JP2007099618A - 強誘電体薄膜 - Google Patents

Abstract

【課題】 Ｓｉ単結晶基板上に強誘電体薄膜を形成するに際し、膜内の応力を制御して自発分極値の低下を防ぐことを目的とする。
【解決手段】 Ｓｉ単結晶基板上に形成された強誘電体材料からなるエピタキシャル強誘電体薄膜であり、この強誘電体薄膜の結晶面のうち、前記Ｓｉ単結晶基板表面の結晶面に平行な結晶面をＺ_Ｆ面とし、Ｚ_Ｆ面間の距離をｚ_Ｆとし、強誘電体薄膜構成材料のバルク状態でのＺ_Ｆ面間の距離をｚ_Ｆ０としたとき、０．９８０≦ｚ_Ｆ／ｚ_Ｆ０≦１．０１０であり、前記強誘電体材料が、ペロブスカイト型結晶構造を有する、化学式ＡＢＯ_３（ＡはＣａ、Ｂａ、Ｓｒ、Ｋ、Ｎａ、Ｌｉ、ＬａおよびＣｄから選ばれた１種以上であり、ＢはＴｉ、Ｚｒ、ＴａおよびＮｂから選ばれた１種以上である）で表される化合物又は希土類元素含有チタン酸鉛であり、厚さが２〜１００ｎｍである強誘電体薄膜。
【選択図】 なし

Description

本発明は、Ｓｉ基板上に形成された強誘電体薄膜に関する。

半導体結晶基板であるＳｉ基板上に、超電導膜、誘電体膜、強誘電体膜等を形成、集積化した電子デバイスが考案されている。半導体と超伝導体、誘電体、強誘電体を組み合わせることにより、例えば、半導体と超伝導体との組み合わせでは、ＳＱＵＩＤ、ジョセフソン素子、超電導トランジスタ、電磁波センサーおよび超電導配線ＬＳＩ等が挙げられ、半導体と誘電体との組み合わせでは、集積度のさらに高いＬＳＩ、ＳＯＩ技術による誘電体分離ＬＳＩ、半導体と強誘電体との組み合わせでは、不揮発性メモリー、赤外線センサー、光変調器、および光スイッチＯＥＩＣ（光・電子集積回路：ＯＰＴＯ−ＥＬＥＣＴＲＯＮＩＣ ＩＮＴＥＧＲＡＴＥＤ ＣＩＲＣＵＩＴＳ）等が試作されている。

これらの電子デバイスにおいて、最適なデバイス特性およびその再現性を確保するためには、超電導体材料、誘電体材料、強誘電体材料として単結晶を用いることが必要である。多結晶体では粒界による物理量の撹乱のため、良好なデバイス特性を得ることが難しい。このことは薄膜材料についても同様であり、できるだけ完全な単結晶に近いエピタキシャル膜が望まれる。

したがって、近年、上述した応用を目的として、エピタキシャル膜の検討がなされている。例えば、Ｊ．Ａ．Ｐ．７６（１２），１５，７８３３（１９９４）（非特許文献１）には、ＭｇＯ基板上に形成した強誘電体エピタキシャル膜が記載されている。

ただし、実際のデバイスに応用するためには、半導体と強誘電体との集積化を可能にする必要があるが、ＭｇＯ基板をＳｉデバイス中に組み込むことは極めて困難である。しかし、Ｓｉ（１００）基板上に結晶性の良好なＢａＴｉＯ_３（００１）単一配向膜を形成するなど、Ｓｉ単結晶基板上に単一配向強誘電体薄膜を形成することも極めて困難である。これに対し本発明者らは、特願平８−２１７８８４号等においてＳｉ単結晶基板上に強誘電体のエピタキシャル薄膜を容易に形成できる方法を提案している。

しかし、Ｓｉ基板上に形成された強誘電体薄膜の特性は、通常、強誘電体本来の特性から算出される特性より大きく劣る。強誘電体の特性、例えば、誘電率、キュリー温度、抗電界、残留分極は、強誘電体が有する応力により変化する。そして、薄膜化した強誘電体では、成膜にともなって応力が発生しやすいので、優れた特性を有する強誘電体薄膜を形成するには、応力の制御が重要である。Ｓｉ基板上において薄膜化した強誘電体の特性劣化についても、応力の影響が大きいと考えられる。

例えば、上記Ｊ．Ａ．Ｐ．７６（１２），１５，７８３３（１９９４）やＡ．Ｐ．Ｌ５９（２０），１１，２５２４（１９９１）（非特許文献２）では、Ｓｉ単結晶基板ではなくＭｇＯ単結晶基板を用いた場合についてではあるが、膜面内の二次元応力が強誘電体特性に強く影響を及ぼすことが指摘されている。応力発生の主要な原因は、下地である基板と強誘電体との物性の違い、例えば、熱膨張係数差や格子定数差などである。このため、強誘電体薄膜をデバイスに応用するためには、上述した応力を制御しなくては、望ましい強誘電性を安定に得ることはできない。

ところで、本発明者らは、特願平８−１８６６２５号において、チタン酸鉛（ＰｂＴｉＯ_３）に所定の希土類元素を添加した希土類元素含有チタン酸鉛からなる強誘電体を、結晶性が良好でかつ組成ずれが小さい薄膜としてＳｉ単結晶基板上に形成できる方法を提案している。しかし、希土類元素含有チタン酸鉛をＳｉ単結晶基板上に単一配向膜として形成することは難しく、単一配向膜として形成できた場合でも、それに期待される強誘電体特性を得ることが困難であった。

チタン酸鉛系強誘電体には、このほかＰｂＴｉＯ_３、ＰＬＴ（Ｌａ添加ＰｂＴｉＯ_３）、ＰＺＴ（ＰｂＺｒＯ_３−ＰｂＴｉＯ_３固溶体）、ＰＬＺＴ（Ｌａ添加ＰｂＺｒＯ_３−ＰｂＴｉＯ_３固溶体）などがあるが、強誘電体特性、特に自発分極値の大きさにおいてはＰｂＴｉＯ_３が最も優れている。ＰｂＴｉＯ_３系強誘電体は分極軸が［００１］方向なので、強誘電特性の点では（００１）単一配向膜であることが好ましい。しかし、純粋なＰｂＴｉＯ_３をＳｉ単結晶基板上に（００１）単一配向膜として形成できたという報告はない。Ｓｉ基板上にＰｂＴｉＯ_３薄膜を形成すると、（００１）配向結晶と（１００）配向結晶とが混在したドメイン構造が形成されて、強誘電体特性が単結晶よりも著しく低くなり、ＭｇＯ基板上に形成した場合よりも特性が低くなってしまう。このため、バルク材のときの強誘電体特性が優れているにもかかわらず、純粋なＰｂＴｉＯ_３は薄膜としては用いられず、ＰＺＴやＰＬＺＴ等が用いられているのが現状である。

上述したように、希土類元素含有チタン酸鉛をＳｉ単結晶基板上に単一配向膜として形成することは難しく、単一配向膜とできても期待される強誘電体特性は得られない。また、純粋なＰｂＴｉＯ_３をＳｉ単結晶基板上に単一配向膜として形成することは、不可能であった。Ｓｉ単結晶基板を用いた場合のこのような問題の原因は、以下のように考えられる。

ＳｉおよびＭｇＯはいずれもＰｂＴｉＯ_３よりも熱膨張係数が小さいが、特に、Ｓｉの熱膨張係数は２．６×１０^−６／℃であり、ＭｇＯの熱膨張係数（１４×１０^−６／℃）に比べ著しく小さい。したがって、例えばＰｂＴｉＯ_３薄膜の形成温度を６００℃とすると、形成後に室温まで冷却する過程でＰｂＴｉＯ_３薄膜の収縮をＳｉ基板が阻害することになり、ＰｂＴｉＯ_３薄膜にはその面内に比較的大きな二次元の引っ張り応力が生じてしまう。二次元引っ張り応力の大きな膜では、後述するように自発分極値の低下が生じる。そして、この引っ張り応力を緩和しようとして、ＰｂＴｉＯ_３は（００１）配向結晶と（１００）配向結晶とが混在する膜となり、自発分極値の低下が著しくなると考えられる。また、希土類元素含有チタン酸鉛では、（００１）単一配向の膜となったときには大きな引っ張り応力が存在することになるため、（００１）配向と（１００）配向とが混在している膜よりも強誘電体特性が低くなってしまう。
Ｊ．Ａ．Ｐ．７６（１２），１５，７８３３（１９９４） Ａ．Ｐ．Ｌ５９（２０），１１，２５２４（１９９１）

上記したように、Ｓｉ単結晶基板上に形成した現状の強誘電体薄膜、特にＰｂＴｉＯ_３薄膜では、膜面内に二次元の大きな引っ張り応力が残留し、十分な自発分極値を得ることができない。

そこで本発明では、Ｓｉ単結晶基板上に強誘電体薄膜、特にＰｂＴｉＯ_３強誘電体薄膜を形成するに際し、膜内の応力を制御して自発分極値の低下を防ぐことを目的とする。半導体であるＳｉ単結晶基板上に自発分極値の大きな強誘電体薄膜が形成できれば、不揮発性メモリー、赤外線センサー、光変調器および光スイッチＯＥＩＣ、分極反転を利用した記録媒体などの各種分野に適用する際に、極めて有用である。

このような目的は、（１）〜（７）の本発明により達成される。
（１） Ｓｉ単結晶基板上に形成された強誘電体材料からなるエピタキシャル強誘電体薄膜であり、この強誘電体薄膜の結晶面のうち、前記Ｓｉ単結晶基板表面の結晶面に平行な結晶面をＺ_Ｆ面とし、Ｚ_Ｆ面間の距離をｚ_Ｆとし、強誘電体薄膜構成材料のバルク状態でのＺ_Ｆ面間の距離をｚ_Ｆ０としたとき、０．９８０≦ｚ_Ｆ／ｚ_Ｆ０≦１．０１０であり、前記強誘電体材料が、ペロブスカイト型結晶構造を有する、化学式ＡＢＯ_３（ＡはＣａ、Ｂａ、Ｓｒ、Ｋ、Ｎａ、Ｌｉ、ＬａおよびＣｄから選ばれた１種以上であり、ＢはＴｉ、Ｚｒ、ＴａおよびＮｂから選ばれた１種以上である）で表される化合物又は希土類元素含有チタン酸鉛であり、厚さが２〜１００ｎｍである強誘電体薄膜。
（２） 前記Ｓｉ単結晶基板との間に、エピタキシャル薄膜であるバッファ薄膜が設けられている上記（１）の強誘電体薄膜。
（３） 前記バッファ薄膜が導電性である上記（２）の強誘電体薄膜。
（４） 前記バッファ薄膜において、前記Ｓｉ単結晶基板表面の結晶面に平行な結晶面をＺ_Ｂ面とし、このＺ_Ｂ面の面内における格子定数をｘ_Ｂとし、前記強誘電体薄膜構成材料のバルク状態での前記Ｚ_Ｆ面の面内における格子定数をｘ_Ｆ０としたとき、強誘電体薄膜形成時の温度においてｘ_Ｂおよびｘ_Ｆ０が式 １．０００＜ｍｘ_Ｆ０／ｎｘ_Ｂ≦１．０５０（上記式において、ｎおよびｍは１以上の整数である）を満足する上記（２）または（３）の強誘電体薄膜。
（５） 前記強誘電体材料が、希土類元素含有チタン酸鉛である上記（１）〜（４）のいずれかの強誘電体薄膜。
（６） 前記希土類元素含有チタン酸鉛が、Ｒ（Ｒは、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｅｕ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｙｂ、Ｙ、Ｓｍ、Ｇｄ、ＥｒおよびＬａから選択された少なくとも１種の希土類元素）、Ｐｂ、ＴｉならびにＯを含有し、原子比率が（Ｐｂ＋Ｒ）／Ｔｉ＝０．８〜１．３、Ｐｂ／（Ｐｂ＋Ｒ）＝０．５〜０．９９の範囲にあるものである上記（５）の強誘電体薄膜。
（７） Ｔｉの６０原子％以下がＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、ＨｆおよびＣｅの少なくとも１種で置換されている上記（６）の強誘電体薄膜。

本発明によれば、エピタキシャル強誘電体薄膜中の結晶格子を、膜に平行な結晶面の間隔が伸びるように歪ませるか、あるいは、ほぼ無歪みの状態とすることにより、ドメイン構造をとらない（００１）単一配向膜として、強誘電体薄膜の自発分極値の増大、あるいは自発分極値の低下防止を可能とする。次に、理論的考察および実験データに基づいて、本発明の作用および効果について詳細に述べる。

まず、はじめに、強誘電体材料のバルク単結晶における自発分極特性について考察する。強誘電体材料をＰｂＴｉＯ_３とする。ＰｂＴｉＯ_３結晶は、室温においてａ軸の格子定数が０．３９０４ｎｍ、ｃ軸の格子定数が０．４１５２ｎｍの正方晶の結晶であり、［００１］方向に分極軸をもつ。この結晶に格子のｃ面に平行な面内方向に二次元の応力を発生させ、その場合の自発分極値ＰｓをＤｅｖｏｎｓｈｉｒｅ熱力学関係式を用いて計算した結果を、図１に示す。図中においてマイナスの符号の二次元応力は圧縮応力、プラスの符号をもつものは引っ張り応力を表す。この図から、自発分極は、二次元圧縮応力の増大にともなって増大し、二次元引っ張り応力の増大にともなって減少することがわかる。

次に、Ｓｉ基板上にエピタキシャル成長したＰｂＴｉＯ_３薄膜について考える。薄膜の形成温度が６００℃のときに（００１）配向の単結晶薄膜が得られるとすると、このときＰｂＴｉＯ_３結晶格子のｃ面は、基板表面に現れる結晶面と平行に位置することになる。ＰｂＴｉＯ_３とＳｉとは熱膨張係数が異なるため、成膜温度から室温まで冷却する過程でＰｂＴｉＯ_３薄膜の面内に二次元応力が発生する。Ｓｉの熱膨張係数は２．６×１０^−６／℃であり、この係数にしたがい、Ｓｉ基板表面は６００℃から室温までの冷却過程において二次元的に収縮を起こす。一方、ＰｂＴｉＯ_３薄膜も、Ｓｉ基板表面の収縮に伴って収縮するが、このときＰｂＴｉＯ_３結晶に生じるａ軸方向およびｂ軸方向の収縮は、ＰｂＴｉＯ_３の熱膨張係数にしたがって生じる収縮に比べ、著しく小さい。これは、Ｓｉの熱膨張係数がＰｂＴｉＯ_３のそれに比べ著しく小さいからである。このため、冷却後、ＰｂＴｉＯ_３薄膜には引っ張り応力が生じている。

このように、Ｓｉ基板上に形成されたＰｂＴｉＯ_３薄膜には面内に二次元の引っ張り応力が生じているため、図１からわかるように、自発分極値がバルクの単結晶よりも小さくなってしまう。なお、実際には、この引っ張り応力を緩和するために、ＰｂＴｉＯ_３薄膜は（００１）配向結晶と（１００）配向結晶とが混在した膜となる。

本発明では、ＰｂＴｉＯ_３などの強誘電体について、薄膜化したときの自発分極低下を抑えることを目的とする。この目的を達成するため、基板との熱膨張係数の差に起因して生じる強誘電体薄膜の引っ張り応力を低減または実質的にゼロとする。これにより、自発分極値の劣化を防ぐことができる。また、本発明では、強誘電体薄膜に圧縮応力を生じさせることもでき、この場合には自発分極値を増大させることができる。

本発明における強誘電体薄膜の応力制御は、具体的にはＳｉ単結晶基板と強誘電体薄膜との間にバッファ薄膜を設けることにより行う。ここでは、強誘電体材料としてＰｂＴｉＯ_３を、バッファ薄膜構成材料としてＰｔを用いた場合を例に挙げて説明する。

まず、Ｓｉ（１００）単結晶上にＰｔ薄膜をエピタキシャル成長させたＳｉ（１００）／Ｐｔ（００１）積層構造体を基板とし、この上にＰｂＴｉＯ_３（００１）薄膜をエピタキシャル成長させる場合について考える。ＰｂＴｉＯ_３薄膜形成時の基板温度を６００℃とすると、６００℃における格子定数はＰｔバルク体が０．３９４２ｎｍ、ＰｂＴｉＯ_３バルク体が０．３９６８ｎｍであるから、両者間にはミスフィットと呼ばれる格子定数差が存在する。

基板とエピタキシャル成長薄膜との間にミスフィットが存在する場合の薄膜結晶格子の一般的な変形パターンについて、図２を用いて説明する。図２において、（ａ）は、基板と薄膜とが独立した系となっている場合を示し、（ｂ）は、薄膜が弾性歪みでミスフィットを吸収する場合を示し、（ｃ）は、転位によってミスフィットを吸収する場合を示す。（ｂ）では薄膜の結晶格子がｃ軸方向で伸び、ａ軸およびｂ軸方向では収縮している。すなわち、この状態では、薄膜の結晶格子に二次元の圧縮応力が生じている。（ｂ）の状態は、膜が薄い場合に生じる。（ｃ）に示すように転位によりミスフィットが完全に吸収されれば、（ａ）に示す状態と同じ格子定数を有する無応力の薄膜となる。（ｃ）の状態は、膜が厚い場合に生じる。

このように、Ｓｉ／Ｐｔを基板として成膜温度６００℃でＰｂＴｉＯ_３薄膜を形成すると、成膜温度に保持した状態ではＰｂＴｉＯ_３薄膜は二次元圧縮応力が存在するか、無応力状態である。しかし、前述したように、成膜温度から室温まで冷却する過程で、ＳｉとＰｂＴｉＯ_３との熱膨張係数の大きな差に起因して、ＰｂＴｉＯ_３薄膜には二次元の引っ張り応力を生じさせる力が働く。このため、成膜温度において図２（ｃ）に示されるような無応力状態であると、室温では引っ張り応力が生じてしまい、自発分極が小さくなってしまう。一方、成膜温度において図２（ｂ）に示されるような圧縮応力が生じている状態であると、冷却に伴う引っ張り応力の発生をキャンセルすることができる。

そこで本発明では、Ｓｉ単結晶基板の熱膨張係数の小ささを考慮して、成膜温度におけるバッファ薄膜と強誘電体薄膜との間の格子定数のミスフィットが適当となるように両者の組み合わせを選択する。これにより、強誘電体薄膜の圧縮応力を、冷却の際のＳｉ単結晶基板の影響をキャンセルできるような適当な値とすることができ、Ｓｉ基板上において室温で実質的に無応力状態の強誘電体薄膜、または室温で圧縮応力が生じている強誘電体薄膜を実現できる。このため、本発明によれば、ＰｂＴｉＯ_３薄膜をＳｉ単結晶基板上に（００１）配向のエピタキシャル膜として形成することが可能となる。したがって、本発明によれば、デバイスに応用する際に極めて重要なＳｉ単結晶基板を用いて、その上に自発分極の極めて大きな強誘電体薄膜を形成することが可能となる。

これに対し、従来知られているＭｇＯ基板と強誘電体薄膜との組み合わせでは、両者の間の熱膨張係数の差がＳｉ基板を用いる場合に比べ著しく小さい。このため、成膜温度からの冷却過程における基板と強誘電体薄膜との収縮の違いを考慮して成膜温度における両者のミスフィットの程度を限定する必要はなく、実際、そのような提案は従来なされていない。

また、膜を厚く形成した場合には転位が生じやすく、このためミスフィットによる圧縮応力が緩和されやすい。ＭｇＯ基板を用いた場合、成膜温度で多少の転位が生じてミスフィットによる圧縮応力が緩和されたとしても、冷却中に生じる引っ張り応力が小さいので、室温まで冷却したときに大きな引っ張り応力が存在することはない。このため、ＭｇＯ基板を用いた場合には、強誘電体薄膜が厚く転位が生じやすい条件でも、最終的に大きな引っ張り応力が生じることはない。これに対し本発明では、Ｓｉ基板を用いるので冷却時に基板の収縮により生じる引っ張り応力が大きい。したがって、成膜時に大きな圧縮応力が生じていなければならない。このため本発明では、強誘電体薄膜を薄くして、転位の発生によるミスフィット緩和を防ぐ。

誘電体薄膜を形成する際に膜応力を制御して特性改善をはかることは、例えば特開平８−１９５３２８号公報に記載されている。同公報記載の第１の発明は、キャパシタ電極と常誘電体ペロブスカイト結晶の薄膜からなるキャパシタ誘電体膜において、誘電体膜とキャパシタ電極との界面がなす面に平行な方向の結晶面の間隔が長くなるように結晶格子を歪ませ、一方、キャパシタ誘電体膜が、キャパシタ電極と強誘電体ペロブスカイト結晶とからなる場合には、前記結晶面の間隔が短くなるように結晶格子を歪ませるというものである。すなわち、この発明は、常誘電体薄膜では膜面内に圧縮応力を存在させ、強誘電体薄膜では膜面内に引っ張り応力を存在させるものである。強誘電体に引っ張り応力を生じさせると、誘電率は向上するが自発分極が低下する。同公報記載の発明は、通常のＤＲＡＭなどに適用することを目的として誘電率の向上を目指すものであり、強誘電体メモリーに適用することを目的として自発分極値の向上を目指すものではない。

同公報にはＳｉ単結晶基板を用いた実施例も記載されているが、同公報の実施例において誘電体膜が（００１）配向しているのは、ＭｇＯ（００１）膜上にＰｔ（００１）膜を積層し、この上に誘電体膜（ＫＴａＯ_３）を形成した場合（第６の実施例）だけである。

また、特開平８−１３９２９２号公報にも、強誘電体薄膜の応力を制御することにより、特性を改善する発明が記載されている。

同公報の請求項１に記載された発明は、少なくとも表面が正方晶系の（００１）面または立方晶系に属する結晶構造を有する導電性材料からなる導電性基板と、この導電性基板の上にエピタキシャル成長した正方晶系または立方晶系に属するペロブスカイト型結晶構造を有する誘電性材料からなる誘電体膜と、この誘電体膜の上に形成された上部電極とを具備した薄膜キャパシタにおいて、前記誘電性材料本来のキュリー温度が１５０℃以下で、ペロブスカイト型結晶構造のａ軸長で表される誘電性材料本来の格子定数ａ_ｄと正方晶系または立方晶系の結晶構造のａ軸長で表される導電性材料本来の格子定数ａ_ｓとが、１．００２≦ａ_ｄ／ａ_ｓ≦１．０１５の関係式を満足する薄膜キャパシタである。また、同公報の請求項７に記載された発明は、第１の電極と、この第１の電極上にエピタキシャル成長した正方晶系または六方晶系のペロブスカイト型結晶構造である誘電性材料からなる誘電体膜と、この誘電体膜の上に形成された第２の電極とを具備した薄膜キャパシタにおいて、前記誘電体膜の膜厚が１５ｎｍ以上であり、エピタキシャル成長後の誘電性材料のｃ軸長Ｃｅと、このｃ軸長Ｃｅに対応するエピタキシャル成長前の誘電性材料本来の正方晶系のｃ軸長または六方晶系ａ軸長Ｃｏとが、Ｃｅ／Ｃｏ≧１．０２の関係式を満足する薄膜キャパシタである。

同公報記載の薄膜キャパシタは、同公報の作用の欄に示されるように、ペロブスカイト型結晶構造を有する格子のａ軸が縮みｃ軸が伸びた強誘電体薄膜を有するものである。同公報では、残留分極およびその温度依存性を改善できることなどを効果としている。

このような強誘電体薄膜を得るために、同公報では、Ｓｉ基板表面に形成した絶縁層（酸化Ｓｉ層）上に単結晶Ｓｉ層を形成し、その上に、ニッケルケイ化物等からなるバリア層やＰｔ等からなる下部電極などを介して強誘電体薄膜を形成している。単結晶Ｓｉ層の形成方法としては、単結晶Ｓｉ層を直接選択成長させる方法と、まず、アモルファスＳｉ層を選択成長させ、次いで、アニールによりＳｉ基板界面より固相成長を通じて単結晶化させる方法とが記載されている。

しかし、本発明者らの研究によれば、同公報記載の方法を用いても表面性の良好なＳｉ単結晶層を得ることはできず、したがって、その上に結晶性の良好な強誘電体薄膜を得ることができなかった。そして、同公報の請求項７で限定されているｃ軸長比（Ｃｅ／Ｃｏ）も実現できなかったが、同公報の実施例においてもｃ軸長比が記載されているのはＭｇＯ等の酸化物基板を用いた場合だけである。

同公報の実施例のうちＳｉ単結晶基板を用いた旨の明示があるのは実施例７、８、９だけである。実施例７では、Ｓｉ単結晶基板上に厚さ４００ｎｍのＴｉＮ膜、この上に下部電極として厚さ２００ｎｍのＣａ_０．５Ｙ_０．５ＴｉＯ_３膜を形成し、この上に厚さ２００ｎｍのＢａ_０．５Ｓｒ_０．５ＴｉＯ_３誘電体膜を形成しており、また、実施例８では誘電体膜の厚さを１００ｎｍとしており、また、実施例９では誘電体膜の組成をＢａ_０．４５Ｌａ_０．０５Ｓｒ_０．５ＴｉＯ_３に変更している。これらの実施例では、各膜を形成した時点では下部電極および誘電体膜は非晶質であり、赤外線ランプアニール装置を用いた７００℃、１分間のアニールを行った結果、単結晶化したとしている。しかし、本発明のようにＳｉ単結晶基板側から順に薄膜をエピタキシャル成長させて最終的に単結晶の強誘電体薄膜を形成する方法と異なり、非晶質膜の積層体を同時にアニールする方法では、上述したミスフィットの利用が不可能である。このため、同公報に記載されたアニールを利用する方法では、強誘電体薄膜の単結晶化が難しいか、不可能であると思われる。実際、同公報の実施例７〜９には、ｃ軸長比は記載されておらず、単一配向膜が得られた旨の記載もない。

このように、本発明はＭｇＯ基板上の強誘電体薄膜の応力を制御する従来の技術とは異なり、Ｓｉ単結晶基板上において強誘電体薄膜、特にＰｂＴｉＯ_３薄膜をエピタキシャル膜として形成することを可能としたものであり、従来なし得なかった効果を実現するものである。

本発明により得られる自発分極値の大きな強誘電体薄膜は、不揮発性メモリー、赤外線センサー、光変調器、光スイッチＯＥＩＣ、分極反転を利用する記録媒体などの各種分野において、優れた特性を発揮する。

以下、本発明の実施の形態について詳細に説明する。

強誘電体薄膜
結晶格子の歪み
本発明の強誘電体薄膜は、Ｓｉ単結晶基板上に形成されたエピタキシャル薄膜である。本発明の強誘電体薄膜において、Ｓｉ単結晶基板表面の結晶面に平行な結晶面をＺ_Ｆ面とし、Ｚ_Ｆ面間の距離をｚ_Ｆとし、強誘電体薄膜構成材料のバルク状態でのＺ_Ｆ面間の距離をｚ_Ｆ０としたとき、０．９８０≦ｚ_Ｆ／ｚ_Ｆ０≦１．０１０であり、好ましくは０．９８２≦ｚ_Ｆ／ｚ_Ｆ０≦１．０１０である。そして、強誘電体材料が後述するＢａＴｉＯ_３または希土類元素含有チタン酸鉛であるときには０．９８８≦ｚ_Ｆ／ｚ_Ｆ０であることがより好ましく、ＰｂＴｉＯ_３であるときにはｚ_Ｆ／ｚ_Ｆ０≦１．０００であることがより好ましい。このように、本発明の強誘電体薄膜では、バルク状態に対しＺ_Ｆ面の間隔がほとんど同じであるか、長くなるように結晶格子が歪んでいる。

結晶格子の歪みがゼロに近い強誘電体薄膜、すなわち応力がほとんど生じていない強誘電体薄膜では、応力緩和が生じず、したがって、自発分極は経時変化を生じない。また、強誘電体薄膜結晶にドメイン構造や欠陥が生じないので、高品質の結晶が得られる。また、ｚ_Ｆ／ｚ_Ｆ０が１を超えている強誘電体薄膜には圧縮応力が生じているので、自発分極の値が大きくなる。

これに対し、薄膜化したときにＺ_Ｆ面の間隔が短くなりすぎると、すなわち膜面内において二次元引っ張り応力が大きくなりすぎると、上述したように自発分極の値が小さくなってしまう。一方、Ｚ_Ｆ面の間隔に上限を設ける理由は以下のとおりである。Ｚ_Ｆ面の間隔が広くなるほど、Ｚ_Ｆ面内に存在する結晶軸間の距離が小さくなるので、Ｚ_Ｆ面内における二次元圧縮応力が大きくなる。その結果、図１に示されるように自発分極値が大きくなるので、好ましい。しかし、本発明では、熱膨張係数の小さいＳｉ基板を用いるため、強誘電体薄膜形成後に圧縮応力が存在していたとしても、室温まで冷却する際に圧縮応力が緩和されてしまう。このため、室温において上記範囲を超える圧縮応力を得ようとすると、強誘電体薄膜形成時に圧縮応力が著しく大きくなるようにしなければならず、形成条件に無理が生じ、エピタキシャル膜の形成が不可能となってしまう。このような理由から、Ｓｉ基板を用いる本発明では、Ｚ_Ｆ面の間隔を表すｚ_Ｆ／ｚ_Ｆ０の上限を上記値とする。

厚さ
強誘電体薄膜の厚さは、一般に、好ましくは１００ｎｍ以下、より好ましくは７５ｎｍ以下、さらに好ましくは５０ｎｍ以下、最も好ましくは２０ｎｍ以下であるが、ＰｂＴｉＯ_３薄膜をエピタキシャル膜とする場合には、３０ｎｍ以下、好ましくは２０ｎｍ以下である。強誘電体薄膜形成後に室温まで冷却したときに、Ｚ_Ｆ面の間隔が上記したようにバルク材料とほぼ同じとなるか、バルク材料より広くなるように結晶格子が歪んでいるためには、強誘電体薄膜形成時に膜面内において圧縮応力が生じていなければならない。この圧縮応力は、ミスフィットを膜の弾性歪みで吸収することにより生じさせることができる。強誘電体薄膜が厚すぎると、エピタキシャル成長時にミスフィットを弾性歪みで吸収できず、転位による歪み吸収が行われるようになり、膜面内の二次元圧縮応力を効果的に生じさせることができなくなる。圧縮応力を生じさせるためには強誘電体薄膜が薄いほうがよいが、強誘電性は結晶格子の骨格と原子の配置とに依存して発現するため、厚さは最低でも２ｎｍ（５格子分）、好ましくは５ｎｍは必要と考えられる。

強誘電体材料
強誘電体薄膜に用いる材料は特に限定されず、強誘電性を有するものから適宜選択すればよいが、例えば以下の材料が好適である。

（Ａ）ペロブスカイト型材料：ＢａＴｉＯ_３；ＰｂＴｉＯ_３、希土類元素含有チタン酸鉛、ＰＺＴ（ジルコンチタン酸鉛）、ＰＬＺＴ（ジルコンチタン酸ランタン鉛）等のＰｂ系ペロブスカイト化合物；Ｂｉ系ペロブスカイト化合物など。以上のような単純、複合、層状の各種ペロブスカイト化合物。

（Ｂ）タングステンブロンズ型材料：ＳＢＮ（ニオブ酸ストロンチウムバリウム）、ＰＢＮ（ニオブ酸鉛バリウム）等のタングステンブロンズ型酸化物など。

（Ｃ）ＹＭｎＯ_３系材料：希土類元素（ＳｃおよびＹを含む）とＭｎとＯとを含み、六方晶系ＹＭｎＯ_３構造をもつ酸化物など。例えば、ＹＭｎＯ_３、ＨｏＭｎＯ_３等。

以下、これらの強誘電体材料について説明する。

（Ａ）ペロブスカイト型材料のうち、ＢａＴｉＯ_３や、ＰｂＴｉＯ_３等の鉛系ペロブスカイト化合物などは、一般に化学式ＡＢＯ_３で表される。ここで、ＡおよびＢは各々陽イオンを表す。ＡはＣａ、Ｂａ、Ｓｒ、Ｐｂ、Ｋ、Ｎａ、Ｌｉ、ＬａおよびＣｄから選ばれた１種以上であることが好ましく、ＢはＴｉ、Ｚｒ、ＴａおよびＮｂから選ばれた１種以上であることが好ましい。本発明では、これらのうちから、使用温度において強誘電性を示すものを目的に応じて適宜選択して用いればよい。

こうしたペロブスカイト型化合物における比率Ａ／Ｂは、好ましくは０．８〜１．３であり、より好ましくは０．９〜１．２である。

Ａ／Ｂをこのような範囲にすることによって、誘電体の絶縁性を確保することができ、また結晶性を改善することが可能になるため、誘電体特性または強誘電特性を改善することができる。これに対し、Ａ／Ｂが０．８未満では結晶性の改善効果が望めなくなり、またＡ／Ｂが１．３を超えると均質な薄膜の形成が困難になってしまう。このようなＡ／Ｂは、成膜条件を制御することによって実現する。

なお、本明細書では、ＰｂＴｉＯ_３などのようにＡＢＯ_ｘにおけるＯの比率ｘをすべて３として表示してあるが、ｘは３に限定されるものではない。ペロブスカイト材料によっては、酸素欠陥または酸素過剰で安定したペロブスカイト構造を組むものがあるので、ＡＢＯ_Ｘにおいて、ｘの値は、通常、２．７〜３．３程度である。なお、Ａ／Ｂは、蛍光Ｘ線分析法から求めることができる。

本発明で用いるＡＢＯ_３型のペロブスカイト化合物としては、Ａ^１＋Ｂ^５＋Ｏ_３、Ａ^２＋Ｂ^４＋Ｏ_３、Ａ^３＋Ｂ^３＋Ｏ_３、Ａ_ＸＢＯ_３、Ａ（Ｂ’_０．６７Ｂ”_０．３３）Ｏ_３、Ａ（Ｂ’_０．３３Ｂ”_０．６７）Ｏ_３、Ａ（Ｂ_０．５ ^＋３Ｂ_０．５ ^＋５）Ｏ_３、Ａ（Ｂ_０．５ ^２＋Ｂ_０．５ ^６＋）Ｏ_３、Ａ（Ｂ_０．５ ^１＋Ｂ_０．５ ^７＋）Ｏ_３、Ａ^３＋（Ｂ_０．５ ^２＋Ｂ_０．５ ^４＋）Ｏ_３、Ａ（Ｂ_０．２５ ^１＋Ｂ_０．７５ ^５＋）Ｏ_３、Ａ（Ｂ_０．５ ^３＋Ｂ_０．５ ^４＋）Ｏ_２．７５、Ａ（Ｂ_０．５ ^２＋Ｂ_０．５ ^５＋）Ｏ_２．７５等のいずれであってもよい。

具体的には、ＰＺＴ、ＰＬＺＴ等のＰｂ系ペロブスカイト化合物、ＣａＴｉＯ_３、ＢａＴｉＯ_３、ＰｂＴｉＯ_３、ＫＴａＯ_３、ＢｉＦｅＯ_３、ＮａＴａＯ_３、ＳｒＴｉＯ_３、ＣｄＴｉＯ_３、ＫＮｂＯ_３、ＬｉＮｂＯ_３、ＬｉＴａＯ_３、およびこれらの固溶体等である。

なお、上記ＰＺＴは、ＰｂＺｒＯ_３−ＰｂＴｉＯ_３系の固溶体である。また、上記ＰＬＺＴは、ＰＺＴにＬａがドープされた化合物であり、ＡＢＯ_３の表記に従えば、（Ｐｂ_０．８９〜_０．９１Ｌａ_０．１１〜_０．０９）（Ｚｒ_０．６５Ｔｉ_０．３５）Ｏ_３で示される。

また、層状ペロブスカイト化合物のうちＢｉ系層状化合物は、一般に式 Ｂｉ_２Ａ_ｍ−１Ｂ_ｍＯ_３ｍ＋３で表わされる。上記式において、ｍは１〜５の整数、Ａは、Ｂｉ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｐｂおよび希土類元素（ＳｃおよびＹを含む）のいずれかであり、Ｂは、Ｔｉ、ＴａおよびＮｂのいずれかである。具体的には、Ｂｉ_４Ｔｉ_３Ｏ_１２、ＳｒＢｉ_２Ｔａ_２Ｏ_９、ＳｒＢｉ_２Ｎｂ_２Ｏ_９などが挙げられる。本発明では、これらの化合物のいずれを用いてもよく、これらの固溶体を用いてもよい。

本発明に用いることが好ましいペロブスカイト型化合物は、チタン酸塩ないしチタン酸塩含有ペロブスカイト型化合物、例えばＢａＴｉＯ_３、ＳｒＴｉＯ_３、ＰＬＺＴ、ＰＺＴ、ＣａＴｉＯ_３、ＰｂＴｉＯ_３、希土類元素含有チタン酸鉛等であり、より好ましいものはＢａＴｉＯ_３、ＳｒＴｉＯ_３、ＰＺＴ、ＰｂＴｉＯ_３、希土類元素含有チタン酸鉛であり、特に好ましいものは、ＰｂＴｉＯ_３、Ｒ（Ｒは、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｅｕ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｙｂ、Ｙ、Ｓｍ、Ｇｄ、ＥｒおよびＬａから選択された少なくとも１種の希土類元素）、Ｐｂ、ＴｉならびにＯを含有する希土類元素含有チタン酸鉛である。特にＰｂＴｉＯ_３は、自発分極、誘電率、キューリー点の点でメモリに好適である。そして、本発明では、従来は不可能であったＰｂＴｉＯ_３のエピタキシャル膜化を実現できる。エピタキシャル膜化により、単一配向ではない従来のＰｂＴｉＯ_３薄膜で問題であったリークや、分極反転による疲労特性の悪さが改善でき、ＰｂＴｉＯ_３本来の高特性を利用できる。

本発明では、希土類元素含有チタン酸鉛として、原子比率が（Ｐｂ＋Ｒ）／Ｔｉ＝０．８〜１．３、Ｐｂ／（Ｐｂ＋Ｒ）＝０．５〜０．９９の範囲、好ましくは（Ｐｂ＋Ｒ）／Ｔｉ＝０．９〜１．２、Ｐｂ／（Ｐｂ＋Ｒ）＝０．７〜０．９７の範囲にある組成のものを用いることが好ましい。この組成の希土類元素含有チタン酸鉛は、特願平８−１８６６２５号に開示されている。希土類元素を上記比率でＰｂＴｉＯ_３に添加することにより、Ｅｃを低下させることができ、しかも、それに伴なう残留分極値Ｐｒの減少を抑えることが可能となる。また、上記組成では、半導体化を生じさせにくい希土類元素を添加するので、リークのより少ない強誘電体薄膜が実現する。また、本発明者らは、添加する希土類元素の種類と量とが、分極反転の疲労特性に影響していることをつきとめた。上記組成では、希土類元素の種類と量とを最適なものとしてあるので、繰り返し特性に優れた強誘電体薄膜が実現する。

Ｒは、ＰｂＴｉＯ_３材で構成される基本ペロブスカイトのＡサイトに位置するＰｂと置換し、結晶を変形させる。ＰｂＴｉＯ_３は、ａ軸：３．８９７Ａ、ｃ軸：４．１４７Ａの正方晶型のペロブスカイト構造であり、ｃ軸方向に分極軸を持つ。この結晶変形は、ａ軸とｃ軸との比を減少させるので、わずかに自発分極を減少させるが、分極反転に必要とされる電圧（Ｅｃ）を低下させることができる。一方、Ｒ以外の希土類元素、例えば、Ｃｅでは、ＰｂＴｉＯ_３のＢサイトに位置する元素と置換するので、結晶の変形が効果的に行えず、自発分極が極端に低下するためデバイス応用に好ましくない。

希土類元素含有チタン酸鉛において、（Ｐｂ＋Ｒ）／Ｔｉが小さすぎると結晶性の改善効果が望めなくなり、（Ｐｂ＋Ｒ）／Ｔｉが大きすぎると均質な薄膜の形成が困難になってしまう。また、（Ｐｂ＋Ｒ）／Ｔｉを上記範囲とすることにより、良好な誘電特性が得られる。Ｐｂ／（Ｐｂ＋Ｒ）が小さすぎると、自発分極が小さくなってしまうと同時に誘電率も１０００以上と大きくなってしまう。一方、Ｐｂ／（Ｐｂ＋Ｒ）が大きすぎると、希土類元素の添加効果、すなわちＥｃの低下効果が不十分となる。Ｐｂ／（Ｐｂ＋Ｒ）を上記範囲とすることは、強誘電体薄膜の形成条件を後述するように制御することによって容易に実現できる。Ｐｂ、ＴｉおよびＲの含有率は、蛍光Ｘ線分析法により求めることができる。

チタン酸鉛は、一般にＰｂ：Ｔｉ：Ｏ＝１：１：３であるが、本発明では添加するＲの種類および量によって酸素の比率は異なり、通常、２．７〜３．３程度である。

なお、希土類元素含有チタン酸鉛では、Ｔｉの６０原子％以下がＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、ＨｆおよびＣｅの少なくとも１種で置換されていてもよい。

（Ｂ）タングステンブロンズ型材料としては、強誘電体材料集のＬａｎｄｏｉｔ−ＢｏｒｅｎｓｔｅｉｎＶｏｌ．１６記載のタングステンブロンズ型材料が好ましい。具体的には、（Ｂａ，Ｓｒ）Ｎｂ_２Ｏ_６、（Ｂａ，Ｐｂ）Ｎｂ_２Ｏ_６、ＰｂＮｂ_２Ｏ_６、ＰｂＴａ_２Ｏ_６、ＢａＴａ_２Ｏ_６、ＰｂＮｂ_４Ｏ_１１、ＰｂＮｂ_２Ｏ_６、ＳｒＮｂ_２Ｏ_６、ＢａＮｂ_２Ｏ_６等やこれらの固溶体が好ましく、特に、ＳＢＮ｛（Ｂａ，Ｓｒ）Ｎｂ_２Ｏ_６｝やＰＢＮ｛（Ｂａ，Ｐｂ）Ｎｂ_２Ｏ_６｝、が好ましい。

（Ｃ）ＹＭｎＯ_３系材料は、化学式ＲＭｎＯ_３で表せる。Ｒは希土類元素（ＳｃおよびＹを含む）から選ばれた１種以上であることが好ましい。ＹＭｎＯ_３系材料における比率Ｒ／Ｍｎは、好ましくは０．８〜１．２であり、より好ましくは０．９〜１．１である。このような範囲にすることにより、絶縁性を確保することができ、また結晶性を改善することが可能になるため、強誘電特性を改善することができる。これに対し、比率Ｒ／Ｍｎが０．８未満、１．２をこえる範囲では、結晶性が低下する傾向がある。また特に、比率Ｒ／Ｍｎが１．２をこえる範囲では、強誘電性が得られず、常誘電的特性になる傾向があり、分極を利用した素子への応用が不可能になってくることがある。このようなＲ／Ｍｎは、成膜条件を制御することによって実現する。なお、Ｒ／Ｍｎは、蛍光Ｘ線分析法から求めることができる。ＹＭｎＯ_３系材料の誘電率は、バルクで１０〜５０程度、薄膜で１０〜１００程度である。

本発明に用いることが好ましいＹＭｎＯ_３系材料は、結晶構造が六方晶系のものである。ＹＭｎＯ_３系材料は、六方晶系の結晶構造を持つものと斜方晶系の結晶構造を持つものとが存在する。強誘電性を得るためには、六方晶系の結晶材料とする必要がある。具体的には、組成が実質的にＹＭｎＯ_３、ＨｏＭｎＯ_３、ＥｒＭｎＯ_３、ＹｂＭｎＯ_３、ＴｍＭｎＯ_３、ＬｕＭｎＯ_３であるものか、これらの固溶体などである。

結晶配向
強誘電体薄膜は、分極軸が基板面と垂直方向に配向した結晶化膜であることが望ましいが、本発明では後述するようなエピタキシャル膜を形成することができるので、極めて優れた強誘電体特性が実現する。具体的には、ペロブスカイト型材料では（００１）配向のエピタキシャル膜とすることが可能であり、タングステンブロンズ型材料では（００１）配向のエピタキシャル膜とすることが可能であり、六方晶ＹＭｎＯ_３系材料では（０００１）配向のエピタキシャル膜とすることが可能である。

ペロブスカイト型材料から構成される強誘電体薄膜は、Ｓｉ（１００）基板の表面に形成することが好ましい。この場合の強誘電体薄膜とＳｉ基板との好ましい結晶軸方位関係は、以下の通りである。なお、Ｓｉは立方晶である。強誘電体薄膜が（００１）単一配向である場合、強誘電体［１００］／／Ｓｉ［０１０］である。すなわち、強誘電体薄膜とＳｉ基板とは、面内に存在する軸同士も平行であることが好ましい。

タングステンブロンズ型材料から構成される強誘電体薄膜も、Ｓｉ（１００）基板の表面に形成することが好ましい。この場合の強誘電体薄膜とＳｉ基板との好ましい結晶軸方位関係は、強誘電体［１００］／／Ｓｉ［０１０］である。

六方晶ＹＭｎＯ_３系材料から構成される（０００１）配向の強誘電体薄膜は、Ｓｉ（１１１）基板の表面に形成することが好ましい。ただし、後述するように（１１１）配向のバッファ薄膜や（１１１）配向の電極層を設ければ、Ｓｉ（１００）基板上に（０００１）配向の六方晶ＹＭｎＯ_３系強誘電体薄膜を形成することができる。

なお、本明細書においてエピタキシャル膜とは、第一に、単一配向膜である必要がある。この場合の単一配向膜とは、Ｘ線回折による測定を行ったとき、目的とする面以外のものの反射のピーク強度が目的とする面の最大ピーク強度の１０％以下、好ましくは５％以下である膜である。例えば、（００１）単一配向膜、すなわちｃ面単一配向膜では、膜の２θ−θＸ線回折で（００Ｌ）面以外の反射ピークの強度が、（００Ｌ）面反射の最大ピーク強度の１０％以下、好ましくは５％以下である。なお、本明細書において（００Ｌ）は、（００１）や（００２）などの等価な面を総称する表示である。また、同様に、（１００）単一配向膜では（１００）面や（２００）面などの等価な面すべての反射について考え、（１１１）単一配向膜では（１１１）面や（２２２）面などの等価な面すべての反射について考える。第二に、膜面内をＸ−Ｙ面とし、膜厚方向をＺ軸としたとき、結晶がＸ軸、Ｙ軸およびＺ軸方向にともに揃って配向している必要がある。このような配向は、ＲＨＥＥＤ評価でスポットまたはストリークパターンを示すことで確認できる。これらの条件を満足すれば、エピタキシャル膜といえる。なお、ＲＨＥＥＤとは、反射高速電子線回折（Ｒｅｆｌｃｔｉｏｎ Ｈｉｇｈ Ｅｎｅｒｇｙ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）であり、ＲＨＥＥＤ評価は、膜面内における結晶軸の配向の指標である。

バッファ薄膜
強誘電体薄膜をペロブスカイト型材料、タングステンブロンズ型材料またはＹＭｎＯ_３系材料から構成する場合、強誘電体薄膜と基板との間には、以下に説明する酸化物中間層および／または電極層をバッファ薄膜として設ける。バッファ薄膜とは、上述したように、強誘電体薄膜の応力制御のために基板と強誘電体薄膜との間に設けられる薄膜である。なお、酸化物中間層は、絶縁体としても機能する。

強誘電体薄膜がペロブスカイト型材料またはタングステンブロンズ型材料から構成される場合、酸化物中間層は、下記酸化ジルコニウム系層からなるか、さらに下記希土類酸化物系層または下記ペロブスカイト下地層を含むか、下記希土類酸化物系層および下記ペロブスカイト下地層の両方を含むことが好ましい。積層順序は、酸化ジルコニウム系層→強誘電体薄膜であるか、酸化ジルコニウム系層→希土類酸化物系層→強誘電体薄膜であるか、酸化ジルコニウム系層→ペロブスカイト下地層→強誘電体薄膜であるか、酸化ジルコニウム系層→希土類酸化物系層→ペロブスカイト下地層→強誘電体薄膜である。

強誘電体薄膜がＹＭｎＯ_３系材料から構成される場合、酸化物中間層は酸化ジルコニウム系層または希土類酸化物系層から構成されることが好ましい。

バッファ薄膜としての電極層は、基板と強誘電体薄膜との間に設けられる。上記した酸化物中間層を設ける場合には、電極層は酸化物中間層と強誘電体薄膜との間に設けられる。

バッファ薄膜としての電極層は、金属から構成されることが好ましいが、金属以外の導電性材料で構成されていてもよい。電極層は、強誘電体薄膜の下側の電極として機能する。また、電極層は、強誘電体薄膜との間の格子整合性が良好なので、結晶性の高い強誘電体薄膜が得られる。

バッファ薄膜において、Ｓｉ単結晶基板表面の結晶面に平行な結晶面をＺ_Ｂ面とし、このＺ_Ｂ面の面内における格子定数をｘ_Ｂとし、強誘電体薄膜構成材料のバルク状態での前記Ｚ_Ｆ面の面内における格子定数をｘ_Ｆ０としたとき、強誘電体薄膜形成時の温度においてｘ_Ｂおよびｘ_Ｆ０は、式 １．０００＜ｍｘ_Ｆ０／ｎｘ_Ｂ≦１．０５０を満足することが好ましく、式 １．０００＜ｍｘ_Ｆ０／ｎｘ_Ｂ≦１．０２０を満足することがより好ましく、式 １．００５≦ｍｘ_Ｆ０／ｎｘ_Ｂ≦１．０１０を満足することがさらに好ましい。上記式において、ｎおよびｍは１以上の整数である。ｘ_Ｆ０＞ｘ_Ｂの場合、ｍ＝ｎ＝１としたときに上記式を満足することが好ましいが、ｍ＜ｎであってもよい。この場合のｍとｎとの組み合わせ（ｍ，ｎ）は、例えば（２，３）、（２，５）、（３，４）、（３，５）、（４，５）などが好ましい。一方、ｘ_Ｆ０＜ｘ_Ｂのときは、ｍ＞ｎとする必要がある。この場合の（ｍ，ｎ）としては、例えば（３，２）、（５，２）、（４，３）、（５，３）、（５，４）などが好ましい。これら以外の組み合わせでは、強誘電体薄膜のエピタキシャル成長による圧縮応力蓄積が難しくなる。なお、複合ペロブスカイト型化合物を用いた場合の（ｍ，ｎ）も上記と同様であるが、この場合の格子定数ｘ_Ｂ、ｘ_Ｆ０には、単純ペロブスカイト構造を基本とした単位格子の格子定数を用いる。なお、複合ペロブスカイト型化合物自体の格子定数は、その単位格子の整数倍（通常、最大５倍程度）である。

このような条件を満足する強誘電体薄膜とバッファ薄膜とを選択することにより、強誘電体薄膜の形成温度において強誘電体薄膜の格子とバッファ薄膜の格子との間のミスフィットを利用し、形成温度で強誘電体薄膜面内に二次元圧縮応力を生じさせることができる。膜形成時に二次元圧縮応力が生じているため、冷却時にＳｉ基板との間の熱膨張率の差により生じる二次元引っ張り応力をキャンセルすることができる。このため、条件を合わせることにより無応力状態の強誘電体薄膜または圧縮応力を有する強誘電体薄膜を得ることが可能となるので、自発分極値の大きな強誘電体薄膜を実現することができる。

上記式においてｍｘ_Ｆ０／ｎｘ_Ｂが１以下になると、冷却時に生じる引っ張り応力をキャンセルできなくなり、本発明の効果が得られない。一方、ｍｘ_Ｆ０／ｎｘ_Ｂが大きすぎると、バッファ薄膜上に強誘電体薄膜をエピタキシャル成長させることが困難となり、強誘電体薄膜に所定の圧縮応力を生じさせることが難しくなる。

例えば、バッファ薄膜材料として後述するＺｒＯ_２を用い、強誘電体薄膜材料としてＢａＴｉＯ_３を用いた場合、６００℃でＳｉ基板上に形成したＺｒＯ_２（００１）膜の面内の格子定数（ｘ_Ｂ）は０．５１９ｎｍであり、６００℃でのＢａＴｉＯ_３バルク材料の格子定数（ｘ_Ｆ０）は０．４０３ｎｍである。したがって、格子定数のずれ（ミスフィット）は、ｘ_Ｆ０／ｘ_Ｂ＝０．７７６となり、上記式においてｎおよびｍをいずれも１としたときには上記式を満足しない。しかし、実際はそれぞれの整数倍（ＢａＴｉＯ_３４格子とＺｒＯ_２３格子）で格子が整合する。すなわち、上記式においてｍ＝４かつｎ＝３とすれば、１．６１２／１．５５７＝１．０３５となり、上記式を満足する。

以下、バッファ薄膜として用いられる酸化物中間層および電極層について詳細に説明する。

酸化物中間層
酸化ジルコニウム系層
酸化ジルコニウム系層は、酸化ジルコニウムを主成分とするか、希土類元素（ＳｃおよびＹを含む）により安定化された酸化ジルコニウム（安定化ジルコニア）を主成分とする。この層を設けることにより、その上に設けられる電極層や強誘電体薄膜の剥離を防止できる。また、この層は、強誘電体との格子整合性がよいため、結晶性の高い強誘電体薄膜が得られる。

酸化ジルコニウムおよび安定化ジルコニアは、Ｚｒ_１−ｘＲ_ｘＯ_２−δ（ＲはＳｃおよびＹを含む希土類元素である）で表わされる組成のものが好ましい。ｘおよびδについては、後述する。Ｒとしては、Ｙ、Ｐｒ、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、ＨｏおよびＥｒから選択される少なくとも１種であることが好ましい。

酸化ジルコニウム系層は、単一の結晶配向を有していることが望ましい。これは、複数の結晶面を有する層においては粒界が存在するため、その上の電極層や強誘電体薄膜のエピタキシャル成長が不可能になるためである。具体的には、（００１）配向の電極層や強誘電体薄膜を形成しようとする場合、酸化ジルコニウム系層は、正方晶または単斜晶の（００１）単一配向であるか、立方晶の（１００）単一配向であることが好ましく、また、（１１１）配向の電極層や（０００１）配向の強誘電体薄膜を形成しようとする場合、酸化ジルコニウム系層は（１１１）単一配向であることが好ましく、いずれの場合でもエピタキシャル膜であることがより好ましい。このような良好な結晶性の酸化ジルコニウム系層が形成できれば、粒界による物理量の攪乱等がなくなり、酸化ジルコニウム系層上に良質の電極層や強誘電体薄膜が得られる。

Ｓｉ（１００）基板表面に、酸化物中間層（Ｚｒ_１−ｘＲ_ｘＯ_２−δ）が積層されているとき、これらの結晶方位関係は、Ｚｒ_１−ｘＲ_ｘＯ_２−δ（００１）／／Ｓｉ（１００）であることが好ましい。

また、Ｓｉ（１１１）基板表面に、酸化物中間層（Ｚｒ_１−ｘＲ_ｘＯ_２−δ）が積層されているとき、これらの結晶方位関係は、Ｚｒ_１−ｘＲ_ｘＯ_２−δ（１１１）／／Ｓｉ（１１１）であることが好ましい。

ＺｒＯ_２は高温から室温にかけて立方晶→正方晶→単斜晶と相転移を生じる。立方晶を安定化するために希土類元素を添加したものが、安定化ジルコニアである。Ｚｒ_１−ｘＲ_ｘＯ_２−δ膜の結晶性はｘの範囲に依存する。Ｊｐｎ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．２７（８）Ｌ１４０４−Ｌ１４０５（１９８８）に報告されているように、ｘが０．２未満である組成域では正方晶または単斜晶の結晶になる。これまで、ｘが０．２以上の立方晶領域では単一配向のエピタキシャル膜が得られている。ただし、ｘが０．７５を超える領域では、立方晶ではあるが、例えば（１００）単一配向は得られず、（１１１）配向の結晶が混入する。一方、正方晶または単斜晶となる領域では、Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．５８（６）２４０７−２４０９（１９８５）にも述べられているように、得ようとするもの以外の配向面が混入し、単一配向のエピタキシャル膜は得られていない。

したがって、立方晶（１００）単一配向とするためには、Ｚｒ_１−ｘＲ_ｘＯ_２−δにおいてｘは０．２〜０．７５であることが好ましい。この場合のｘのより好ましい範囲は、０．２〜０．５０である。酸化ジルコニウム系層がエピタキシャル膜であれば、その上に形成される電極層や強誘電体薄膜をエピタキシャル成長させやすい。一方、（１１１）基板を用いて（１１１）単一配向とする場合には、ｘは０．７５超であってよい。なお、ｘが１のときは、後述する希土類酸化物層となる。

安定化ジルコニアが含む希土類元素は、Ｓｉ基板の格子定数および酸化ジルコニウム系層上に設けられる層の格子定数と、酸化ジルコニウム系層の格子定数とを好ましくマッチングさせるために、その種類および添加量が選択される。希土類元素の種類を固定したままｘを変更すれば格子定数を変えることができるが、ｘだけの変更ではマッチングの調整可能領域が狭い。ここで、例えばＹに替えてＰｒを用いると、格子定数を大きくすることが可能であり、マッチングの最適化が容易となる。

なお、酸素欠陥を含まない酸化ジルコニウムは、化学式ＺｒＯ_２で表わされるが、希土類元素を添加した酸化ジルコニウムは、添加した希土類元素の種類、量および価数により酸素の量が変化し、Ｚｒ_１−ｘＲ_ｘＯ_２−δにおけるδは、通常、０〜０．５となる。

Ｚｒ_１−ｘＲ_ｘＯ_２−δにおいてｘが０．２未満である領域、特に、酸素を除く構成元素中におけるＺｒの比率が９３ｍｏｌ％を超える高純度の組成域では、上述したように結晶性が良好とはならず、また、良好な表面性も得られていなかった。しかし、本発明者らが検討を重ねた結果、後述する製造方法を適用することにより、上記した単一配向、さらにはエピタキシャル成長が可能となり、表面性も良好な値が得られることがわかった。高純度のＺｒＯ_２膜は、絶縁抵抗が高くなり、リーク電流が小さくなることから、絶縁特性を必要とする場合には好ましい。

したがって、良好な結晶性および表面性が得られる場合には、酸化ジルコニウム系層中の酸素を除く構成元素中におけるＺｒの比率は、好ましくは９３ｍｏｌ％超、より好ましくは９５ｍｏｌ％以上、さらに好ましくは９８ｍｏｌ％以上、最も好ましくは９９．５ｍｏｌ％以上である。酸素およびＺｒを除く構成元素は、通常、希土類元素やＰなどである。なお、Ｚｒの比率の上限は、現在のところ９９．９９ｍｏｌ％程度である。また、現在の高純度化技術ではＺｒＯ_２とＨｆＯ_２との分離は難しいので、ＺｒＯ_２の純度は、通常、Ｚｒ＋Ｈｆでの純度を指している。したがって、本明細書におけるＺｒＯ_２の純度は、ＨｆとＺｒとを同元素とみなして算出された値であるが、ＨｆＯ_２は本発明における酸化ジルコニウム系層においてＺｒＯ_２と全く同様に機能するため、問題はない。

なお、酸化物中間層を形成する場合、酸化物中間層中の酸素がＳｉ等からなる基板の表面付近に拡散し、基板表面付近が浅く（例えば５ｎｍ程度以下）酸化されてＳｉＯ_２などの酸化層が形成されることがある。また、成膜の方法によっては、酸化物中間層形成時にＳｉ等の基板の表面にＳｉ酸化物層等が残留する場合がある。

希土類酸化物系層
希土類酸化物系層は、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、ＹｂおよびＬｕの少なくとも１種、特に、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、ＨｏおよびＥｒの少なくとも１種を含有する希土類酸化物から実質的に構成されていることが好ましい。なお、２種以上の希土類元素を用いるとき、その比率は任意である。

希土類酸化物系層は、基板の面配向によらず（１１１）配向を示す。すなわち、例えば、Ｓｉ（１００）基板でもＳｉ（１１１）基板でも立方晶（１１１）配向となる。このため、ＹＭｎＯ_３系材料から構成される強誘電体薄膜を形成する場合に好適である。

希土類酸化物系層としては、特にＳｃ_２Ｏ_３（１１１）層が好ましい。Ｓｃ_２Ｏ_３（１１１）の格子定数０．３４１８ｎｍに対しＹＭｎＯ_３（０００１）層面内のＭｎの配列間隔は０．３５４０ｎｍであるため、両者が格子整合して、ミスフィットによる圧縮応力がＹＭｎＯ_３（０００１）層形成時に発生する。

ただし、希土類酸化物系層を（００１）配向の酸化ジルコニウム系層の上に形成した積層構造の場合には、希土類酸化物系層は（００１）配向となるので、この場合は、ペロブスカイト型材料またはタングステンブロンズ型材料から構成される強誘電体薄膜の形成に好適である。酸化物中間層として上記した安定化ジルコニアを用いたときには、Ｃ−Ｖ特性にヒステリシスがみられ、この点においてＺｒＯ_２高純度膜に劣る。この場合、酸化ジルコニウム系層上に希土類酸化物系層を積層することにより、Ｃ−Ｖ特性のヒステリシスをなくすことができる。また、希土類酸化物系層を積層することにより、強誘電体薄膜との間での格子整合のマッチングがより良好となる。希土類酸化物系層が積層されている場合、酸化ジルコニウム系層は、元素分布が均一な膜であってもよく、膜厚方向に組成が変化する傾斜構造膜であってもよい。傾斜構造膜とする場合、基板側から希土類酸化物系層側にかけて、酸化ジルコニウム系層中の希土類元素含有率を徐々または段階的に増大させると共に、Ｚｒ含有率を徐々または段階的に減少させる。このような傾斜構造膜とすることにより、酸化ジルコニウム系層と希土類酸化物系層との間の格子のミスフィットが小さくなるか、あるいは存在しなくなり、希土類酸化物系層を高結晶性のエピタキシャル膜とすることが容易となる。このような積層構造の場合、希土類酸化物系層に添加する希土類元素は、酸化ジルコニウム系層に添加する希土類元素と同一のものを用いることが好ましい。

酸化ジルコニウム系層および希土類酸化物系層には、特性改善のために添加物を導入してもよい。例えば、これらの層にＣａやＭｇなどのアルカリ土類元素をドーピングすると、膜のピンホールが減少し、リークを抑制することができる。また、ＡｌおよびＳｉは、膜の抵抗率を向上させる効果がある。さらに、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉなどの遷移金属元素は、膜中において不純物による準位（トラップ準位）を形成することができ、この準位を利用することにより導電性の制御が可能になる。

ペロブスカイト下地層
ペロブスカイト下地層は、強誘電体薄膜の説明において述べたＡＢＯ_３型のペロブスカイト型化合物から構成される。ペロブスカイト下地層は、ペロブスカイト型化合物またはタングステンブロンズ型化合物からなる強誘電体薄膜の結晶性を高めるために、必要に応じて設けられる。ペロブスカイト下地層の構成材料は、好ましくはＢａＴｉＯ_３、ＳｒＴｉＯ_３またはこれらの固溶体であり、より好ましくはＢａＴｉＯ_３である。ペロブスカイト下地層は、酸化ジルコニウム系層や希土類酸化物系層との間の格子整合性が良好であって、かつ強誘電体薄膜構成材料とは異なる化合物から構成される。

例えば、前述した希土類含有チタン酸鉛からなる強誘電体薄膜を、酸化ジルコニウム系層または希土類酸化物系層に接して形成する場合、前述した好ましい結晶配向を有する強誘電体薄膜を得ることは難しいが、ＢａＴｉＯ_３等からなるペロブスカイト下地層を介して希土類含有チタン酸鉛の強誘電体薄膜を形成することにより、目的とする結晶配向を実現することができる。

また、後述する電極層を、酸化ジルコニウム系層または希土類酸化物系層に接して形成する場合、後述するような正方晶（００１）配向または立方晶（１００）配向の電極層を得ることは難しいが、ＢａＴｉＯ_３等からなるペロブスカイト下地層を介して電極層を形成することにより、目的とする結晶配向を実現することができる。

ペロブスカイト下地層は、正方晶であるときは（００１）単一配向、すなわち基板表面と平行にｃ面が単一に配向したものであることが好ましく、立方晶であるときは（１００）単一配向、すなわち基板表面と平行にａ面が単一に配向したものであることが好ましく、いずれの場合でもエピタキシャル膜であることがより好ましい。

そして、酸化ジルコニウム系層とペロブスカイト下地層との結晶方位関係は、ペロブスカイト（００１）／／Ｚｒ_１−ｘＲ_ｘＯ_２−δ（００１）／／Ｓｉ（１００）、かつペロブスカイト［１００］／／Ｚｒ_１−ｘＲ_ｘＯ_２−δ［１００］／／Ｓｉ［０１０］であることが好ましい。なお、これは各層が正方晶の場合であるが、各層が立方晶である場合でも、膜面内において軸同士が平行であることが好ましいという点では同様である。

電極層
電極層を構成する金属としては、Ａｕ、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｏｓ、Ｒｅ、Ｐｄ、ＲｈおよびＲｕの少なくとも１種を含有する金属単体または合金が好ましい。金属以外の導電性材料としては、導電性酸化物が好ましく、特に、以下の導電性酸化物を含む材料が好ましい。

ＮａＣｌ型酸化物：ＴｉＯ，ＶＯ，ＮｂＯ，ＲＯ_１−ｘ（ここで、Ｒ：一種類以上の希土類（ＳｃおよびＹを含む）、０≦ｘ＜１），ＬｉＶＯ_２等。

スピネル型酸化物：ＬｉＴｉ_２Ｏ_４，ＬｉＭ_ｘＴｉ_２−ｘＯ_４（ここで、Ｍ＝Ｌｉ，Ａｌ，Ｃｒ，０＜ｘ＜２），Ｌｉ_１−ｘＭ_ｘＴｉ_２Ｏ_４（ここで、Ｍ＝Ｍｇ，Ｍｎ，０＜ｘ＜１），ＬｉＶ_２Ｏ_４，Ｆｅ_３Ｏ_４，等。

ペロブスカイト型酸化物：ＲｅＯ_３，ＷＯ_３，Ｍ_ｘＲｅＯ_３（ここで、Ｍ金属，０＜ｘ＜０．５），ＭｘＷＯ_３（ここで、Ｍ＝金属，０＜ｘ＜０．５），Ａ_２Ｐ_８Ｗ_３２Ｏ_１１２（ここで、Ａ＝Ｋ，Ｒｂ，Ｔｌ），Ｎａ_ｘＴａ_ｙＷ_１−ｙＯ_３（ここで、０≦ｘ＜１，０＜ｙ＜１），ＲＮｂＯ_３（ここで、Ｒ：一種類以上の希土類（ＳｃおよびＹを含む）），Ｎａ_１−ｘＳｒ_ｘＮｂＯ_３（ここで、０≦ｘ≦１），ＲＴｉＯ_３（ここで、Ｒ：一種類以上の希土類（ＳｃおよびＹを含む）），Ｃａ_ｎ＋１Ｔｉ_ｎＯ_{３ｎ＋１−ｙ}（ここで、ｎ＝２，３，．．．，ｙ＞０），ＣａＶＯ_３，ＳｒＶＯ_３，Ｒ_１−ｘＳｒ_ｘＶＯ_３（ここで、Ｒ：一種類以上の希土類（ＳｃおよびＹを含む）、０≦ｘ≦１），Ｒ_１−ｘＢａ_ｘＶＯ_３（ここで、Ｒ：一種類以上の希土類（ＳｃおよびＹを含む）、０≦ｘ≦１），Ｓｒ_ｎ＋１Ｖ_ｎＯ_{３ｎ＋１−ｙ}（ここで、ｎ＝１，２，３．．．．，ｙ＞０），Ｂａ_ｎ＋１Ｖ_ｎＯ_{３ｎ＋１−ｙ}（ここで、ｎ＝１，２，３．．．．，ｙ＞０），Ｒ_４ＢａＣｕ_５Ｏ_１３−ｙ（ここで、Ｒ：一種類以上の希土類（ＳｃおよびＹを含む）、０≦ｙ），Ｒ_５ＳｒＣｕ_６Ｏ_１５（ここで、Ｒ：一種類以上の希土類（ＳｃおよびＹを含む）），Ｒ_２ＳｒＣｕ_２Ｏ_６．２（ここで、Ｒ：一種類以上の希土類（ＳｃおよびＹを含む）），Ｒ_１−ｘＳｒ_ｘＶＯ_３（ここで、Ｒ：一種類以上の希土類（ＳｃおよびＹを含む）），ＣａＣｒＯ_３，ＳｒＣｒＯ_３，ＲＭｎＯ_３（ここで、Ｒ：一種類以上の希土類（ＳｃおよびＹを含む）），Ｒ_１−ｘＳｒ_ｘＭｎＯ_３（ここで、Ｒ：一種類以上の希土類（ＳｃおよびＹを含む），０≦ｘ≦１），Ｒ_１−ｘＢａ_ｘＭｎＯ_３（ここで、Ｒ：一種類以上の希土類（ＳｃおよびＹを含む），０≦ｘ≦１），Ｃａ_１−ｘＲ_ｘＭｎＯ_３−ｙ（ここで、Ｒ：一種類以上の希土類（ＳｃおよびＹを含む），０≦ｘ≦１，０≦ｙ），ＣａＦｅＯ_３，ＳｒＦｅＯ_３，ＢａＦｅＯ_３，ＳｒＣｏＯ_３，ＢａＣｏＯ_３，ＲＣｏＯ_３（ここで、Ｒ：一種類以上の希土類（ＳｃおよびＹを含む）），Ｒ_１−ｘＳｒ_ｘＣｏＯ_３（ここで、Ｒ：一種類以上の希土類（ＳｃおよびＹを含む），０≦ｘ≦１），Ｒ_１−ｘＢａ_ｘＣｏＯ_３（ここで、Ｒ：一種類以上の希土類（ＳｃおよびＹを含む），０≦ｘ≦１），ＲＮｉＯ_３（ここで、Ｒ：一種類以上の希土類（ＳｃおよびＹを含む）），ＲＣｕＯ_３（ここで、Ｒ：一種類以上の希土類（ＳｃおよびＹを含む）），ＲＮｂＯ_３（ここで、Ｒ：一種類以上の希土類（ＳｃおよびＹを含む）），Ｎｂ_１２Ｏ_２９，ＣａＲｕＯ_３，Ｃａ_１−ｘＲ_ｘＲｕ_１−ｙＭｎ_ｙＯ_３（ここで、Ｒ：一種類以上の希土類（ＳｃおよびＹを含む），０≦ｘ≦１，０≦ｙ≦１），ＳｒＲｕＯ_３，Ｃａ_１−ｘＭｇ_ｘＲｕＯ_３（ここで、０≦ｘ≦１），Ｃａ_１−ｘＳｒ_ｘＲｕＯ_３（ここで、０＜ｘ＜１），ＢａＲｕＯ_３，Ｃａ_１−ｘＢａ_ｘＲｕＯ_３（ここで、０＜ｘ＜１），（Ｂａ，Ｓｒ）ＲｕＯ_３，Ｂａ_１−ｘＫ_ｘＲｕＯ_３（ここで、０＜ｘ≦１），（Ｒ，Ｎａ）ＲｕＯ_３（ここで、Ｒ：一種類以上の希土類（ＳｃおよびＹを含む）），（Ｒ，Ｍ）ＲｈＯ_３（ここで、Ｒ：一種類以上の希土類（ＳｃおよびＹを含む），Ｍ＝Ｃａ，Ｓｒ，Ｂａ），ＳｒＩｒＯ_３，ＢａＰｂＯ_３，（Ｂａ，Ｓｒ）ＰｂＯ_３−ｙ（ここで、０≦ｙ＜１），ＢａＰｂ_１−ｘＢｉ_ｘＯ_３（ここで、０＜ｘ≦１），Ｂａ_１−ｘＫ_ｘＢｉＯ_３（ここで、０＜ｘ≦１），Ｓｒ（Ｐｂ，Ｓｂ）Ｏ_３−ｙ（ここで、０≦ｙ＜１），Ｓｒ（Ｐｂ，Ｂｉ）Ｏ_３−ｙ（ここで、０≦ｙ＜１），Ｂａ（Ｐｂ，Ｓｂ）Ｏ_３−ｙ（ここで、０≦ｙ＜１），Ｂａ（Ｐｂ，Ｂｉ）Ｏ_３−ｙ（ここで、０≦ｙ＜１），ＭＭｏＯ_３（ここで、Ｍ＝Ｃａ，Ｓｒ，Ｂａ），（Ｂａ，Ｃａ，Ｓｒ）ＴｉＯ_３−ｘ（ここで、０≦ｘ），等。

層状ペロブスカイト型酸化物（Ｋ_２ＮｉＦ_４型を含む）：Ｒ_ｎ＋１Ｎｉ_ｎＯ_３ｎ＋１（ここで、Ｒ：Ｂａ，Ｓｒ，希土類（ＳｃおよびＹを含む）のうち一種類以上，ｎ＝１〜５の整数），Ｒ_ｎ＋１Ｃｕ_ｎＯ_３ｎ＋１（ここで、Ｒ：Ｂａ，Ｓｒ，希土類（ＳｃおよびＹを含む）のうち一種類以上，ｎ＝１〜５の整数），Ｓｒ_２ＲｕＯ_４，Ｓｒ_２ＲｈＯ_４，Ｂａ_２ＲｕＯ_４，Ｂａ_２ＲｈＯ_４，等。

パイロクロア型酸化物：Ｒ_２Ｖ_２Ｏ_７−ｙ（ここで、Ｒ：一種類以上の希土類（ＳｃおよびＹを含む），０≦ｙ＜１），Ｔｌ_２Ｍｎ_２Ｏ_７−ｙ（ここで、０≦ｙ＜１），Ｒ_２Ｍｏ_２Ｏ_７−ｙ（ここで、Ｒ：一種類以上の希土類（ＳｃおよびＹを含む），０≦ｙ＜１），Ｒ_２Ｒｕ_２Ｏ_７−ｙ（ここで、Ｒ：Ｔｌ，Ｐｂ，Ｂｉ，希土類（ＳｃおよびＹを含む）のうち一種類以上，０≦ｙ＜１），Ｂｉ_２−ｘＰｂ_ｘＰｔ_２−ｘＲｕ_ｘＯ_７−ｙ（ここで、０≦ｘ≦２，０≦ｙ＜１），Ｐｂ_２（Ｒｕ，Ｐｂ）Ｏ_７−ｙ（ここで、０≦ｙ＜１），Ｒ_２Ｒｈ_２Ｏ_７−ｙ（ここで、Ｒ：Ｔｌ，Ｐｂ，Ｂｉ，Ｃｄ，希土類（ＳｃおよびＹを含む）のうち一種類以上，０≦ｙ＜１），Ｒ_２Ｐｄ_２Ｏ_７−ｙ（ここで、Ｒ：Ｔｌ，Ｐｂ，Ｂｉ，Ｃｄ，希土類（ＳｃおよびＹを含む）のうち一種類以上，０≦ｙ＜１），Ｒ_２Ｒｅ_２Ｏ_７−ｙ（ここで、Ｒ：Ｔｌ，Ｐｂ，Ｂｉ，Ｃｄ，希土類（ＳｃおよびＹを含む）のうち一種類以上，０≦ｙ＜１），Ｒ_２Ｏｓ_２Ｏ_７−ｙ（ここで、Ｒ：Ｔｌ，Ｐｂ，Ｂｉ，Ｃｄ，希土類（ＳｃおよびＹを含む）のうち一種類以上，０≦ｙ＜１），Ｒ_２Ｉｒ_２Ｏ_７−ｙ（ここで、Ｒ：Ｔｌ，Ｐｂ，Ｂｉ，Ｃｄ，希土類（ＳｃおよびＹを含む）のうち一種類以上，０≦ｙ＜１），Ｒ_２Ｐｔ_２Ｏ_７−ｙ（ここで、Ｒ：Ｔｌ，Ｐｂ，Ｂｉ，Ｃｄ，希土類（ＳｃおよびＹを含む）のうち一種類以上，０≦ｙ＜１）等。

その他の酸化物：Ｒ_４Ｒｅ_６Ｏ_１９（ここで、Ｒ：一種類以上の希土類（ＳｃおよびＹを含む）），Ｒ_４Ｒｕ_６Ｏ_１９（ここで、Ｒ：一種類以上の希土類（ＳｃおよびＹを含む）），Ｂｉ_３Ｒｕ_３Ｏ_１１，Ｖ_２Ｏ_３，Ｔｉ_２Ｏ_３，Ｒｈ_２Ｏ_３，ＶＯ_２，ＣｒＯ_２，ＮｂＯ_２，ＭｏＯ_２，ＷＯ_２，ＲｅＯ_２，ＲｕＯ_２，ＲｈＯ_２，ＯｓＯ_２，ＩｒＯ_２，ＰｔＯ_２，ＰｄＯ_２，Ｖ_３Ｏ_５，Ｖ_ｎＯ_２ｎ−１（ｎ＝４から９の整数），ＳｎＯ_２−ｘ（ここで、０≦ｘ＜１），Ｌａ_２Ｍｏ_２Ｏ_７，（Ｍ，Ｍｏ）Ｏ（ここで、Ｍ＝Ｎａ，Ｋ，Ｒｂ，Ｔｌ），Ｍｏ_ｎＯ_３ｎ−１（ｎ＝４，８，９，１０），Ｍｏ_１７Ｏ_４７，Ｐｄ_１−ｘＬｉ_ｘＯ（ここで、ｘ≦０．１）等。Ｉｎを含む酸化物。

これらのうち特に、Ｉｎを含む酸化物または導電性ペロブスカイト酸化物が好ましく、特にＩｎ_２Ｏ_３、Ｉｎ_２Ｏ_３（Ｓｎドープ）、ＲＣｏＯ_３、ＲＭｎＯ_３、ＲＮｉＯ_３、Ｒ_２ＣｕＯ_４、（Ｒ，Ｓｒ）ＣｏＯ_３、（Ｒ，Ｓｒ，Ｃａ）ＲｕＯ_３、（Ｒ，Ｓｒ）ＲｕＯ_３、ＳｒＲｕＯ_３、（Ｒ，Ｓｒ）ＭｎＯ_３（Ｒは、ＹおよびＳｃを含む希土類）、およびそれらの関連化合物が好ましい。

（００１）配向の強誘電体薄膜を形成しようとする場合、電極層は正方晶（００１）単一配向であるか、立方晶（１００）単一配向であることが好ましく、また、六方晶（０００１）配向の強誘電体薄膜を形成しようとする場合、電極層は（１１１）単一配向であることが好ましく、いずれの場合でも電極層はエピタキシャル膜であることがより好ましい。

正方晶（００１）配向または立方晶（１００）配向の電極層を形成しようとする場合、酸化物中間層は（００１）配向であることが好ましく、（１１１）配向の電極層を形成しようとする場合、酸化物中間層は（１１１）配向であることが好ましい。ただし、電極層が金属から構成される場合には、（００１）配向のバッファ薄膜上に（１１１）配向の電極層を形成することができる。電極層が金属から構成される場合に電極層を確実に（００１）配向とするためには、上記したペロブスカイト下地層を設けることが好ましい。

Ｓｉ単結晶基板、電極層および強誘電体薄膜の間の結晶軸方位関係は、ペロブスカイトまたはタングステンブロンズ［１００］／／電極層［１００］／／Ｓｉ［０１０］であることが好ましい。また、面方位関係はペロブスカイトまたはタングステンブロンズ（００１）／／電極層（００１）／／Ｓｉ（１００）であることが好ましい。なお、これは電極層が正方晶の場合であるが、電極層が立方晶である場合でも、膜面内において軸同士が平行であることが好ましいという点では同様である。

電極層の比抵抗は、１０^−７〜１０^−２Ωｃｍであることが好ましい。また、電極層は、超電導材料から構成されていてもよい。

基板
前述したように、Ｓｉ単結晶基板としては、Ｓｉ（１００）面またはＳｉ（１１１）面を表面に有するものを用いることが好ましい。

各層の結晶性、表面性および厚さ
バッファ薄膜、すなわち酸化物中間層を構成する各層および電極層は、その上に形成される層の結晶性を向上させるために、結晶性が良好でかつ表面が分子レベルで平坦であることが好ましい。また、強誘電体薄膜も、上記した理由により、高結晶性で表面が平坦であることが好ましい。

各層の結晶性は、ＸＲＤ（Ｘ線回折）における反射ピークのロッキングカーブの半値幅や、ＲＨＥＥＤによる像のパターンで評価することができる。また、表面性は、ＲＨＥＥＤ像のストリーク性、およびＡＦＭで測定した表面粗さ（十点平均粗さ）で評価することができる。

強誘電体薄膜、電極層および酸化物中間層は、Ｘ線回折による（００２）面の反射のロッキングカーブの半値幅が１．５０°以下となる程度の結晶性を有していることが好ましい。また、ＡＦＭにより測定される表面粗さＲｚ（十点平均粗さ、基準長さ５００ｎｍ）は、酸化物中間層では好ましくは２ｎｍ以下、より好ましくは０．６０ｎｍ以下であり、電極層では好ましくは１０ｎｍ以下であり、強誘電体薄膜では２ｎｍ以下、好ましくは０．６０ｎｍ以下である。なお、このような表面粗さは、各層の表面の好ましくは８０％以上、より好ましくは９０％以上、さらに好ましくは９５％以上の領域で実現していることが望ましい。上記表面粗さは、基板全面にわたって各層を形成したときに、面積１０ｃｍ^２以上の領域にわたって平均に分布した任意の１０箇所以上を測定しての値である。本明細書において、薄膜表面の例えば８０％以上でＲｚが２ｎｍ以下であるとは、上記のように１０箇所以上を測定したときにその８０％以上の箇所でＲｚが２ｎｍ以下であることを意味する。なお、表面粗さＲｚは、ＪＩＳ Ｂ ０６１０に規定されている。

ロッキングカーブの半値幅およびＲｚの下限値は特になく、小さいほど好ましいが、現在のところ、ロッキングカーブの半値幅の下限値は、一般に０．７°程度、特に０．４°程度、上記Ｒｚの下限値は０．１０ｎｍ程度である。

また、ＲＨＥＥＤ像がストリークであって、しかもシャープである場合、各層の結晶性および表面平坦性が優れていることになる。

電極層の厚さは、一般に好ましくは５０〜５００ｎｍ程度であるが、結晶性および表面性が損なわれない程度に薄いことが好ましい。

酸化物中間層の厚さは、一般に好ましくは５〜５００ｎｍ、より好ましくは１０〜５０ｎｍであるが、結晶性、表面性を損なわない程度に薄いことが好ましい。また、酸化物中間層を絶縁層として用いる場合の厚さは、５０〜５００ｎｍ程度であることが好ましい。なお、酸化物中間層を多層構成とする場合、各層の厚さは０．５ｎｍ以上であることが好ましく、かつ酸化物中間層全体の厚さは上記範囲とすることが好ましい。

製造方法
強誘電体薄膜、酸化物中間層および電極層の形成方法は特に限定されず、Ｓｉ基板上にこれらを単一配向膜やエピタキシャル膜として形成可能な方法であればよいが、好ましくは蒸着法、特に、特願平７−２１９８５０号、特願平７−２４０６０７号、特願平８−１８６６２５号等に開示されている蒸着法を用いることが好ましい。

以下、製造方法の具体例として、強誘電体薄膜に希土類元素含有チタン酸鉛を用いた場合について説明する。

強誘電体薄膜の形成方法
この製造方法を実施するにあたっては、図６に示したような蒸着装置１を用いることが望ましい。ここでは、ＰｂＴｉＯ_３にＧｄを添加した組成であるＰＧＴ薄膜を例に挙げて説明するが、他の希土類含有チタン酸鉛系強誘電体材料からなる薄膜も、同様にして製造することができる。

蒸着装置１は、真空ポンプＰが設けられた真空槽１ａを有し、この真空槽１ａ内には、下部に基板２を保持するホルダ３が配置されている。このホルダ３は、回転軸４を介してモータ５に接続されており、このモータ５によって回転され、基板２をその面内で回転させることができるようになっている。上記ホルダ３は、基板２を加熱するヒータ６を内蔵している。

蒸着装置１は、酸化性ガス供給装置７を備えており、この酸化性ガス供給装置７の酸化性ガス供給口８は、上記ホルダ３の直ぐ下方に配置されている。これによって、酸化性ガスは、基板２近傍でその分圧が高くされるようになっている。ホルダ３のさらに下方には、ＰｂＯ蒸発部９、ＴｉＯ_ｘ蒸発部１０および希土類元素蒸発部１１が配置されている。これら各蒸発部には、それぞれの蒸発源の他に、蒸発のためのエネルギーを供給するためのエネルギー供給装置（電子線発生装置、抵抗加熱装置等）が配置されている。

鉛蒸発源として酸化物（ＰｂＯ）を用いる理由は、高温の基板上ではＰｂの蒸気圧が高いため、蒸発源にＰｂを用いると再蒸発して基板表面に付着しにくいが、ＰｂＯを用いると付着率が高まるからであり、ＴｉＯ_ｘを用いる理由も、同様に付着率が高いからである。ＴｉＯ_ｘの替わりにＴｉを用いた場合、ＴｉはＰｂＯよりも酸化されやすいため、ＰｂＯはＴｉに酸素を奪われてＰｂとなり、これが再蒸発してしまうので好ましくない。

なお、ＴｉＯ_ｘにおけるｘは、好ましくは１≦ｘ＜１．９、より好ましくは１≦ｘ＜１．８、さらに好ましくは１．５≦ｘ≦１．７５、特に好ましくは１．６６≦ｘ≦１．７５である。このようなＴｉＯ_ｘは熱エネルギーを加えると真空槽内で溶融し、安定した蒸発速度が得られる。これに対しＴｉＯ_２は、熱エネルギーを加えると真空槽内で酸素を放出しながらＴｉＯ_ｘへと変化してゆくため、真空槽内の圧力変動が大きくなり、また、安定した蒸発速度が得られないため、組成制御が不可能である。

まず、上記ホルダに基板をセットする。基板材料には、前述した各種のものを用いることができるが、これらのうちではＳｉ単結晶基板が好ましい。特にＳｉ単結晶の（１００）面を基板表面になるように用いることが好ましい。また、前記した酸化ジルコニウム系層、希土類酸化物系層、ペロブスカイト下地層、電極層などを形成した単結晶板を基板として用いることも好ましい。

この製造方法では、均質な強誘電体薄膜を大面積基板、例えば１０ｃｍ^２以上の面積を持つ基板上に形成することができる。これにより、強誘電体薄膜を有する電子デバイスや記録媒体を、従来に比べて極めて安価なものとすることができる。なお、基板の面積の上限は特にないが、現状では４００ｃｍ^２程度である。現状の半導体プロセスは２〜８インチのＳｉウエハー、特に６インチタイプのウエハーを用いたものが主流であるが、この方法ではこれに対応が可能である。また、ウエハー全面ではなく、部分的にマスク等で選択して強誘電体薄膜を形成することも可能である。

次に、基板を真空中で加熱し、ＰｂＯ、ＴｉＯ_ｘおよびＧｄと、酸化性ガスとを基板表面に供給することにより、強誘電体薄膜を形成していく。

加熱温度は、５００〜７００℃、特に５５０〜６５０℃とすることが好ましい。５００℃未満であると、結晶性の高い強誘電体薄膜が得られにくい。７００℃を超えると、鉛蒸気と基板のＳｉ等とが反応し、結晶性の鉛系強誘電体膜が得られにくい。また、Ｐｔ等の電極層上に強誘電体薄膜を形成する場合にも、Ｐｔとの反応が生じてしまう。

上記酸化性ガスとしては、酸素、オゾン、原子状酸素、ＮＯ_２、ラジカル酸素等を用いることができるが、酸化性ガスの一部または大部分をラジカル化した酸素とすることが好ましい。

ここでは、ＥＣＲ酸素源によるラジカル酸素を用いる場合について説明する。

真空ポンプで継続的に真空槽内を排気しながら、ＥＣＲ酸素源から大部分がラジカル化した酸素ガスを真空蒸着槽内に継続的に供給する。基板近傍における酸素分圧は、１０^−３〜１０^−１Ｔｏｒｒ程度であることが好ましい。酸素分圧の上限を１０^−１Ｔｏｒｒとしたのは、真空槽内にある蒸発源中の金属を劣化させることなく、かつその蒸発速度を一定に保つためである。真空蒸着槽に酸素ガスを導入するに際しては、基板の表面にその近傍からガスを噴射し、基板近傍だけに高い酸素分圧の雰囲気をつくるとよく、これにより少ないガス導入量で基板上での反応をより促進させることができる。このとき真空槽内は継続的に排気されているので、真空槽のほとんどの部分は１０^−４〜１０^−６Ｔｏｒｒの低い圧力になっている。酸素ガスの供給量は、２〜５０ｃｃ／分、好ましくは５〜２５ｃｃ／分である。酸素ガスの最適供給量は、真空槽の容積、ポンプの排気速度その他の要因により決まるので、あらかじめ適当な供給量を求めておく。

各蒸発源は、電子ビーム等で加熱して蒸発させ、基板に供給する。成膜速度は、好ましくは０．０５〜１．００ｎｍ／ｓ、より好ましくは０．１００〜０．５００ｎｍ／ｓである。成膜速度が遅すぎると成膜速度を一定に保つことが難しくなり、膜が不均質になりやすい。一方、成膜速度が速すぎると、形成される薄膜の結晶性が悪く表面に凹凸が生じてしまう。

ＴｉＯ_ｘおよびＧｄは、供給したほぼ全量が基板上に成長するＰＧＴ結晶に取り込まれるので、目的とする組成比に対応した比率の蒸発速度で基板上に供給すればよい。しかし、ＰｂＯは蒸気圧が高いので組成ずれを起こしやすく、制御が難しい。これまで鉛系の強誘電体材料では、組成ずれがなく、より単結晶に近い薄膜は得られていない。本発明では、このＰｂＯの特性を逆に利用し、ＰｂＯ蒸発源からの基板への供給量比を、形成されるＰＧＴ膜結晶における比率に対し過剰とする。過剰供給の度合いは、蒸発源から供給されるＰｂとＴｉとの原子比Ｐｂ／Ｔｉ＝Ｅ_{（Ｐｂ／Ｔｉ）}、と、形成された強誘電体薄膜の組成におけるＰｂとＴｉとの原子比Ｐｂ／Ｔｉ＝Ｆ_{（Ｐｂ／Ｔｉ）}、との関係が、Ｅ_{（Ｐｂ／Ｔｉ）}／Ｆ_{（Ｐｂ／Ｔｉ）}＝１．５〜３．５、好ましくはＥ_{（Ｐｂ／Ｔｉ）}／Ｆ_{（Ｐｂ／Ｔｉ）}＝１．７〜２．５、より好ましくはＥ_{（Ｐｂ／Ｔｉ）}／Ｆ_{（Ｐｂ／Ｔｉ）}＝１．９〜２．３となるものである。過剰なＰｂＯあるいはペロブスカイト構造に組み込まれないＰｂＯは基板表面で再蒸発し、基板上にはペロブスカイト構造のＰＧＴ膜だけが成長することになる。Ｅ_{（Ｐｂ／Ｔｉ）}／Ｆ_{（Ｐｂ／Ｔｉ）}が小さすぎると、膜中にＰｂを十分に供給することが困難となり、膜中の（Ｐｂ＋Ｒ）／Ｔｉの比率が低くなりすぎて結晶性の高いペロブスカイト構造とならない。一方、Ｅ_{（Ｐｂ／Ｔｉ）}／Ｆ_{（Ｐｂ／Ｔｉ）}が大きすぎると、膜中の（Ｐｂ＋Ｒ）／Ｔｉの比率が大きくなりすぎて、ペロブスカイト相の他に他のＰｂリッチ相が出現し、ペロブスカイト単相構造が得られなくなる。

以上説明したように、ＰｂＯおよびＴｉＯ_ｘを蒸発源として用いて付着率を高め、ラジカル酸素により強力に酸化し、かつ基板温度を所定範囲に設定することにより、Ｐｂの過不足のないほぼストイキオメトリのＰＧＴ結晶が基板上に自己整合的に成長する。この方法は、ストイキオメトリの鉛系ペロブスカイト結晶薄膜を製造する画期的な方法であり、結晶性の極めて高い強誘電体薄膜が得られる。

成膜面積が１０ｃｍ^２程度以上である場合、例えば直径２インチの基板の表面に成膜するときには、図６に示すように基板を回転させ、酸化性ガスを基板表面の全域に万遍なく供給することにより、成膜領域全域で酸化反応を促進させることができる。これにより、大面積でしかも均質な膜の形成が可能となる。このとき、基板の回転数は１０ｒｐｍ以上であることが望ましい。回転数が低いと、基板面内で膜厚の分布が生じやすい。基板の回転数の上限は特にないが、通常は真空装置の機構上１２０ｒｐｍ程度となる。

以上、強誘電体薄膜の製造方法の詳細を説明したが、この製造方法は、従来の真空蒸着法、スパッタリング法、レーザーアブレージョン法などとの比較において特に明確なように、不純物の介在の余地のない、しかも制御しやすい操作条件下で実施しうるため、再現性よく完全性が高い目的物を大面積で得るのに好適である。

さらに本方法においてＭＢＥ装置を用いても、全く同様にして目的とする薄膜を得ることができる。

以上では、希土類元素添加チタン酸鉛系の薄膜を製造する方法について述べたが、この方法は、希土類元素を添加しないＰＴ系材料や、ＰＺＴ系材料などにも適用でき、これらの場合でも同様な効果が得られる。また、Ｂｉ系酸化物薄膜にも適用できる。Ｂｉ系酸化物薄膜においても、真空中でＢｉの蒸気圧が高いために、これまで組成制御が不十分であったが、この方法においてＰｂＯ蒸発源をＢｉ_２Ｏ_３蒸発源に替えることで同様に製造できることを確認している。Ｂｉ系の場合も、Ｂｉが過不足無く自己整合的に結晶に取り込まれ、ストイキオメトリの強誘電体薄膜結晶が得られる。

Ｓｉ基板表面処理
Ｓｉ単結晶基板を用いる場合、バッファ薄膜の形成前に、基板に表面処理を施すことが好ましい。以下に、表面処理の必要性について説明する。

結晶表面の数原子層における表面構造は、バルク（３次元的な大きな結晶）の結晶構造を切断したときに考えられる仮想的な表面の原子配列構造とは一般に異なる。これは、片側の結晶がなくなることにより表面に現れた原子の周囲の状況が変化し、これに対応してエネルギーのより低い安定な状態になろうとするからである。その構造変化は、主として、原子位置の緩和に留まる場合と、原子の組み換えが生じ、再配列構造を形成する場合とがある。前者はほとんどの結晶表面で存在する。後者は一般に表面に超格子構造を形成する。バルクの表面構造の単位ベクトルの大きさをａ、ｂとするとき、ｍａ、ｎｂの大きさの超格子構造が生じた場合、これをｍ×ｎ構造とよぶ。

Ｓｉ基板上に酸化物薄膜をエピタキシャル成長させるためには、Ｓｉ基板表面の構造が安定で、かつＳｉ基板表面が、その結晶構造情報を、成長させる酸化物薄膜へ伝える役割を果たさなければならない。バルク結晶構造を切断したときに考えられる原子配列構造は１×１構造なので、酸化物薄膜をエピタキシャル成長させるための基板の表面構造は、安定な１×１構造であることが必要である。

しかし、清浄化されたＳｉ（１００）の表面は、後述するように、１×２または２×１構造となり、Ｓｉ（１１１）の表面は、７×７または２×８構造の大きな単位メッシュをもつ複雑な超構造となってしまうため、好ましくない。

また、これらの清浄化されたＳｉ表面は、反応性に富み、特に、酸化物薄膜をエピタキシャル形成する温度（７００℃以上）では、真空中の残留ガス、とくに炭化水素と反応をおこし、表面にＳｉＣが形成されることにより基板表面が汚染され、表面結晶が乱れる。したがって、酸化物薄膜の形成に際しては、反応性に富んだＳｉ表面を保護する必要がある。

このようなことから、Ｓｉ単結晶基板に、以下の方法で表面処理を施すことが好ましい。

この方法では、まず、表面が清浄化されたＳｉ単結晶基板を、図６に示すホルダにセットして真空槽中に配置し、酸化性ガスを導入しつつ加熱して、基板表面にＳｉ酸化物層を形成する。酸化性ガスとしては、上記した強誘電体薄膜の場合と同様なものを用いることができるが、空気を用いてもよい。Ｓｉ酸化物層は、基板表面を再配列、汚染などから保護するためのものである。Ｓｉ酸化物層の厚さは、０．２〜１０ｎｍ程度とすることが好ましい。厚さが０．２ｎｍ未満であると、Ｓｉ表面の保護が不完全となるからである。上限を１０ｎｍとした理由は、後述する。

上記の加熱は、３００〜７００℃の温度に、０〜１０分間程度保持して行う。このとき、昇温速度は、３０〜７０℃／分程度とする。温度が高すぎたり、昇温速度が速すぎたりすると、Ｓｉ酸化物層の形成が不十分になり、逆に、温度が低すぎたり、保持時間が長すぎると、Ｓｉ酸化物層が厚くなりすぎてしまう。

酸化性ガスの導入は、例えば酸化性ガスとして酸素を用いる場合、真空槽内を当初１×１０^−７〜１×１０^−４Ｔｏｒｒ程度の真空にし、酸化性ガスの導入により、少なくとも基板近傍の雰囲気中の酸素分圧が１×１０^−４〜１×１０^−１Ｔｏｒｒとなるようにして行うことが好ましい。

上記工程後、真空中で加熱する。基板表面のＳｉ結晶は、Ｓｉ酸化物層により保護されているので、残留ガスである炭化水素と反応してＳｉＣが形成されるなどの汚染が発生しない。加熱温度は、６００〜１２００℃、特に７００〜１１００℃とすることが好ましい。６００℃未満であると、Ｓｉ単結晶基板表面に１×１構造が得られない。１２００℃を超えると、Ｓｉ酸化物層によるＳｉ結晶の保護が十分ではなくなり、Ｓｉ単結晶基板の結晶性が乱れてしまう。

次いで、Ｚｒおよび酸化性ガスか、Ｚｒ、希土類元素（ＳｃおよびＹを含む）および酸化性ガスを、基板表面に供給する。この過程で、Ｚｒ等の金属は前工程で形成したＳｉ酸化物層を還元し、除去することになる。同時に露出したＳｉ結晶表面にＺｒおよび酸素、またはＺｒ、希土類元素および酸素により、１×１の表面構造が形成される。

表面構造は、ＲＨＥＥＤによる像のパターンで調べることができる。例えば、好ましい構造である１×１の表面構造の場合、電子線入射方向が［１１０］で図７（ａ）に示すような１倍周期Ｃ１の完全なストリークパターンとなり、入射方向を［１−１０］にしても全く同じパターンとなる。一方、Ｓｉ単結晶清浄表面は、たとえば（１００）面の場合１×２または２×１であるか、１×２と２×１とが混在している表面構造となる。このような場合には、ＲＨＥＥＤのパターンは、電子線の入射方向［１１０］または［１−１０］のいずれか、または両方で、図７（ｂ）に示すような１倍周期Ｃ１と２倍周期Ｃ２とを持つパターンになる。１×１の表面構造においては、上記ＲＨＥＥＤのパターンでみて、入射方向が［１１０］および［１−１０］の両方で、２倍周期Ｃ２が見られない。

なお、Ｓｉ（１００）清浄表面も１×１構造を示す場合があり、われわれの実験でも何度か観察された。しかし、１×１を示す条件は不明確であり、安定に再現性よく１×１をＳｉ清浄面で得ることは、現状では不可能である。１×２、２×１、１×１いずれの構造の場合であっても、Ｓｉ清浄面は真空中、高温で汚染されやすく、特に残留ガス中に含まれる炭化水素と反応してＳｉＣが形成されて、基板表面の結晶が乱れやすい。

Ｚｒ、またはＺｒおよび希土類元素は、これらを酸化性雰囲気中で蒸着して酸化物膜を形成したときの膜厚が０．３〜１０ｎｍ、特に３〜７ｎｍ程度となるように供給することが好ましい。このような供給量の表示を、以下、酸化物換算での供給量という。酸化物換算での供給量が０．３ｎｍ未満では、Ｓｉ酸化物の還元の効果が十分に発揮できず、１０ｎｍを超えると表面に原子レベルの凹凸が発生しやすくなり、表面の結晶の配列が凹凸により１×１構造でなくなることがある。上記Ｓｉ酸化物層の厚さの上限の好ましい値を１０ｎｍとした理由は、１０ｎｍを超えると、上記のように金属を供給してもＳｉ酸化物層を十分に還元できなくなる可能性がでてくるからである。

酸化性ガスとして酸素を用いる場合は、２〜５０ｃｃ／分程度供給することが好ましい。酸化性ガスの最適供給量は、真空槽の容積、ポンプの排気速度その他の要因で決まるので、あらかじめ最適な供給量を求めておく。

酸化ジルコニウム系層、希土類酸化物系層の形成方法
バッファ薄膜のうち酸化ジルコニウム系層は、本出願人がすでに特願平７−９３０２４号において提案した方法で形成することが好ましい。

酸化ジルコニウム系層の形成にあたっては、まず、基板を加熱する。成膜時の加熱温度は酸化ジルコニウムの結晶化のために４００℃以上であることが望ましく、７５０℃以上であれば結晶性に優れた膜が得られ、特に分子レベルの表面平坦性を得るためには８５０℃以上であることが好ましい。なお、単結晶基板の加熱温度の上限は、１３００℃程度である。

次いで、Ｚｒを電子ビーム等で加熱し蒸発させ、基板表面に供給すると共に、酸化性ガスおよび必要に応じ希土類元素を基板表面に供給して、酸化ジルコニウム系薄膜を形成する。成膜速度は、好ましくは０．０５〜１．００ｎｍ／ｓ、より好ましくは０．１００〜０．５００ｎｍ／ｓとする。成膜速度が遅すぎると成膜速度を一定に保つことが難しくなり、一方、成膜速度が速すぎると、形成される薄膜の結晶性が悪くなり、表面に凹凸が生じてしまう。

なお、酸化性ガスの種類、その供給量、基板近傍の酸素分圧、基板の回転等の各種条件については、上記した強誘電体薄膜形成の場合と同様である。

酸化ジルコニウム系層の上に希土類酸化物系層を積層する場合、蒸発源として希土類元素だけを用いればよい。このときの酸化性ガスの導入条件や基板の温度条件等は、酸化ジルコニウム系層の場合と同様とすればよい。両薄膜において同一の希土類元素を使用する場合には、酸化ジルコニウム系層が所定の厚さに形成されたときにＺｒの供給を停止し、希土類金属だけを引き続いて供給することにより、連続して希土類酸化物系層を形成することができる。また、酸化ジルコニウム系薄膜を傾斜構造とする場合には、Ｚｒの供給量を徐々に減らし、最後にはゼロとして、希土類酸化物系層の形成に移行すればよい。

ペロブスカイト下地層の形成方法
ペロブスカイト下地層としてＢａＴｉＯ_３膜を形成する場合について説明する。

酸化ジルコニウム系層または希土類酸化物系層を成膜した後、加熱および酸化性ガスの導入を続けながら、ＢａおよびＴｉを基板表面に供給する。供給量は、Ｂａ：Ｔｉ＝１：１となるようにすることが好ましい。成膜時の蒸着基板の温度および成膜初期のＢａ／Ｔｉ供給量比は、ＢａＴｉＯ_３膜の配向性に影響を及ぼす。ＢａＴｉＯ_３膜、酸化ジルコニウム系層（Ｚｒ_１−ｘＲ_ｘＯ_２−δ）およびＳｉ（１００）基板の結晶方位関係が、前述した好ましい関係、すなわち、ＢａＴｉＯ_３（００１）／／Ｚｒ_１−ｘＲ_ｘＯ_２−δ（００１）／／Ｓｉ（１００）、かつＢａＴｉＯ_３［１００］／／Ｚｒ_１−ｘＲ_ｘＯ_２−δ［１００］／／Ｓｉ［０１０］となるようにするためには、ＢａＴｉＯ_３成膜時における加熱温度は８００〜１３００℃、好ましくは９００〜１２００℃が望ましい。また、成長初期のＢａ／Ｔｉ供給量比は、１〜０、好ましくは１〜０．８とすることが望ましい。すなわち、成長初期にはＴｉ過剰にすることが好ましい。なお、Ｂａ／Ｔｉ供給量比が０であるとは、成長初期にはＴｉのみの供給であってもよいことを示す。加熱温度が高すぎると、薄膜積層体に相互拡散が生じ、結晶性が低下してしまう。一方、加熱温度が低すぎたり、成長初期のＢａ／Ｔｉ比が適切でなかったりすると、形成されるＢａＴｉＯ_３膜が目的とする（００１）配向ではなく（１１０）配向になるか、または（００１）配向ＢａＴｉＯ_３膜に（１１０）配向結晶が混在してしまう。成長初期には、供給されたＢａが下地の酸化ジルコニウム系層と反応して、目的の配向を有するＢａＴｉＯ_３が得られにくい。成長初期にＴｉ過剰とするのは、Ｂａと酸化ジルコニウムとの反応を避けるためである。なお、ここでいう成長初期とは、膜厚が１ｎｍ程度以下である範囲内である。

ペロブスカイト下地層形成時の成膜速度、酸化性ガスの種類、その供給量、基板近傍の酸素分圧、基板の回転等の各種条件については、上記した酸化ジルコニウム系層形成の場合と同様である。

酸化ジルコニウム系層や希土類酸化物系層、ペロブスカイト下地層の上記形成方法は、上記した強誘電体薄膜の場合と同様に、従来の真空蒸着法、スパッタリング法、レーザーアブレージョン法などとの比較において特に明確なように、不純物の介在の余地のない、しかも制御しやすい操作条件下で実施しうるため、再現性よく完全性が高い目的物を大面積で得るのに好適である。上記方法においてＭＢＥ装置を用いても、全く同様にして目的とする薄膜を得ることができる。

電極層の形成方法
電極層を金属から構成する場合、蒸着により形成することが好ましい。蒸着時の基板温度は、５００〜７５０℃とすることが好ましい。基板温度が低すぎると、結晶性の高い膜が得られず、基板温度が高すぎると膜の表面の凹凸が大きくなってしまう。なお、蒸着時に真空槽内に微量の酸素を流しながらＲｆプラズマを導入することにより、さらに結晶性を向上させることができる。具体的には、例えばＰｔ薄膜において、（００１）配向中に（１１１）配向が混入することを防ぐ効果がある。

電極層をＩｎを含む酸化物または導電性ペロブスカイト酸化物から構成する場合、上記した強誘電体薄膜やペロブスカイト下地層の形成方法を利用することが好ましく、この他、反応性多元蒸着法やスパッタ法を利用することもできる。

本発明では、強誘電体薄膜がエピタキシャル膜であるので、その表面の平坦度が良好となるが、強誘電体薄膜の組成や形成方法によっては十分な平坦度が得られないこともある。そのような場合には、強誘電体薄膜表面を研磨して平坦化することができる。研磨には、アルカリ溶液等を用いる化学的研磨、コロイダルシリカ等を用いる機械的研磨、化学的研磨と機械的研磨との併用などを用いればよい。

強誘電体薄膜表面を研磨すると、研磨歪が残留することがある。強誘電体の電気的特性は応力により大きく変化するため、研磨歪を除去するために、必要に応じて強誘電体薄膜にアニールを施すことが好ましい。アニールは、好ましくは３００〜８５０℃、より好ましくは４００〜７５０℃で、好ましくは１秒間〜３０分間、より好ましくは５〜１５分間行う。

なお、研磨を行わない場合でも、強誘電体特性を向上させるために、必要に応じてアニールを施してもよい。この場合のアニールは、好ましくは３００℃以上、より好ましくは５００℃以上、さらに好ましくは６５０℃以上、かつ好ましくは８５０℃以下、より好ましくは８００℃以下で、好ましくは１秒間〜３０分間、より好ましくは５〜１５分間行う。

以下、本発明の具体的実施例を示し、本発明をさらに詳細に説明する。

実施例１
特願平７−２１９８５０号、特願平７−２４０６０号に記載された方法に準じ、以下のようにして強誘電体薄膜を形成した。

酸化物薄膜を成長させる単結晶基板として、その表面が（１００）面となるように切断して鏡面研磨したＳｉ単結晶ウエハー（直径２インチ）を用いた。このウエハー表面を４０％フッ化アンモニウム水溶液により、エッチング洗浄した。

真空槽内に設置された回転および加熱機構を備えた基板ホルダーに上記単結晶基板を固定し、真空槽を１０^−６Ｔｏｒｒまで油拡散ポンプにより排気した後、基板洗浄面をＳｉ酸化物を用いて保護するため、基板を２０ｒｐｍで回転させ、酸素を基板付近にノズルから２５ｃｃ／分の割合で導入しつつ、６００℃に加熱した。これにより基板表面が熱酸化され、基板表面に厚さ約１ｎｍのＳｉ酸化物膜が形成された。

次いで、基板を９００℃に加熱し、回転させた。回転数は２０ｒｐｍとした。このとき、ノズルから酸素ガスを２５ｃｃ／分の割合で導入し、前記基板上に金属Ｚｒを蒸発源から蒸発させることにより、ＺｒＯ_２の膜厚に換算して５ｎｍとなるように供給し、１×１の表面構造を備えるＳｉ表面処理基板を得た。

さらに、基板温度を９００℃、基板回転数を２０ｒｐｍとし、ノズルから酸素ガスを２５ｃｃ／分の割合で導入した状態で、Ｓｉ表面処理基板表面に金属Ｚｒを蒸発源から供給することにより、厚さ１０ｎｍのＺｒＯ_２膜を形成した。このＺｒＯ_２膜の９００℃における面内格子定数を測定したところ、０．５１７ｎｍであった。

次いで、ＺｒＯ_２膜を形成した基板を蒸着基板として、ＢａＴｉＯ_３膜を形成した。蒸着基板は、９００℃に加熱し、２０ｒｐｍで回転させた。このとき、ノズルから酸素ガスを２５ｃｃ／分の割合で導入し、基板上に金属Ｂａと金属Ｔｉとを蒸発源から蒸発させることにより、ＢａＴｉＯ_３膜を形成した。成膜初期には、ＴｉだけをＴｉＯ_２膜の厚さに換算して０．５ｎｍとなるように供給し、次いで、成膜速度を０．０５ｎｍ／ｓとしてＢａＴｉＯ_３膜の厚さに換算して２ｎｍとなるようにＴｉおよびＢａを供給し、次いで、成膜速度を０．２ｎｍ／ｓに上げ、図３に示す厚さのＢａＴｉＯ_３膜とし、Ｓｉ（１００）／ＺｒＯ_２（００１）（１０ｎｍ）／ＢａＴｉＯ_３（００１）エピタキシャル構造体を作製した。

ＢａＴｉＯ_３バルク材の９００℃における格子定数（ｘ_Ｆ０）は０．４０５ｎｍであり、一方、上記ＺｒＯ_２膜の９００℃における面内の格子定数（ｘ_Ｂ）は上記のように０．５１７ｎｍであるから、式 ｍｘ_Ｆ０／ｎｘ_Ｂにおいてｍ＝４、ｎ＝３とすると、格子定数のずれ（ミスフィット）を表すこの式の値は１．６２０／１．５５１＝１．０４４となり、本発明範囲内であることがわかる。また、Ｘ線回折およびＲＨＥＥＤによる測定の結果、基板上に形成した薄膜のすべてが（００１）配向のエピタキシャル膜であることが確認された。

形成した各ＢａＴｉＯ_３膜について、Ｘ線回折における（００１）面反射からｃ軸の格子定数（ｃ面間隔）を、また、（００１）面反射および（３０３）面反射からａ軸の格子定数（ａ面間隔）を求めた。図３に、ＢａＴｉＯ_３膜の厚さと、各面間隔との関係を示す。図３には、無歪みのＢａＴｉＯ_３の面間隔、すなわち、ＢａＴｉＯ_３バルク材の面間隔（ａ面間隔：０．３９９３２ｎｍ、ｃ面間隔：０．４０３４７ｎｍ）を点線で示してある。

図３から、強誘電体薄膜が薄くなるにしたがい無歪み状態に近くなっていくことがわかる。また、膜厚が５０ｎｍ以下のときには、格子歪みが本発明範囲に収まっていることがわかる。

実施例２
実施例１で作製したエピタキシャル構造体の上に、７００℃でＰｔ金属を蒸着してＰｔ膜を形成し、Ｓｉ（１００）／ＺｒＯ_２（００１）（１０ｎｍ）／ＢａＴｉＯ_３（００１）（１００ｎｍ）／Ｐｔ（００１）（１００ｎｍ）エピタキシャル構造体を得た。このＰｔ膜の６００℃における面内の格子定数を測定したところ、０．３９４ｎｍであった。

さらに、このエピタキシャル構造体を蒸着基板として、強誘電体材料であるＰｒ含有チタン酸鉛（以下、ＰＰＴという）を蒸着し、ＰＰＴ膜を形成した。具体的には、まず、基板を６００℃に加熱し、２０ｒｐｍで回転させた。そして、ＥＣＲ酸素源からラジカル酸素ガスを１０ｃｃ／分の割合で導入し、基板上にＰｂＯ、ＴｉＯ_ｘ（ｘ＝１．６７）およびＰｒをそれぞれの蒸発源から蒸発させることにより、図４に示す厚さのＰＰＴ膜を形成した。蒸発源からの供給は、ＰｂＯ：Ｐｒ：ＴｉＯ_ｘのモル比が２：０．１：１となるように制御しながら行った。すなわち、Ｅ_{（Ｐｂ／Ｔｉ）}＝２．０とした。

このＰＰＴ膜の組成（原子比）を蛍光Ｘ線分析により調べたところ、（Ｐｂ＋Ｐｒ）／Ｔｉ＝１．００、Ｐｂ／（Ｐｂ＋Ｐｒ）＝０．９２であった。この組成ではＦ_{（Ｐｂ／Ｔｉ）}＝０．９２となるので、Ｅ_{（Ｐｂ／Ｔｉ）}／Ｆ_{（Ｐｂ／Ｔｉ）}＝２．２となる。

ＰＰＴバルク材の６００℃における格子定数は０．３９６ｎｍであり、一方、ＰＰＴ膜の下に存在するＰｔ膜の６００℃における格子定数は上記したように０．３９４ｎｍなので、式 ｍｘ_Ｆ０／ｎｘ_Ｂにおいてｍおよびｎを共に１とすると、格子定数のずれを表すこの式の値は０．３９６／０．３９４＝１．００５１となり、本発明範囲内であることがわかる。また、Ｘ線回折およびＲＨＥＥＤによる測定の結果、基板上に形成した薄膜のすべてが（００１）配向のエピタキシャル膜であることが確認された。

形成した各ＰＰＴ膜について、ａ面間隔およびｃ面間隔を実施例１と同様にして求めた。図４に、ＰＰＴ膜の厚さと各面間隔との関係を示す。図４には、無歪みのＰＰＴの面間隔、すなわち、ＰＰＴバルク材の面間隔も示してある。

図４において、厚さが９．９ｎｍのＰＰＴ膜では、ｃ面間隔が無歪みのときのｃ面間隔に対し１．００１５（０．４０２６／０．４０２０）倍大きくなるように格子が歪んでおり、同様にして算出された格子歪みは、厚さ１６．４ｎｍでは０．９９７８倍、厚さ２９．０ｎｍでは０．９９３５倍、厚さ４７．２ｎｍでは０．９９１３倍、厚さ１００．０ｎｍでは０．９８９１倍であり、いずれも本発明における好ましい範囲内に収まっている。

各エピタキシャル構造体のＰＰＴ膜表面に、蒸着法とリソグラフィー法とを用いて直径５０μｍのＡｌ電極を形成し、Ｐｔ膜からリードを取り出し、ソーヤタワー回路を用いて自発分極を測定した。この結果、ＰＰＴ膜の厚さが３００ｎｍ（無歪みのときのｃ面間隔の０．９８１８倍）である構造体では自発分極が３０μＣ／ｃｍ^２であったのに対し、厚さ４７．２ｎｍ（無歪みのときのｃ面間隔の０．９９１３倍）のものでは４０μＣ／ｃｍ^２、厚さ９．９ｎｍ（無歪みのときのｃ面間隔の１．００１５倍）のものでは５５μＣ／ｃｍ^２であった。

この結果から、ＰＰＴ膜が薄くなるほど成膜時にＰＰＴ膜の二次元圧縮応力が増大し、これにともない、室温まで冷却したときの自発分極値が増大することがわかる。

参考例１
実施例２と同様にして、Ｓｉ（１００）／ＺｒＯ_２（００１）（１０ｎｍ）／ＢａＴｉＯ_３（００１）（１００ｎｍ）／Ｐｔ（００１）（１００ｎｍ）エピタキシャル構造体を得た。

さらに、このエピタキシャル構造体を蒸着基板として、ＰｂＴｉＯ_３膜を蒸着法により形成した。具体的には、まず、基板を６００℃に加熱し、２０ｒｐｍで回転させた。そして、ＥＣＲ酸素源からラジカル酸素ガスを１０ｃｃ／分の割合で導入し、基板上にＰｂＯおよびＴｉＯ_ｘ（ｘ＝１．６７）をそれぞれの蒸発源から蒸発させることにより、図５に示す厚さのＰｂＴｉＯ_３膜を形成した。蒸発源からの供給は、ＰｂＯ：ＴｉＯ_ｘのモル比が２：１となるように制御しながら行った。すなわち、Ｅ_{（Ｐｂ／Ｔｉ）}＝２．０とした。

このＰｂＴｉＯ_３膜の組成（原子比）を蛍光Ｘ線分析により調べたところ、Ｐｂ／Ｔｉ＝１．００、であった。したがって、Ｅ_{（Ｐｂ／Ｔｉ）}／Ｆ_{（Ｐｂ／Ｔｉ）}＝２．０となる。

ＰｂＴｉＯ_３バルク材の６００℃における格子定数は０．３９７ｎｍであり、一方、ＰｂＴｉＯ_３膜の下に存在するＰｔ膜の６００℃における格子定数は上記したように０．３９４ｎｍなので、式 ｍｘ_Ｆ０／ｎｘ_Ｂにおいてｍおよびｎを共に１とすると、格子定数のずれを表すこの式の値は０．３９７／０．３９４＝１．００７６となり、本発明範囲内であることがわかる。

形成した各ＰｂＴｉＯ_３膜について、ａ面間隔およびｃ面間隔を実施例１と同様にして求めた。図５に、ＰｂＴｉＯ_３膜の厚さと各面間隔との関係を示す。図５には、無歪みのＰｂＴｉＯ_３の面間隔、すなわち、ＰｂＴｉＯ_３バルク材の面間隔も示してある。

図５から、厚さ５〜１００ｎｍでは、ｃ面の面間隔が無歪みのときのｃ面の面間隔の０．９８４〜０．９８９倍であり、いずれも本発明範囲内に収まっている。しかし、厚さが５０ｎｍおよび１００ｎｍのＰｂＴｉＯ_３膜では、ドメイン形成が認められた。すなわち、Ｘ線回折において、（００１）面のピーク以外に（１００）面のピークが認められ、本明細書で定義するエピタキシャル膜とはなっていなかった。これに対し厚さが５〜３０ｎｍのＰｂＴｉＯ_３膜では、Ｘ線回折において（００１）単一配向であることが確認され、また、ＲＨＥＥＤによりストリーク状のパターンが認められたので、エピタキシャル膜であることがわかった。

各エピタキシャル構造体のＰｂＴｉＯ_３膜表面に、蒸着法とリソグラフィー法とを用いて直径５０μｍのＡｌ電極を形成し、Ｐｔ膜からリードを取り出し、ソーヤタワー回路を用いて自発分極を測定した。この結果、ＰｂＴｉＯ_３膜の厚さが２０ｎｍである構造体ではリークがなく測定が可能であり、自発分極は６０μＣ／ｃｍ^２であった。また、５〜３０ｎｍの厚さにおいて、これとほぼ同じ自発分極値が得られた。これに対しＰｂＴｉＯ_３膜の厚さを５０〜３００ｎｍとしたときには、（００１）配向と（１００）配向とが混在し、自発分極は２０〜４０μＣ／ｃｍ^２と小さかった。

この結果から、ＰｂＴｉＯ_３の厚さが３０ｎｍ以下であれば、従来のＰｂＴｉＯ_３膜で形成されやすかったドメイン構造が形成されずにエピタキシャル膜となるので、リークが生じず、また、二次元引っ張り応力を減少させやすくなるので、自発分極が増大することがわかる。

強誘電体（ＰｂＴｉＯ_３）薄膜の二次元応力と自発分極との関係を示すグラフである。 （ａ）、（ｂ）および（ｃ）は、単結晶基板とその上に形成されたエピタキシャル薄膜との間に格子定数のずれ（ミスフィット）が存在した場合における薄膜結晶格子の変形を、模式的に表す説明図である。 Ｓｉ（１００）／ＺｒＯ_２（００１）（１０ｎｍ）基板上に形成したＢａＴｉＯ_３膜について、膜の厚さとａ面間隔およびｃ面間隔との関係を示すグラフである。 Ｓｉ（１００）／ＺｒＯ_２（００１）（１０ｎｍ）／ＢａＴｉＯ_３（００１）（１００ｎｍ）／Ｐｔ（００１）（１００ｎｍ）基板上に形成したＰＰＴ（Ｐｒ添加チタン酸鉛）膜について、膜の厚さとａ面間隔およびｃ面間隔との関係を示すグラフである。 Ｓｉ（１００）／ＺｒＯ_２（００１）（１０ｎｍ）／ＢａＴｉＯ_３（００１）（１００ｎｍ）／Ｐｔ（００１）（１００ｎｍ）基板上に形成したＰｂＴｉＯ_３膜について、膜の厚さとａ面間隔およびｃ面間隔との関係を示すグラフである。 本発明の強誘電体薄膜の形成に用いられる蒸着装置の一例を示す説明図である。 （ａ）は１×１の表面構造のＲＨＥＥＤパターンを示す模式図であり、（ｂ）は２×１、１×２あるいはこれらが混在している場合のＲＨＥＥＤパターンを示す模式図である。

符号の説明

１…蒸着装置、１ａ…真空槽、２…基板、３…ホルダ、４…回転軸、５…モータ、６…ヒータ、７…酸化性ガス供給装置、８…酸化性ガス供給口、９…ＰｂＯ蒸発部、１０…ＴｉＯ_ｘ蒸発部、１１…希土類元素蒸発部。

Claims (7)

1. Ｓｉ単結晶基板上に形成された強誘電体材料からなるエピタキシャル強誘電体薄膜であり、
   この強誘電体薄膜の結晶面のうち、前記Ｓｉ単結晶基板表面の結晶面に平行な結晶面をＺ_Ｆ面とし、Ｚ_Ｆ面間の距離をｚ_Ｆとし、強誘電体薄膜構成材料のバルク状態でのＺ_Ｆ面間の距離をｚ_Ｆ０としたとき、０．９８０≦ｚ_Ｆ／ｚ_Ｆ０≦１．０１０であり、
   前記強誘電体材料が、ペロブスカイト型結晶構造を有する、化学式ＡＢＯ_３（ＡはＣａ、Ｂａ、Ｓｒ、Ｋ、Ｎａ、Ｌｉ、ＬａおよびＣｄから選ばれた１種以上であり、ＢはＴｉ、Ｚｒ、ＴａおよびＮｂから選ばれた１種以上である）で表される化合物又は希土類元素含有チタン酸鉛であり、
   厚さが２〜１００ｎｍである強誘電体薄膜。
2. 前記Ｓｉ単結晶基板との間に、エピタキシャル薄膜であるバッファ薄膜が設けられている請求項１の強誘電体薄膜。
3. 前記バッファ薄膜が導電性である請求項２の強誘電体薄膜。
4. 前記バッファ薄膜において、前記Ｓｉ単結晶基板表面の結晶面に平行な結晶面をＺ_Ｂ面とし、このＺ_Ｂ面の面内における格子定数をｘ_Ｂとし、前記強誘電体薄膜構成材料のバルク状態での前記Ｚ_Ｆ面の面内における格子定数をｘ_Ｆ０としたとき、強誘電体薄膜形成時の温度においてｘ_Ｂおよびｘ_Ｆ０が式 １．０００＜ｍｘ_Ｆ０／ｎｘ_Ｂ≦１．０５０（上記式において、ｎおよびｍは１以上の整数である）を満足する請求項２または３の強誘電体薄膜。
5. 前記強誘電体材料が、希土類元素含有チタン酸鉛である請求項１〜４のいずれかの強誘電体薄膜。
6. 前記希土類元素含有チタン酸鉛が、Ｒ（Ｒは、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｅｕ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｙｂ、Ｙ、Ｓｍ、Ｇｄ、ＥｒおよびＬａから選択された少なくとも１種の希土類元素）、Ｐｂ、ＴｉならびにＯを含有し、原子比率が（Ｐｂ＋Ｒ）／Ｔｉ＝０．８〜１．３、Ｐｂ／（Ｐｂ＋Ｒ）＝０．５〜０．９９の範囲にあるものである請求項５の強誘電体薄膜。
7. Ｔｉの６０原子％以下がＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、ＨｆおよびＣｅの少なくとも１種で置換されている請求項６の強誘電体薄膜。
   

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