JP2000199049A - ジルコン酸チタン酸鉛を含むデバイスの作製プロセス - Google Patents
ジルコン酸チタン酸鉛を含むデバイスの作製プロセスInfo
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Classifications
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- H10N—ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
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- H10N30/01—Manufacture or treatment
- H10N30/07—Forming of piezoelectric or electrostrictive parts or bodies on an electrical element or another base
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- H10N30/076—Forming of piezoelectric or electrostrictive parts or bodies on an electrical element or another base by depositing piezoelectric or electrostrictive layers, e.g. aerosol or screen printing by vapour phase deposition
-
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- H10N—ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
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- H10N30/074—Forming of piezoelectric or electrostrictive parts or bodies on an electrical element or another base by depositing piezoelectric or electrostrictive layers, e.g. aerosol or screen printing
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Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)
- Chemical Vapour Deposition (AREA)
- Physical Vapour Deposition (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は、ジルコン酸チタン酸鉛を含むデバ
イスの作製プロセスを提供する。 【解決手段】 本発明により、ダイヤモンド基板あるい
はシリコン又は白金被覆材料のような他の基板上の方向
性あるペロブスカイトＰＺＴ層を含むデバイスが実現さ
れる。基板上のペロブスカイトテンプレート層上にＰＺ
Ｔ層を堆積させるために、気相堆積プロセスが用いられ
る。テンプレート層はＰＺＴに比べ、より容易にペロブ
スカイト構造で堆積し、ペロブスカイト型でのＰＺＴの
核生成と成長を実現する。気相堆積は得られる薄膜の方
向性ある構造を促進する。構造は表面音響波デバイスを
含む各種デバイス中で有用である。
イスの作製プロセスを提供する。 【解決手段】 本発明により、ダイヤモンド基板あるい
はシリコン又は白金被覆材料のような他の基板上の方向
性あるペロブスカイトＰＺＴ層を含むデバイスが実現さ
れる。基板上のペロブスカイトテンプレート層上にＰＺ
Ｔ層を堆積させるために、気相堆積プロセスが用いられ
る。テンプレート層はＰＺＴに比べ、より容易にペロブ
スカイト構造で堆積し、ペロブスカイト型でのＰＺＴの
核生成と成長を実現する。気相堆積は得られる薄膜の方
向性ある構造を促進する。構造は表面音響波デバイスを
含む各種デバイス中で有用である。
Description
【０００１】
【関連出願の相互引用】本出願は１９９８年８月１４日
に出願された暫定出願第６０／０９６５８１号の優先権
を主張する。
に出願された暫定出願第６０／０９６５８１号の優先権
を主張する。
【０００２】
【本発明の分野】本発明はジルコン酸チタン酸鉛（ＰＺ
Ｔ）を含むデバイスに係る。
Ｔ）を含むデバイスに係る。
【０００３】
【関連技術の記述】フィルタ、共振器及びページ電話及
び無線電話用遅延線、可動スイッチシステム及び世界配
置システムを含む各種用途に対し、高周波能力、高パワ
ー耐久性及び周波数のほぼゼロの温度依存性をもつ表面
弾性波（ＳＡＷ）デバイス開発の世界的関心がある。
（たとえば、ケイ．ヒガキ（Ｋ．Ｈｉｇａｋｉ）ら、ア
イ・イーイーイー エムティティ−エス ダイジェスト
（ＩＥＥＥ ＭＴＴ−Ｓ Ｄｉｇｅｓｔ）、第６巻、８
２９（１９９７）；エス．シカタ（Ｓ．Ｓｈｉｋａｔ
ａ）ら、ダイアモンド・アンド・リレーテッド・マテリ
アルズ（Ｄｉａｍｏｎｄａｎｄ Ｒｅｌａｔｅｄ Ｍａ
ｔｅｒｉａｌｓ）第２巻、１１９７（１９９３）；ワ
イ．シバタ（Ｙ．Ｓｈｉｂａｔａ）ら、ジャパニーズ・
ジャーナル・アプライド・フィジックス（Ｊｐｎ．Ｊ．
Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ）、第３２巻、Ｌ７４５（１９９
３）及びティー．シオサキ（Ｔ．Ｓｈｉｏｓａｋｉ）
ら、アイ・イーイーイー・トランスアクションズ・オン
・ウルトラソニックス、フェロエレクトリクス・アンド
フリークエンシィ・コントロール（ＩＥＥＥ Ｔｒａｎ
ｓａｃｔｉｏｎｓ ｏｎ Ｕｌｔｒａｓｏｎｉｃｓ，Ｆ
ｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃｓ，ａｎｄ Ｆｒｅｑｕｅｎ
ｃｙ Ｃｏｎｔｒａｌ）第ＵＦＦＣ−３３巻、第３号、
１９８６年５月を参照のこと。これらの文献はここに参
照文献として含まれる。）典型的なＳＡＷデバイスは、
上に形成されたインターディジタルトランスジューサ
（ＩＤＴ）を有する圧電材料層を含む。ＳＡＷデバイス
の動作周波数ｆは、単純な関係：ｆ＝υ／λで予測され
る。ここで、υは材料中のＳＡＷ速度、λは（ＩＤＴの
フィンガの線及び間隔の大きさで決まる）波長である。
周波数利得は、ＳＡＷ速度を増すか、ＩＤＴの線及び間
隔の大きさを減らすことにより得られる。
び無線電話用遅延線、可動スイッチシステム及び世界配
置システムを含む各種用途に対し、高周波能力、高パワ
ー耐久性及び周波数のほぼゼロの温度依存性をもつ表面
弾性波（ＳＡＷ）デバイス開発の世界的関心がある。
（たとえば、ケイ．ヒガキ（Ｋ．Ｈｉｇａｋｉ）ら、ア
イ・イーイーイー エムティティ−エス ダイジェスト
（ＩＥＥＥ ＭＴＴ−Ｓ Ｄｉｇｅｓｔ）、第６巻、８
２９（１９９７）；エス．シカタ（Ｓ．Ｓｈｉｋａｔ
ａ）ら、ダイアモンド・アンド・リレーテッド・マテリ
アルズ（Ｄｉａｍｏｎｄａｎｄ Ｒｅｌａｔｅｄ Ｍａ
ｔｅｒｉａｌｓ）第２巻、１１９７（１９９３）；ワ
イ．シバタ（Ｙ．Ｓｈｉｂａｔａ）ら、ジャパニーズ・
ジャーナル・アプライド・フィジックス（Ｊｐｎ．Ｊ．
Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ）、第３２巻、Ｌ７４５（１９９
３）及びティー．シオサキ（Ｔ．Ｓｈｉｏｓａｋｉ）
ら、アイ・イーイーイー・トランスアクションズ・オン
・ウルトラソニックス、フェロエレクトリクス・アンド
フリークエンシィ・コントロール（ＩＥＥＥ Ｔｒａｎ
ｓａｃｔｉｏｎｓ ｏｎ Ｕｌｔｒａｓｏｎｉｃｓ，Ｆ
ｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃｓ，ａｎｄ Ｆｒｅｑｕｅｎ
ｃｙ Ｃｏｎｔｒａｌ）第ＵＦＦＣ−３３巻、第３号、
１９８６年５月を参照のこと。これらの文献はここに参
照文献として含まれる。）典型的なＳＡＷデバイスは、
上に形成されたインターディジタルトランスジューサ
（ＩＤＴ）を有する圧電材料層を含む。ＳＡＷデバイス
の動作周波数ｆは、単純な関係：ｆ＝υ／λで予測され
る。ここで、υは材料中のＳＡＷ速度、λは（ＩＤＴの
フィンガの線及び間隔の大きさで決まる）波長である。
周波数利得は、ＳＡＷ速度を増すか、ＩＤＴの線及び間
隔の大きさを減らすことにより得られる。
【０００４】線及び間隔の大きさを減らすことは、フォ
トリソグラフィの能力により限られているから、増加し
たＳＡＷ速度をもつ材料を見い出すことに、かなりの努
力が払われてきた。ダイヤモンドはこれまで知られてい
る最高の音響波速度をもち、上に堆積させた圧電材料を
有するダイヤモンド基板を用いることにより、高周波用
のＳＡＷデバイスの速度特性を改善する機会が得られ
る。ダイヤモンド基板ＳＡＷデバイス中で圧電材料を用
いる研究は、主としてＡｌＮとＺｎＯに焦点を絞ってき
た。これらの圧電材料の候補は、低い弾性波減衰をも
ち、いくつかの強誘電体の候補に比べ、濾波の高い正確
さが得られるが、圧電特性は比較的良くない傾向（すな
わち、１２×１０-12 ｍ／Ｖより小さい圧電係数）があ
る。それらはまた、比較的弱い電子機械結合を示し、そ
れは濾波帯域を制限する。加えて、これらの材料中のダ
イポールは再方向づけすることができないため、材料は
単結晶か高い集合組織をもつ形でなければならない。こ
の構造上の条件により、ダイヤモンドのような基板上
に、薄膜成長させることが困難になっている。
トリソグラフィの能力により限られているから、増加し
たＳＡＷ速度をもつ材料を見い出すことに、かなりの努
力が払われてきた。ダイヤモンドはこれまで知られてい
る最高の音響波速度をもち、上に堆積させた圧電材料を
有するダイヤモンド基板を用いることにより、高周波用
のＳＡＷデバイスの速度特性を改善する機会が得られ
る。ダイヤモンド基板ＳＡＷデバイス中で圧電材料を用
いる研究は、主としてＡｌＮとＺｎＯに焦点を絞ってき
た。これらの圧電材料の候補は、低い弾性波減衰をも
ち、いくつかの強誘電体の候補に比べ、濾波の高い正確
さが得られるが、圧電特性は比較的良くない傾向（すな
わち、１２×１０-12 ｍ／Ｖより小さい圧電係数）があ
る。それらはまた、比較的弱い電子機械結合を示し、そ
れは濾波帯域を制限する。加えて、これらの材料中のダ
イポールは再方向づけすることができないため、材料は
単結晶か高い集合組織をもつ形でなければならない。こ
の構造上の条件により、ダイヤモンドのような基板上
に、薄膜成長させることが困難になっている。
【０００５】より最近注目されている別の材料の１つ
は、強誘電体ジルコン酸チタン酸鉛−Ｐｂ（Ｚｒx Ｔｉ
1-x ）Ｏ3 （ＰＺＴ）である。（たとえば、エイ・エス
・ニクルス（Ａ．Ｓ．Ｎｉｃｋｌｅｓ）ら、集積強誘電
体、第１０巻、８９（１９９５）；ビー．ジャバー
（Ｂ．Ｊａｂｅｒ）ら、センサ及びアクチュエータＡ、
第６３巻９１（１９９７）及びアール．ダット（Ｒ．Ｄ
ａｔ）ら、集積強誘電体、第９巻、３０９（１９９５）
を参照のこと。）ＰＺＴはこれまで考えられてきた圧電
材料より、いくつかの改善を示す。たとえば、ＰＺＴの
圧電及び電子機械結合係数は、ＺｎＯのそれらより１桁
大きい。更に、外部電界及び高い残留分極下で容易にダ
イポールの方向変更ができるため、単結晶又は高い集合
組織をもつ構造以外の形で、ＰＺＴを用いることが可能
になる。
は、強誘電体ジルコン酸チタン酸鉛−Ｐｂ（Ｚｒx Ｔｉ
1-x ）Ｏ3 （ＰＺＴ）である。（たとえば、エイ・エス
・ニクルス（Ａ．Ｓ．Ｎｉｃｋｌｅｓ）ら、集積強誘電
体、第１０巻、８９（１９９５）；ビー．ジャバー
（Ｂ．Ｊａｂｅｒ）ら、センサ及びアクチュエータＡ、
第６３巻９１（１９９７）及びアール．ダット（Ｒ．Ｄ
ａｔ）ら、集積強誘電体、第９巻、３０９（１９９５）
を参照のこと。）ＰＺＴはこれまで考えられてきた圧電
材料より、いくつかの改善を示す。たとえば、ＰＺＴの
圧電及び電子機械結合係数は、ＺｎＯのそれらより１桁
大きい。更に、外部電界及び高い残留分極下で容易にダ
イポールの方向変更ができるため、単結晶又は高い集合
組織をもつ構造以外の形で、ＰＺＴを用いることが可能
になる。
【０００６】不幸にも、ＰＺＴはそのペロブスカイト相
にある時のみ所望の圧電特性を示すが、それは基板上に
形成することが難しい。困難であるのは一般的に、非強
誘電、非圧電、準安定パイロクロール相ＰＺＴの形成に
対するより低い核生成障壁による。従って、ＰＺＴはペ
ロブスカイト相より、より容易にパイロクロール相を形
成する。更に、パイロクロールＰＺＴは温度アニールの
ような方法により、容易にペロブスカイト相に転換する
ことはできない。この問題を検討して、ＰＴ及びＰＺＴ
の両方に対し、ゾル−ゲル堆積を用いる時、特定の基板
−サファイア上へのペロブスカイトＰＺＴの核生成を容
易にするため、チタン酸鉛（ＰＴ）を用いることが報告
された。（シー．ケー．クボク（Ｃ．Ｋ．Ｋｗｏｋ）及
びエス．ビー．デス（Ｓ．Ｂ．Ｄｅｓｕ）ジャーナル・
マテリアル・リサーチ（Ｊ．Ｍａｔｅｒ Ｒｅｓ．）、
第８巻、３３９（１９９３）を参照のこと）しかし、ゾ
ル−ゲル堆積は適切な商業生産プロセスより、研究室の
技術である。たとえば、ゾル−ゲル薄膜のプロセス工程
は、典型的なデバイス作製技術と幾分両立せず、汚染の
可能性が高いことも、ゾル−ゲルを商業生産に用いるこ
とを圧迫している。加えて、ゾル−ゲル技術は方向のそ
ろった構造を提供しない。ＭｇＯバッファ層は同様に、
ＧａＡｓ及びＳｉ基板上へのペロブスカイトＰＺＴの堆
積を容易にすることがわかった。（エイ．マスダ（Ａ．
Ｍａｓｕｄａ）ら、ジャーナル・クリスタル・グロウス
（Ｊ．Ｃｒｙｓｔａｌ Ｇｒｏｗｔｈ）、第１５８巻、
８４（１９９６）を参照のこと）
にある時のみ所望の圧電特性を示すが、それは基板上に
形成することが難しい。困難であるのは一般的に、非強
誘電、非圧電、準安定パイロクロール相ＰＺＴの形成に
対するより低い核生成障壁による。従って、ＰＺＴはペ
ロブスカイト相より、より容易にパイロクロール相を形
成する。更に、パイロクロールＰＺＴは温度アニールの
ような方法により、容易にペロブスカイト相に転換する
ことはできない。この問題を検討して、ＰＴ及びＰＺＴ
の両方に対し、ゾル−ゲル堆積を用いる時、特定の基板
−サファイア上へのペロブスカイトＰＺＴの核生成を容
易にするため、チタン酸鉛（ＰＴ）を用いることが報告
された。（シー．ケー．クボク（Ｃ．Ｋ．Ｋｗｏｋ）及
びエス．ビー．デス（Ｓ．Ｂ．Ｄｅｓｕ）ジャーナル・
マテリアル・リサーチ（Ｊ．Ｍａｔｅｒ Ｒｅｓ．）、
第８巻、３３９（１９９３）を参照のこと）しかし、ゾ
ル−ゲル堆積は適切な商業生産プロセスより、研究室の
技術である。たとえば、ゾル−ゲル薄膜のプロセス工程
は、典型的なデバイス作製技術と幾分両立せず、汚染の
可能性が高いことも、ゾル−ゲルを商業生産に用いるこ
とを圧迫している。加えて、ゾル−ゲル技術は方向のそ
ろった構造を提供しない。ＭｇＯバッファ層は同様に、
ＧａＡｓ及びＳｉ基板上へのペロブスカイトＰＺＴの堆
積を容易にすることがわかった。（エイ．マスダ（Ａ．
Ｍａｓｕｄａ）ら、ジャーナル・クリスタル・グロウス
（Ｊ．Ｃｒｙｓｔａｌ Ｇｒｏｗｔｈ）、第１５８巻、
８４（１９９６）を参照のこと）
【０００７】ダイヤモンドを含むＰＺＴを、各種の基板
上に、ペロブスカイトの形で、有利なのは方向のそろっ
た構造で、形成する方法が望ましい。
上に、ペロブスカイトの形で、有利なのは方向のそろっ
た構造で、形成する方法が望ましい。
【０００８】
【本発明の要約】本発明により、ダイヤモンド、シリコ
ン及び白金被覆材料のような基板上の、方向のそろった
ペロブスカイトＰＺＴ層を含むデバイスが実現する。
（ペロブスカイトＰＺＴというのは、Ｘ線回析による決
め方で、層の少なくとも９８体積％がペロブスカイトで
あるＰＺＴをさす。方向のそろったというのは、層がそ
の面に垂直な適切な結晶軸を示すことをさす。）本発明
に従うと、たとえば物理的又は科学的気相堆積プロセス
のような気相技術を、基板上に配置された比較的薄いテ
ンプレート層上に、ＰＺＴ層を堆積させるために用い
る。テンプレート層はＰＺＴに比べ、より容易にペロブ
スカイト構造で形成され、ペロブスカイトＰＺＴと似た
格子間隔を示す。ＰＺＴが堆積されると、ペロブスカイ
トテンプレート層はそれにより、核生成及びＰＺＴの成
長が同様に、ペロブスカイト形で促進される。有用なテ
ンプレート層には、チタン酸鉛、チタン酸ストロンチウ
ム及びチタン酸バリウムが含まれる。気相は方向性のあ
る層の形成を促進し、そのような方向は圧電特性の生成
を向上させる。気相技術はまた、本質的に組成、厚さ、
均一性を制御し、容易にデバイス作製プロセスに組込ま
れる。
ン及び白金被覆材料のような基板上の、方向のそろった
ペロブスカイトＰＺＴ層を含むデバイスが実現する。
（ペロブスカイトＰＺＴというのは、Ｘ線回析による決
め方で、層の少なくとも９８体積％がペロブスカイトで
あるＰＺＴをさす。方向のそろったというのは、層がそ
の面に垂直な適切な結晶軸を示すことをさす。）本発明
に従うと、たとえば物理的又は科学的気相堆積プロセス
のような気相技術を、基板上に配置された比較的薄いテ
ンプレート層上に、ＰＺＴ層を堆積させるために用い
る。テンプレート層はＰＺＴに比べ、より容易にペロブ
スカイト構造で形成され、ペロブスカイトＰＺＴと似た
格子間隔を示す。ＰＺＴが堆積されると、ペロブスカイ
トテンプレート層はそれにより、核生成及びＰＺＴの成
長が同様に、ペロブスカイト形で促進される。有用なテ
ンプレート層には、チタン酸鉛、チタン酸ストロンチウ
ム及びチタン酸バリウムが含まれる。気相は方向性のあ
る層の形成を促進し、そのような方向は圧電特性の生成
を向上させる。気相技術はまた、本質的に組成、厚さ、
均一性を制御し、容易にデバイス作製プロセスに組込ま
れる。
【０００９】一実施例において、ダイヤモンド基板が用
いられ、チタン酸鉛（ＰＴ）テンプレート層が有利であ
る。従来当業者は、ＰＺＴのような圧電材料の気相堆積
に用いられる高温で、ダイヤモンドは酸化すると信じて
きた。従って、特性の劣る他の基板材料が用いられてき
た。あるいは、たとえば低温技術のような別の作製技術
が用いられたが、それらは方向性のある圧電層を生成せ
ず、あるいはそれらは圧電層の適切な成長をしない。従
って、本発明は方向性あるペロブスカイトＰＺＴ層をダ
イヤモンド基板上に形成できるということを発見したこ
とに基づき、その場合ＰＺＴ層はたとえば約５０×１０
-12 ないし約３５０×１０-12 ｍ／Ｖの範囲の望ましい
圧電係数を示す。そのような構造により、ＳＡＷ用を含
む各種デバイスに有用な特性が得られる。
いられ、チタン酸鉛（ＰＴ）テンプレート層が有利であ
る。従来当業者は、ＰＺＴのような圧電材料の気相堆積
に用いられる高温で、ダイヤモンドは酸化すると信じて
きた。従って、特性の劣る他の基板材料が用いられてき
た。あるいは、たとえば低温技術のような別の作製技術
が用いられたが、それらは方向性のある圧電層を生成せ
ず、あるいはそれらは圧電層の適切な成長をしない。従
って、本発明は方向性あるペロブスカイトＰＺＴ層をダ
イヤモンド基板上に形成できるということを発見したこ
とに基づき、その場合ＰＺＴ層はたとえば約５０×１０
-12 ないし約３５０×１０-12 ｍ／Ｖの範囲の望ましい
圧電係数を示す。そのような構造により、ＳＡＷ用を含
む各種デバイスに有用な特性が得られる。
【００１０】
【本発明の詳細な説明】本発明に従うと、ダイヤモン
ド、シリコン及び白金被覆材料を含む各種基板上に、ペ
ロブスカイト層が形成できる。上述のように、ダイヤモ
ンドは高い音波速度をもつ。従って、ダイヤモンド基板
により、より大きなＩＤＴ線と間隔が可能になり、与え
られた周波数で、デバイスの生産性及び信頼性が改善さ
れる。シリコン基板はシリコン技術による強誘電体材料
の考えられる集積化に有用である。白金は共通の電極材
料である。
ド、シリコン及び白金被覆材料を含む各種基板上に、ペ
ロブスカイト層が形成できる。上述のように、ダイヤモ
ンドは高い音波速度をもつ。従って、ダイヤモンド基板
により、より大きなＩＤＴ線と間隔が可能になり、与え
られた周波数で、デバイスの生産性及び信頼性が改善さ
れる。シリコン基板はシリコン技術による強誘電体材料
の考えられる集積化に有用である。白金は共通の電極材
料である。
【００１１】ペロブスカイトテンプレート層を、基板上
に堆積させる。（ペロブスカイト層というのは、Ｘ線回
析で決めたとき、少なくとも９８体積％がペロブスカイ
トであることを意味する。）テンプレート層の厚さは、
具体的なテンプレート材料、形成プロセス及び用いる所
望の構造に依存して変わる。チタン酸鉛テンプレート層
の典型的な厚さは、約０．０６ないし約０．１２μｍの
範囲である。テンプレート層はペロブスカイトＰＺＴと
同様の格子間隔をもつ単純なペロブスカイト構造を示す
ように選択される。テンプレート層はまた、ＰＺＴに比
べペロブスカイト相を形成するのにより適合している必
要がある。例には、チタン酸鉛、チタン酸ストロンチウ
ム及びチタン酸バリウムが含まれる。テンプレート層は
任意の適当なプロセスにより、基板上に堆積できるが、
ここで述べる理由により、気相堆積プロセスによってテ
ンプレート層を堆積するのが有利である。
に堆積させる。（ペロブスカイト層というのは、Ｘ線回
析で決めたとき、少なくとも９８体積％がペロブスカイ
トであることを意味する。）テンプレート層の厚さは、
具体的なテンプレート材料、形成プロセス及び用いる所
望の構造に依存して変わる。チタン酸鉛テンプレート層
の典型的な厚さは、約０．０６ないし約０．１２μｍの
範囲である。テンプレート層はペロブスカイトＰＺＴと
同様の格子間隔をもつ単純なペロブスカイト構造を示す
ように選択される。テンプレート層はまた、ＰＺＴに比
べペロブスカイト相を形成するのにより適合している必
要がある。例には、チタン酸鉛、チタン酸ストロンチウ
ム及びチタン酸バリウムが含まれる。テンプレート層は
任意の適当なプロセスにより、基板上に堆積できるが、
ここで述べる理由により、気相堆積プロセスによってテ
ンプレート層を堆積するのが有利である。
【００１２】その後堆積させるＰＺＴ層は、具体的な用
途に依存して、典型的な場合、約０．１ないし約１０μ
ｍの厚さであり、ペロブスカイト形であり（すなわちＸ
線回析によると、少なくとも９８体積％がペロブスカイ
ト）、方向性のある層である（すなわち層の面に垂直な
好ましい結晶軸を示す）。（ダイヤモンド基板を用いた
ＳＡＷ用の場合、ＰＺＴ層の厚さは一般に約０．１ない
し約５μｍである。）ＰＺＴ層は気相堆積技術により堆
積させる。可能な技術には、各種の物理的及び科学的気
相堆積技術が含まれる。たとえば、化学気相堆積、プラ
ズマ促進化学気相堆積、有機金属化学気相堆積、パルス
レーザ堆積、スパッタリング、電子ビーム蒸着である
が、これらには限定されない。気相堆積はペロブスカイ
トＰＺＴ層の所望の方向を得るのに寄与し、そのような
方向によって圧電特性は促進される。また、気相技術に
よって、組成、厚さ及び一様性が本質的に制御でき、デ
バイス作製プロセスに容易に組込める。従って、そのよ
うな気相技術により、テンプレート層とＰＺＴ層の両方
を堆積させるのが有利である。以下の議論は、チタン酸
鉛のテンプレート層を用い、パルスレーザ堆積（ＰＬ
Ｄ）に焦点を当てるが、ここで示される指針は、他の気
相技術及びテンプレート材料にも適用できる。
途に依存して、典型的な場合、約０．１ないし約１０μ
ｍの厚さであり、ペロブスカイト形であり（すなわちＸ
線回析によると、少なくとも９８体積％がペロブスカイ
ト）、方向性のある層である（すなわち層の面に垂直な
好ましい結晶軸を示す）。（ダイヤモンド基板を用いた
ＳＡＷ用の場合、ＰＺＴ層の厚さは一般に約０．１ない
し約５μｍである。）ＰＺＴ層は気相堆積技術により堆
積させる。可能な技術には、各種の物理的及び科学的気
相堆積技術が含まれる。たとえば、化学気相堆積、プラ
ズマ促進化学気相堆積、有機金属化学気相堆積、パルス
レーザ堆積、スパッタリング、電子ビーム蒸着である
が、これらには限定されない。気相堆積はペロブスカイ
トＰＺＴ層の所望の方向を得るのに寄与し、そのような
方向によって圧電特性は促進される。また、気相技術に
よって、組成、厚さ及び一様性が本質的に制御でき、デ
バイス作製プロセスに容易に組込める。従って、そのよ
うな気相技術により、テンプレート層とＰＺＴ層の両方
を堆積させるのが有利である。以下の議論は、チタン酸
鉛のテンプレート層を用い、パルスレーザ堆積（ＰＬ
Ｄ）に焦点を当てるが、ここで示される指針は、他の気
相技術及びテンプレート材料にも適用できる。
【００１３】一実施例において、ＰＴテンプレート層及
びＰＺＴ層はＰＬＤにより形成される。ＰＬＤによりい
くつかの利点が生じ、その中にはターゲットから基板へ
の定成分の組成移動ができることが含まれる。この特性
はＰＺＴの場合のように、揮発性及びスパッタ生成率が
著しく異なる元素から成る多成分化合物の堆積で重要で
ある。ＰＬＤでは高堆積圧が許容されるため、反応性雰
囲気中で、複合系の相及び組成の制御性が良くなる。
びＰＺＴ層はＰＬＤにより形成される。ＰＬＤによりい
くつかの利点が生じ、その中にはターゲットから基板へ
の定成分の組成移動ができることが含まれる。この特性
はＰＺＴの場合のように、揮発性及びスパッタ生成率が
著しく異なる元素から成る多成分化合物の堆積で重要で
ある。ＰＬＤでは高堆積圧が許容されるため、反応性雰
囲気中で、複合系の相及び組成の制御性が良くなる。
【００１４】ペロブスカイトＰＺＴ層の核生成及び形成
に伴う問題は、中間の準安定パイロクロールＰＺＴ相の
形成に対するより低い核生成障壁により、パイロクロー
ルＰＺＴ相は酸素欠乏螢石型構造を有し、強誘電体又は
圧電特性は示さない。従って、ＰＺＴはパイロクロール
相を形成する傾向がある。一度形成されると、パイロク
ロールＰＺＴは高温アニールでは、容易にペロブスカイ
トＰＺＴに変換されない。パイロクロールＰＺＴの形成
はバルク及び薄膜プロセスの両方で広く報告されてお
り、パイロクロールＰＺＴは例２で示されるように、６
００℃以上の温度でダイヤモンド、Ｓｉ及びＰｔ被覆基
板上に直接ＰＬＤにより堆積させたＰＺＴ層中で、主要
な相となる。更に例２で示されるように、５００℃にお
いてＰＬＤにより、これらの基板上に直接ＰＺＴを堆積
させると、アモルファスのＰＺＴのみを生じる傾向があ
る。ペロブスカイトＰＺＴの核生成エネルギーは、その
成長の１１２ｋＪ／モルに比べ、４４１ｋＪ／モルと報
告されている。従って、ペロブスカイトＰＺＴの堆積
は、成長より核生成によって制限されるようにみえる。
に伴う問題は、中間の準安定パイロクロールＰＺＴ相の
形成に対するより低い核生成障壁により、パイロクロー
ルＰＺＴ相は酸素欠乏螢石型構造を有し、強誘電体又は
圧電特性は示さない。従って、ＰＺＴはパイロクロール
相を形成する傾向がある。一度形成されると、パイロク
ロールＰＺＴは高温アニールでは、容易にペロブスカイ
トＰＺＴに変換されない。パイロクロールＰＺＴの形成
はバルク及び薄膜プロセスの両方で広く報告されてお
り、パイロクロールＰＺＴは例２で示されるように、６
００℃以上の温度でダイヤモンド、Ｓｉ及びＰｔ被覆基
板上に直接ＰＬＤにより堆積させたＰＺＴ層中で、主要
な相となる。更に例２で示されるように、５００℃にお
いてＰＬＤにより、これらの基板上に直接ＰＺＴを堆積
させると、アモルファスのＰＺＴのみを生じる傾向があ
る。ペロブスカイトＰＺＴの核生成エネルギーは、その
成長の１１２ｋＪ／モルに比べ、４４１ｋＪ／モルと報
告されている。従って、ペロブスカイトＰＺＴの堆積
は、成長より核生成によって制限されるようにみえる。
【００１５】ペロブスカイトＰＺＴの形成は、ＰＴ中の
Ｔｉ4+（ｒ＝０．６１Ａ）陽イオンを、Ｚｒ4+（ｒ＝
０．７２Ａ）で部分的に置換するとして記述でき、それ
はＯ2-陰イオンによって囲まれた八面体置換位置を占め
る。より小さなＴｉ4+とより大きなＺｒ4+間の１８％の
イオン半径の差により、ＰＴに比べＰＺＴ中に著しく過
剰な歪エネルギーが生じ、そのため高い核生成エネルギ
ー障壁が生じる。ＰＴ及び他のテンプレート層材料が、
パイロクロール相を生じることはできるが、そのような
テンプレート材料はペロブスカイトＰＺＴの形成に比
べ、ペロブスカイト形で核生成する方が、はるかに容易
である。ＰＴの場合、ペロブスカイトＰＴの成長は基板
選択性を示さないようにみえるが、より起こりやすい成
長方向と基板の型には、何らかの相関が存在するように
みえる。（また、ＰＴのＰＬＤは同じ型の基板に対し、
常に同じ選択的な方向を生成するのではない。）しか
し、例２及び図２Ｃで示されるように、ＰＴ構造はＰｔ
が（１１１）の選択的方向をもつＰｔ被覆基板上で、
（１１１）形態となる傾向がある。この相関はＰＴ（ａ
＝３．９６１）とＰｔ（ａ＝３．９２３）間の小さな格
子不整によると信じられている。応用の点からは、（０
０１）の選択的方向をもつ成長形態が、改善されたピエ
ゾ特性に対し、望ましい可能性がある。
Ｔｉ4+（ｒ＝０．６１Ａ）陽イオンを、Ｚｒ4+（ｒ＝
０．７２Ａ）で部分的に置換するとして記述でき、それ
はＯ2-陰イオンによって囲まれた八面体置換位置を占め
る。より小さなＴｉ4+とより大きなＺｒ4+間の１８％の
イオン半径の差により、ＰＴに比べＰＺＴ中に著しく過
剰な歪エネルギーが生じ、そのため高い核生成エネルギ
ー障壁が生じる。ＰＴ及び他のテンプレート層材料が、
パイロクロール相を生じることはできるが、そのような
テンプレート材料はペロブスカイトＰＺＴの形成に比
べ、ペロブスカイト形で核生成する方が、はるかに容易
である。ＰＴの場合、ペロブスカイトＰＴの成長は基板
選択性を示さないようにみえるが、より起こりやすい成
長方向と基板の型には、何らかの相関が存在するように
みえる。（また、ＰＴのＰＬＤは同じ型の基板に対し、
常に同じ選択的な方向を生成するのではない。）しか
し、例２及び図２Ｃで示されるように、ＰＴ構造はＰｔ
が（１１１）の選択的方向をもつＰｔ被覆基板上で、
（１１１）形態となる傾向がある。この相関はＰＴ（ａ
＝３．９６１）とＰｔ（ａ＝３．９２３）間の小さな格
子不整によると信じられている。応用の点からは、（０
０１）の選択的方向をもつ成長形態が、改善されたピエ
ゾ特性に対し、望ましい可能性がある。
【００１６】上述のように、ペロブスカイトＰＺＴの高
い核生成エネルギー障壁は、本質的なペロブスカイトＰ
ＺＴ層を形成するためには、克服しなければならない。
このことは、格子及び構造に良好な整合がとれるペロブ
スカイトテンプレート層を形成することにより、本発明
において実現される。チタン酸鉛、チタン酸ストロンチ
ウム、チタン酸バリウムといった材料から、パルスレー
ザ堆積を含む気相堆積によって、単純なペロブスカイト
層が容易に形成でき、ペロブスカイトＰＺＴと良好な格
子整合が得られることも、これらの材料をテンプレート
層として魅力あるものにしている。ＰＺＴはそのような
材料上に容易に堆積する。ＰＴは特にテンプレート層と
して有用である。そのようなテンプレート材料は典型的
な場合、強誘電性であるが、実用的にはＰＺＴより価値
が低い傾向がある。その理由はＰＺＴに比べ強くなく、
ダイポールの再配置に高い電界と高い温度が必要なこと
による。
い核生成エネルギー障壁は、本質的なペロブスカイトＰ
ＺＴ層を形成するためには、克服しなければならない。
このことは、格子及び構造に良好な整合がとれるペロブ
スカイトテンプレート層を形成することにより、本発明
において実現される。チタン酸鉛、チタン酸ストロンチ
ウム、チタン酸バリウムといった材料から、パルスレー
ザ堆積を含む気相堆積によって、単純なペロブスカイト
層が容易に形成でき、ペロブスカイトＰＺＴと良好な格
子整合が得られることも、これらの材料をテンプレート
層として魅力あるものにしている。ＰＺＴはそのような
材料上に容易に堆積する。ＰＴは特にテンプレート層と
して有用である。そのようなテンプレート材料は典型的
な場合、強誘電性であるが、実用的にはＰＺＴより価値
が低い傾向がある。その理由はＰＺＴに比べ強くなく、
ダイポールの再配置に高い電界と高い温度が必要なこと
による。
【００１７】テンプレート層及びＰＺＴ層の組成を制御
するために、気相堆積は比較的厳密なプロセスパラメー
タの下で行われる。特に、ＰＺＴとＰＴの場合のよう
に、競合する相の型及び揮発性の著しく異なる元素が依
存する場合は、その必要がある。たとえば、ＰＺＴのＰ
ＬＤ堆積中、温度、酸素圧、組成及び相の間には相関が
ある。鉛は例４及び表１で示されるように、低酸素圧に
おいて著しく揮発性で、基板上に到達した鉛はただちに
再蒸発できる。酸素圧が増すとともに、鉛の固着係数、
従って鉛の保持はＰｂ−Ｏ結合形成を通して、酸素によ
り緩和される。しかし、チャンバ内の酸素圧力が高すぎ
ると、気相中での散乱及び核生成が増し、そのため堆積
速度は減少する。
するために、気相堆積は比較的厳密なプロセスパラメー
タの下で行われる。特に、ＰＺＴとＰＴの場合のよう
に、競合する相の型及び揮発性の著しく異なる元素が依
存する場合は、その必要がある。たとえば、ＰＺＴのＰ
ＬＤ堆積中、温度、酸素圧、組成及び相の間には相関が
ある。鉛は例４及び表１で示されるように、低酸素圧に
おいて著しく揮発性で、基板上に到達した鉛はただちに
再蒸発できる。酸素圧が増すとともに、鉛の固着係数、
従って鉛の保持はＰｂ−Ｏ結合形成を通して、酸素によ
り緩和される。しかし、チャンバ内の酸素圧力が高すぎ
ると、気相中での散乱及び核生成が増し、そのため堆積
速度は減少する。
【００１８】例５及び表２に示されるように、２００ｍ
Ｔｏｒｒ酸素中、２Ｊ／cm2 において堆積させた層の場
合、ＰＺＴ層の組成はまた、温度に依存する。ＰＺＴタ
ーゲットに比べ、６００℃で堆積させた層中の比較的高
いＺｒ／Ｐｂ及びＴｉ／Ｐｂ比は鉛の欠乏を示してい
る。圧力及び温度依存性は、鉛の蒸発とＰｂ及びＯの相
互作用を適してのその保持との間の関係から生じるよう
にみえる。
Ｔｏｒｒ酸素中、２Ｊ／cm2 において堆積させた層の場
合、ＰＺＴ層の組成はまた、温度に依存する。ＰＺＴタ
ーゲットに比べ、６００℃で堆積させた層中の比較的高
いＺｒ／Ｐｂ及びＴｉ／Ｐｂ比は鉛の欠乏を示してい
る。圧力及び温度依存性は、鉛の蒸発とＰｂ及びＯの相
互作用を適してのその保持との間の関係から生じるよう
にみえる。
【００１９】また、レーザのくり返し、堆積速度及びＰ
ＺＴ層のモフォロジーの間にも相関がある。例６で示さ
れるように、相及び組成の観点からＰＺＴ堆積に適して
いる２００ｍＴｏｒｒＯ2 中、６５０℃において、２Ｊ
／cm2 の堆積で２４ｎｍ／分の速度が生じた。１Ｊ／cm
2 の堆積で、１２ｎｍ／分に減少した。削摩閾値より上
では、堆積速度のレーザくり返しに対する直線的な依存
性が予測される。ＰＴテンプレート層を有するダイヤモ
ンド上のＰＺＴ層のＳＥＭ顕微鏡写真が図４（ａ）及び
４（ｂ）に示されており、この場合例６に従い、ＰＺＴ
はＰＬＤにより、それぞれ１及び２Ｊ／cm2 で堆積させ
た。レーザくり返しが減少するとともに、層中の粒子密
度が減少することが、明らかである。図４（ａ）中の２
Ｊ／cm2における層中の孔は、明らかに堆積中又は堆積
後のミクロン程度の大きさの粒子がとり除かれたためで
ある。レーザのくり返しと粒子密度との対応は、図５
（ａ）及び５（ｂ）の走査電子顕微鏡写真によっても示
されており、これらはそれぞれ１及び２Ｊ／cm2 で、例
７の例に従って形成されたＰｔ−Ｓｉ上のＰＺＴ層を示
す。１Ｊ／cm2 で堆積させた層は、０．６−０．７μｍ
の評価された粒子寸法と０．４×１０8 ／cm2 の粒子密
度をもつ。それに対し、２Ｊ／cm2 で堆積させた層は、
０．４−０．５μｍの評価された粒子寸法と２．４×１
０8 ／cm2 の粒子密度をもつ。粒子はペロブスカイトＰ
ＺＴターゲットと同じ相のようにみえる。一度基板上に
堆積させるか、ＰＺＴ層を成長させるとこれらの粒子は
ペロブスカイトＰＺＴ成長のシードとして働く。
ＺＴ層のモフォロジーの間にも相関がある。例６で示さ
れるように、相及び組成の観点からＰＺＴ堆積に適して
いる２００ｍＴｏｒｒＯ2 中、６５０℃において、２Ｊ
／cm2 の堆積で２４ｎｍ／分の速度が生じた。１Ｊ／cm
2 の堆積で、１２ｎｍ／分に減少した。削摩閾値より上
では、堆積速度のレーザくり返しに対する直線的な依存
性が予測される。ＰＴテンプレート層を有するダイヤモ
ンド上のＰＺＴ層のＳＥＭ顕微鏡写真が図４（ａ）及び
４（ｂ）に示されており、この場合例６に従い、ＰＺＴ
はＰＬＤにより、それぞれ１及び２Ｊ／cm2 で堆積させ
た。レーザくり返しが減少するとともに、層中の粒子密
度が減少することが、明らかである。図４（ａ）中の２
Ｊ／cm2における層中の孔は、明らかに堆積中又は堆積
後のミクロン程度の大きさの粒子がとり除かれたためで
ある。レーザのくり返しと粒子密度との対応は、図５
（ａ）及び５（ｂ）の走査電子顕微鏡写真によっても示
されており、これらはそれぞれ１及び２Ｊ／cm2 で、例
７の例に従って形成されたＰｔ−Ｓｉ上のＰＺＴ層を示
す。１Ｊ／cm2 で堆積させた層は、０．６−０．７μｍ
の評価された粒子寸法と０．４×１０8 ／cm2 の粒子密
度をもつ。それに対し、２Ｊ／cm2 で堆積させた層は、
０．４−０．５μｍの評価された粒子寸法と２．４×１
０8 ／cm2 の粒子密度をもつ。粒子はペロブスカイトＰ
ＺＴターゲットと同じ相のようにみえる。一度基板上に
堆積させるか、ＰＺＴ層を成長させるとこれらの粒子は
ペロブスカイトＰＺＴ成長のシードとして働く。
【００２０】そのような粒子の形成は、ＰＬＤプロセス
に固有である。しかし、粒子が固着しなかったり、シャ
ドウ効果により、層中の孔又はピンホールの源となる可
能性があり、粒子濃度はできるだけ低く保つべきであ
る。そのような粒子の減少のためには、低レーザくり返
しが便利である。しかし、１Ｊ／cm2 より低いレーザく
り返しでの堆積では、ペロブスカイト及びパイロクロー
ル相の混合したＰＺＴ層が生じる傾向がある。
に固有である。しかし、粒子が固着しなかったり、シャ
ドウ効果により、層中の孔又はピンホールの源となる可
能性があり、粒子濃度はできるだけ低く保つべきであ
る。そのような粒子の減少のためには、低レーザくり返
しが便利である。しかし、１Ｊ／cm2 より低いレーザく
り返しでの堆積では、ペロブスカイト及びパイロクロー
ル相の混合したＰＺＴ層が生じる傾向がある。
【００２１】ダイヤモンド及び他の基板上に、ペロブス
カイトＰＴテンプレート層とともに堆積させたＰＺＴ層
は、例８及び９に示されるように、かなりの圧電及び音
響特性を示す。本発明のＰＺＴ層は約５０×１０-12 な
いし約３５０×１０-12 ｍ／Ｖの範囲の圧電係数と、１
Ｖ、１００ｋＨｚにおいて約５００ないし約６５０の範
囲の誘電定数を示し有利である。（両方のパラメータは
例８で述べるように測定した。）これらの特性により、
本発明のＰＺＴ構造は各種のＳＡＷデバイス用に適して
いる。加えて、ＰＴ／ＰＺＴペロブスカイト層は不揮発
性メモリ、マイクロ電子機械デバイス及びセンサ、アク
チュエータといった他のデバイス中でも有用である。デ
バイス応用については、エムアールエス・ブレテン（Ｍ
ＲＳ Ｂｕｌｌｅｔｉｎ）、２部−デバイス応用、第２
１巻、第７号（１９９６）に一般的に述べられている。
カイトＰＴテンプレート層とともに堆積させたＰＺＴ層
は、例８及び９に示されるように、かなりの圧電及び音
響特性を示す。本発明のＰＺＴ層は約５０×１０-12 な
いし約３５０×１０-12 ｍ／Ｖの範囲の圧電係数と、１
Ｖ、１００ｋＨｚにおいて約５００ないし約６５０の範
囲の誘電定数を示し有利である。（両方のパラメータは
例８で述べるように測定した。）これらの特性により、
本発明のＰＺＴ構造は各種のＳＡＷデバイス用に適して
いる。加えて、ＰＴ／ＰＺＴペロブスカイト層は不揮発
性メモリ、マイクロ電子機械デバイス及びセンサ、アク
チュエータといった他のデバイス中でも有用である。デ
バイス応用については、エムアールエス・ブレテン（Ｍ
ＲＳ Ｂｕｌｌｅｔｉｎ）、２部−デバイス応用、第２
１巻、第７号（１９９６）に一般的に述べられている。
【００２２】本発明について、以下の例により、更に明
らかにする。それらは例を示すことを意図したものであ
る。
らかにする。それらは例を示すことを意図したものであ
る。
【００２３】実験条件 １０Ｈｚのくり返し速度で動作するパルスＫｒＦエキシ
マレーザ（２４８ｎｍ、２５ｎｓパルス幅）を、市販の
Ｐｂ（Ｚｒ0.53Ｔｉ0.47）Ｏ3 （ＰＺＴ）及びＰｂＴｉ
Ｏ3 （ＰＴ）ターゲットを削摩するために用いた。ター
ゲットは３つの回転するターゲット（〜５ｒｐｍ）の任
意のものを削摩するよう設計された三軸コンベア上にマ
ウントされた。この構造により、その場テンプレート層
成長と多層堆積が可能になる。ＰＺＴの類形的な組成
は、ＰｂＺｒＯ3 −ＰｂＴｉＯ3 溶液系において、所望
の圧電特性が得られるよう選択した。基板には、ダイヤ
モンド（１００）方向ＳｒＴｉＯ3 及び（１００）方向
Ｓｉが含まれた。（方向というのは、ウエハが基板の表
面に平行な（−−−）面の方向にあることを示す。）ス
パッタ堆積Ｐｔ電極層（約１００ｎｍ厚）を有するダイ
ヤモンド及びＳｉも用いた。Ｐｔ被覆Ｓｉの場合、シリ
コン酸化物層（約２００ないし約４００ｎｍ厚）が、高
温におけるＰｔとＳｉの反応を防止するために存在し
た。基板までのターゲットの距離は、５cmに保たれた。
検討した主なプロセスパラメータは、基板温度（４５０
゜−７００℃）、チャンバ酸素圧（２０−１０００ｍＴ
ｏｒｒ）及びレーザくり返し（パルス当たり１／３〜２
Ｊ／cm2 ）であった。
マレーザ（２４８ｎｍ、２５ｎｓパルス幅）を、市販の
Ｐｂ（Ｚｒ0.53Ｔｉ0.47）Ｏ3 （ＰＺＴ）及びＰｂＴｉ
Ｏ3 （ＰＴ）ターゲットを削摩するために用いた。ター
ゲットは３つの回転するターゲット（〜５ｒｐｍ）の任
意のものを削摩するよう設計された三軸コンベア上にマ
ウントされた。この構造により、その場テンプレート層
成長と多層堆積が可能になる。ＰＺＴの類形的な組成
は、ＰｂＺｒＯ3 −ＰｂＴｉＯ3 溶液系において、所望
の圧電特性が得られるよう選択した。基板には、ダイヤ
モンド（１００）方向ＳｒＴｉＯ3 及び（１００）方向
Ｓｉが含まれた。（方向というのは、ウエハが基板の表
面に平行な（−−−）面の方向にあることを示す。）ス
パッタ堆積Ｐｔ電極層（約１００ｎｍ厚）を有するダイ
ヤモンド及びＳｉも用いた。Ｐｔ被覆Ｓｉの場合、シリ
コン酸化物層（約２００ないし約４００ｎｍ厚）が、高
温におけるＰｔとＳｉの反応を防止するために存在し
た。基板までのターゲットの距離は、５cmに保たれた。
検討した主なプロセスパラメータは、基板温度（４５０
゜−７００℃）、チャンバ酸素圧（２０−１０００ｍＴ
ｏｒｒ）及びレーザくり返し（パルス当たり１／３〜２
Ｊ／cm2 ）であった。
【００２４】存在する相及び堆積させた層中の結晶方向
は、Ｘ線回析（ＸＲＤ）を用いて評価した。層のモフォ
ロジー及び組成は、エネルギー分散Ｘ線（ＥＤＸ）分析
とともに、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて調べた。
層の誘電定数は、容量測定から導いた。圧電定数はレー
ザ干渉法を用いて決めた。音速及び層中での減衰は、ピ
コ秒レーザ超音波測定を用いて確かめた。
は、Ｘ線回析（ＸＲＤ）を用いて評価した。層のモフォ
ロジー及び組成は、エネルギー分散Ｘ線（ＥＤＸ）分析
とともに、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて調べた。
層の誘電定数は、容量測定から導いた。圧電定数はレー
ザ干渉法を用いて決めた。音速及び層中での減衰は、ピ
コ秒レーザ超音波測定を用いて確かめた。
【００２５】実施例１ ２００ｍＴｏｒｒＯ2 中、２Ｊ／cm2 で、４５０℃、５
００℃、６００℃及び７００℃において、約０．３mm圧
のＳｒＴｉＯ3 基板上に堆積させた約１μｍ厚のＰＺＴ
層からのＸＲＤパターンが、それぞれ図１Ａ、１Ｂ、１
Ｃ及び１Ｄ中に示されている。ＰＺＴ層（ａ＝４．０３
６）と基板（ａ＝３．９０５）間の小さな格子定数の不
整合（〜３％）によって、図中に示されるように（（２
００）方向の存在による）、温度範囲の低い方の端で、
ペロブスカイトＰＺＴのエピタキシャル成長が可能にな
っている。より高い温度での堆積では、ペロブスカイト
の無秩序な成長が加速された。（図１Ａ−１Ｄ中に示さ
れたすべてのＰＺＴ結晶方向はペロブスカイトＰＺＴを
示している。）７００℃における層からの回析パターン
は、ＰＺＴの粉末回析パターンに似ている。これらの結
果はペロブスカイトＰＺＴ成長に対する適切な条件を与
えるプロセスパラメータを暗示している。
００℃、６００℃及び７００℃において、約０．３mm圧
のＳｒＴｉＯ3 基板上に堆積させた約１μｍ厚のＰＺＴ
層からのＸＲＤパターンが、それぞれ図１Ａ、１Ｂ、１
Ｃ及び１Ｄ中に示されている。ＰＺＴ層（ａ＝４．０３
６）と基板（ａ＝３．９０５）間の小さな格子定数の不
整合（〜３％）によって、図中に示されるように（（２
００）方向の存在による）、温度範囲の低い方の端で、
ペロブスカイトＰＺＴのエピタキシャル成長が可能にな
っている。より高い温度での堆積では、ペロブスカイト
の無秩序な成長が加速された。（図１Ａ−１Ｄ中に示さ
れたすべてのＰＺＴ結晶方向はペロブスカイトＰＺＴを
示している。）７００℃における層からの回析パターン
は、ＰＺＴの粉末回析パターンに似ている。これらの結
果はペロブスカイトＰＺＴ成長に対する適切な条件を与
えるプロセスパラメータを暗示している。
【００２６】実施例２ ２００ｍＴｏｒｒＯ2 中、２Ｊ／cm2 で６５０℃におい
て、約０．３mm厚のダイヤモンド、約０．２mm厚のＳ
ｉ、約０．１μｍＰｔ被覆Ｓｉ基板上にＰＬＤにより堆
積させた約１μｍ厚のＰＴ層からのＸＲＤスペクトル
が、それぞれ図２Ａ、２Ｂ及び２Ｃ中に示されている。
（図２Ｃ中に示されたすべての結晶方向は、ペロブスカ
イト構造を示している。）
て、約０．３mm厚のダイヤモンド、約０．２mm厚のＳ
ｉ、約０．１μｍＰｔ被覆Ｓｉ基板上にＰＬＤにより堆
積させた約１μｍ厚のＰＴ層からのＸＲＤスペクトル
が、それぞれ図２Ａ、２Ｂ及び２Ｃ中に示されている。
（図２Ｃ中に示されたすべての結晶方向は、ペロブスカ
イト構造を示している。）
【００２７】それに対し、同じ酸素圧及びくり返しにお
いて、５００℃でＰＬＤによりこれら基板上に直接堆積
させた約１μｍ厚のＰＺＴの堆積では、基本的にアモル
ファスＰＺＴが生成した。
いて、５００℃でＰＬＤによりこれら基板上に直接堆積
させた約１μｍ厚のＰＺＴの堆積では、基本的にアモル
ファスＰＺＴが生成した。
【００２８】実施例３ 図３Ａ及び３Ｂには、約０．０６μｍ厚のＰＴテンプレ
ート層なし（図３Ａ）及びあり（図３Ｂ）で、約０．３
mm厚のダイヤモンド上に堆積させた約１μｍ厚ＰＺＴ層
からのＸＲＤスペクトルが示されている。層はＰＬＤに
より、２００ｍＴｏｒｒＯ2 中、２Ｊ／cm2 、６５０℃
において堆積させた。構造は一連の堆積すなわち５分間
のＰＴ及びそれに続く３０分間のＰＺＴにより得た。図
３Ａ及び３Ｂの２つのスペクトルは、ＰＴ／ＰＺＴ層は
完全にペロブスカイトで、一方ダイヤモンド上の単一の
ＰＺＴ層は（（２２２）方向で示されるように）全体が
パイロクロールであることを示している。
ート層なし（図３Ａ）及びあり（図３Ｂ）で、約０．３
mm厚のダイヤモンド上に堆積させた約１μｍ厚ＰＺＴ層
からのＸＲＤスペクトルが示されている。層はＰＬＤに
より、２００ｍＴｏｒｒＯ2 中、２Ｊ／cm2 、６５０℃
において堆積させた。構造は一連の堆積すなわち５分間
のＰＴ及びそれに続く３０分間のＰＺＴにより得た。図
３Ａ及び３Ｂの２つのスペクトルは、ＰＴ／ＰＺＴ層は
完全にペロブスカイトで、一方ダイヤモンド上の単一の
ＰＺＴ層は（（２２２）方向で示されるように）全体が
パイロクロールであることを示している。
【００２９】実施例４ 約０．０６μｍ厚のＰＴテンプレート層を有する約０．
３mm厚のダイヤモンド上の約１μｍ厚のＰＺＴ層の場合
の酸素圧依存性が、ＰＺＴターゲットに比較して、表１
に示されている。（鉛で規格化された積分ＥＤＸ強度に
より示されている。）堆積は６５０℃において、２Ｊ／
cm2 で行った。
３mm厚のダイヤモンド上の約１μｍ厚のＰＺＴ層の場合
の酸素圧依存性が、ＰＺＴターゲットに比較して、表１
に示されている。（鉛で規格化された積分ＥＤＸ強度に
より示されている。）堆積は６５０℃において、２Ｊ／
cm2 で行った。
【００３０】 表１ 酸素圧力をパラメータとしたダイヤモンド上のＰＺＴ／ＰＴ層の場合の 規格化された積分ＥＤＸ強度（Ｔ＝６５０℃） ＩPb/ＩPb ＩZr/ＩPb ＩTi/ＩPb ＩO／ＩPb ２０ｍＴｏｒｒ １．００ １．２５ ０．６６ ０．１９ １００ｍＴｏｒｒ １．００ ０．５５ ０．２７ ０．０９ ２００ｍＴｏｒｒ １．００ ０．４８ ０．２７ ０．０９ ＰＺＴターゲット １．００ ０．４７ ０．２６ ０．０８ 表１に従うと、２０ｍＴｏｒｒにおける堆積で、ＰＺＴ
層中の著しい鉛欠乏が生じた。層はＸＲＤ分析に基づく
と、性質はパイロクロールであった。
層中の著しい鉛欠乏が生じた。層はＸＲＤ分析に基づく
と、性質はパイロクロールであった。
【００３１】実施例５ ＰＺＴ層の組成はまた、２００ｍＴｏｒｒ酸素中、２Ｊ
／cm2 で堆積させた約１μｍの層について、表２に示さ
れるように、温度依存性がある。（鉛で規格化された積
分ＥＤＸ強度により示されている。）ＰＺＴターゲット
に比べ、６００℃で堆積させた層中の比較的高いＺｒ／
Ｐｂ及びＴｉ／Ｐｂ比は、鉛の欠乏を示している。圧力
及び温度依存性は、鉛の蒸発とＰｂ及びＯ相互作用を通
したその保持の間の関係から生じるようにみえる。組成
と１−２Ｊ／cm2 範囲でのレーザくり返し間には、明ら
かな依存性はみられなかった。なぜなら、この範囲はＰ
ＺＴの場合の報告されている０．５−１Ｊ／cm2 の削摩
閾値以上だからである。
／cm2 で堆積させた約１μｍの層について、表２に示さ
れるように、温度依存性がある。（鉛で規格化された積
分ＥＤＸ強度により示されている。）ＰＺＴターゲット
に比べ、６００℃で堆積させた層中の比較的高いＺｒ／
Ｐｂ及びＴｉ／Ｐｂ比は、鉛の欠乏を示している。圧力
及び温度依存性は、鉛の蒸発とＰｂ及びＯ相互作用を通
したその保持の間の関係から生じるようにみえる。組成
と１−２Ｊ／cm2 範囲でのレーザくり返し間には、明ら
かな依存性はみられなかった。なぜなら、この範囲はＰ
ＺＴの場合の報告されている０．５−１Ｊ／cm2 の削摩
閾値以上だからである。
【００３２】 表２ 温度をパラメータとして、ダイヤモンド上のＰＺＴ／ＰＴ層の場合の規 格化された積分されたＥＤＸ強度（Ｐ（Ｏ2）＝２００ｍＴｏｒｒ） ＩPb/ＩPb ＩZr/ＩPb ＩTi/ＩPb ＩO／ＩPb ６００℃ １．００ ０．６４ ０．３０ ０．０９ ６５０℃ １．００ ０．４８ ０．２７ ０．０９ ７００℃ １．００ ０．４５ ０．２６ ０．０８ ＰＺＴターゲット １．００ ０．４７ ０．２６ ０．０８
【００３３】実施例６ レーザくり返しに対する堆積速度の関係を調べた。２０
０ｍＴｏｒｒＯ2 中、６５０℃において２Ｊ／cm2 で２
４ｎｍ／分の速度が得られたが、一方１Ｊ／cm2 での堆
積では１２ｎｍ／分に速度は減少した。レーザくり返し
に対する堆積速度の直線的な依存性は、削摩閾値以上と
見積もられる。６５０℃において２００ｍＴｏｒｒＯ
2 、１及び２Ｊ／cm2 でテンプレートとして堆積させた
約０．０６μｍ厚のＰＴを有する約０．３mm厚のダイヤ
モンド上の約１μｍ厚のＰＺＴ層のＳＥＭ顕微鏡写真
が、それぞれ図４（ａ）及び４（ｂ）に示されている。
レーザのくり返しが減少するとともに層中の粒子密度が
減少することが、明らかである。（図４（ｂ）中の２Ｊ
／cm2 で堆積させた層中の孔は、明らかに堆積中又は堆
積後にミクロン寸法の粒子が除去されたためである。）
０ｍＴｏｒｒＯ2 中、６５０℃において２Ｊ／cm2 で２
４ｎｍ／分の速度が得られたが、一方１Ｊ／cm2 での堆
積では１２ｎｍ／分に速度は減少した。レーザくり返し
に対する堆積速度の直線的な依存性は、削摩閾値以上と
見積もられる。６５０℃において２００ｍＴｏｒｒＯ
2 、１及び２Ｊ／cm2 でテンプレートとして堆積させた
約０．０６μｍ厚のＰＴを有する約０．３mm厚のダイヤ
モンド上の約１μｍ厚のＰＺＴ層のＳＥＭ顕微鏡写真
が、それぞれ図４（ａ）及び４（ｂ）に示されている。
レーザのくり返しが減少するとともに層中の粒子密度が
減少することが、明らかである。（図４（ｂ）中の２Ｊ
／cm2 で堆積させた層中の孔は、明らかに堆積中又は堆
積後にミクロン寸法の粒子が除去されたためである。）
【００３４】実施例７ ６５０℃、２００ｍＴｏｒｒＯ2 で、１及び２Ｊ／cm2
においてＳｉ上の約０．１μｍ厚Ｐｔの上に堆積させた
約１μｍ厚のＰＺＴ層の場合のレーザくり返しと粒子密
度の対応が、それぞれ図５（ａ）及び５（ｂ）Ｂに示さ
れている。１Ｊ／cm2 で堆積させた層は、見積もった粒
子寸法０．６−０．７μｍ及び０．４×１０8 ／cm2の
粒子密度を有した。それに対し、２Ｊ／cm2 で堆積させ
た層は、見積もった粒子寸法０．４−０．５μｍ及び
２．４×１０8 ／cm2 の粒子密度を有した。ＰＴテンプ
レート層がないと、ＰＺＴ層はＸＲＤにより確認される
ように、パイロクロールであった。他方、粒子はペロブ
スカイトターゲットと同じ相であるようにみえる。
においてＳｉ上の約０．１μｍ厚Ｐｔの上に堆積させた
約１μｍ厚のＰＺＴ層の場合のレーザくり返しと粒子密
度の対応が、それぞれ図５（ａ）及び５（ｂ）Ｂに示さ
れている。１Ｊ／cm2 で堆積させた層は、見積もった粒
子寸法０．６−０．７μｍ及び０．４×１０8 ／cm2の
粒子密度を有した。それに対し、２Ｊ／cm2 で堆積させ
た層は、見積もった粒子寸法０．４−０．５μｍ及び
２．４×１０8 ／cm2 の粒子密度を有した。ＰＴテンプ
レート層がないと、ＰＺＴ層はＸＲＤにより確認される
ように、パイロクロールであった。他方、粒子はペロブ
スカイトターゲットと同じ相であるようにみえる。
【００３５】実施例８ 誘電、圧電及び音響測定用に、６５０℃、２００ｍＴｏ
ｒｒＯ2 、１Ｊ／cm2レーザくり返しにおいて、ペロブ
スカイトＰＺＴ層を堆積させた。パラメータのこの組合
せにより、相及び化学量論的組成の点から、有利なプロ
セス条件が得られた。６０ないし１２０分の範囲の堆積
時間で、約０．７ないし約１．４μｍの範囲の厚さのＰ
ＺＴ層が生成した。ＰＺＴテンプレート層の堆積時間は
典型的な場合、５分で、約６０ｎｍのＰＴ厚が得られ
た。図６（ａ）及び６（ｂ）のＳＥＭ顕微鏡写真は、こ
れらのパラメータを用いて［厚さ］白金被覆Ｓｉ基板上
に堆積させたＰＺＴ及びＰＴ層（ＰＺＴ／ＰＴの全厚は
約１．５μｍ）のそれぞれ表面モフォロジー及びへき開
断面を示す。ＰＬＤ中の粒子の形成は、表面モフォロジ
ーで明らかであった。ＰＺＴの成長形態は、断面顕微鏡
写真に示されている。
ｒｒＯ2 、１Ｊ／cm2レーザくり返しにおいて、ペロブ
スカイトＰＺＴ層を堆積させた。パラメータのこの組合
せにより、相及び化学量論的組成の点から、有利なプロ
セス条件が得られた。６０ないし１２０分の範囲の堆積
時間で、約０．７ないし約１．４μｍの範囲の厚さのＰ
ＺＴ層が生成した。ＰＺＴテンプレート層の堆積時間は
典型的な場合、５分で、約６０ｎｍのＰＴ厚が得られ
た。図６（ａ）及び６（ｂ）のＳＥＭ顕微鏡写真は、こ
れらのパラメータを用いて［厚さ］白金被覆Ｓｉ基板上
に堆積させたＰＺＴ及びＰＴ層（ＰＺＴ／ＰＴの全厚は
約１．５μｍ）のそれぞれ表面モフォロジー及びへき開
断面を示す。ＰＬＤ中の粒子の形成は、表面モフォロジ
ーで明らかであった。ＰＺＴの成長形態は、断面顕微鏡
写真に示されている。
【００３６】Ａｌ／ＰＺＴ／ＰＴ／Ｐｔ−Ｓｉ又はＡｌ
／ＰＺＴ／ＰＴ／Ｐｔ−ダイヤモンド試験形状（〜３．
０mm径Ａｌドット）を用いた誘電体及びレーザ圧電測定
より、バルクＰＺＴ材料と同程度の特性が得られた。具
体的には、層の相対的誘電定数は、１Ｖおよび１００ｋ
Ｈｚにおいて、５００−６５０である。それらの圧電係
数ｄ33は５０×１０-12 −３５０×１０-12 ｍ／Ｖ（絶
対値は〜２０％の不確定性）の範囲に入った。ｄ33値の
大きな変動は、ＰＺＴ層の微細構造の不均一性による。
圧電測定は、０．１−１Ｖで、〜１μｍ厚のＰＺＴ層に
対して行った。１−１０ｋＶ／cmの対応する電界は、室
温で無秩序な方向のＰＺＴの薄い層中で、ダイポールを
配置するのに必要な極性電界１００ｋＶ／cmより低い。
堆積したままの正味の層中に存在する正味の極性は、デ
バイス作製の観点から重要である。この極性は断面ＳＥ
Ｍ観測で明らかにされたように、ＰＺＴ成長中生じた柱
状微細構造による。層状ＰＺＴ／Ｐｔ−Ｓｉ構造中のＳ
ＡＷ伝搬の数値シミュレーションにより、ＳＡＷモード
に依存して、最適層厚において、８ないし１３％の範囲
の結合係数ｋ2 が生じた。ＺｎＯの場合のｋ2 値は、こ
れに対して〜１．１％と報告されている。
／ＰＺＴ／ＰＴ／Ｐｔ−ダイヤモンド試験形状（〜３．
０mm径Ａｌドット）を用いた誘電体及びレーザ圧電測定
より、バルクＰＺＴ材料と同程度の特性が得られた。具
体的には、層の相対的誘電定数は、１Ｖおよび１００ｋ
Ｈｚにおいて、５００−６５０である。それらの圧電係
数ｄ33は５０×１０-12 −３５０×１０-12 ｍ／Ｖ（絶
対値は〜２０％の不確定性）の範囲に入った。ｄ33値の
大きな変動は、ＰＺＴ層の微細構造の不均一性による。
圧電測定は、０．１−１Ｖで、〜１μｍ厚のＰＺＴ層に
対して行った。１−１０ｋＶ／cmの対応する電界は、室
温で無秩序な方向のＰＺＴの薄い層中で、ダイポールを
配置するのに必要な極性電界１００ｋＶ／cmより低い。
堆積したままの正味の層中に存在する正味の極性は、デ
バイス作製の観点から重要である。この極性は断面ＳＥ
Ｍ観測で明らかにされたように、ＰＺＴ成長中生じた柱
状微細構造による。層状ＰＺＴ／Ｐｔ−Ｓｉ構造中のＳ
ＡＷ伝搬の数値シミュレーションにより、ＳＡＷモード
に依存して、最適層厚において、８ないし１３％の範囲
の結合係数ｋ2 が生じた。ＺｎＯの場合のｋ2 値は、こ
れに対して〜１．１％と報告されている。
【００３７】実施例９ レーザ音響測定により、異なるＳＡＷモードの場合につ
いて、Ｐｔ−Ｓｉ上のＰＬＤ堆積ＰＺＴ及びスパッタ堆
積ＺｎＯ層では、波長に対してほぼ重畳する関係が示さ
れた。図７に示されているのは、ＰＺＴ／ＰＴ（〜１０
００ｎｍ）／Ｐｔ（１００ｎｍ）／ＳｉＯ2 （４００ｎ
ｍ）／Ｓｉ及びＺｎＯ（〜１０００ｎｍ）／Ｐｔ（１０
０ｎｍ）／ＳｉＯ2 （４００ｎｍ）／Ｓｉ試験構造から
得られた結果である。エラーバーは図中の記号の大きさ
をもつ。これらの結果は、２つの多層構造中のＳＡＷ速
度は同様であることを示している。しかし、それらの音
波減衰は異なる。図８はＰＺＴ及びＺｎＯ構造中のＳＡ
Ｗ周波数の関数として、音波減衰を示す。ＰＺＴ中の音
波減衰は、ＺｎＯ中のそれより約３倍高い。ＰＺＴとＺ
ｎＯでのこの減衰の差は、周波数に対する予想される双
曲線状の依存性があれば、より高い周波数（＞１ＧＨ
ｚ）において、保たれると期待される。ここで述べた本
発明の具体例及び実施例を考えると、当業者には他の実
施例が明らかになるであろう。
いて、Ｐｔ−Ｓｉ上のＰＬＤ堆積ＰＺＴ及びスパッタ堆
積ＺｎＯ層では、波長に対してほぼ重畳する関係が示さ
れた。図７に示されているのは、ＰＺＴ／ＰＴ（〜１０
００ｎｍ）／Ｐｔ（１００ｎｍ）／ＳｉＯ2 （４００ｎ
ｍ）／Ｓｉ及びＺｎＯ（〜１０００ｎｍ）／Ｐｔ（１０
０ｎｍ）／ＳｉＯ2 （４００ｎｍ）／Ｓｉ試験構造から
得られた結果である。エラーバーは図中の記号の大きさ
をもつ。これらの結果は、２つの多層構造中のＳＡＷ速
度は同様であることを示している。しかし、それらの音
波減衰は異なる。図８はＰＺＴ及びＺｎＯ構造中のＳＡ
Ｗ周波数の関数として、音波減衰を示す。ＰＺＴ中の音
波減衰は、ＺｎＯ中のそれより約３倍高い。ＰＺＴとＺ
ｎＯでのこの減衰の差は、周波数に対する予想される双
曲線状の依存性があれば、より高い周波数（＞１ＧＨ
ｚ）において、保たれると期待される。ここで述べた本
発明の具体例及び実施例を考えると、当業者には他の実
施例が明らかになるであろう。
【図１Ａ】２００ｍＴｏｒｒＯ2 中、パルス当たり２Ｊ
／cm2 のレーザくり返しで、４５０℃の温度で、ＳｒＴ
ｉＯ3 上に堆積させたＰＺＴ層のＸ線回析パターンを示
す図である。
／cm2 のレーザくり返しで、４５０℃の温度で、ＳｒＴ
ｉＯ3 上に堆積させたＰＺＴ層のＸ線回析パターンを示
す図である。
【図１Ｂ】２００ｍＴｏｒｒＯ2 中、パルス当たり２Ｊ
／cm2 のレーザくり返しで、５００℃の温度で、ＳｒＴ
ｉＯ3 上に堆積させたＰＺＴ層のＸ線回析パターンを示
す図である。
／cm2 のレーザくり返しで、５００℃の温度で、ＳｒＴ
ｉＯ3 上に堆積させたＰＺＴ層のＸ線回析パターンを示
す図である。
【図１Ｃ】２００ｍＴｏｒｒＯ2 中、パルス当たり２Ｊ
／cm2 のレーザくり返しで、６００℃の温度で、ＳｒＴ
ｉＯ3 上に堆積させたＰＺＴ層のＸ線回析パターンを示
す図である。
／cm2 のレーザくり返しで、６００℃の温度で、ＳｒＴ
ｉＯ3 上に堆積させたＰＺＴ層のＸ線回析パターンを示
す図である。
【図１Ｄ】２００ｍＴｏｒｒＯ2 中、パルス当たり２Ｊ
／cm2 のレーザくり返しで、７００℃の温度で、ＳｒＴ
ｉＯ3 上に堆積させたＰＺＴ層のＸ線回析パターンを示
す図である。
／cm2 のレーザくり返しで、７００℃の温度で、ＳｒＴ
ｉＯ3 上に堆積させたＰＺＴ層のＸ線回析パターンを示
す図である。
【図２Ａ】２００ｍＴｏｒｒＯ2 中、２Ｊ／cm2 及び６
５０℃で、パルスレーザ堆積により、ダイヤモンド上に
堆積させたチタン酸鉛層のＸ線回析パターンを示す図で
ある。
５０℃で、パルスレーザ堆積により、ダイヤモンド上に
堆積させたチタン酸鉛層のＸ線回析パターンを示す図で
ある。
【図２Ｂ】２００ｍＴｏｒｒＯ2 中、２Ｊ／cm2 及び６
５０℃で、パルスレーザ堆積により、Ｓｉ上に堆積させ
たチタン酸鉛層のＸ線回析パターンを示す図である。
５０℃で、パルスレーザ堆積により、Ｓｉ上に堆積させ
たチタン酸鉛層のＸ線回析パターンを示す図である。
【図２Ｃ】２００ｍＴｏｒｒＯ2 中、２Ｊ／cm2 及び６
５０℃で、パルスレーザ堆積により、ＰｔコートＳｉ上
に堆積させたチタン酸鉛層のＸ線回析パターンを示す図
である。
５０℃で、パルスレーザ堆積により、ＰｔコートＳｉ上
に堆積させたチタン酸鉛層のＸ線回析パターンを示す図
である。
【図３Ａ】２００ｍＴｏｒｒＯ2 中、２Ｊ／cm2 及び６
５０℃で、パルスレーザ堆積により、ダイヤモンド上
に、テンプレートＰＴ層なしで堆積させたＰＺＴ層のＸ
線回析パターンを示す図である。
５０℃で、パルスレーザ堆積により、ダイヤモンド上
に、テンプレートＰＴ層なしで堆積させたＰＺＴ層のＸ
線回析パターンを示す図である。
【図３Ｂ】２００ｍＴｏｒｒＯ2 中、２Ｊ／cm2 及び６
５０℃で、パルスレーザ堆積により、ダイヤモンド上
に、テンプレートＰＴ層とともに堆積させたＰＺＴ層の
Ｘ線回析パターンを示す図である。
５０℃で、パルスレーザ堆積により、ダイヤモンド上
に、テンプレートＰＴ層とともに堆積させたＰＺＴ層の
Ｘ線回析パターンを示す図である。
【図４】２００ｍＴｏｒｒＯ2 中、６５０℃において、
それぞれ１Ｊ／cm2 及び２Ｊ／cm2 でパルス堆積によ
り、ダイヤモンド基板上のチタン酸鉛上に堆積させたＰ
ＺＴ層の走査電子顕微鏡写真を示す図である。
それぞれ１Ｊ／cm2 及び２Ｊ／cm2 でパルス堆積によ
り、ダイヤモンド基板上のチタン酸鉛上に堆積させたＰ
ＺＴ層の走査電子顕微鏡写真を示す図である。
【図５】２００ｍＴｏｒｒＯ2 中、６５０℃において、
それぞれ１Ｊ／cm2 及び２Ｊ／cm2 でパルスレーザ堆積
により、（チタン酸鉛なしで）Ｐｔ被覆Ｓｉ基板上に堆
積させたＰＺＴ層の走査電子顕微鏡写真を示す図であ
る。
それぞれ１Ｊ／cm2 及び２Ｊ／cm2 でパルスレーザ堆積
により、（チタン酸鉛なしで）Ｐｔ被覆Ｓｉ基板上に堆
積させたＰＺＴ層の走査電子顕微鏡写真を示す図であ
る。
【図６】２００ｍＴｏｒｒＯ2 中、６５０℃及び１Ｊ／
cm2 において、パルスレーザ堆積により、ダイヤモンド
基板上のチタン酸鉛テンプレート層上に堆積させたＰＺ
Ｔ層のそれぞれ表面及び断面の走査電子顕微鏡写真を示
す図である。
cm2 において、パルスレーザ堆積により、ダイヤモンド
基板上のチタン酸鉛テンプレート層上に堆積させたＰＺ
Ｔ層のそれぞれ表面及び断面の走査電子顕微鏡写真を示
す図である。
【図７】異なるＳＡＷモードにおけるＰｔ被覆Ｓｉ上に
堆積させたＰＺＴ／チタン酸鉛層及びＺｎＯ層の場合の
波長の関数として、ＳＡＷ周波数を示す図である。
堆積させたＰＺＴ／チタン酸鉛層及びＺｎＯ層の場合の
波長の関数として、ＳＡＷ周波数を示す図である。
【図８】Ｐｔ被覆Ｓｉ上に堆積させたＰＺＴ／チタン酸
鉛層及びＺｎＯ層についてのＳＡＷ周波数の関数とし
て、音波減衰速度を示す図である。
鉛層及びＺｎＯ層についてのＳＡＷ周波数の関数とし
て、音波減衰速度を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 ジョン エドウィン グリブナー アメリカ合衆国 07078 ニュージャーシ ィ，ショート ヒルズ，ウッドランド ロ ード ２ (72)発明者 サングォ ジン アメリカ合衆国 07946 ニュージャーシ ィ，ミリングトン，スカイライン ドライ ヴ 145 (72)発明者 デビッド ウィルフレッド ジョンソン ジュニヤ アメリカ合衆国 07921 ニュージャーシ ィ，ベッドミンスター，オークラ ライン ５ (72)発明者 ウェイ ツー アメリカ合衆国 07059 ニュージャーシ ィ，ウァーレン，シェウアマン テルセ ４
Claims (23)
- 【請求項１】 基板の準備；基板上へのテンプレート層
の堆積；気相堆積法によるテンプレート層上へのジルコ
ン酸チタン酸鉛層の堆積を含み、ジルコン酸チタン酸鉛
層は約５０×１０-12 ないし約３５０×１０-12 ｍ／Ｖ
の圧電係数を示す方向性のあるペロブスカイト層である
デバイスの作製プロセス。 - 【請求項２】 テンプレート層は気相堆積法により堆積
させる請求項１記載のプロセス。 - 【請求項３】 テンプレート層はチタン酸鉛、チタン酸
ストロンチウム及びチタン酸バリウムから選択される請
求項１記載のプロセス。 - 【請求項４】 テンプレート層はチタン酸鉛で約０．０
６ないし約０．１２μｍの厚さを有する請求項３記載の
プロセス。 - 【請求項５】 ジルコン酸チタン酸鉛層は約０．１ない
し約１０μｍの厚さを有する請求項１記載のプロセス。 - 【請求項６】 ジルコン酸チタン酸鉛層の気相堆積法
は、物理的気相堆積及び科学的気相堆積から選択される
請求項１記載のプロセス。 - 【請求項７】 テンプレート層の気相堆積法は、物理的
気相堆積及び科学的気相堆積から選択される請求項２記
載のプロセス。 - 【請求項８】 基板はダイヤモンド、シリコン及び白金
被覆材料から選択される請求項１記載のプロセス。 - 【請求項９】 基板はダイヤモンドである請求項８記載
のプロセス。 - 【請求項１０】 ジルコン酸チタン酸鉛の誘電定数は１
Ｖ、１００ｋＨｚにおいて、約５００ないし約６５０で
ある請求項１記載のプロセス。 - 【請求項１１】 ダイヤモンド基板の準備；基板上への
テンプレート層の堆積；気相堆積法によるテンプレート
層上へのジルコン酸チタン酸鉛層の堆積を含み、ジルコ
ン酸チタン酸鉛層は約５０×１０-12 ないし約３５０×
１０-12 ｍ／Ｖの圧電定数を示す方向性のあるペロブス
カイト層であるデバイスの作製プロセス。 - 【請求項１２】 テンプレート層は気相堆積法により堆
積させる請求項１１記載のプロセス。 - 【請求項１３】 テンプレート層はチタン酸鉛、チタン
酸ストロンチウム及びチタン酸バリウムから選択される
請求項１１記載のプロセス。 - 【請求項１４】 テンプレート層はチタン酸鉛で、約
０．０６ないし約０．１２μｍの厚さを有する請求項１
３記載のプロセス。 - 【請求項１５】 ジルコン酸チタン酸鉛層は、約０．１
ないし約５μｍの厚さを有する請求項１１記載のプロセ
ス。 - 【請求項１６】 ジルコン酸チタン酸鉛層の気相堆積法
は、物理的気相堆積及び科学的気相堆積から選択される
請求項１１記載のプロセス。 - 【請求項１７】 テンプレート層の気相堆積法は、物理
的気相堆積及び科学的気相堆積から選択される請求項１
２記載のプロセス。 - 【請求項１８】 ジルコン酸チタン酸鉛層の誘電定数
は、１Ｖ、１００ｋＨｚにおいて約５００ないし約６５
０である請求項１１記載のプロセス。 - 【請求項１９】 ダイヤモンド基板上に配置されたテン
プレート層上に配置されたジルコン酸チタン酸鉛の層を
含み、ジルコン酸チタン酸鉛層は約５０×１０-12 ない
し約３５０×１０-12 ｍ／Ｖの圧電係数を示す方向性の
あるペロブスカイト層であるデバイス。 - 【請求項２０】 テンプレート層はチタン酸鉛、チタン
酸ストロンチウム、チタン酸バリウムから選択される請
求項１９記載のデバイス。 - 【請求項２１】 テンプレート層はチタン酸鉛で、約
０．０６ないし約０．１２μｍの厚さを有する請求項２
０記載のデバイス。 - 【請求項２２】 ジルコン酸チタン酸鉛層は約０．１な
いし約５μｍの厚さを有する請求項１９記載のデバイ
ス。 - 【請求項２３】 ジルコン酸チタン酸鉛層の誘電定数
は、１Ｖ、１００ｋＨｚにおいて約５００ないし約６５
０である請求項１９記載のデバイス。
Applications Claiming Priority (4)
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|---|---|---|---|
| US9658198P | 1998-08-14 | 1998-08-14 | |
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| US09/235,735 US6248394B1 (en) | 1998-08-14 | 1999-01-22 | Process for fabricating device comprising lead zirconate titanate |
| US09/235735 | 1999-01-22 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000199049A true JP2000199049A (ja) | 2000-07-18 |
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| JP22897699A Pending JP2000199049A (ja) | 1998-08-14 | 1999-08-13 | ジルコン酸チタン酸鉛を含むデバイスの作製プロセス |
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