JP2006196828A - Oxide thin film element - Google Patents
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Description
本発明は、複合ペロブスカイト酸化物薄膜を、より改良された電子デバイスとして適用し実用化することを可能にした酸化物薄膜素子に関する。 The present invention relates to an oxide thin film element in which a composite perovskite oxide thin film can be applied and put to practical use as an improved electronic device.
一般に、酸化物薄膜は、誘電性、磁性、超伝導といった多彩な物性を有し、さまざまな機能を有する電子デバイスを提供している。このような酸化物薄膜からなる誘電体素子では、キャパシタ応用、圧電体応用等の機能デバイスとして、特にジルコニウムチタン酸鉛（以降、ＰＺＴと略す）等の鉛系酸化物がよく知られ、また広く用いられている。特に、コンデンサを大容量化するためには、前述のＰＺＴを含む複合ペロブスカイト酸化物を用いた薄膜コンデンサが誘電特性において優れるので、注目されている。しかし、昨今の欧州の環境規制により材料の無鉛化が強く求められるようになり、鉛を含む前記ＰＺＴの代替材料が切望されている。
従来から、鉛を含まない酸化物材料を用いた誘電体としては、ＢａＴｉＯ３などのイオン性結晶やビスマス系の強誘電体であるＢｉ３ＴｉＮｂＯ９、ＢａＢｉ２ＴｉＮｂ２Ｏ９、（Ｓｒ,Ｃａ）Ｂｉ２Ｔａ２Ｏ９、などを用いた誘電体が知られている。しかしながら、前記鉛を含まない誘電体の比誘電率は要求される高い比誘電率を必ずしも満足していない。
In general, oxide thin films have various physical properties such as dielectric properties, magnetism, and superconductivity, and provide electronic devices having various functions. In dielectric elements composed of such oxide thin films, lead-based oxides such as lead zirconium titanate (hereinafter abbreviated as PZT) are well known and widely used as functional devices for capacitor applications and piezoelectric applications. It is used. In particular, in order to increase the capacity of a capacitor, a thin film capacitor using the above-described composite perovskite oxide containing PZT is attracting attention because of its excellent dielectric characteristics. However, due to recent European environmental regulations, there has been a strong demand for lead-free materials, and an alternative material for PZT containing lead is eagerly desired.
Conventionally, dielectrics using oxide materials that do not contain lead include ionic crystals such as BaTiO 3 and Bi 3 TiNbO 9 , BaBi 2 TiNb 2 O 9 , (Sr, Ca), which are bismuth-based ferroelectrics. ) Dielectrics using Bi 2 Ta 2 O 9 , etc. are known. However, the dielectric constant of the dielectric material not containing lead does not necessarily satisfy the required high relative dielectric constant.
また、次世代の半導体メモリや電源駆動素子の実現には、微小面積で大容量を持つ薄膜コンデンサが不可欠である。従来、半導体メモリの分野では二酸化珪素（ＳｉＯ２）を誘電体層として利用してきた。最近ではさらなる高密度化に対応するために、比誘電率の高い五酸化タンタル（Ｔａ２Ｏ５）、チタン酸ストロンチウム（ＳｒＴｉＯ３以下ＳＴＯと記す）、チタン酸バリウム（ＢａＴｉＯ３以下ＢＴＯと記す）、チタン酸バリウムストロンチウム（（Ｂａ，Ｓｒ）ＴｉＯ３以下ＢＳＴＯと記す）等の薄膜が利用されてきている。
しかしこれらの材料の比誘電率は、数１０〜５００程度であり、さらなる高比誘電率材料が求められている。
一方、磁性と誘電性を共に備えた材料を用いたデバイスの新機能探索が関心を集めている。このような磁性と誘電性を共に備えた材料として、既に鉛系ではＰｂ２Ｆｅ４／３Ｗ２／３Ｏ６など多くの材料が報告されている。
In addition, a thin film capacitor having a small area and a large capacity is indispensable for realizing next-generation semiconductor memories and power supply driving elements. Conventionally, silicon dioxide (SiO 2 ) has been used as a dielectric layer in the field of semiconductor memory. Recently, in order to cope with higher density, tantalum pentoxide (Ta 2 O 5 ), strontium titanate (hereinafter referred to as STO 3 or less) and barium titanate (hereinafter referred to as BaTiO 3 or less BTO) having a high dielectric constant. Thin films such as barium strontium titanate ((Ba, Sr) TiO 3 hereafter referred to as BSTO) have been used.
However, the relative permittivity of these materials is about several tens to 500, and further high relative permittivity materials are demanded.
On the other hand, the search for a new function of a device using a material having both magnetic and dielectric properties is attracting attention. As materials having both magnetism and dielectric properties, many materials such as Pb 2 Fe 4/3 W 2/3 O 6 have already been reported in the lead system.
また一方、材料として前記ＢＳＴＯ系を用いながらも、その薄膜の形成時に基板からエピタキシャル応力（格子定数の差に起因する応力）を及ぼし、歪み誘電体にすることによる比誘電率の向上を目指す研究が報告されている。その一つに、原子層分子線エピタキシー（ＭＢＥ）法による［（ＢａＴｉＯ３）ｎ（ＳｒＴｉＯ３）ｍ］の強誘電体超格子薄膜を、ＳＴＯ基板上に作製して高比誘電率が得られたという報告（非特許文献１）がある。
また、白金（Ｐｔ）／酸化マグネシウム（ＭｇＯ）基板上に種々の組成のＢＳＴＯ薄膜を作製し、バルクでは通常常誘電性を示す組成領域（ＢａｘＳｒ１−ｘＴｉＯ３のｘ≧０．４４）で強誘電性が誘起されることを示した文献がある（非特許文献２）
これらの研究から、ＢＳＴＯ系材料に対して薄膜面内方向に圧縮応力を加え、薄膜の格子定数を面に垂直な方向に伸ばすと、高比誘電性や強誘電性を得ることが可能であるということが明らかになった。その機構として、格子歪みによるＢサイト（ペロブスカイト化合物ＡＢＯ３のＢ原子の位置）のポテンシャルエネルギーの変化に関係することが考えられている。
On the other hand, while using the BSTO system as a material, research is aimed at improving the relative dielectric constant by applying epitaxial stress (stress due to difference in lattice constant) from the substrate during the formation of the thin film, and making it a strained dielectric. Has been reported. For example, a ferroelectric superlattice thin film of [(BaTiO 3 ) n (SrTiO 3 ) m ] by an atomic layer molecular beam epitaxy (MBE) method can be fabricated on an STO substrate to obtain a high relative dielectric constant. There is a report (Non-patent Document 1).
In addition, BSTO thin films having various compositions are formed on a platinum (Pt) / magnesium oxide (MgO) substrate, and a composition region (Ba x Sr 1-x TiO 3 x ≧ 0.44 which usually shows paraelectricity in bulk). ) Has shown that ferroelectricity is induced (Non-Patent Document 2).
From these studies, it is possible to obtain high dielectric constant and ferroelectricity by applying compressive stress to the BSTO material in the in-plane direction of the thin film and extending the lattice constant of the thin film in the direction perpendicular to the surface. It became clear. The mechanism is considered to be related to a change in potential energy at the B site (position of the B atom in the perovskite compound ABO 3 ) due to lattice distortion.
また、誘電体薄膜と基板との間に介在する下部電極膜と、誘電体薄膜との格子定数の違いによる格子歪みを利用した不揮発性メモリ用薄膜キャパシタが知られている。さらに、このキャパシタでは、下部電極として基板と完全エピタキシャル関係となる材料を用いると、誘電体薄膜の歪みが、誘電体薄膜と基板との間に介在する下部電極膜の格子定数より、むしろその下の基板の格子定数に依存するとしている。（特許文献１）。
また、エピタキシャル応力を制御して、高い比誘電率を得る効果が得られる絶縁性ペロブスカイト型酸化物材料の好ましい例としては、一般式ＡＴｉＯ３（Ａはマグネシウム、カルシウム、ストロンチウム、バリウム、鉛、ジルコニウムの内の一つまたは複数の元素）で表される単純ペロブスカイト型チタン酸塩または層状ペロブスカイト型チタン酸塩などがあり、その基板としてストロンチウム酸化チタン、ガリウム酸ランタンストロンチウム、ガリウム酸ネオジウム、アルミニウム酸ランタン、アルミニウム酸ネオジウム、アルミニウム酸イットリウム、アルミニウム酸タンタル酸ストロンチウムのいずれか、またはそれらの混合物の単結晶を用いることが好ましいとされている（特許文献２―請求項２）。
In addition, a thin film capacitor for a non-volatile memory is known that utilizes lattice distortion caused by a difference in lattice constant between a dielectric thin film and a lower electrode film interposed between the dielectric thin film and the substrate. Further, in this capacitor, when a material having a completely epitaxial relationship with the substrate is used as the lower electrode, the distortion of the dielectric thin film is lower than the lattice constant of the lower electrode film interposed between the dielectric thin film and the substrate. It depends on the lattice constant of the substrate. (Patent Document 1).
Moreover, as a preferable example of an insulating perovskite type oxide material which can obtain an effect of obtaining a high relative dielectric constant by controlling epitaxial stress, a general formula ATiO 3 (A is magnesium, calcium, strontium, barium, lead, zirconium) Simple perovskite-type titanate or layered perovskite-type titanate represented by strontium titanium oxide, lanthanum gallium strontium, neodymium gallate, lanthanum aluminate , Neodymium aluminum oxide, yttrium aluminum oxide, strontium aluminum tantalate, or a mixture thereof is preferably used (
またさらに、半導体素子との集積化のためには半導体基板上に強誘電体薄膜を作製することが必要である。Ｓｉ基板上における強誘電体薄膜のエピタキシャル成長は、高成長温度、Ｓｉと強誘電体との間の相互拡散、Ｓｉの酸化などのために難しい。これらの理由のため低温で半導体基板上にエピタキシャル成長し、強誘電体薄膜のエピタキシャル成長を助け、かつ拡散バリアとしても働くキャッピング層をバッファ層として、半導体基板上に形成することが必要である。さらに、強誘電体と半導体との間に絶縁体を形成したＦＥＴ素子においては、そのようなバッファ層が存在すれば、強誘電体の分極時に半導体からの電荷の注入を防ぐことができ、強誘電体の分極状態を維持することが容易となる。
これに対し、Ｓｉ（１００）単結晶上にＭｇＡｌ２Ｏ４（１００）またはＭｇＯ（１００）をエピタキシャル成長させた基板上に強誘電体化合物をエピタキシャル成長させるとよいことが、特許文献３（下記）に示されているが、Ｓｉ（１００）単結晶とＭｇＯ（１００）との結晶学的関係は明らかにはされていない。その後の研究において（１００）配向性のＭｇＯがＳｉ（１００）単結晶に形成された際にも、ＭｇＯは（１００）面がＳｉ（１００）面に平行であるだけで、面内方位はランダムな配向性多結晶ＭｇＯであることが明らかにされている（非特許文献３）。さらにその後、格子定数と熱安定性とにより強誘電体や高温超電導体の基板としてよく用いられるＭｇＯは、Ｓｉ上へエピタキシャル成長させることができることが初めて明らかにされている（非特許文献４）。
Furthermore, for integration with a semiconductor element, it is necessary to produce a ferroelectric thin film on a semiconductor substrate. Epitaxial growth of a ferroelectric thin film on a Si substrate is difficult due to high growth temperature, interdiffusion between Si and ferroelectric, oxidation of Si, and the like. For these reasons, it is necessary to form a capping layer on the semiconductor substrate as a buffer layer that is epitaxially grown on the semiconductor substrate at a low temperature, assists the epitaxial growth of the ferroelectric thin film, and also functions as a diffusion barrier. Furthermore, in an FET element in which an insulator is formed between a ferroelectric and a semiconductor, the presence of such a buffer layer can prevent charge injection from the semiconductor when the ferroelectric is polarized, It becomes easy to maintain the polarization state of the dielectric.
On the other hand, it is preferable to epitaxially grow a ferroelectric compound on a substrate obtained by epitaxially growing MgAl 2 O 4 (100) or MgO (100) on a Si (100) single crystal. Although shown, the crystallographic relationship between the Si (100) single crystal and MgO (100) is not clear. In subsequent studies, when (100) -oriented MgO was formed on a Si (100) single crystal, MgO only had a (100) plane parallel to the Si (100) plane, and the in-plane orientation was random. It has been revealed that it is a highly oriented polycrystalline MgO (Non-patent Document 3). Furthermore, it has been revealed for the first time that MgO, which is often used as a substrate for ferroelectrics and high-temperature superconductors, can be epitaxially grown on Si due to the lattice constant and thermal stability (Non-Patent Document 4).
この他に、下地層上に下部電極、強誘電性の誘電体薄膜、上部電極等がこの順に形成されたキャパシタであって、前記誘電体薄膜が前記下部電極から導入される歪により歪められたペブロブスカイト型構造を呈するように構成した強誘電性薄膜キャパシタの発明が知られている（特許文献４）。
また、線膨張係数が誘電体薄膜のそれに近い材料からなる基板上に、白金電極に挟まれる比誘電率の大きい複合ペブロブスカイト酸化物薄膜を用いた構成のコンデンサとすることにより、高耐圧で、クラックを防止できる薄膜コンデンサにかかる発明も知られている（特許文献５）。
In addition, by using a composite peblobite oxide thin film with a large relative dielectric constant sandwiched between platinum electrodes on a substrate made of a material whose linear expansion coefficient is close to that of the dielectric thin film, An invention relating to a thin film capacitor that can prevent cracks is also known (Patent Document 5).
本発明は前述したように、高比誘電率であって、鉛を有さない誘電体薄膜素子を見つけようとする過程において見つけ出されたものであり、鉛を含有しない酸化物薄膜材料であって、高比誘電率と強磁性を共に備える誘電体薄膜素子を提供することを目的とする。 As described above, the present invention was discovered in the process of finding a dielectric thin film element having a high relative dielectric constant and having no lead, and is an oxide thin film material that does not contain lead. An object of the present invention is to provide a dielectric thin film element having both a high relative dielectric constant and ferromagnetism.
特許請求の範囲の請求項１記載の発明によれば、化学式Ａ’Ａ”Ｂ’Ｂ”Ｏ６(ただし、Ａ’Ａ”はアルカリ土類元素または希土類元素の同族元素であってＡ’＝Ａ”を含み、Ｂ’およびＢ”はそれぞれ異なる遷移金属元素を表す)で表される導電性の複合ペロブスカイト酸化物結晶薄膜が支持基板上に電極膜を介してエピタキシャル成長により積層された酸化物薄膜素子において、前記ペロブスカイト酸化物結晶薄膜の膜方向のａ軸およびｂ軸に対し拡張方向に歪を与えて前記Ｂ”のｔ２ｇ軌道のうちｄ（ｘｙ）軌道のみを低い電子準位に分裂させ、電場または磁場を与えた際に前記Ｂ’から電子が前記Ｂ”へ移動することにより分極させる性質を備えた結晶材料を前記支持基板材料として用いる酸化物薄膜素子とすることにより、達成される。
特許請求の範囲の請求項２記載の発明によれば、前記目的は、化学式Ａ’Ａ”Ｂ’Ｂ”Ｏ６(ただし、Ａ’Ａ”はそれぞれアルカリ土類元素または希土類元素の同族元素であってＡ’＝Ａ”を含み、Ｂ’およびＢ”はそれぞれ異なる遷移金属元素を表す)で表される導電性の複合ペロブスカイト酸化物薄膜結晶が支持基板上に電極膜を介してエピタキシャル成長により積層された酸化物薄膜素子において、前記複合ペロブスカイト酸化物結晶薄膜の膜方向のａ軸およびｂ軸に対し拡張方向に歪を与えてＢ’のｔ２ｇ軌道のうちｄ（ｘｙ）軌道のみを低い電子準位に分裂させることにより、前記結晶薄膜が絶縁性を示すようになる性質を備える結晶材料を前記支持基板材料として用いる酸化物薄膜素子とすることにより、達成される。
According to the invention described in claim 1, the chemical formula A′A ″ B′B ″ O 6 (where A′A ″ is an alkaline earth element or a homologous element of a rare earth element, and A ′ = An oxide thin film in which a conductive composite perovskite oxide crystal thin film represented by A ″ is included and B ′ and B ″ each represent a different transition metal element) is epitaxially grown on a support substrate via an electrode film In the device, distortion is applied in the expansion direction with respect to the a-axis and b-axis in the film direction of the perovskite oxide crystal thin film, and only the d (xy) orbital among the t 2g orbitals of B ″ is split into lower electron levels. This is achieved by forming an oxide thin film element using as the support substrate material a crystal material having a property of being polarized by moving electrons from B ′ to B ″ when an electric field or a magnetic field is applied. .
According to the second aspect of the present invention, the object is that the chemical formula A′A ″ B′B ″ O 6 (where A′A ″ is an alkaline earth element or a homologous element of a rare earth element, respectively). A conductive composite perovskite oxide thin film crystal is laminated on the support substrate through the electrode film by epitaxial growth, including A ′ = A ″ and B ′ and B ″ each representing a different transition metal element) In the oxide thin film element, distortion is caused in the expansion direction with respect to the a-axis and b-axis in the film direction of the composite perovskite oxide crystal thin film, and only the d (xy) orbit of the t 2g orbit of B ′ is low. This is achieved by forming an oxide thin film element that uses a crystal material having the property that the crystal thin film exhibits insulating properties by being divided into levels as the support substrate material.
特許請求の範囲の請求項３記載の発明によれば、Ａ’Ａ”はそれぞれアルカリ土類元素であり、Ｂ’が鉄元素（Ｆｅ）、ルテニウム元素（Ｒｕ）、オスミウム元素（Ｏｓ）のいずれかの元素、Ｂ”がクロム元素（Ｃｒ）、モリブデン元素（Ｍｏ）、タングステン元素（Ｗ）のいずれかの元素である特許請求の範囲の請求項１または２記載の酸化物薄膜素子とすることが好ましい。
特許請求の範囲の請求項４記載の発明によれば、Ａ’とＡ”が同一のアルカリ土類元素である請求項３記載の酸化物薄膜素子とすることがより好ましい。
特許請求の範囲の請求項５記載の発明によれば、Ａ’Ａ”はそれぞれ希土類元素であり、Ｂ’が鉄元素（Ｆｅ）、ルテニウム元素（Ｒｕ）、オスミウム元素（Ｏｓ）のいずれかの元素、Ｂ”がチタン元素（Ｔｉ）、ジルコニウム元素（Ｚｒ）、タングステン元素（Ｗ）、ハフニウム元素（Ｈｆ）のいずれかの元素である特許請求の範囲の請求項１または２記載の酸化物薄膜素子とすることが好適である。
According to the invention of
According to the invention described in
According to the invention of
特許請求の範囲の請求項６記載の発明によれば、Ａ’とＡ”が同一の希土類元素である請求項５記載の酸化物薄膜素子とすることがより好適である。
特許請求の範囲の請求項７記載の発明によれば、支持基板が前記導電性の複合ペロブスカイト酸化物薄膜結晶より格子定数の値が大きい結晶材料であって、前記支持基板の表面が（１００）面である請求項１乃至６のいずれか一項に記載の酸化物薄膜素子とすることが望ましい。
According to the invention described in claim 6, it is more preferable that A ′ and A ″ are the same rare earth element, and the oxide thin film element according to
According to the invention of claim 7, the support substrate is a crystal material having a larger lattice constant than the conductive composite perovskite oxide thin film crystal, and the surface of the support substrate is (100). Preferably, the oxide thin film element according to any one of claims 1 to 6 is a surface.
前述の本発明によれば、鉛を含有しない酸化物薄膜材料であって、高比誘電率と強磁性を共に備える誘電体薄膜素子を提供することができる。 According to the above-described present invention, it is possible to provide a dielectric thin film element which is an oxide thin film material containing no lead and has both a high relative dielectric constant and ferromagnetism.
本発明の実施例について、図面を参照しながら詳細に説明する。但し、本発明は、その要旨を超えない限り、以下説明する実施例の記載に限定されるものではない。図１と図２は本発明にかかる酸化物薄膜誘電体素子の断面図である。本発明にかかる誘電体酸化物薄膜である複合ペブロブスカイト酸化物について、Ｓｒ２ＦｅＭｏＯ６を例に挙げて詳細に説明する。図１に示すように、表面をＭｇＯ単結晶の（１００）面とした支持基板１上に、下部電極層として白金（Ｐｔ）を厚さ１００ｎｍにエピタキシャル成長させ、Ｓｒ２ＦｅＭｏＯ６の結晶薄膜をＰＬＤ（Ｐｕｌｓｅｄ Ｌａｓｅｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）法で厚さ１００ｎｍに形成した。その上部電極として、スパッタ法による白金を１００ｎｍとの厚さに形成し、フォトエッチングして必要な形状に整えることにより複合ペロブスカイト酸化膜キャパシタを形成する。このようにして形成した本発明にかかる誘電体薄膜素子が高比誘電率と強磁性を共に備えることについて、以下説明する。 Embodiments of the present invention will be described in detail with reference to the drawings. However, the present invention is not limited to the description of the examples described below unless it exceeds the gist. 1 and 2 are sectional views of an oxide thin film dielectric device according to the present invention. The composite peblobite oxide, which is a dielectric oxide thin film according to the present invention, will be described in detail by taking Sr 2 FeMoO 6 as an example. As shown in FIG. 1, platinum (Pt) as a lower electrode layer is epitaxially grown to a thickness of 100 nm on a support substrate 1 having a (100) surface of MgO single crystal as a surface, and a crystal thin film of Sr 2 FeMoO 6 is formed by PLD. The film was formed to a thickness of 100 nm by the (Pulsed Laser Deposition) method. As the upper electrode, platinum by sputtering is formed to a thickness of 100 nm, and a composite perovskite oxide film capacitor is formed by photoetching and adjusting to a required shape. The fact that the dielectric thin film element according to the present invention thus formed has both a high relative dielectric constant and ferromagnetism will be described below.
図３は遷移金属元素の各結晶体における３ｄ電子軌道のエネルギー準位を示す図である。遷移金属元素の３ｄ軌道は、よく知られているように、ｄ（ｘｙ）、ｄ（ｙｚ）、ｄ（ｚｘ）、ｄ（ｘ２-ｙ２）、ｄ（３ｚ２-ｒ２）の５つの軌道があって、球対称な場（単独の元素の状態）では５重に縮退（縮重）している（図３（ａ））。前記Ｓｒ２ＦｅＭｏＯ６で表される複合ペロブスカイト酸化物ではＢサイト（前記酸化物においてＦｅやＭｏのような遷移金属元素が位置するサイト）イオンが酸素の６配位をとっており、その６つの酸素までの距離がすべて等しい立方対称となる立方晶である。立方対称の場ではｄ軌道は、これも公知のとおり、図３（ｂ）に示すように、エネルギー準位の低いｄ（ｘｙ）、ｄ（ｙｚ）、ｄ（ｚｘ）軌道（これらをまとめてｔ２ｇ軌道という）と、より高いｄ（ｘ２-ｙ２）、ｄ（３ｚ２-ｒ２）軌道（これらをまとめてｅｇ軌道という）に分裂する。 FIG. 3 is a diagram showing energy levels of 3d electron orbitals in each crystal of the transition metal element. As is well known, the 3d orbit of the transition metal element is 5 of d (xy), d (yz), d (zx), d (x 2 -y 2 ), d (3z 2 -r 2 ). There are two orbits, and in a spherically symmetric field (single element state), it is degenerate (degenerate) five times (FIG. 3 (a)). In the composite perovskite oxide represented by Sr 2 FeMoO 6 , the B site (site where transition metal elements such as Fe and Mo are located in the oxide) ions have six-coordinates of oxygen. It is a cubic crystal with cubic symmetry where all the distances to oxygen are equal. As is well known in the field of cubic symmetry, the d orbital has d (xy), d (yz), d (zx) orbitals having low energy levels (collectively, as shown in FIG. 3B). and t that 2g orbitals), higher d (x 2 -y 2), split into d (3z 2 -r 2) orbit (referred e g orbitals collectively).
この立方晶からなる酸化物結晶体を正方対称（正方晶）に（すなわち、ａ軸とｂ軸とをｃ軸の間隔より広げるように）歪ませると、図３（ｃ）のように、前記ｔ２ｇ軌道を分裂させることができる。すなわち、Ｓｒ２ＦｅＭｏＯ６の結晶薄膜は格子定数が変化するような影響を受けない場においては、ａ＝７．８９Å（オングストローム）の立方晶であるが、ａ＝ｂ＞ｃの格子定数を持つように歪ませる（すなわち、外的影響を受けて正方晶に歪ませられた場合）と図４の（ａ）に示す電子配置となる。この結晶薄膜における化学結合では鉄元素（Ｆｅ）は（１ｓ２２ｓ２２ｐ６３ｓ２３ｐ６３ｄ６４ｓ２）で示される全電子配置について、４ｓ軌道の２電子を放出した２価で、モリブデン元素（Ｍｏ）は（１ｓ２２ｓ２２ｐ６３ｓ２３ｐ６３ｄ１０４ｓ２４ｓ６４ｄ５５ｓ）で示される全電子配置について、５ｓ軌道の１電子と４ｄ軌道の５電子との合わせて６電子を放出した６価であるので、鉄元素（Ｆｅ）の３ｄ軌道の電子は６個、モリブデン元素（Ｍｏ）の４ｄ軌道の電子は０個となる。ｔ２ｇ軌道が分裂していない場合（自然状態のＳｒ２ＦｅＭｏＯ６の立方晶体）、鉄元素（Ｆｅ）に１個だけあるダウンスピンを持ったｔ２ｇ軌道の電子が伝導帯に位置し（図示せず）、モリブデン元素（Ｍｏ）のｔ２ｇ軌道も伝導帯に位置しているので、鉄元素（Ｆｅ）の電子はモリブデン元素（Ｍｏ）のｔ２ｇ軌道に移動できる（すなわち、導電性を有する）が、図４（ａ）に示すように、結晶歪みの影響により正方晶になったＳｒ２ＦｅＭｏＯ６の結晶薄膜は、鉄元素（Ｆｅ）のｔ２ｇ軌道のｄ（ｘｙ）軌道が低い電子準位に分裂し、バンドギャップが開き、モリブデン元素（Ｍｏ）のｔ２ｇ軌道がフェルミ準位より上になるために鉄元素（Ｆｅ）のｔ２ｇ軌道の電子はモリブデン元素（Ｍｏ）のｔ２ｇ軌道に移動できずに絶縁体となる。その状態のＳｒ２ＦｅＭｏＯ６結晶薄膜が電場や磁場のような外場の影響を受けると、図４（ｂ）に示すように、鉄元素（Ｆｅ）とモリブデン元素（Ｍｏ）の電子状態にずれ（Ｖ）が生じ、鉄元素（Ｆｅ）のｄ（ｘｙ）軌道がフェルミ準位より上に位置し、モリブデン元素（Ｍｏ）のｄ（ｘｙ）軌道がフェルミ準位の下に位置するようになると、鉄元素（Ｆｅ）からモリブデン元素（Ｍｏ）に電子が一つ移ったままの状態になり、鉄元素（Ｆｅ）は３価に、モリブデン元素（Ｍｏ）は５価に変化する。この場合、電子スピンについて着目すると、鉄元素（Ｆｅ）が図４（ａ）においてＳ＝２（ｕｐスピン電子＝1／２×５個−ｄｏｗｎスピン電子1／２×１個）、モリブデン元素（Ｍｏ）がＳ＝０の状態から、図４（ｂ）に示す鉄元素（Ｆｅ）がＳ＝５／２（ｕｐスピン電子＝1／２×５個）、モリブデン元素（Ｍｏ）がＳ＝１／２に移り、反交換相互作用により鉄元素（Ｆｅ）とモリブデン元素（Ｍｏ）が反対向きのスピン磁気モーメントも持つ、すなわちフェリ強磁性をも示すようになる。以上、まとめると自然状態では導電性を示すＳｒ２ＦｅＭｏＯ６結晶薄膜を正方晶に歪ませてなるＳｒ２ＦｅＭｏＯ６結晶薄膜は誘電性と磁性の複合物性を持つようになる。 When this cubic oxide crystal is distorted to be tetragonal (tetragonal) (that is, the a-axis and b-axis are wider than the c-axis interval), as shown in FIG. t 2g orbit can be split. That is, the Sr 2 FeMoO 6 crystal thin film is a cubic crystal of a = 7.89 Å (angstrom) in a field where the lattice constant is not affected, but has a lattice constant of a = b> c. When it is distorted as described above (that is, when it is distorted to a tetragonal crystal due to external influences), the electron arrangement shown in FIG. In the chemical bond in this crystal thin film, the iron element (Fe) is a divalent molybdenum that emits 2 electrons of 4s orbital with respect to the total electron configuration represented by (1s 2 2s 2 2p 6 3s 2 3p 6 3d 6 4s 2 ). The element (Mo) is 6 in total for one electron in the 5s orbital and five electrons in the 4d orbital with respect to the total electron arrangement represented by (1s 2 2s 2 2p 6 3s 2 3p 6 3d 10 4s 2 4s 6 4d 5 5s). Since it is hexavalent which emitted electrons, there are 6 electrons in 3d orbital of iron element (Fe) and 0 electrons in 4d orbital of molybdenum element (Mo). When the t 2g orbitals are not split (natural cubic crystals of Sr 2 FeMoO 6 ), the electrons in the t 2g orbital with only one downspin in the iron element (Fe) are located in the conduction band (see FIG. Since the t 2g orbital of the molybdenum element (Mo) is also located in the conduction band, the electron of the iron element (Fe) can move to the t 2g orbital of the molybdenum element (Mo) (ie, has conductivity). As shown in FIG. 4 (a), the crystal thin film of Sr 2 FeMoO 6 that has become tetragonal due to the influence of crystal distortion has an electron with a low d (xy) orbit of the t 2g orbit of iron element (Fe). split into levels, opens the band gap, electrons in the t 2g orbit of elemental iron (Fe) in order to t 2g orbit of elemental molybdenum (Mo) is above the Fermi level t 2g of elemental molybdenum (Mo) Without moving into orbit The Entai. When the Sr 2 FeMoO 6 crystal thin film in that state is affected by an external field such as an electric field or a magnetic field, as shown in FIG. 4B, the electronic state of the iron element (Fe) and the molybdenum element (Mo) shifts. (V) occurs, and the d (xy) orbit of the iron element (Fe) is located above the Fermi level, and the d (xy) orbit of the molybdenum element (Mo) is located below the Fermi level. In this state, one electron remains from the iron element (Fe) to the molybdenum element (Mo), and the iron element (Fe) changes to trivalent and the molybdenum element (Mo) changes to pentavalent. In this case, paying attention to the electron spin, the iron element (Fe) in FIG. 4A is S = 2 (up spin electrons = 1/2 × 5 pieces−down spin electrons 1/2 × 1 pieces), molybdenum element ( From the state where Mo) is S = 0, the iron element (Fe) shown in FIG. 4B is S = 5/2 (up spin electrons = 1/2 × 5), and the molybdenum element (Mo) is S = 1. Then, the anti-exchange interaction causes the iron element (Fe) and the molybdenum element (Mo) to have opposite spin magnetic moments, that is, to exhibit ferriferromagnetism. Above, Sr 2 FeMoO 6 crystal thin film formed by distorting the Sr 2 FeMoO 6 crystalline film exhibiting conductivity tetragonal in nature summary will have a composite property of the dielectric and magnetic.
以上の説明では、Ｂ’としてＦｅ、Ｂ”としてＭｏを用いたが、Ｂ’としてルテニウム元素、オスミウム元素のいずれかの元素を、Ｂ”としてクロム元素、タングステン元素のいずれかの元素を用いても、前述の説明と同様にｔ２ｇ軌道の分裂が起こり、図４に示したような電子準位が実現でき、誘電性と磁性を共に備える酸化物薄膜素子とすることができる。また、Ａ’とＡ”としてＳｒ以外のアルカリ土類元素を用いても前述と同様の誘電性と磁性を共に備える酸化物薄膜素子とすることができる。
以上説明したように、この誘電体と磁性体の複合物性を利用することにより、新たな、機能性デバイスが実現可能になる。たとえば、電圧印加による磁化反転機能を利用することにより、（Ｉｎ，Ｍｎ）Ａｓなどの強磁性半導体をチャネル層とする電界効果トランジスタを形成し、電界によって強磁性半導体のスピン制御を行って、スピン編局されたキャリア電流のスイッチング制御を行うことのできるデバイスとして不揮発性磁気メモリ（Ｍａｇｎｅｔｉｃ Ｒａｎｄｏｍ Ａｃｃｅｓｓ Ｍｅｍｏｒｙ）がある。
In the above description, Fe is used as B ′, and Mo is used as B ″. However, any element of ruthenium element and osmium element is used as B ′, and any element of chromium element and tungsten element is used as B ″. In the same manner as described above, the t 2g orbital splitting occurs, so that an electron level as shown in FIG. 4 can be realized, and an oxide thin film element having both dielectric properties and magnetism can be obtained. Further, even when an alkaline earth element other than Sr is used as A ′ and A ″, an oxide thin film element having both the same dielectric properties and magnetism as described above can be obtained.
As described above, a new functional device can be realized by using the composite physical property of the dielectric and magnetic material. For example, by using a magnetization reversal function by voltage application, a field effect transistor having a ferromagnetic semiconductor such as (In, Mn) As as a channel layer is formed, spin control of the ferromagnetic semiconductor is performed by an electric field, and spin There is a non-volatile magnetic memory as a device capable of performing switching control of the tuned carrier current.
また、通常の強誘電体を利用した不揮発性メモリでは、電場の印加により電荷の反転を行うが、そのような電荷の反転や、あるいは誘電率、分極量などを磁場印加により制御できる磁場制御不揮発性メモリ（Ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ Ｒａｎｄｏｍ Ａｃｃｅｓｓ Ｍｅｍｏｒｙ）デバイスが可能になる。
さらに、磁場制御による誘電率変化、すなわち、光透過結晶材料の屈折率変化などの磁気光学非線形現象を用いたレーザーの波長変換、周波数変換、光ニューラルコンピュータや、並列デジタル光演算などの並列光情報処理に応用される磁気光学変換デバイスが可能になる。
次に、本発明にかかる複合ペブロブスカイト酸化物であって、前述のＳｒ２ＦｅＭｏＯ６とは異なる例として、Ｌａ２ＦｅＴｉＯ６の場合について、詳細に説明する。
In addition, in a non-volatile memory using a normal ferroelectric, charge inversion is performed by applying an electric field. However, such inversion of charge, dielectric constant, polarization amount, etc. can be controlled by applying a magnetic field. Ferroelectric Random Access Memory devices are possible.
Furthermore, parallel optical information such as laser wavelength conversion, frequency conversion, optical neural computer, parallel digital light calculation using magneto-optic nonlinear phenomenon such as dielectric constant change by magnetic field control, ie refractive index change of light transmitting crystal material A magneto-optical conversion device applied to the processing becomes possible.
Next, the case of La 2 FeTiO 6 will be described in detail as an example of the composite peblobite oxide according to the present invention, which is different from the aforementioned Sr 2 FeMoO 6 .
単純ペロブスカイト酸化物であるＬａＦｅＯ３結晶は格子定数ａ＝３．９２Å、ｂ＝５．５６５Å、ｃ＝７．８６２Å（すなわち、ａ≠ｂ≠ｃ）を持つ斜方晶であり、同様に、ＬａＴｉＯ３結晶は格子定数ａ＝３．９２Åの立方晶（ａ＝ｂ＝ｃ）である。これらＬａＦｅＯ３結晶とＬａＴｉＯ３結晶を交互に組み合わせると複合ペロブスカイト酸化物のＬａ２ＦｅＴｉＯ６の立方晶が得られる。この立方晶体を前述と同様にして、ａ＝ｂ＞ｃの格子定数となるように歪ませると、図５（ａ）に示す電子配置をとる。この状態で、ＦｅとＴｉはそれぞれ２価と４価であり、Ｆｅのｄ電子は６個、Ｔｉのｄ電子は０個である。歪ストレスが無い場合、Ｆｅの一個だけであるダウンスピンを持ったｔ２ｇ電子はＴｉのｔ２ｇ軌道に移動できるが、前述と同様に、Ｌａ２ＦｅＴｉＯ６結晶がａ＝ｂ＞ｃの格子定数となるように歪むと、Ｆｅのｔ２ｇ軌道のｄ（ｘｙ）軌道が低い電子準位に分裂し、バンドギャップが開き、Ｔｉのｔ２ｇ軌道がフェルミ準位より下になるためにＴｉのｔ２ｇ軌道に移動できずに絶縁体となる。そこで、電場または磁場によりＦｅとＴｉの電子状態にズレが生じ、図５の（ｂ）のように、ＦｅからＴｉに電子が一つ移ったままの状態になると、電気的な分極が発生する。この場合、電子スピンについて注目すると、ＦｅがＳ＝２、ＴｉがＳ＝０の状態からＦｅがＳ＝５／２、ＴｉがＳ＝１／２に移り、反交換相互作用によりＦｅとＴｉが反対向きのスピン磁気モーメントを持つことになり、フェリ強磁性となる。すなわち、前述のａ＝ｂ＞ｃの格子定数となるような結晶歪を持つＬａ２ＦｅＴｉＯ６の酸化物結晶体は誘電体−磁性体の複合物性を持つので、それを利用した酸化膜薄膜素子を形成することができる。 LaFeO 3 crystal, which is a simple perovskite oxide, is an orthorhombic crystal having lattice constants a = 3.92Å, b = 5.565Å, and c = 7.862Å (ie, a ≠ b ≠ c), and similarly LaTiO The three crystals are cubic crystals (a = b = c) having a lattice constant a = 3.92Å. When these LaFeO 3 crystals and LaTiO 3 crystals are alternately combined, cubic crystals of La 2 FeTiO 6 as a composite perovskite oxide are obtained. When this cubic crystal is distorted so as to have a lattice constant of a = b> c in the same manner as described above, the electron arrangement shown in FIG. In this state, Fe and Ti are bivalent and tetravalent, respectively, Fe has 6 d electrons and Ti has 0 d electrons. In the absence of strain stress, t 2g electrons with down spin that is only one of Fe can move to the t 2g orbit of Ti, but the La 2 FeTiO 6 crystal has a lattice constant of a = b> c as described above. The t ( 2 ) orbital d (xy) of the Fe t 2g orbit splits into a low electron level, the band gap opens, and the Ti t 2g orbit is below the Fermi level. It cannot move to the 2g orbit and becomes an insulator. Therefore, when an electric field or a magnetic field causes a deviation in the electronic state of Fe and Ti, as shown in FIG. 5B, when one electron remains from Fe to Ti, electrical polarization occurs. . In this case, paying attention to the electron spin, when Fe is S = 2 and Ti is S = 0, Fe is S = 5/2 and Ti is S = 1/2. It has a spin magnetic moment in the opposite direction and becomes ferriferromagnetic. That is, the above-described oxide crystal of La 2 FeTiO 6 having a crystal strain such that the lattice constant of a = b> c has a dielectric-magnetic composite property, and an oxide film thin film element using the same Can be formed.
前述では、Ｂ’としてＦｅ、Ｂ”としてＴｉを用いたが、Ｂ’としてルテニウム元素、オスミウム元素のいずれかの元素を、Ｂ”としてジルコニウム元素、タングステン元素およびハフニウム元素から選ばれるいずれかの元素を用いても、前述の説明と同様にｔ２ｇ軌道の分裂が起こり、図５に示したような電子準位が実現でき、誘電性と磁性を共に備える酸化物薄膜素子とすることができる。また、Ａ’とＡ”としてＬａ以外の希土類元素を用いても前述と同様の誘電性と磁性を共に備える酸化物薄膜素子とすることができる。
以上、立方晶の複合ペロブスカイト酸化物について説明したが、本発明においてはＢ”のｔ２ｇ軌道のｄ（ｘｙ）軌道が歪により相対的に低い電子準位として分裂することが重要であり、立方晶構造の結晶薄膜に限られるものではない。また、以上の説明では、前述した歪を与えることにより、Ｂ’のｔ２ｇ軌道のｄ（ｘｙ）軌道が低い電子準位に分裂し絶縁体になるものについて説明したが、絶縁体になるものに限られるものではない。その理由は、絶縁体とならない場合でも、電場や磁場を与えることにより、Ｂ’とＢ”の電子状態にズレが生じ、Ｂ’の電子がＢ”に移動し分極することで、誘電体と磁性体の複合特性を備える場合があるからである。以上説明したＳｒ２ＦｅＭｏＯ６とＬａ２ＦｅＴｉＯ６は共に電荷移動型誘電体と言われる。電荷移動型誘電体となる複合ペロブスカイト酸化物の要件をまとめると、下記のようになる。
In the above description, Fe is used as B ′, Ti is used as B ″, but any element selected from a ruthenium element and an osmium element is used as B ′, and any element selected from a zirconium element, a tungsten element, and a hafnium element is used as B ″. Even if is used, the t 2g orbital splitting occurs in the same manner as described above, so that the electron level as shown in FIG. 5 can be realized, and an oxide thin film element having both dielectric properties and magnetism can be obtained. Further, even when a rare earth element other than La is used as A ′ and A ″, an oxide thin film element having both the same dielectric properties and magnetism as described above can be obtained.
Although the cubic composite perovskite oxide has been described above, in the present invention, it is important that the d (xy) orbit of the B 2 t 2g orbital is split as a relatively low electron level due to strain. In addition, in the above description, by applying the strain described above, the d (xy) orbit of the t 2g orbit of B ′ is split into a low electron level and becomes an insulator. However, the present invention is not limited to the insulator. The reason is that even when the insulator does not become an insulator, an electric field or a magnetic field is applied to cause a deviation between the electronic states of B ′ and B ″. This is because the electrons of B ′ may move to B ″ and be polarized, thereby providing a composite characteristic of a dielectric and a magnetic substance. Both Sr 2 FeMoO 6 and La 2 FeTiO 6 described above are charge transfer types. With dielectric Dividing. To summarize the requirements of charge transfer type dielectric become complex perovskite oxide, it is as follows.
移動した電子の入る軌道が分裂しているためには、薄膜結晶ａ軸とｂ軸とが拡張方向に歪んでいること、たとえば、立方晶の場合、ａおよびｂ＞ｃの格子定数を持っていること。
電荷移動する前後のｄ電子軌道における電子の移動は、たとえば、（ｄ６,ｄ０）⇔（ｄ５，ｄ１）のように、絶縁的であること。
電場等の外場の影響下で電子のエネルギー準位が変化し、化学式Ａ’Ａ”Ｂ’Ｂ”Ｏ６で表される複合ペロブスカイト酸化物の２つのＢサイト間でエネルギー準位が重ならないことである。
Since the orbit where the moved electrons enter is split, the thin film crystal a-axis and b-axis are distorted in the expansion direction. For example, in the case of a cubic crystal, it has lattice constants of a and b> c. Being.
The movement of electrons in the d-electron orbit before and after the charge transfer must be insulative, for example, (d 6 , d 0 ) ｄ (d 5 , d 1 ).
The energy level of electrons changes under the influence of an external field such as an electric field, and the energy levels do not overlap between the two B sites of the composite perovskite oxide represented by the chemical formula A′A ″ B′B ″ O 6. That is.
以下、前述の複合ペロブスカイト酸化物薄膜素子について、薄膜コンデンサ素子の場合について、図１を参照して具体的に説明する。
酸化マグネシウムＭｇＯの単結晶基板１を有機溶剤により洗浄し、（１００）面を上にして成膜室に入れ、真空に引いた。基板温度６００℃にて白金からなる下部電極膜２をスパッタ法にて約１００ｎｍの厚さにエピタキシャル成長させる。引き続き基板温度６００℃にて電荷移動型誘電体のＳｒ２ＦｅＭｏＯ６膜（ＳＭＦＯ膜）４を約１００ｎｍの膜厚にＰＬＤ（Ｐｕｌｓｅｄ Ｌａｓｅｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）法で成膜した。室温に戻した後、再度スパッタ法で白金からなる上部電極膜３を約１００ｎｍの膜厚に成膜した。形成された積層体を成膜室から取り出し、下部電極膜２の周辺が露出するようにＳｒ２ＦｅＭｏＯ６膜４と上部電極膜３の周辺部をエッチングにより除去することにより、図１に示す薄膜コンデンサ素子とする。
Hereinafter, the above-described composite perovskite oxide thin film element will be specifically described with reference to FIG. 1 in the case of a thin film capacitor element.
The magnesium oxide MgO single crystal substrate 1 was washed with an organic solvent, placed in the film formation chamber with the (100) face up, and evacuated. The
酸化マグネシウムＭｇＯの単結晶基板はａ＝ｂ＝ｃで、格子定数４.２１Åの立方晶である。白金は格子定数３.９２Åの立方晶であるが、ＭｇＯ結晶基板の影響により、面内の格子定数が４.１Å程度に大きく広げられる。Ｓｒ２ＦｅＭｏＯ６は自然な状態（外的エネルギー場の影響がない状態）であれば、ａ＝７.８９Åの格子定数を持つ立方晶であり、単純ペロブスカイト酸化物と比較するために、前記格子定数ａ＝７.８９Åを２で割れば、Ａ＝３.９５Åとなるが、白金からなる下部電極膜が酸化マグネシウムＭｇＯ単結晶基板１の影響により、ａ＝４.１Å程度に大きく広げられる。このためにＳｒ２ＦｅＭｏＯ６膜の電子状態は図４に示すとおり、誘電体と磁性体との複合物性を有することになる。 The single crystal substrate of magnesium oxide MgO is a cubic crystal with a = b = c and a lattice constant of 4.21Å. Platinum is a cubic crystal having a lattice constant of 3.92Å, but the in-plane lattice constant is greatly expanded to about 4.1Å due to the influence of the MgO crystal substrate. Sr 2 FeMoO 6 is a cubic crystal having a lattice constant of a = 7.89Å in a natural state (a state free from the influence of an external energy field). For comparison with a simple perovskite oxide, When the constant a = 7.89Å is divided by 2, A = 3.95Å, but the lower electrode film made of platinum is greatly expanded to about a = 4.1Å due to the influence of the magnesium oxide MgO single crystal substrate 1. For this reason, the electronic state of the Sr 2 FeMoO 6 film has composite physical properties of a dielectric and a magnetic substance as shown in FIG.
以下、他の複合ペロブスカイト酸化物薄膜素子について、薄膜コンデンサ素子の場合について、図２を参照して具体的に説明する。
酸化マグネシウムＭｇＯの単結晶基板１を有機溶剤により洗浄し、（１００）面を上にして成膜室に入れ、真空に引いた。基板温度６００℃にて白金からなる下部電極膜２をスパッタ法にて約１００ｎｍの厚さにエピタキシャル成長させる。引き続き基板温度６００℃にて電荷移動型誘電体のＬａ２ＦｅＴｉＯ６膜５を約１００ｎｍの膜厚にＰＬＤ（Ｐｕｌｓｅｄ Ｌａｓｅｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）法で成膜した。室温に戻した後、再度スパッタ法で白金からなる上部電極膜３を約１００ｎｍの膜厚に成膜した。形成された積層体を成膜室から取り出し、下部電極膜２の周辺が露出するようにＬａ２ＦｅＴｉＯ６膜５と上部電極膜３の周辺部をエッチングにより除去してコンデンサ素子とする。
Hereinafter, with respect to other composite perovskite oxide thin film elements, the case of a thin film capacitor element will be specifically described with reference to FIG.
The magnesium oxide MgO single crystal substrate 1 was washed with an organic solvent, placed in the film formation chamber with the (100) face up, and evacuated. The
酸化マグネシウムＭｇＯの単結晶基板はａ＝ｂ＝ｃで、格子定数４.２１Åの立方晶である。白金は格子定数３.９２Åの立方晶であるが、ＭｇＯ単結晶基板の影響により、面内の格子定数が４.１Å程度に大きく広げられる。ＬａＦｅＯ３とＬａＴｉＯ３の格子定数の平均が３.９３Åになることから、Ｌａ２ＦｅＴｉＯ６の格子定数もその程度と考えられる。白金からなる下部電極膜が酸化マグネシウムＭｇＯ単結晶基板１の影響により、ａ＝４.１Å程度に大きく広げられる影響により、Ｌａ２ＦｅＴｉＯ６膜の電子状態は図５に示すとおり、誘電体と磁性体との複合物性を有することになる。
実施例１と実施例２では支持基板としてＭｇＯの単結晶基板を用いた際の上下部電極膜として、白金の単結晶膜を用いたが、他にＳｒＲｕＯ３の単結晶膜を用いることもできる。
The single crystal substrate of magnesium oxide MgO is a cubic crystal with a = b = c and a lattice constant of 4.21Å. Platinum is a cubic crystal with a lattice constant of 3.92Å, but the in-plane lattice constant is greatly expanded to about 4.1Å due to the influence of the MgO single crystal substrate. Since the average lattice constant of LaFeO 3 and LaTiO 3 is 3.93A, the lattice constant of
In Examples 1 and 2, a platinum single crystal film was used as the upper and lower electrode films when an MgO single crystal substrate was used as the support substrate, but a SrRuO 3 single crystal film can also be used. .
前述のコンデンサ素子だけでなく、前述の磁場制御不揮発性メモリデバイスや磁気光学変換デバイスにも応用できることは言うまでもない。 Needless to say, the present invention can be applied not only to the capacitor element described above but also to the magnetic field control nonvolatile memory device and magneto-optical conversion device described above.
１ ＭｇＯ単結晶基板
２ 白金下部電極膜
３ 白金上部電極膜
４ Ｓｒ２ＦｅＭｏＯ６膜
５ Ｌａ２ＦｅＴｉＯ６膜。
1 MgO single crystal substrate
2 Platinum
5 La 2 FeTiO 6 film.
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|---|---|---|---|
| JP2005009088A Pending JP2006196828A (en) | 2005-01-17 | 2005-01-17 | Oxide thin film element |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2006196828A (en) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US9691973B2 (en) | 2013-09-25 | 2017-06-27 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Semiconductor device and dielectric film including a fluorite-type crystal |
| CN112088441A (en) * | 2018-05-08 | 2020-12-15 | 赛尔科技有限公司 | Electrical component comprising a multilayer thin-film ceramic member, electrical component comprising such an electrical component, and use thereof |
-
2005
- 2005-01-17 JP JP2005009088A patent/JP2006196828A/en active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US9691973B2 (en) | 2013-09-25 | 2017-06-27 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Semiconductor device and dielectric film including a fluorite-type crystal |
| CN112088441A (en) * | 2018-05-08 | 2020-12-15 | 赛尔科技有限公司 | Electrical component comprising a multilayer thin-film ceramic member, electrical component comprising such an electrical component, and use thereof |
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