Review
総説

表面活性化接合による X on diamond 構造
X on Diamond Structures Fabricated Using Surface
Activated Bonding Technologies
重川直輝＊Naoteru Shigekawa

梁剣波＊

Jianbo Liang

大野裕＊＊

Yutaka Ohno

Abstract
Given that self-heating of semiconductor devices limits their characteristics and reliability, technologies for lowering the thermal resistance of semiconductor devices are strongly required. The ultimate low thermal resistance isassumed to be achieved by adopting “X-on-diamond” concept, i.e., by directly bonding semiconductors or metals
to diamonds since the thermal resistance of diamond is much larger than that of other ceramic materials conventionally used in packaging. We discuss fabrication of diamond//semiconductor (Si and GaN) and diamond//metal(Cu) junctions using surface activated bonding (SAB) and nano structural characterization of the bonding interfaces. We find that the interfaces reveal enough thermal tolerance for them to be a part of low-thermal-resistanceon-diamond devices fabricated after bonding although the bonding process is completed without heating. The in-termediate layer formed at bonding interfaces is likely to play an important role in achieving the excellent thermal
tolerance of junctions.

Key words : X on diamond ; Surface activated bonding ; Bonding interface ; Thermal tolerance

１ はじめに－ X on diamond 構造の必要性に放出し，温度上昇を抑制する構造が求められる．

ノートパソコンや携帯端末で大量の信号を処理する（SiN）等のセラミックスからなる実装基板に接着され，際に表面が熱くなることは良く知られている．その原更に実装基板の裏面がヒートシンクに接着されている．

従来の電子部品では，半導体デバイスは窒化ケイ素

接着にはハンダが用いられる 1,2)（図 1(a)）．デバイスの因は電子部品の中で使用されている半導体デバイスの電力消費，その結果起こる自己発熱である．半導体デ発熱はその裏面から実装基板，ヒートシンクを経て外バイスの温度上昇により，その性能や信頼性が劣化す部に放出される．実装基板の熱伝導率（SiN の熱伝導る．従ってデバイス内部で発生する熱を効率的に外部率：90 W/mK3)）やハンダ 層の熱伝導率（～ 50 W/

大阪公立大学工学研究科

電子物理工学専攻

Departmentof Physics and Electronics, Graduate	

東北大学金属材料研究所	Institutefor Materials Research (IMR), Tohoku

School of Engineering, Osaka MetropolitanUniversity＊ 	＊＊

University© 2022 GS Yuasa International Ltd., All rights reserved.

1

GS Yuasa Technical Report

（a）従来
ハンダ

2022 年 12 月

セラミック（SiN 等）
ヒートシンク半導体デバイス第2号

全世界的に情報通信に対する需要の拡大が予測されて（b） X on diamond
半導体デバイス

第 19 巻いる．なかでもワイヤレス通信の普及拡大が見込まれ直接接合る 4)．それに伴い，窒化物半導体デバイスからなるワダイヤモンド基板

イヤレス通信用パワーアンプ（PA）に対する需要がヒートシンク急増すると考えられる．通信量の増加に合わせて、ワ
イヤレス通信設備における電力消費の急増が見込まれ
る．基地局の消費電力の大部分を PA の消費電力が占Fig. 1 Schematic cross sections of (a) solderingbased semiconductor device/ceramic plate/heatsinkstructures, and (b) direct - bonding - based device/diamond/heatsink structures.

体デバイスの低消費電力化，性能向上が必要不可欠でmK ）が低いことにより放熱特性が制限され，動作中窒化物半導体デバイスの通電時の発熱の計算例を図 2のデバイスの温度上昇の原因となる．また，最近実用に示す．この例が示すように，ダイヤモンド上に窒化化が進んでいるワイドギャップ半導体デバイス自体は物半導体デバイスを作製する（GaN on diamond）こ高い耐熱性を有しているものの，ハンダの耐熱温度（～とにより，放熱性が向上し，デバイス温度の上昇が抑

300 ℃ ）により，ワイドギャップ半導体が使用され制 さ れ る． そ れ に よ り PA の 性 能 向 上（RF 特 性 改ている電子部品の使用可能な環境温度が制限される．

善 6)，信頼性向上 7)）及び消費電力低減が期待される．

実装基板を熱伝導率が高く（～ 2000 W/mK），かこれらを背景として，GaN on diamond 構造実現をつ，絶縁性に優れるダイヤモンドに置き換え，更にデ目指す研究開発が活発化している．ダイヤモンド上のバイスとダイヤモンド，及びダイヤモンドとヒートシ窒化物半導体の結晶成長の報告例はあるが 8)，両者のンクをハンダを用いることなく “直接” 接合すること

熱膨張係数に大きな差があるため生産技術への展開にができれば（Ｘ on diamond，Ｘはダイヤモンドに接は高いハードルを越える必要があると思われる．デバ合される材料），自己発熱によるデバイスの温度上昇

イス用の窒化物半導体層を成長用基板から剥離し，裏を極限まで下げるとともに，高温環境で動作する電子面に SiN 等の中間層を介して多結晶ダイヤモンドを堆めることから 5)，環境負荷低減のために，窒化物半導ある．SiN 基板上にハンダにより接着された窒化物半
導体デバイスとダイヤモンド基板上に直接接合された1)1)部品の実現が可能となる（図 1(b)）．

積するという手法が提案されている 9)．この方法に対今後の DX（Digital Transformation）の進展により，投入電力15 W

しては SiN の熱伝導率が低いことに加えて，成膜初期

窒化物半導体/Si/ハンダ/SiN/ハンダ/CuW

直接接合

窒化物半導体/ダイヤモンド/CuW

電力密度
5 W/mm1フィンガのチャネル幅300 µm
フィンガ数10

表面温度 347 K
3.1 K/W

表面温度 631 K
22.1 K/W

窒化物 1 µm

窒化物 1 µm

Si 100 µm

ダイヤモンド100 µm

ハンダ 25 µm
SiN 100 µm

Cu-W 1 mm

ハンダ 25 µm
裏面温度300 K
Cu-W 1 mm
裏面温度300 K

Fig. 2

Self-heating analyses of nitride devices (HEMTs) soldered on SiN plates and directly bonded to diamonds.

2

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2022 年 12 月

２の多結晶ダイヤモンドの熱伝導率が低いという課題が指摘されている 10,11)．また，「デバイス作製後に窒化第 19 巻第2号

SAB

物半導体層を成長用基板から剥離し，ダイヤモンドとSAB における接合手順を図 4 に示す．まず，接合接合」する（デバイス・ファースト）という方法が提する基板表面に真空チャンバ内で中性の高速原子ビー案されている．小片の窒化物チップをダイヤモム（Fast Atom Beam = FAB）を照射し，表面に存在ンドに転写することによる少量生産には有効と考えらする自然酸化膜を除去する（表面活性化）．本研究でれるが，通常，デバイス作製後の半導体層には局所的は中性化された Ar 原子ビームを用いる．FAB 照射前な応力や凹凸が存在するため，この方法を大面積のチャンバ内圧力は 10-6 Pa 以下である．FAB の加速化・量産化へ発展させるには大きな困難があると予想

電圧は 1 ～ 2 kV である．表面活性化後の基板同士をされる．順番を逆にし「窒化物半導体層をダイヤモンチャンバ内で密着させ，荷重をかけることで接合を形ド上に転写した後でデバイスを作製」する（ボンディ成 す る． 典 型 的 な 荷 重 は 10 MPa（1 cm2 あ た りング・ファースト）ことが出来れば，量産技術への展1000 N）程度である．低温で接合が可能であること開を視野に入れた GaN on diamond 構造が実現されるが SAB の大きな特徴である．我々のグループにおけ12-14)15)（図 3(a) 及び 3(b)）．このコンセプトを現実のものとる接合時の試料温度は室温（非加熱）～ 200 ℃の範するためには，デバイス作製において必要不可欠であ囲である．接合時の高温加熱が不要であることから熱る熱処理に対する耐性を備えた窒化物半導体とダイヤ膨張係数差の大きな異種材料同士 21) であっても接合モンドの接合を実現する必要がある．更に，SiN やハが可能となる．他方でボンディング・ファーストを目ンダのような熱伝導率の低い物質を介することなく接指す場合，接合後の界面は高温にさらされるため，そ合を形成する必要がある．の耐熱性の検証が必要不可欠となる．

我々は表面活性化接合（Surface Activated Bonding= SABSAB による接合の可否は，接合対象の基板の表面形）という手法を用いて，ダイヤモンドを含状及び表面の清浄度に依存する．経験則として，強固む様々な組み合わせの異種材料同士を直接接合し，そな直接接合が実現するためには基板の平均表面粗さのデバイス応用の可能性を研究している．本稿では（Roughness Average = Ra）が 1 nm 未満であること，SAB の原理の説明，接合を得るために必要な基板の条可能であれば 0.5 nm 未満であることが必要とされて件の整理を行った上で，我々の研究グループで行っている 19)．通常，Ra の評価には原子間力顕微鏡（Atomic

いるダイヤモンドと半導体（Si，GaN）や金属（Cu）

Force Microscope = AFM）を用いる．

16-19)

20)との接合の研究の成果を紹介し，ダイヤモンド直接接我々が接合テストに使用した各種基板の AFM 像を合の低熱抵抗素子技術への応用可能性を検討する．

接合の成否とともに図 5 に示す．GaAs 基板や SiC 基（a）ボンディング・ファースト（ウェハ接合後の素子作製，量産に適する）
デバイス用半導体層を接合

ウェハプロセス

デバイス

スクライブ

接合界面

ダイヤモンドヒートシンクダイヤモンド• 熱処理あり（b）デバイス・ファースト（素子作製後にウェハ接合，少量生産用）
ウェハプロセス

スクライブ

デバイス

チップ移載・接合

ダイヤモンドヒートシンク成長基板

ダイヤ• 熱処理ありFig. 3 Schematic process steps for fabricating GaN-on-diamond devices based on (a) “bonding-first” and (b)“device-first” approaches.

3GS Yuasa Technical Report

2022 年 12 月

自然酸化膜

第2号

荷重▼▼▼
Fig. 4真空チャンバAr

基板表面

第 19 巻FAB 照射

表面活性化

接合形成

Process steps for surface activated bonding.
GaAs エピ基板
Ra ＝ 2.0 nm
接合不可

別ロット

Ra ＝ 2.9 nm
接合不可

研磨

Ra ＝ 4.1 nm
接合不可

研磨

Ra ＝ 0.37 nm
接合可SiC
Ra ＝ 0.3 nm
接合可単結晶ダイヤモンド
Ra ＝ 0.82 nm
接合可Fig. 5 AFM images and results of bonding tests of GaAs, SiC, and diamond wafers.
板の例から分かるように，基板のオフアングルによる（a）

表面のステップ構造は接合の妨げとなる．ステップ構

Silicon（b）

Silicon造を有する基板であっても表面を研磨しステップ構造を除去することにより接合可能となる．基板の反りや厚さの不均一等の巨視的な基板形状も接合の妨げとなる．ダイヤモンドは最近注目を集めている材料であ

4mm

り，Si 等と比べると基板それ自体がいまだ研究開発

4mm

Fig. 6 Top views of (a) as-bonded and (b) 1000-℃
annealed diamond//Si junctions.

段階にある．従って，良好な接合を実現するためには，接合技術の開発と接合に適する基板の開発をともに進める必要がある．

３

ダイヤモンド異種材料直接接合

3.1

ダイヤモンド //Si 接合

モンドと Si の熱膨張係数差にも拘わらず，接合の破断は認められない．我々は 1000 ℃，12 時間の熱処理に対しても接合が維持されることを確認した．
1000 ℃で熱処理後のダイヤモンド //Si 接合界面の22,23)ダイヤモンド（100）基板と Si（100）基板を接合

透過型電子顕微鏡（Transmission Electron Microscopy

し，1000 ℃，5 分間の熱処理を行った．熱処理前後= TEM）観察により，接合界面に SiC 多結晶からなる中の接合試料の外観を図 6(a) 及び 6(b) に示す．ダイヤ間層が形成されることが分かった 24)．この層は，ダイ4

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2022 年 12 月

第 19 巻第2号

ヤモンドと Si の中間的な性質を有すると考えられる．

張係数差にも拘わらず接合が維持されることを確認し熱膨張係数の大きく異なる基板同士の接合であるにもた．この結果は GaN//ダイヤモンド接合が GaN デバイ

拘わらず，1000 ℃の熱処理で破断が生じないのは中間ス作製に必要な熱処理に耐えることを意味する．

層に熱ひずみを緩和する効果があるためと考えられる．

熱処理が接合界面のナノ構造に及ぼす影響を評価す

我々は更に，Si 基板に直接接合されたダイヤモンるために，熱処理前，1000 ℃，1 分間熱処理後のド基板上にダイヤモンド電界効果トランジスタを作製

GaN//ダ イ ヤ モ ン ド 接 合 界 面 の TEM 観 察 及 び エ ネ

した．作製時のプロセス温度は最高で～ 930 ℃であっル ギ ー 分 散 型 X 線 分 光（Energy Dispersive X-ray

たが，トランジスタ完成後に接合の破断等は認められspectroscopy = EDX）による組成分析を行った 25)．熱なかった．このことは，ダイヤモンド //Si 接合界面処 理 前，1000 ℃ 熱 処 理 後 の 界 面 の 評 価 結 果 を 図

7(a)，7(b) に示す．図 7(a) に示すように熱処理前のが実用に耐える耐熱性を有することを意味する 23)．

3.2

ダイヤモンド //GaN 接合 25,26)

界面に厚さ≈ 5.3 nm の中間層が存在する．熱処理にSi (111) 基板上にエピタキシャル成長した GaN 層のより中間層厚は減少し，1000 ℃熱処理後の界面における中間層厚は≈ 1.5 nm となった（図 7(b)）．また，表面（Ga 原子面）をダイヤモンド (100) 基板に直接接合した．GaN 層の厚さは 1 μm である．接合後に SiEDX 評価により中間層は主に C，Ga，N から構成さ基板をウェットエッチングにより除去し，GaN 薄層 //れていること，熱処理後の GaN 層中に C が拡散してダイヤモンド接合を形成した．窒素雰囲気中で 1000いること，が分かった．顕微ラマン分光を用いてダイ℃，1 分の熱処理を行い，GaN とダイヤモンドの熱膨

ヤモンドに接合されている GaN 層中の応力を調べた．

（a）

（b）

［220］
［220］

［220］
［220］

0Intensity（A. U.）

2 nm

Intensity（A. U.）

2 nm

1020Position（nm）

3040

01020Position（nm）

3040Fig. 7 TEM images and density profiles of Ga, N, C, and O atoms obtained using EDS for (a) an as- bondeddiamond//GaN interface, and (b) a 1000℃ -annealed diamond//GaN interface.

5

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2022 年 12 月

第 19 巻第2号

700 ℃熱処理により，熱処理前と比べて GaN 層中の用いて，図８(a) に示す手順によりダイヤモンド上の応力が減少した．熱処理による応力減少の結果，耐熱窒化物半導体デバイス（高電子移動度トランジスタ，性に優れる接合界面が得られたと考えられる．

High Electron Mobility Transistor = HEMT）を作製し成長した層厚 8 μm のデバイス用窒化物半導体層を後にダイヤモンドと接合した．更に 800 ℃熱処理をSi (111) 基板上に 1 μm の 3C-SiC 層を介して結晶た 26)．Si 基板を除去し，露出した 3C-SiC 裏面を研磨
T/UVWXY

支持基板と接合

Si基板除去

裏面研磨

支持基板

支持基板

支持基板

GaN-HEMT

GaN-HEMT3C-SiC

3C-SiC
研磨板

GaN-HEMT
3C-SiC
Si基板

Si基板

ダイヤモンドと接合

支持基板除去支持基板

支持基板

HEMT作製

ソース

ゲート

ドレイン

GaN-HEMT
3C-SiC

ダイヤモンドGaN-HEMT

GaN-HEMT

3C-SiC

3C-SiC

ダイヤモンド

ダイヤモンド

ゲート電極

8 µm

窒化物半導体層

接合界面
1 µm

炭化ケイ素（3C-SiC）層

ダイヤモンド

2 µm

Fig. 8 (a) Process steps for fabricating on-diamond nitride HEMTs. (b) A top view and (c) a cross-sectional SEM
image of on-diamond nitride HEMTs.

6

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2022 年 12 月

3.3

含むプロセスにより HEMT を作製した．作製された
HEMT の チ ッ プ 写 真 及 び 断 面 の 電 子 顕 微 鏡 像 を 図

第 19 巻第2号

ダイヤモンド //Cu 接合 27,28)

ダイヤモンドと金属製ヒートシンクの直接接合を目8(b)，8(c) に示す．800 ℃の熱処理を経ているにもか指す基礎検討として，厚さ 0.25 mm の銅板をダイヤかわらず接合は維持されており，ダイヤモンドに接合モンドと常温で SAB により接合した．接合後に 700された窒化物半導体をプロセスすることによるデバイ℃，5 分間窒素雰囲気で熱処理を行い，熱処理後の接スの作製に成功した．我々は比較のために Si 基板上合が安定していることを確認した 27)．従来のデバイに結晶成長された窒化物半導体層から同一形状のデバス実装に使用される典型的なハンダの融点を上回る耐イスを作製した．

熱性を備えていることになる．

ダイヤモンド上デバイス，Si 上デバイスのドレイ

熱処理前，500 ℃熱処理後，700 ℃熱処理後のダン 電 流 - ド レ イ ン・ ソ ー ス バ イ ア ス 電 圧 特 性 を 図

イ ヤ モ ン ド //Cu 接 合 界 面 の TEM 像 を 図 10(a) ～が確認された．顕微フォトルミネッセンス法を用いては熱処理温度に依らず中間層が存在する．EDX 評価

10(c) に示す．これらから分かるように，接合界面に9(a)，9(b) に示す．半導体デバイスとしての正常動作デバイス動作時の表面温度を測定した．結果を図 9(c)により中間層は C と Cu の混合物であることが分かっに示す．この図で横軸は HEMT の単位チャネル幅当た．ダイヤモンド // 半導体接合と同様に，このようたりの消費電力（ドレイン電流×ドレイン・ソース間な中間層が，昇温時に界面に生ずる熱ひずみの影響をバイアス電圧），縦軸は動作していない時からの表面緩和し，高い耐熱性をもたらしたと思われる．我々は温度の上昇分を表す．同一電力に対して，ダイヤモン

ダイヤモンド //Cu 接合の界面熱抵抗を測定し，17ド上の HEMT の表面温度上昇は Si 上の HEMT の表面± 2 m2·K/GW を得た．得られた値はダイヤモンド・温度上昇の約 1/3 であることが分かる．図 9(a)，9(b)

蒸着 Cu 層界面の界面熱抵抗の測定値（17 ± 3 m2·K/から分かるように，ダイヤモンド上デバイスでは SiGW）と誤差範囲で一致し，ダイヤモンド //Cu 接合

上デバイスと比べて，ドレインバイアス電圧増加によ界面が低い界面熱抵抗を有することが示された 28)．

るドレイン電流の低下（負性コンダクタンス）が小さ

この値はハンダ層の典型的な熱抵抗の値を大きく下い．負性コンダクタンスはデバイス動作時の発熱が原回っている．

因であることから，これらの結果はダイヤモンドと接以上のことから，SAB によるダイヤモンド //Cu 直合後に窒化物デバイスを作製可能であること，ダイヤ接接合技術は，ハンダを介した接合と比較して優れたモンドとの直接接合により窒化物デバイスの熱抵抗が耐熱性と低い界面熱抵抗を有しており，従来以上の高低減すること，それにより Si 基板上と比べてデバイ出力・高温動作モジュール技術へと展開すると期待さス特性が改善されることを示す．

れる．

600（a）（b）

5.6 mS/mm

1603V

1100

51012

ダイヤモンド上20 051520

ドレインバイアス電圧（V）

ダイヤモンド上

60
窒化物層
SiC 層

0

低温

ダイヤ
モンド

20

31080

402

Si 上

315

温度上昇（℃）

0

上

200

100

向0性

1熱

2

高温

シリコン

シリコン上

120

3V

1300

007.5 mS/mm

2400

SiC 層

140

放ドレイン電流（mA/mm）

500

窒化物層

02468
10電力（W/mm）

1214Fig. 9 I-V characteristics of (a) on-diamond and (b) on-Si nitride HEMTs. (c) Comparison of device temperaturerise between on-diamond and on-Si HEMTs in operation.

7GS Yuasa Technical Report（a）熱処理なし

2022 年 12 月

第2号

クの消費電力の現状と将来予測 )- ワイヤレス系（b）500 ℃熱処理後

ダイヤモンド

第 19 巻の 消 費 電 力 急 増 」(2021). https://www.jst.go.jp/

ダイヤモンドlcs/pdf/fy2020-pp-04.pdf

5 h t t p s : / / w w w. s e m i c o n p o r t a l . c o m / a r c h i ve /接合界面

editorial/industry/150522-ericsson.html

接合界面

6 A. M. Darwish, B. D. Huebschman, E. Viveiros, andH. A. Hung, IEEE Trans. Microw. Theory Tech . 57,2 nm

Cu

2 nm

3205 (2009).

Cu

7 J.W. Pomeroy, M.J. Uren, B. Lambert, and M.

（c）700 ℃熱処理後

Kuball, Microelectron. Reliab . 55, 2505 (2015).

ダイヤモンド

8 K. Hirama, M. Kasu, and Y. Taniyasu, IEEE Electron

Device Lett. 33, 513 (2012).

9 D. Francis, F. Faili, D. Babić, F. Ejeckam, A Nurmikko,
H. Maris, Diam. Relat. Mater . 19, 229 (2010).

接合界面
2 nm

10 H. Sun, R. B. Simon, J. W. Pomeroy, D. Francis, F.
Faili, D. J. Twitchen, and M. Kuball, Appl. Phys.

Cu

Lett . 106, 111906 (2015).

Fig. 10 TEM images of (a) as- bonded, (b) 500- ℃
annealed, and (c) 700 - ℃ annealed diamond//Cu
junctions.

11 J. Anaya, H. Sun, J. Pomeroy, and M. Kuball,“Thermal management of GaN-on-Diamond highelectron mobility transistors: Effect of the grain
structure in the thermal transport of polycrys-

４talline diamond substrates,” Proc. 2016 15th IEEE

むすび

Intersociety Conference on Thermal and Thermo-mechanical Phenomena in Electronic Systems

SAB を用いたダイヤモンドと異種材料（半導体，金(ITherm). DOI: 10.1109/ITHERM.2016.751773

属）の直接接合（X on diamond 構造）の作製及びそ12 檜座修一，西村邦彦，柳生栄治，山向幹雄，応用
物理 90, 167 (2021).の界面の評価について，接合の耐熱性の観点から議論した．接合界面が優れた耐熱性を有し，接合後のデバ

13 Y. Minoura, T. Ohki, N. Okamoto, A. Yamada, K.

イス作製が可能であること，界面に形成される中間層

Makiyama, J. Kotani, S. Ozaki, M. Sato, and N.
Nakamura, Jpn. J. Appl. Phys . 59, SGGD03 (2020).

が重要な役割を果たすと考えられること，を指摘した．
今後，ダイヤモンド // 異種材料直接接合技術が低熱

14 Y. Minoura, T. Ohki, N. Okamoto, M. Sato, S. Ozaki,A. Yamada, and J. Kotani, Appl. Phys. Express 15,抵抗デバイスなど従来性能をしのぐ新たなデバイス・

036501 (2022).

電子部品の開発・実用化につながると期待される．

文

15 O. Nakatsuka, H. Kitada, Y. Kim, Y. Mizushima, T.

献Nakamura, T. Ohba, and S. Zaima, Jpn. J. Appl.

Phys . 50, 05ED03 (2011).

1 V. R. Manikam and K. Y. Cheong, IEEE Trans.

16 T. Suga, R. He, G. Vakanas, and A. L. Manna, “DirectCompon. Packaging Manuf. Technol . 1, 457 (2011).

Cu to Cu Bonding and Other Alternative Bonding

2 A.D.-Bazin, F. Lacroix, and J.-F. Barbot, Journal ofTechniques in 3D Packaging,” 3D Microelectro-nic

Electron. Mater ., 43, 695 (2014).

Packaging (Springer, Cham, Switzerland, 2017).

3 小山内英世 , 結城整哉 , 井手口悟 , 菅原章，まて17 T. Suga, Y. Takahashi, H. Takagi, B. Gibbesch, and4 国立研究開発法人科学技術振興機構 (JST) 低炭素

18 H. Takagi, K. Kikuchi, R. Maeda, T. R. Chung, andG. Elssner, Acta Metall. Mater. 40, S133 (1992).

りあ，56, 24 (2017).

T. Suga, Appl. Phys. Lett . 68, 2222 (1996).

社会戦略センター「情報化社会の進展がエネルギー消費に与える影響（Vol.3）( 通信ネットワー

19 H. Takagi, R. Maeda, T. R. Chung, N. Hosoda, and8

GS Yuasa Technical Report

2022 年 12 月

T. Suga, Jpn. J. Appl. Phys . 37, 4197 (1998).

第 19 巻第2号

Kim, K. Koyama, M. Kasu, Y. Nagai, and N.

20 重 川 直 輝， 梁 剣 波， 信 学 論 (C), J103-C, 341

Shigekawa, Adv. Mater . 33, 2104564 (2021).

(2020).

26 R. Kagawa, K. Kawamura, Y. Sakaida, S. Ouchi, H.

21 O. Moutanabbir and U. Gösele, Annu. Rev. Mater.

Uratani, Y. Shimizu, Y. Ohno, Y. Nagai, J. Liang,

Res . 40, 469 (2010).

and N. Shigekawa, Appl. Phys. Express 15,041003 (2022).

22 J. Liang, S. Masuya, M. Kasu, and N. Shigekawa,Appl. Phys. Lett . 110, 111603 (2017).

27 S. Kanda, Y. Shimizu, Y. Ohno, K. Shirasaki, Y.
Nagai, M. Kasu, N. Shigekawa, and J. Liang, Jpn. J.

23 J. Liang, S. Masuya, S. Kim, T. Oishi, M. Kasu, andN. Shigekawa, Appl. Phys. Express 12, 016501

Appl. Phys . 59, SBBB03 (2020).

(2019).

28 J. Liang, Y. Ohno, Y. Yamashita, Y. Shimizu, S.

24 Y. Ohno, J. Liang, H. Yoshida, Y. Shimizu, Y. Nagai,Kanda, N. Kamiuchi, S. Kim, K. Koji, Y. Nagai, M.

and N. Shigekawa, Jpn. J. Appl. Phys . 61, SF1006

Kasu, and N. Shigekawa, ACS Appl. Nano Mater . 3,(2022).

2455 (2020).

25 J. Liang, A. Kobayashi, Y. Shimizu, Y. Ohno, S.-W.

9