶性被控制的MgO單晶基板的結(jié)晶性變動幅度與熱處理后的原料MgO單晶的結(jié)晶性變動幅度相同。
1)亞晶界的確定使用蘭氏照相機(jī)，利用對稱反射法進(jìn)行形貌測定。X射線使用Cu-Kα射線，使用MgO(400)衍射線。
2)倒易點陣圖測定(衍射線2θ座標(biāo)、Δω座標(biāo)的變動幅度)用通常的半切割·軸對齊(half-cutting and axis-aligning)操作放置測定樣品，然后進(jìn)行倒易點陣圖測定。測定位置是從預(yù)先測定的形貌圖像選擇任意大小的晶界，如圖1所示，對在垂直方向、平行方向上離晶界中央部(A)200×10-6m以上距離的任意4點(B～E)共計5個位置進(jìn)行評價。另外，測定位置全都選擇離晶界至少100×10-6m以上距離的點。
測定中所使用的X射線使用波長0.82656×10-10m、高3.7×10-6m、寬2.5×10-6m、發(fā)散角0.0014度的平行微光束。另外，該X射線可利用大型輻射光設(shè)備SPring-8BL24-C2 hatch。
衍射面使用MgO(400)，2θ為46.1度。衍射光通過Si(111)雙晶單色器和縱橫寬度分別為1×10-3m的RS狹縫后，用閃爍計數(shù)器檢測。
倒易點陣圖測定中，使用2θ-Δω徑向步進(jìn)掃描法(radialstep scanning method)，2θ用2×10-4度的步長測定，Δω用1×10-4度的步長測定。
對于在同一亞晶界內(nèi)的5個位置測定的多個倒易點陣圖，分別求出在倒易點陣空間內(nèi)給出最大強(qiáng)度的2θ、Δω座標(biāo)形式的倒易點陣空間座標(biāo)，將各自的最大值與最小值之差的絕對值作為亞晶界內(nèi)的衍射線座標(biāo)位置的變動幅度。圖2表示倒易點陣圖的測定例子和給出最大強(qiáng)度的座標(biāo)位置，圖3是分別表示例如圖1中的A～E這5個位置的給出最大強(qiáng)度的座標(biāo)位置和變動幅度的圖。
3)超導(dǎo)特性在上述實施例1～6和比較例1～7的結(jié)晶性被控制的MgO單晶基板上，通過RF濺射法使Bi-Sr-Ca-Cu-O系超導(dǎo)體薄膜成膜。成膜條件如下。
濺射氣體Ar∶O2＝8∶2濺射壓力2Pa
基板溫度1003K高頻頻率13.56MHz高頻功率65W成膜速度1.4×10-10m/s膜厚6000×10-10m靶組成Bi∶Sr∶Ca∶Cu＝2.5∶2.1∶1.0∶2.0用熒光X射線分析法對在這樣的條件下成膜的超導(dǎo)體薄膜進(jìn)行分析，結(jié)果確認(rèn)Bi∶Sr∶Ca∶Cu＝2∶2∶1∶2。關(guān)于該Bi-Sr-Ca-Cu-O系超導(dǎo)體薄膜的超導(dǎo)特性，通過四探針法測定臨界溫度(Tc)和臨界電流密度(Ic)，結(jié)果分別在表1中示出。
表1

*2773～2573K的冷卻速度、2573～2073K的冷卻速度為30K/hr
由表1的結(jié)果可知，對原料MgO單晶的熱處理溫度不足2613K時(比較例1)，熱處理后的MgO單晶的結(jié)晶性幾乎不變化，不能提供所期望的結(jié)晶性變動。另外，保持在2613K以上的熱處理溫度范圍內(nèi)的總計時間超過10800秒時(比較例2、4、6、7)，即使適當(dāng)選擇冷卻速度，Δω座標(biāo)的變動幅度還是變得非常小。進(jìn)一步，到2473K的冷卻速度不控制在規(guī)定的范圍內(nèi)時(比較例2、3、5)，不能提供所期望的結(jié)晶性變動。
與此相對，進(jìn)行了本發(fā)明的熱處理的熱處理MgO單晶(實施例1～6)，熱處理后結(jié)晶性的變動幅度可控制在所期望的范圍。因此，由該熱處理后的MgO單晶得到的結(jié)晶性被控制的MgO單晶基板上所形成的超導(dǎo)體薄膜，其與由熱處理前的原料MgO單晶得到的未控制結(jié)晶性的MgO單晶基板上所形成的超導(dǎo)體薄膜相比，可確認(rèn)超導(dǎo)特性顯著提高。這推測為，同一亞晶界內(nèi)的晶面間距與晶面方位的變動起到形成于其上的氧化物超導(dǎo)體薄膜的釘扎中心的作用，超導(dǎo)特性飛躍性地提高。
如上述詳細(xì)說明，本發(fā)明的結(jié)晶性被控制的MgO單晶是通過有意地控制結(jié)晶性，限定倒易點陣圖的衍射線座標(biāo)位置的變動幅度的單晶。由此，例如用作氧化物超導(dǎo)體薄膜用的基板時，可顯著改善該氧化物超導(dǎo)體薄膜的超導(dǎo)特性。
權(quán)利要求
1.一種結(jié)晶性被控制的氧化鎂單晶，其特征在于，其具有亞晶界，并且同一亞晶界中的利用倒易點陣圖測定所得到的衍射線座標(biāo)位置的變動幅度為Δω座標(biāo)的變動幅度為1×10-3～2×10-2度，并且2θ座標(biāo)的變動幅度為4×10-4～5×10-3度。
2.一種結(jié)晶性被控制的氧化鎂單晶基板，其由權(quán)利要求1所述的結(jié)晶性被控制的氧化鎂單晶得到。
3.一種超導(dǎo)裝置，其在權(quán)利要求2所述的結(jié)晶性被控制的氧化鎂單晶基板上，形成有由具有超導(dǎo)特性的物質(zhì)形成的薄膜。
4.一種結(jié)晶性被控制的氧化鎂單晶的制造方法，其特征在于，該方法包括如下工序制造氧化鎂單晶，然后，升溫加熱到2613K以上的溫度，然后，立刻或在該溫度下保持規(guī)定時間后，以50～300K/hr的冷卻速度冷卻到2473K，進(jìn)而，該方法進(jìn)行如下熱處理，即，包括升溫和冷卻所需要的時間在內(nèi)的保持在2613K以上的溫度范圍的總計時間為10800秒以下的熱處理。
5.根據(jù)權(quán)利要求4所述的制造方法，其中，前述熱處理前的氧化鎂單晶的制造方法為電弧電熔法。
全文摘要
一種結(jié)晶性被控制的氧化鎂單晶以及使用該單晶的基板，該結(jié)晶性被控制的氧化鎂單晶具有亞晶界，并且同一亞晶界中的利用倒易點陣圖測定所得到的衍射線位置的變動幅度為Δω座標(biāo)的變動幅度為1×10
文檔編號C30B33/00GK101094940SQ20058004535
公開日2007年12月26日 申請日期2005年12月28日 優(yōu)先權(quán)日2004年12月28日
發(fā)明者東淳生, 川口祥史, 國重正明 申請人:達(dá)泰豪化學(xué)工業(yè)株式會社