JP2015073075A - サーミスタ用金属窒化物材料及びその製造方法並びにフィルム型サーミスタセンサ - Google Patents
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Abstract
【課題】 フィルム等に非焼成で直接成膜することができ、高い耐熱性を有して信頼性が高いサーミスタ用金属窒化物材料及びその製造方法並びにフィルム型サーミスタセンサを提供すること。
【解決手段】 サーミスタに用いられる金属窒化物材料であって、一般式：（Ｍ１−ｗＡｗ）ｘＡｌｙＮｚ（但し、ＭはＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ及びＣｏの少なくとも１種を示すと共に、ＡはＳｃ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｎｂ及びＷの少なくとも１種を示す。０．０＜ｗ＜１．０、０．７０≦ｙ／（ｘ＋ｙ）≦０．９８、０．４≦ｚ≦０．５、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）で示される金属窒化物からなり、その結晶構造が、六方晶系のウルツ鉱型の単相である。このサーミスタ用金属窒化物材料の製造方法は、Ｍ−Ａ−Ａｌ合金スパッタリングターゲットを用いて窒素含有雰囲気中で反応性スパッタを行って成膜する成膜工程を有している。
【選択図】図１
【解決手段】 サーミスタに用いられる金属窒化物材料であって、一般式：（Ｍ１−ｗＡｗ）ｘＡｌｙＮｚ（但し、ＭはＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ及びＣｏの少なくとも１種を示すと共に、ＡはＳｃ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｎｂ及びＷの少なくとも１種を示す。０．０＜ｗ＜１．０、０．７０≦ｙ／（ｘ＋ｙ）≦０．９８、０．４≦ｚ≦０．５、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）で示される金属窒化物からなり、その結晶構造が、六方晶系のウルツ鉱型の単相である。このサーミスタ用金属窒化物材料の製造方法は、Ｍ−Ａ−Ａｌ合金スパッタリングターゲットを用いて窒素含有雰囲気中で反応性スパッタを行って成膜する成膜工程を有している。
【選択図】図１
Description
本発明は、フィルム等に非焼成で直接成膜可能なサーミスタ用金属窒化物材料及びその製造方法並びにフィルム型サーミスタセンサに関する。
温度センサ等に使用されるサーミスタ材料は、高精度、高感度のために、高いＢ定数が求められている。従来、このようなサーミスタ材料には、Ｍｎ，Ｃｏ，Ｆｅ等の遷移金属酸化物が一般的である（特許文献１〜３参照）。また、これらのサーミスタ材料では、安定なサーミスタ特性を得るために、５５０℃以上の焼成等の熱処理が必要である。
また、上記のような金属酸化物からなるサーミスタ材料の他に、例えば特許文献４では、一般式：ＭｘＡｙＮｚ（但し、ＭはＴａ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｔｉ及びＺｒの少なくとも１種、ＡはＡｌ，Ｓｉ及びＢの少なくとも１種を示す。０．１≦ｘ≦０．８、０＜ｙ≦０．６、０．１≦ｚ≦０．８、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）で示される窒化物からなるサーミスタ用材料が提案されている。また、この特許文献４では、Ｔａ−Ａｌ−Ｎ系材料で、０．５≦ｘ≦０．８、０．１≦ｙ≦０．５、０．２≦ｚ≦０．７、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１としたものだけが実施例として記載されている。このＴａ−Ａｌ−Ｎ系材料では、上記元素を含む材料をターゲットとして用い、窒素ガス含有雰囲気中でスパッタリングを行って作製されている。また、必要に応じて、得られた薄膜を３５０〜６００℃で熱処理を行っている。
また、サーミスタ材料とは異なる例として、例えば特許文献５では、一般式：Ｃｒ１００−ｘ−ｙＮｘＭｙ（但し、ＭはＴｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｎｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｏ、Ｐ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｚｎ、Ｃｕ、Ｂｉ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｓ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｂ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｔｌ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ａｇ、Ａｕ、Ｃｏ、Ｂｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｍｎ、Ａｌおよび希土類元素から選択される１種または２種以上の元素であり、結晶構造が主としてｂｃｃ構造または主としてｂｃｃ構造とＡ１５型構造との混合組織である。０．０００１≦ｘ≦３０、０≦ｙ≦３０、０．０００１≦ｘ＋ｙ≦５０）で示される窒化物からなる歪センサ用抵抗膜材料が提案されている。この歪センサ用抵抗膜材料は、窒素量ｘ、副成分元素Ｍ量ｙをともに３０原子％以下の組成において、Ｃｒ−Ｎ基歪抵抗膜のセンサの抵抗変化から、歪や応力の計測ならびに変換に用いられる。また、このＣｒ−Ｎ−Ｍ系材料では、上記元素を含む材料等のターゲットとして用い、上記副成分ガスを含む成膜雰囲気中で反応性スパッタリングを行って作製されている。また、必要に応じて、得られた薄膜を２００〜１０００℃で熱処理を行っている。
上記従来の技術には、以下の課題が残されている。
近年、樹脂フィルム上にサーミスタ材料を形成したフィルム型サーミスタセンサの開発が検討されており、フィルムに直接成膜できるサーミスタ材料の開発が望まれている。すなわち、フィルムを用いることで、フレキシブルなサーミスタセンサが得られることが期待される。さらに、０．１ｍｍ程度の厚さを持つ非常に薄いサーミスタセンサの開発が望まれているが、従来はアルミナ等のセラミックスを用いた基板材料がしばしば用いられ、例えば、厚さ０．１ｍｍへと薄くすると非常に脆く壊れやすい等の問題があったが、フィルムを用いることで非常に薄いサーミスタセンサが得られることが期待される。
しかしながら、樹脂材料で構成されるフィルムは、一般的に耐熱温度が１５０℃以下と低く、比較的耐熱温度の高い材料として知られるポリイミドでも２００℃程度の耐熱性しかないため、サーミスタ材料の形成工程において熱処理が加わる場合は、適用が困難であった。上記従来の酸化物サーミスタ材料では、所望のサーミスタ特性を実現するために５５０℃以上の焼成が必要であり、フィルムに直接成膜したフィルム型サーミスタセンサを実現できないという問題点があった。そのため、非焼成で直接成膜できるサーミスタ材料の開発が望まれているが、上記特許文献４に記載のサーミスタ材料でも、所望のサーミスタ特性を得るために、必要に応じて、得られた薄膜を３５０〜６００℃で熱処理する必要があった。また、このサーミスタ材料では、Ｔａ−Ａｌ−Ｎ系材料の実施例において、Ｂ定数：５００〜３０００Ｋ程度の材料が得られているが、耐熱性に関する記述がなく、窒化物系材料の熱的信頼性が不明であった。
また、特許文献５のＣｒ−Ｎ−Ｍ系材料は、Ｂ定数が５００以下と小さい材料であり、また、２００℃以上１０００℃以下の熱処理を実施しないと、２００℃以内の耐熱性が確保できないことから、フィルムに直接成膜したフィルム型サーミスタセンサが実現できないという問題点があった。そのため、非焼成で直接成膜できるサーミスタ材料の開発が望まれている。
近年、樹脂フィルム上にサーミスタ材料を形成したフィルム型サーミスタセンサの開発が検討されており、フィルムに直接成膜できるサーミスタ材料の開発が望まれている。すなわち、フィルムを用いることで、フレキシブルなサーミスタセンサが得られることが期待される。さらに、０．１ｍｍ程度の厚さを持つ非常に薄いサーミスタセンサの開発が望まれているが、従来はアルミナ等のセラミックスを用いた基板材料がしばしば用いられ、例えば、厚さ０．１ｍｍへと薄くすると非常に脆く壊れやすい等の問題があったが、フィルムを用いることで非常に薄いサーミスタセンサが得られることが期待される。
しかしながら、樹脂材料で構成されるフィルムは、一般的に耐熱温度が１５０℃以下と低く、比較的耐熱温度の高い材料として知られるポリイミドでも２００℃程度の耐熱性しかないため、サーミスタ材料の形成工程において熱処理が加わる場合は、適用が困難であった。上記従来の酸化物サーミスタ材料では、所望のサーミスタ特性を実現するために５５０℃以上の焼成が必要であり、フィルムに直接成膜したフィルム型サーミスタセンサを実現できないという問題点があった。そのため、非焼成で直接成膜できるサーミスタ材料の開発が望まれているが、上記特許文献４に記載のサーミスタ材料でも、所望のサーミスタ特性を得るために、必要に応じて、得られた薄膜を３５０〜６００℃で熱処理する必要があった。また、このサーミスタ材料では、Ｔａ−Ａｌ−Ｎ系材料の実施例において、Ｂ定数：５００〜３０００Ｋ程度の材料が得られているが、耐熱性に関する記述がなく、窒化物系材料の熱的信頼性が不明であった。
また、特許文献５のＣｒ−Ｎ−Ｍ系材料は、Ｂ定数が５００以下と小さい材料であり、また、２００℃以上１０００℃以下の熱処理を実施しないと、２００℃以内の耐熱性が確保できないことから、フィルムに直接成膜したフィルム型サーミスタセンサが実現できないという問題点があった。そのため、非焼成で直接成膜できるサーミスタ材料の開発が望まれている。
本発明は、前述の課題に鑑みてなされたもので、フィルム等に非焼成で直接成膜することができ、高い耐熱性を有して信頼性が高いサーミスタ用金属窒化物材料及びその製造方法並びにフィルム型サーミスタセンサを提供することを目的とする。
本発明者らは、窒化物材料の中でもＡｌＮ系に着目し、鋭意、研究を進めたところ、絶縁体であるＡｌＮは、最適なサーミスタ特性（Ｂ定数：１０００〜６０００Ｋ程度）を得ることが難しいが、Ａｌサイトを電気伝導を向上させる特定の金属元素で置換すると共に、特定の結晶構造とすることで、非焼成で良好なＢ定数と耐熱性とが得られることを見出した。
したがって、本発明は、上記知見から得られたものであり、前記課題を解決するために以下の構成を採用した。
したがって、本発明は、上記知見から得られたものであり、前記課題を解決するために以下の構成を採用した。
すなわち、第１の発明に係るサーミスタ用金属窒化物材料は、サーミスタに用いられる金属窒化物材料であって、一般式：（Ｍ１−ｗＡｗ）ｘＡｌｙＮｚ（但し、ＭはＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ及びＣｏの少なくとも１種を示すと共に、ＡはＳｃ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｎｂ及びＷの少なくとも１種を示す。０．０＜ｗ＜１．０、０．７０≦ｙ／（ｘ＋ｙ）≦０．９８、０．４≦ｚ≦０．５、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）で示される金属窒化物からなり、その結晶構造が、六方晶系のウルツ鉱型の単相であることを特徴とする。
このサーミスタ用金属窒化物材料では、サーミスタに用いられる金属窒化物材料であって、一般式：（Ｍ１−ｗＡｗ）ｘＡｌｙＮｚ（但し、ＭはＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ及びＣｏの少なくとも１種を示すと共に、ＡはＳｃ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｎｂ及びＷの少なくとも１種を示す。０．０＜ｗ＜１．０、０．７０≦ｙ／（ｘ＋ｙ）≦０．９８、０．４≦ｚ≦０．５、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）で示される金属窒化物からなり、その結晶構造が、六方晶系のウルツ鉱型の単相であるので、非焼成で良好なＢ定数が得られると共に高い耐熱性を有している。
このサーミスタ用金属窒化物材料では、サーミスタに用いられる金属窒化物材料であって、一般式：（Ｍ１−ｗＡｗ）ｘＡｌｙＮｚ（但し、ＭはＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ及びＣｏの少なくとも１種を示すと共に、ＡはＳｃ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｎｂ及びＷの少なくとも１種を示す。０．０＜ｗ＜１．０、０．７０≦ｙ／（ｘ＋ｙ）≦０．９８、０．４≦ｚ≦０．５、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）で示される金属窒化物からなり、その結晶構造が、六方晶系のウルツ鉱型の単相であるので、非焼成で良好なＢ定数が得られると共に高い耐熱性を有している。
なお、上記「ｙ／（ｘ＋ｙ）」（すなわち、Ａｌ／（Ｍ＋Ａ＋Ａｌ））が０．７０未満であると、ウルツ鉱型の単相が得られず、ＮａＣｌ型相との共存相又はＮａＣｌ型のみの結晶相となってしまい、十分な高抵抗と高Ｂ定数とが得られない。
また、上記「ｙ／（ｘ＋ｙ）」（すなわち、Ａｌ／（Ｍ＋Ａ＋Ａｌ））が０．９８を超えると、抵抗率が非常に高く、きわめて高い絶縁性を示すため、サーミスタ材料として適用できない。
また、上記「ｚ」（すなわち、Ｎ／（Ｍ＋Ａ＋Ａｌ＋Ｎ））が０．４未満であると、金属の窒化量が少ないため、ウルツ鉱型の単相が得られず、十分な高抵抗と高Ｂ定数とが得られない。
さらに、上記「ｚ」（すなわち、Ｎ／（Ｍ＋Ａ＋Ａｌ＋Ｎ））が０．５を超えると、ウルツ鉱型の単相を得ることができない。このことは、ウルツ鉱型の単相において、窒素サイトにおける欠陥がない場合の化学量論比が０．５（すなわち、Ｎ／（Ｍ＋Ａ＋Ａｌ＋Ｎ）＝０．５）であることに起因する。
また、上記「ｙ／（ｘ＋ｙ）」（すなわち、Ａｌ／（Ｍ＋Ａ＋Ａｌ））が０．９８を超えると、抵抗率が非常に高く、きわめて高い絶縁性を示すため、サーミスタ材料として適用できない。
また、上記「ｚ」（すなわち、Ｎ／（Ｍ＋Ａ＋Ａｌ＋Ｎ））が０．４未満であると、金属の窒化量が少ないため、ウルツ鉱型の単相が得られず、十分な高抵抗と高Ｂ定数とが得られない。
さらに、上記「ｚ」（すなわち、Ｎ／（Ｍ＋Ａ＋Ａｌ＋Ｎ））が０．５を超えると、ウルツ鉱型の単相を得ることができない。このことは、ウルツ鉱型の単相において、窒素サイトにおける欠陥がない場合の化学量論比が０．５（すなわち、Ｎ／（Ｍ＋Ａ＋Ａｌ＋Ｎ）＝０．５）であることに起因する。
第２の発明に係るサーミスタ用金属窒化物材料は、第１の発明において、膜状に形成され、前記膜の表面に対して垂直方向に延在している柱状結晶であることを特徴とする。
すなわち、このサーミスタ用金属窒化物材料では、膜の表面に対して垂直方向に延在している柱状結晶であるので、膜の結晶性が高く、高い耐熱性が得られる。
すなわち、このサーミスタ用金属窒化物材料では、膜の表面に対して垂直方向に延在している柱状結晶であるので、膜の結晶性が高く、高い耐熱性が得られる。
第３の発明に係るサーミスタ用金属窒化物材料は、第１又は第２の発明において、膜状に形成され、前記膜の表面に対して垂直方向にａ軸よりｃ軸が強く配向していることを特徴とする。
すなわち、このサーミスタ用金属窒化物材料では、膜の表面に対して垂直方向にａ軸よりｃ軸が強く配向しているので、ａ軸配向が強い場合に比べて高いＢ定数が得られ、さらに耐熱性に対する信頼性も優れている。
すなわち、このサーミスタ用金属窒化物材料では、膜の表面に対して垂直方向にａ軸よりｃ軸が強く配向しているので、ａ軸配向が強い場合に比べて高いＢ定数が得られ、さらに耐熱性に対する信頼性も優れている。
第４の発明に係るフィルム型サーミスタセンサは、絶縁性フィルムと、該絶縁性フィルム上に第１から第３のいずれかの発明のサーミスタ用金属窒化物材料で形成された薄膜サーミスタ部と、少なくとも前記薄膜サーミスタ部の上又は下に形成された一対のパターン電極とを備えていることを特徴とする。
すなわち、このフィルム型サーミスタセンサでは、絶縁性フィルム上に第１から第３のいずれかの発明のサーミスタ用金属窒化物材料で薄膜サーミスタ部が形成されているので、非焼成で形成され高Ｂ定数で耐熱性の高い薄膜サーミスタ部により、樹脂フィルム等の耐熱性の低い絶縁性フィルムを用いることができると共に、良好なサーミスタ特性を有した薄型でフレキシブルなサーミスタセンサが得られる。
また、従来、アルミナ等のセラミックスを用いた基板材料がしばしば用いられ、例えば、厚さ０．１ｍｍへと薄くすると非常に脆く壊れやすい等の問題があったが、本発明においてはフィルムを用いることができるので、例えば、厚さ０．１ｍｍの非常に薄いフィルム型サーミスタセンサを得ることができる。
すなわち、このフィルム型サーミスタセンサでは、絶縁性フィルム上に第１から第３のいずれかの発明のサーミスタ用金属窒化物材料で薄膜サーミスタ部が形成されているので、非焼成で形成され高Ｂ定数で耐熱性の高い薄膜サーミスタ部により、樹脂フィルム等の耐熱性の低い絶縁性フィルムを用いることができると共に、良好なサーミスタ特性を有した薄型でフレキシブルなサーミスタセンサが得られる。
また、従来、アルミナ等のセラミックスを用いた基板材料がしばしば用いられ、例えば、厚さ０．１ｍｍへと薄くすると非常に脆く壊れやすい等の問題があったが、本発明においてはフィルムを用いることができるので、例えば、厚さ０．１ｍｍの非常に薄いフィルム型サーミスタセンサを得ることができる。
第５の発明に係るサーミスタ用金属窒化物材料の製造方法は、第１から第３のいずれかの発明のサーミスタ用金属窒化物材料を製造する方法であって、Ｍ−Ａ−Ａｌ合金スパッタリングターゲット（但し、ＭはＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ及びＣｏの少なくとも１種を示すと共に、ＡはＳｃ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｎｂ及びＷの少なくとも１種を示す。）を用いて窒素含有雰囲気中でスパッタ（反応性スパッタ）を行って成膜する成膜工程を有していることを特徴とする。
すなわち、このサーミスタ用金属窒化物材料の製造方法では、Ｍ−Ａ−Ａｌ合金スパッタリングターゲットを用いて窒素含有雰囲気中で反応性スパッタを行って成膜するので、上記ＭＡＡｌＮからなる本発明のサーミスタ用金属窒化物材料を非焼成で成膜することができる。
すなわち、このサーミスタ用金属窒化物材料の製造方法では、Ｍ−Ａ−Ａｌ合金スパッタリングターゲットを用いて窒素含有雰囲気中で反応性スパッタを行って成膜するので、上記ＭＡＡｌＮからなる本発明のサーミスタ用金属窒化物材料を非焼成で成膜することができる。
第６の発明に係るサーミスタ用金属窒化物材料の製造方法は、第５の発明において、前記成膜工程後に、形成された膜に窒素プラズマを照射する工程を有していることを特徴とする。
すなわち、このサーミスタ用金属窒化物材料の製造方法では、成膜工程後に、形成された膜に窒素プラズマを照射するので、膜の窒素欠陥が少なくなって耐熱性がさらに向上する。
すなわち、このサーミスタ用金属窒化物材料の製造方法では、成膜工程後に、形成された膜に窒素プラズマを照射するので、膜の窒素欠陥が少なくなって耐熱性がさらに向上する。
本発明によれば、以下の効果を奏する。
すなわち、本発明に係るサーミスタ用金属窒化物材料によれば、一般式：（Ｍ１−ｗＡｗ）ｘＡｌｙＮｚ（但し、ＭはＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ及びＣｏの少なくとも１種を示すと共に、ＡはＳｃ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｎｂ及びＷの少なくとも１種を示す。０．０＜ｗ＜１．０、０．７０≦ｙ／（ｘ＋ｙ）≦０．９８、０．４≦ｚ≦０．５、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）で示される金属窒化物からなり、その結晶構造が、六方晶系のウルツ鉱型の単相であるので、非焼成で良好なＢ定数が得られると共に高い耐熱性を有している。また、本発明に係るサーミスタ用金属窒化物材料の製造方法によれば、Ｍ−Ａ−Ａｌ合金スパッタリングターゲットを用いて窒素含有雰囲気中で反応性スパッタを行って成膜するので、上記ＭＡＡｌＮからなる本発明のサーミスタ用金属窒化物材料を非焼成で成膜することができる。さらに、本発明に係るフィルム型サーミスタセンサによれば、絶縁性フィルム上に本発明のサーミスタ用金属窒化物材料で薄膜サーミスタ部が形成されているので、樹脂フィルム等の耐熱性の低い絶縁性フィルムを用いて良好なサーミスタ特性を有した薄型でフレキシブルなサーミスタセンサが得られる。さらに、基板材料が、薄くすると非常に脆く壊れやすいセラミックスでなく、樹脂フィルムであることから、厚さ０．１ｍｍの非常に薄いフィルム型サーミスタセンサが得られる。
すなわち、本発明に係るサーミスタ用金属窒化物材料によれば、一般式：（Ｍ１−ｗＡｗ）ｘＡｌｙＮｚ（但し、ＭはＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ及びＣｏの少なくとも１種を示すと共に、ＡはＳｃ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｎｂ及びＷの少なくとも１種を示す。０．０＜ｗ＜１．０、０．７０≦ｙ／（ｘ＋ｙ）≦０．９８、０．４≦ｚ≦０．５、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）で示される金属窒化物からなり、その結晶構造が、六方晶系のウルツ鉱型の単相であるので、非焼成で良好なＢ定数が得られると共に高い耐熱性を有している。また、本発明に係るサーミスタ用金属窒化物材料の製造方法によれば、Ｍ−Ａ−Ａｌ合金スパッタリングターゲットを用いて窒素含有雰囲気中で反応性スパッタを行って成膜するので、上記ＭＡＡｌＮからなる本発明のサーミスタ用金属窒化物材料を非焼成で成膜することができる。さらに、本発明に係るフィルム型サーミスタセンサによれば、絶縁性フィルム上に本発明のサーミスタ用金属窒化物材料で薄膜サーミスタ部が形成されているので、樹脂フィルム等の耐熱性の低い絶縁性フィルムを用いて良好なサーミスタ特性を有した薄型でフレキシブルなサーミスタセンサが得られる。さらに、基板材料が、薄くすると非常に脆く壊れやすいセラミックスでなく、樹脂フィルムであることから、厚さ０．１ｍｍの非常に薄いフィルム型サーミスタセンサが得られる。
以下、本発明に係るサーミスタ用金属窒化物材料及びその製造方法並びにフィルム型サーミスタセンサにおける一実施形態を、図１から図７を参照しながら説明する。なお、以下の説明に用いる図面では、各部を認識可能又は認識容易な大きさとするために必要に応じて縮尺を適宜変更している。
本実施形態のサーミスタ用金属窒化物材料は、サーミスタに用いられる金属窒化物材料であって、一般式：（Ｍ１−ｗＡｗ）ｘＡｌｙＮｚ（但し、ＭはＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ及びＣｏの少なくとも１種を示すと共に、ＡはＳｃ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｎｂ及びＷの少なくとも１種を示す。０．０＜ｗ＜１．０、０．７０≦ｙ／（ｘ＋ｙ）≦０．９８、０．４≦ｚ≦０．５、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）で示される金属窒化物からなり、その結晶構造が、六方晶系のウルツ鉱型（空間群Ｐ６３ｍｃ（Ｎｏ．１８６））の単相である。
例えば、Ｍ＝Ｔｉの場合、本実施形態のサーミスタ用金属窒化物材料は、一般式：（Ｔｉ１−ｗＳｃｗ）ｘＡｌｙＮｚ（０．０＜ｗ＜１．０、０．７０≦ｙ／（ｘ＋ｙ）≦０．９８、０．４≦ｚ≦０．５、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）で示される金属窒化物からなり、その結晶構造が、六方晶系のウルツ鉱型の単相である。すなわち、このサーミスタ用金属窒化物材料は、図１に示すように、（Ｔｉ＋Ｓｃ（スカンジウム））−Ａｌ−Ｎ系３元系相図における点Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄで囲まれる領域内の組成を有し、結晶相がウルツ鉱型である金属窒化物である。
また、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｚｒの場合、本実施形態のサーミスタ用金属窒化物材料は、一般式：（Ｔｉ１−ｗＺｒｗ）ｘＡｌｙＮｚ（０．０＜ｗ＜１．０、０．７０≦ｙ／（ｘ＋ｙ）≦０．９８、０．４≦ｚ≦０．５、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）で示される金属窒化物からなり、その結晶構造が、六方晶系のウルツ鉱型の単相である。すなわち、このサーミスタ用金属窒化物材料は、図２に示すように、（Ｔｉ＋Ｚｒ（ジルコニウム））−Ａｌ−Ｎ系３元系相図における点Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄで囲まれる領域内の組成を有し、結晶相がウルツ鉱型である金属窒化物である。
また、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｍｏの場合、本実施形態のサーミスタ用金属窒化物材料は、一般式：（Ｔｉ１−ｗＭｏｗ）ｘＡｌｙＮｚ（０．０＜ｗ＜１．０、０．７０≦ｙ／（ｘ＋ｙ）≦０．９８、０．４≦ｚ≦０．５、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）で示される金属窒化物からなり、その結晶構造が、六方晶系のウルツ鉱型の単相である。すなわち、このサーミスタ用金属窒化物材料は、図３に示すように、（Ｔｉ＋Ｍｏ（モリブデン））−Ａｌ−Ｎ系３元系相図における点Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄで囲まれる領域内の組成を有し、結晶相がウルツ鉱型である金属窒化物である。
また、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｎｂの場合、本実施形態のサーミスタ用金属窒化物材料は、一般式：（Ｔｉ１−ｗＮｂｗ）ｘＡｌｙＮｚ（０．０＜ｗ＜１．０、０．７０≦ｙ／（ｘ＋ｙ）≦０．９８、０．４≦ｚ≦０．５、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）で示される金属窒化物からなり、その結晶構造が、六方晶系のウルツ鉱型の単相である。すなわち、このサーミスタ用金属窒化物材料は、図４に示すように、（Ｔｉ＋Ｎｂ（ニオブ））−Ａｌ−Ｎ系３元系相図における点Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄで囲まれる領域内の組成を有し、結晶相がウルツ鉱型である金属窒化物である。
さらに、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｗの場合、本実施形態のサーミスタ用金属窒化物材料は、一般式：（Ｔｉ１−ｕＷｕ）ｘＡｌｙＮｚ（０．０＜ｕ＜１．０、０．７０≦ｙ／（ｘ＋ｙ）≦０．９８、０．４≦ｚ≦０．５、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）で示される金属窒化物からなり、その結晶構造が、六方晶系のウルツ鉱型の単相である。すなわち、このサーミスタ用金属窒化物材料は、図５に示すように、（Ｔｉ＋Ｗ（タングステン））−Ａｌ−Ｎ系３元系相図における点Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄで囲まれる領域内の組成を有し、結晶相がウルツ鉱型である金属窒化物である。
なお、上記点Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄの各組成比（ｘ，ｙ，ｚ）（ａｔｍ％）は、Ａ（１５．０，３５．０，５０．０），Ｂ（１．０，４９．０，５０．０），Ｃ（１．２，５８．８，４０．０），Ｄ（１８．０，４２．０，４０．０）である。
なお、上記点Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄの各組成比（ｘ，ｙ，ｚ）（ａｔｍ％）は、Ａ（１５．０，３５．０，５０．０），Ｂ（１．０，４９．０，５０．０），Ｃ（１．２，５８．８，４０．０），Ｄ（１８．０，４２．０，４０．０）である。
上述したように、ウルツ鉱型の結晶構造は、六方晶系の空間群Ｐ６３ｍｃ（Ｎｏ．１８６）であり、ＴｉとＡとＡｌとは同じ原子サイトに属し（ＡはＳｃ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｎｂ及びＷの少なくとも１種を示す。）、いわゆる固溶状態にある（例えば、Ｔｉ０．０８Ｍｏ０．０２Ａｌ０．９Ｎの場合、同じ原子サイトにＴｉとＭｏとＡｌとが８％，２％，９０％の確率で存在している。）。ウルツ鉱型は、（Ｔｉ，Ａ，Ａｌ）Ｎ４四面体の頂点連結構造をとり、（Ｔｉ，Ａ，Ａｌ）サイトの最近接サイトがＮ（窒素）であり、（Ｔｉ，Ａ，Ａｌ）は窒素４配位をとる。
なお、Ｔｉ以外に、Ｖ（バナジウム）、Ｃｒ（クロム）、Ｍｎ（マンガン）、Ｆｅ（鉄）、Ｃｏ（コバルト）が同様に上記結晶構造においてＴｉと同じ原子サイトに存在することができ、Ｍの元素となり得る。有効イオン半径は、原子間の距離を把握することによく使われる物性値であり、特によく知られているＳｈａｎｎｏｎのイオン半径の文献値を用いると、論理的にもウルツ鉱型の（Ｖ，Ａ）ＡｌＮ，（Ｃｒ，Ａ）ＡｌＮ，（Ｍｎ，Ａ）ＡｌＮ，（Ｆｅ，Ａ）ＡｌＮ，（Ｃｏ，Ａ）ＡｌＮが得られると推測できる（ＡはＳｃ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｎｂ及びＷの少なくとも１種を示す。）。
以下の表１にＡｌ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｏの各イオン種における有効イオン半径を示す（参照論文 R.D.Shannon, Acta Crystallogr., Sect.A, 32, 751(1976)）。
なお、Ｔｉ以外に、Ｖ（バナジウム）、Ｃｒ（クロム）、Ｍｎ（マンガン）、Ｆｅ（鉄）、Ｃｏ（コバルト）が同様に上記結晶構造においてＴｉと同じ原子サイトに存在することができ、Ｍの元素となり得る。有効イオン半径は、原子間の距離を把握することによく使われる物性値であり、特によく知られているＳｈａｎｎｏｎのイオン半径の文献値を用いると、論理的にもウルツ鉱型の（Ｖ，Ａ）ＡｌＮ，（Ｃｒ，Ａ）ＡｌＮ，（Ｍｎ，Ａ）ＡｌＮ，（Ｆｅ，Ａ）ＡｌＮ，（Ｃｏ，Ａ）ＡｌＮが得られると推測できる（ＡはＳｃ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｎｂ及びＷの少なくとも１種を示す。）。
以下の表１にＡｌ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｏの各イオン種における有効イオン半径を示す（参照論文 R.D.Shannon, Acta Crystallogr., Sect.A, 32, 751(1976)）。
ウルツ鉱型は４配位であり、Ｍに関して４配位の有効イオン半径を見ると、２価の場合、Ｃｏ＜Ｆｅ＜Ｍｎであり、３価の場合、Ａｌ＜Ｆｅであり、４価の場合、Ｃｏ＜Ｍｎ＜Ｃｒ＜Ｔｉであり、５価の場合、Ｃｒ＜Ｖとなっている。これらの結果より、（Ａｌ，Ｃｏ）＜Ｆｅ＜Ｍｎ＜Ｃｒ＜（Ｖ，Ｔｉ）であると考えられる。（Ｔｉ及びＶ、もしくは、Ｃｏ及びＡｌのイオン半径の大小関係は判別できない。）ただし、４配位のデータは価数がそれぞれ異なっているので、厳密な比較とはならないため、参考で３価イオンに固定したときの６配位（ＭＮ６八面体）のデータを見ると、イオン半径が、Ａｌ＜Ｃｏ＜Ｆｅ＜Ｍｎ＜Ｃｒ＜Ｖ＜Ｔｉとなっていることがわかる。（表１中のＨＳは高スピン状態、ＬＳは低スピン状態を示す。）
本発明は、絶縁体のＡｌＮのＡｌサイトをＴｉ等に置き換えることにより、キャリアドーピングし、電気伝導が増加することで、サーミスタ特性が得られるものあるが、例えばＡｌサイトをＴｉに置き換えた場合は、ＡｌよりＴｉの方が有効イオン半径が大きいので、その結果、ＡｌとＴｉとの平均イオン半径は増加する。その結果、原子間距離が増加し、格子定数が増加すると推測できる。
本発明は、絶縁体のＡｌＮのＡｌサイトをＴｉ等に置き換えることにより、キャリアドーピングし、電気伝導が増加することで、サーミスタ特性が得られるものあるが、例えばＡｌサイトをＴｉに置き換えた場合は、ＡｌよりＴｉの方が有効イオン半径が大きいので、その結果、ＡｌとＴｉとの平均イオン半径は増加する。その結果、原子間距離が増加し、格子定数が増加すると推測できる。
ＡｌＮのＡｌサイトをＴｉ等に置き換えることによる格子定数の増加は、Ｘ線データより確認されている。例えば、Ｍ＝Ｔｉとした場合の後述するＸ線回折データ（図１９〜図２３）は、ＡｌＮのピークよりも（Ｔｉ，Ａ）ＡｌＮのピークの方が低角側にシフトしており、その結果より、ＡｌＮよりも格子定数が大きいことがわかる。また、ＡｌＮに相当するＸ線回折ピークが分裂しているわけではないので、その結果とあわせて、ＡｌサイトにＴｉとＡが固溶していることがわかる。本試験で、格子定数が増加した主な理由は、Ｔｉ等ＭおよびＡのイオン半径がＡｌのイオン半径よりも大きいため、（Ｍ＋Ａ）／（Ｍ＋Ａ＋Ａｌ）比の増加により平均イオン半径が増加したためと考えられる。なお、ウルツ鉱型を維持するための、ＡｌサイトへのＭおよびＡの置換量には固溶限界があり、（Ｍ＋Ａ）／（Ｍ＋Ａ＋Ａｌ）が０．３よりも大きくなると（すなわち、Ａｌ／（Ｍ＋Ａ＋Ａｌ）が０．７より小さくなると）、ウルツ鉱型よりもＮａＣｌ型の方が生成されやすくなる。
また、Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｏのイオン半径は、ＡｌとＴｉとの間の値をとるため、ウルツ鉱型の格子定数の観点から、ＡｌサイトをＴｉで置き換えるよりも、Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｏで置き換えた方が、同じ置換量に対して格子定数の増加が少ないので、ウルツ鉱型結晶構造を維持しやすくなると考えられる。Ｔｉ同様、Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｏも３ｄ電子、４ｓ電子をもっており、Ａｌサイトにキャリアドーピングすることが可能である。
本実施形態のサーミスタ用金属窒化物材料は、膜状に形成され、前記膜の表面に対して垂直方向に延在している柱状結晶である。さらに、膜の表面に対して垂直方向にａ軸よりｃ軸が強く配向していることが好ましい。
なお、膜の表面に対して垂直方向（膜厚方向）にａ軸配向（１００）が強いかｃ軸配向（００２）が強いかの判断は、Ｘ線回折（ＸＲＤ）を用いて結晶軸の配向性を調べ、（１００）（ａ軸配向を示すｈｋｌ指数）と（００２）（ｃ軸配向を示すｈｋｌ指数）とのピーク強度比から、「（１００）のピーク強度」／「（００２）のピーク強度」が１未満である場合、ｃ軸配向が強いものとする。
なお、膜の表面に対して垂直方向（膜厚方向）にａ軸配向（１００）が強いかｃ軸配向（００２）が強いかの判断は、Ｘ線回折（ＸＲＤ）を用いて結晶軸の配向性を調べ、（１００）（ａ軸配向を示すｈｋｌ指数）と（００２）（ｃ軸配向を示すｈｋｌ指数）とのピーク強度比から、「（１００）のピーク強度」／「（００２）のピーク強度」が１未満である場合、ｃ軸配向が強いものとする。
次に、本実施形態のサーミスタ用金属窒化物材料を用いたフィルム型サーミスタセンサについて説明する。このフィルム型サーミスタセンサ１は、図６に示すように、絶縁性フィルム２と、該絶縁性フィルム２上に上記サーミスタ用金属窒化物材料で形成された薄膜サーミスタ部３と、少なくとも薄膜サーミスタ部３上に形成された一対のパターン電極４とを備えている。
上記絶縁性フィルム２は、例えばポリイミド樹脂シートで帯状に形成されている。なお、絶縁性フィルム２としては、他にＰＥＴ：ポリエチレンテレフタレート，ＰＥＮ：ポリエチレンナフタレート等でも構わない。
上記一対のパターン電極４は、例えばＣｒ膜とＡｕ膜との積層金属膜でパターン形成され、薄膜サーミスタ部３上で互いに対向状態に配した櫛形パターンの一対の櫛形電極部４ａと、これら櫛形電極部４ａに先端部が接続され基端部が絶縁性フィルム２の端部に配されて延在した一対の直線延在部４ｂとを有している。
上記一対のパターン電極４は、例えばＣｒ膜とＡｕ膜との積層金属膜でパターン形成され、薄膜サーミスタ部３上で互いに対向状態に配した櫛形パターンの一対の櫛形電極部４ａと、これら櫛形電極部４ａに先端部が接続され基端部が絶縁性フィルム２の端部に配されて延在した一対の直線延在部４ｂとを有している。
また、一対の直線延在部４ｂの基端部上には、リード線の引き出し部としてＡｕめっき等のめっき部４ｃが形成されている。このめっき部４ｃには、リード線の一端が半田材等で接合される。さらに、めっき部４ｃを含む絶縁性フィルム２の端部を除いて該絶縁性フィルム２上にポリイミドカバーレイフィルム５が加圧接着されている。なお、ポリイミドカバーレイフィルム５の代わりに、ポリイミドやエポキシ系の樹脂材料層を印刷で絶縁性フィルム２上に形成しても構わない。
このサーミスタ用金属窒化物材料の製造方法及びこれを用いたフィルム型サーミスタセンサ１の製造方法について、図７を参照して以下に説明する。
まず、本実施形態のサーミスタ用金属窒化物材料の製造方法は、Ｍ−Ａ−Ａｌ合金スパッタリングターゲット（但し、ＭはＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ及びＣｏの少なくとも１種を示すと共に、ＡはＳｃ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｎｂ及びＷの少なくとも１種を示す。）を用いて窒素含有雰囲気中で反応性スパッタを行って成膜する成膜工程を有している。
例えば、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｓｃの場合、Ｔｉ−Ｓｃ−Ａｌ合金スパッタリングターゲットを用い、またＭ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｚｒの場合、Ｔｉ−Ｚｒ−Ａｌ合金スパッタリングターゲットを用い、またＭ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｍｏの場合、Ｔｉ−Ｍｏ−Ａｌ合金スパッタリングターゲットを用い、また、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｎｂの場合、Ｔｉ−Ｎｂ−Ａｌ合金スパッタリングターゲットを用い、さらにＭ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｗの場合、Ｔｉ−Ｗ−Ａｌ合金スパッタリングターゲットを用いる。
また、上記反応性スパッタにおけるスパッタガス圧を、１．５Ｐａ未満に設定することが好ましい。
さらに、上記成膜工程後に、形成された膜に窒素プラズマを照射することが好ましい。
例えば、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｓｃの場合、Ｔｉ−Ｓｃ−Ａｌ合金スパッタリングターゲットを用い、またＭ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｚｒの場合、Ｔｉ−Ｚｒ−Ａｌ合金スパッタリングターゲットを用い、またＭ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｍｏの場合、Ｔｉ−Ｍｏ−Ａｌ合金スパッタリングターゲットを用い、また、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｎｂの場合、Ｔｉ−Ｎｂ−Ａｌ合金スパッタリングターゲットを用い、さらにＭ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｗの場合、Ｔｉ−Ｗ−Ａｌ合金スパッタリングターゲットを用いる。
また、上記反応性スパッタにおけるスパッタガス圧を、１．５Ｐａ未満に設定することが好ましい。
さらに、上記成膜工程後に、形成された膜に窒素プラズマを照射することが好ましい。
より具体的には、例えば図７の（ａ）に示す厚さ５０μｍのポリイミドフィルムの絶縁性フィルム２上に、図７の（ｂ）に示すように、反応性スパッタ法にて上記本実施形態のサーミスタ用金属窒化物材料で形成された薄膜サーミスタ部３を２００ｎｍ成膜する。
Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｓｃとした場合、例えば到達真空度：５×１０−６Ｐａ、スパッタガス圧：０．６７Ｐａ、ターゲット投入電力（出力）：３００Ｗで、Ａｒガス＋窒素ガスの混合ガス雰囲気下において窒素ガス分圧：４０％とする。
Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｚｒとした場合、その時のスパッタ条件は、例えば到達真空度：５×１０−６Ｐａ、スパッタガス圧：０．４Ｐａ、ターゲット投入電力（出力）：３００Ｗで、Ａｒガス＋窒素ガスの混合ガス雰囲気下において窒素ガス分圧：２０％とする。
Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｍｏとした場合、その時のスパッタ条件は、例えば到達真空度：５×１０−６Ｐａ、スパッタガス圧：０．４Ｐａ、ターゲット投入電力（出力）：３００Ｗで、Ａｒガス＋窒素ガスの混合ガス雰囲気下において窒素ガス分圧：４０％とする。
Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｎｂとした場合、その時のスパッタ条件は、例えば到達真空度：５×１０−６Ｐａ、スパッタガス圧：０．４Ｐａ、ターゲット投入電力（出力）：３００Ｗで、Ａｒガス＋窒素ガスの混合ガス雰囲気下において窒素ガス分圧：２０％とする。
Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｗとした場合、その時のスパッタ条件は、例えば到達真空度：５×１０−６Ｐａ、スパッタガス圧：０．４Ｐａ、ターゲット投入電力（出力）：３００Ｗで、Ａｒガス＋窒素ガスの混合ガス雰囲気下において窒素ガス分圧：２０％とする。
Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｓｃとした場合、例えば到達真空度：５×１０−６Ｐａ、スパッタガス圧：０．６７Ｐａ、ターゲット投入電力（出力）：３００Ｗで、Ａｒガス＋窒素ガスの混合ガス雰囲気下において窒素ガス分圧：４０％とする。
Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｚｒとした場合、その時のスパッタ条件は、例えば到達真空度：５×１０−６Ｐａ、スパッタガス圧：０．４Ｐａ、ターゲット投入電力（出力）：３００Ｗで、Ａｒガス＋窒素ガスの混合ガス雰囲気下において窒素ガス分圧：２０％とする。
Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｍｏとした場合、その時のスパッタ条件は、例えば到達真空度：５×１０−６Ｐａ、スパッタガス圧：０．４Ｐａ、ターゲット投入電力（出力）：３００Ｗで、Ａｒガス＋窒素ガスの混合ガス雰囲気下において窒素ガス分圧：４０％とする。
Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｎｂとした場合、その時のスパッタ条件は、例えば到達真空度：５×１０−６Ｐａ、スパッタガス圧：０．４Ｐａ、ターゲット投入電力（出力）：３００Ｗで、Ａｒガス＋窒素ガスの混合ガス雰囲気下において窒素ガス分圧：２０％とする。
Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｗとした場合、その時のスパッタ条件は、例えば到達真空度：５×１０−６Ｐａ、スパッタガス圧：０．４Ｐａ、ターゲット投入電力（出力）：３００Ｗで、Ａｒガス＋窒素ガスの混合ガス雰囲気下において窒素ガス分圧：２０％とする。
また、メタルマスクを用いて所望のサイズにサーミスタ用金属窒化物材料を成膜して薄膜サーミスタ部３を形成する。なお、形成された薄膜サーミスタ部３に窒素プラズマを照射することが望ましい。例えば、真空度：６．７Ｐａ、出力：２００Ｗ及びＮ２ガス雰囲気下で、窒素プラズマを薄膜サーミスタ部３に照射させる。
次に、スパッタ法にて、例えばＣｒ膜を２０ｎｍ形成し、さらにＡｕ膜を２００ｎｍ形成する。さらに、その上にレジスト液をバーコーターで塗布した後、１１０℃で１分３０秒のプリベークを行い、露光装置で感光後、現像液で不要部分を除去し、１５０℃で５分のポストベークにてパターニングを行う。その後、不要な電極部分を市販のＡｕエッチャント及びＣｒエッチャントによりウェットエッチングを行い、図７の（ｃ）に示すように、レジスト剥離にて所望の櫛形電極部４ａを有したパターン電極４を形成する。なお、絶縁性フィルム２上に先にパターン電極４を形成しておき、その櫛形電極部４ａ上に薄膜サーミスタ部３を成膜しても構わない。この場合、薄膜サーミスタ部３の下にパターン電極４の櫛形電極部４ａが形成されている。
次に、図７の（ｄ）に示すように、例えば厚さ５０μｍの接着剤付きのポリイミドカバーレイフィルム５を絶縁性フィルム２上に載せ、プレス機にて１５０℃，２ＭＰａで１０分間加圧し接着させる。さらに、図７の（ｅ）に示すように、直線延在部４ｂの端部を、例えばＡｕめっき液によりＡｕ薄膜を２μｍ形成してめっき部４ｃを形成する。
なお、複数のフィルム型サーミスタセンサ１を同時に作製する場合、絶縁性フィルム２の大判シートに複数の薄膜サーミスタ部３及びパターン電極４を上述のように形成した後に、大判シートから各フィルム型サーミスタセンサ１に切断する。
このようにして、例えばサイズを２５×３．６ｍｍとし、厚さを０．１ｍｍとした薄いフィルム型サーミスタセンサ１が得られる。
このようにして、例えばサイズを２５×３．６ｍｍとし、厚さを０．１ｍｍとした薄いフィルム型サーミスタセンサ１が得られる。
このように本実施形態のサーミスタ用金属窒化物材料では、一般式：（Ｍ１−ｗＡｗ）ｘＡｌｙＮｚ（但し、ＭはＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ及びＣｏの少なくとも１種を示すと共に、ＡはＳｃ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｎｂ及びＷの少なくとも１種を示す。０．０＜ｗ＜１．０、０．７０≦ｙ／（ｘ＋ｙ）≦０．９８、０．４≦ｚ≦０．５、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）で示される金属窒化物からなり、その結晶構造が、六方晶系のウルツ鉱型（空間群Ｐ６３ｍｃ（Ｎｏ．１８６））の単相であるので、非焼成で良好なＢ定数が得られると共に高い耐熱性を有している。
また、このサーミスタ用金属窒化物材料では、膜の表面に対して垂直方向に延在している柱状結晶であるので、膜の結晶性が高く、高い耐熱性が得られる。
さらに、このサーミスタ用金属窒化物材料では、膜の表面に対して垂直方向にａ軸よりｃ軸を強く配向させること、ａ軸配向が強い場合に比べて高いＢ定数が得られる。
また、このサーミスタ用金属窒化物材料では、膜の表面に対して垂直方向に延在している柱状結晶であるので、膜の結晶性が高く、高い耐熱性が得られる。
さらに、このサーミスタ用金属窒化物材料では、膜の表面に対して垂直方向にａ軸よりｃ軸を強く配向させること、ａ軸配向が強い場合に比べて高いＢ定数が得られる。
本実施形態のサーミスタ用金属窒化物材料の製造方法では、Ｍ−Ａ−Ａｌ合金スパッタリングターゲット（但し、ＭはＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ及びＣｏの少なくとも１種を示すと共に、ＡはＳｃ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｎｂ及びＷの少なくとも１種を示す。）を用いて窒素含有雰囲気中で反応性スパッタを行って成膜するので、上記ＭＡＡｌＮからなる上記サーミスタ用金属窒化物材料を非焼成で成膜することができる。
さらに、成膜工程後に、形成された膜に窒素プラズマを照射するので、膜の窒素欠陥が少なくなって耐熱性がさらに向上する。
さらに、成膜工程後に、形成された膜に窒素プラズマを照射するので、膜の窒素欠陥が少なくなって耐熱性がさらに向上する。
したがって、本実施形態のサーミスタ用金属窒化物材料を用いたフィルム型サーミスタセンサ１では、絶縁性フィルム２上に上記サーミスタ用金属窒化物材料で薄膜サーミスタ部３が形成されているので、非焼成で形成され高Ｂ定数で耐熱性の高い薄膜サーミスタ部３により、樹脂フィルム等の耐熱性の低い絶縁性フィルム２を用いることができると共に、良好なサーミスタ特性を有した薄型でフレキシブルなサーミスタセンサが得られる。
また、従来、アルミナ等のセラミックスを用いた基板材料がしばしば用いられ、例えば、厚さ０．１ｍｍへと薄くすると非常に脆く壊れやすい等の問題があったが、本実施形態においてはフィルムを用いることができるので、例えば、厚さ０．１ｍｍの非常に薄いフィルム型サーミスタセンサを得ることができる。
また、従来、アルミナ等のセラミックスを用いた基板材料がしばしば用いられ、例えば、厚さ０．１ｍｍへと薄くすると非常に脆く壊れやすい等の問題があったが、本実施形態においてはフィルムを用いることができるので、例えば、厚さ０．１ｍｍの非常に薄いフィルム型サーミスタセンサを得ることができる。
次に、本発明に係るサーミスタ用金属窒化物材料及びその製造方法並びにフィルム型サーミスタセンサについて、上記実施形態に基づいて作製した実施例により評価した結果を、図８から図２８を参照して具体的に説明する。
＜膜評価用素子の作製＞
本発明の実施例及び比較例として、図８に示す膜評価用素子１２１を次のように作製した。なお、以下の本発明の各実施例では、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｓｃとし、（Ｔｉ１−ｗＳｃｗ）ｘＡｌｙＮｚであるサーミスタ用金属窒化物を用いたものと、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｚｒとし、（Ｔｉ１−ｗＺｒｗ）ｘＡｌｙＮｚであるサーミスタ用金属窒化物を用いたものと、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｍｏとし、（Ｔｉ１−ｗＭｏｗ）ｘＡｌｙＮｚであるサーミスタ用金属窒化物を用いたものと、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｎｂとし、（Ｔｉ１−ｗＮｂｗ）ｘＡｌｙＮｚであるサーミスタ用金属窒化物を用いたものと、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｗとし、（Ｔｉ１−ｗＷｗ）ｘＡｌｙＮｚであるサーミスタ用金属窒化物を用いたものと、Ｍ＝Ｃｒ，Ａ＝Ｚｒとし、（Ｃｒ１−ｗＺｒｗ）ｘＡｌｙＮｚであるサーミスタ用金属窒化物を用いたものと、Ｍ＝Ｃｒ，Ａ＝Ｎｂとし、（Ｃｒ１−ｗＮｂｗ）ｘＡｌｙＮｚであるサーミスタ用金属窒化物を用いたものと、Ｍ＝Ｃｒ，Ａ＝Ｍｏとし、（Ｃｒ１−ｗＭｏｗ）ｘＡｌｙＮｚであるサーミスタ用金属窒化物を用いたものと、Ｍ＝Ｃｒ，Ａ＝Ｗとし、（Ｃｒ１−ｗＷｗ）ｘＡｌｙＮｚであるサーミスタ用金属窒化物を用いたものとを作製した。
本発明の実施例及び比較例として、図８に示す膜評価用素子１２１を次のように作製した。なお、以下の本発明の各実施例では、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｓｃとし、（Ｔｉ１−ｗＳｃｗ）ｘＡｌｙＮｚであるサーミスタ用金属窒化物を用いたものと、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｚｒとし、（Ｔｉ１−ｗＺｒｗ）ｘＡｌｙＮｚであるサーミスタ用金属窒化物を用いたものと、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｍｏとし、（Ｔｉ１−ｗＭｏｗ）ｘＡｌｙＮｚであるサーミスタ用金属窒化物を用いたものと、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｎｂとし、（Ｔｉ１−ｗＮｂｗ）ｘＡｌｙＮｚであるサーミスタ用金属窒化物を用いたものと、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｗとし、（Ｔｉ１−ｗＷｗ）ｘＡｌｙＮｚであるサーミスタ用金属窒化物を用いたものと、Ｍ＝Ｃｒ，Ａ＝Ｚｒとし、（Ｃｒ１−ｗＺｒｗ）ｘＡｌｙＮｚであるサーミスタ用金属窒化物を用いたものと、Ｍ＝Ｃｒ，Ａ＝Ｎｂとし、（Ｃｒ１−ｗＮｂｗ）ｘＡｌｙＮｚであるサーミスタ用金属窒化物を用いたものと、Ｍ＝Ｃｒ，Ａ＝Ｍｏとし、（Ｃｒ１−ｗＭｏｗ）ｘＡｌｙＮｚであるサーミスタ用金属窒化物を用いたものと、Ｍ＝Ｃｒ，Ａ＝Ｗとし、（Ｃｒ１−ｗＷｗ）ｘＡｌｙＮｚであるサーミスタ用金属窒化物を用いたものとを作製した。
まず、反応性スパッタ法にて、様々な組成比のＴｉ−Ｓｃ−Ａｌ合金ターゲット、Ｔｉ−Ｚｒ−Ａｌ合金ターゲット、Ｔｉ−Ｍｏ−Ａｌ合金ターゲット、Ｔｉ−Ｎｂ−Ａｌ合金ターゲット、Ｔｉ−Ｗ−Ａｌ合金ターゲット、Ｃｒ−Ｚｒ−Ａｌ合金ターゲット、Ｃｒ−Ｎｂ−Ａｌ合金ターゲット、Ｃｒ−Ｍｏ−Ａｌ合金ターゲット、Ｃｒ−Ｗ−Ａｌ合金ターゲットを用いて、Ｓｉ基板Ｓとなる熱酸化膜付きＳｉウエハ上に、厚さ５００ｎｍの表２から表７に示す様々な組成比で形成されたサーミスタ用金属窒化物材料の薄膜サーミスタ部３を形成した。その時のスパッタ条件は、到達真空度：５×１０−６Ｐａ、スパッタガス圧：０．１〜１Ｐａ、ターゲット投入電力（出力）：１００〜５００Ｗで、Ａｒガス＋窒素ガスの混合ガス雰囲気下において、窒素ガス分圧を１０〜１００％と変えて作製した。
次に、上記薄膜サーミスタ部３の上に、スパッタ法でＣｒ膜を２０ｎｍ形成し、さらにＡｕ膜を２００ｎｍ形成した。さらに、その上にレジスト液をスピンコーターで塗布した後、１１０℃で１分３０秒のプリベークを行い、露光装置で感光後、現像液で不要部分を除去し、１５０℃で５分のポストベークにてパターニングを行った。その後、不要な電極部分を市販のＡｕエッチャント及びＣｒエッチャントによりウェットエッチングを行い、レジスト剥離にて所望の櫛形電極部１２４ａを有するパターン電極１２４を形成した。そして、これをチップ状にダイシングして、Ｂ定数評価及び耐熱性試験用の膜評価用素子１２１とした。
なお、比較として（Ｍ１−ｗＡｗ）ｘＡｌｙＮｚ（但し、ＭはＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ及びＣｏの少なくとも１種を示すと共に、ＡはＳｃ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｎｂ及びＷの少なくとも１種を示す。）の組成比が本発明の範囲外であって結晶系が異なる比較例についても同様に作製して評価を行った。
なお、比較として（Ｍ１−ｗＡｗ）ｘＡｌｙＮｚ（但し、ＭはＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ及びＣｏの少なくとも１種を示すと共に、ＡはＳｃ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｎｂ及びＷの少なくとも１種を示す。）の組成比が本発明の範囲外であって結晶系が異なる比較例についても同様に作製して評価を行った。
＜膜の評価＞
（１）組成分析
反応性スパッタ法にて得られた薄膜サーミスタ部３について、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）にて元素分析を行った。このＸＰＳでは、Ａｒスパッタにより、最表面から深さ２０ｎｍのスパッタ面において、定量分析を実施した。その結果を表２から表７に示す。なお、以下の表中の組成比は「原子％」で示している。一部のサンプルに対して、最表面から深さ１００ｎｍのスパッタ面における定量分析を実施し、深さ２０ｎｍのスパッタ面と定量精度の範囲内で同じ組成であることを確認している。
（１）組成分析
反応性スパッタ法にて得られた薄膜サーミスタ部３について、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）にて元素分析を行った。このＸＰＳでは、Ａｒスパッタにより、最表面から深さ２０ｎｍのスパッタ面において、定量分析を実施した。その結果を表２から表７に示す。なお、以下の表中の組成比は「原子％」で示している。一部のサンプルに対して、最表面から深さ１００ｎｍのスパッタ面における定量分析を実施し、深さ２０ｎｍのスパッタ面と定量精度の範囲内で同じ組成であることを確認している。
なお、上記Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）は、Ｘ線源をＭｇＫα（３５０Ｗ）とし、パスエネルギー：５８．５ｅＶ、測定間隔：０．１２５ｅＶ、試料面に対する光電子取り出し角：４５ｄｅｇ、分析エリアを約８００μｍφの条件下で定量分析を実施した。なお、定量精度について、Ｎ／（Ｍ＋Ａ＋Ａｌ＋Ｎ）の定量精度は±２％、Ａｌ／（Ｍ＋Ａ＋Ａｌ）の定量精度は±１％である（但し、ＭはＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ及びＣｏの少なくとも１種を示すと共に、ＡはＳｃ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｎｂ及びＷの少なくとも１種。）。
（２）比抵抗測定
反応性スパッタ法にて得られた薄膜サーミスタ部３について、４端子法にて２５℃での比抵抗を測定した。その結果を表２から表７に示す。
（３）Ｂ定数測定
膜評価用素子１２１の２５℃及び５０℃の抵抗値を恒温槽内で測定し、２５℃と５０℃との抵抗値よりＢ定数を算出した。その結果を表２から表７に示す。また、２５℃と５０℃との抵抗値より負の温度特性をもつサーミスタであることを確認している。
反応性スパッタ法にて得られた薄膜サーミスタ部３について、４端子法にて２５℃での比抵抗を測定した。その結果を表２から表７に示す。
（３）Ｂ定数測定
膜評価用素子１２１の２５℃及び５０℃の抵抗値を恒温槽内で測定し、２５℃と５０℃との抵抗値よりＢ定数を算出した。その結果を表２から表７に示す。また、２５℃と５０℃との抵抗値より負の温度特性をもつサーミスタであることを確認している。
なお、本発明におけるＢ定数算出方法は、上述したように２５℃と５０℃とのそれぞれの抵抗値から以下の式によって求めている。
Ｂ定数（Ｋ）＝ｌｎ（Ｒ２５／Ｒ５０）／（１／Ｔ２５−１／Ｔ５０）
Ｒ２５（Ω）：２５℃における抵抗値
Ｒ５０（Ω）：５０℃における抵抗値
Ｔ２５（Ｋ）：２９８．１５Ｋ ２５℃を絶対温度表示
Ｔ５０（Ｋ）：３２３．１５Ｋ ５０℃を絶対温度表示
Ｂ定数（Ｋ）＝ｌｎ（Ｒ２５／Ｒ５０）／（１／Ｔ２５−１／Ｔ５０）
Ｒ２５（Ω）：２５℃における抵抗値
Ｒ５０（Ω）：５０℃における抵抗値
Ｔ２５（Ｋ）：２９８．１５Ｋ ２５℃を絶対温度表示
Ｔ５０（Ｋ）：３２３．１５Ｋ ５０℃を絶対温度表示
これらの結果からわかるように、（Ｍ１−ｗＡｗ）ｘＡｌｙＮｚ（但し、ＭはＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ及びＣｏの少なくとも１種を示すと共に、ＡはＳｃ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｎｂ及びＷの少なくとも１種を示す。）の組成比が図１から図５に示す３元系の三角図において、点Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄで囲まれる領域内、すなわち、「０．０＜ｗ＜１．０、０．７０≦ｙ／（ｘ＋ｙ）≦０．９８、０．４≦ｚ≦０．５、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１」となる領域内の実施例全てで、抵抗率：１５０Ωｃｍ以上、Ｂ定数：１５００Ｋ以上のサーミスタ特性が達成されている。
上記結果から２５℃での抵抗率とＢ定数との関係を示したグラフを、図９から図１３に示す。また、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｓｃ＋Ａｌ）比とＢ定数との関係を示したグラフを、図１４に示す。また、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ａｌ）比とＢ定数との関係を示したグラフを、図１５に示す。また、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ａｌ）比とＢ定数との関係を示したグラフを、図１６に示す。また、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ａｌ）比とＢ定数との関係を示したグラフを、図１７に示す。さらに、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｗ＋Ａｌ）比とＢ定数との関係を示したグラフを、図１８に示す。
これらのグラフから、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｓｃ＋Ａｌ）＝０．７〜０．９８、かつ、Ｎ／（Ｔｉ＋Ｓｃ＋Ａｌ＋Ｎ）＝０．４〜０．５の領域で、結晶系が六方晶のウルツ鉱型の単一相であるものは、２５℃における比抵抗値が１５０Ωｃｍ以上、Ｂ定数が１５００Ｋ以上の高抵抗かつ高Ｂ定数の領域が実現できている。
また、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ａｌ）＝０．７〜０．９８、かつ、Ｎ／（Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ａｌ＋Ｎ）＝０．４〜０．５の領域で、結晶系が六方晶のウルツ鉱型の単一相であるものは、２５℃における比抵抗値が１５０Ωｃｍ以上、Ｂ定数が１５００Ｋ以上の高抵抗かつ高Ｂ定数の領域が実現できている。
また、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ａｌ）＝０．７〜０．９８、かつ、Ｎ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ａｌ＋Ｎ）＝０．４〜０．５の領域で、結晶系が六方晶のウルツ鉱型の単一相であるものは、２５℃における比抵抗値が１５０Ωｃｍ以上、Ｂ定数が１５００Ｋ以上の高抵抗かつ高Ｂ定数の領域が実現できている。
また、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ａｌ）＝０．７〜０．９８、かつ、Ｎ／（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ａｌ＋Ｎ）＝０．４〜０．５の領域で、結晶系が六方晶のウルツ鉱型の単一相であるものは、２５℃における比抵抗値が１５０Ωｃｍ以上、Ｂ定数が１５００Ｋ以上の高抵抗かつ高Ｂ定数の領域が実現できている。
さらに、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｗ＋Ａｌ）＝０．７〜０．９８、かつ、Ｎ／（Ｔｉ＋Ｗ＋Ａｌ＋Ｎ）＝０．４〜０．５の領域で、結晶系が六方晶のウルツ鉱型の単一相であるものは、２５℃における比抵抗値が１５０Ωｃｍ以上、Ｂ定数が１５００Ｋ以上の高抵抗かつ高Ｂ定数の領域が実現できている。
なお、図１４から図１８のデータにおいて、同じＡｌ／（Ｔｉ＋Ｓｃ＋Ａｌ）比、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ａｌ）比、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ａｌ）比、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ａｌ）比またはＡｌ／（Ｔｉ＋Ｗ＋Ａｌ）比に対して、Ｂ定数がばらついているのは、結晶中の窒素量が異なる、もしくは窒素欠陥等の格子欠陥量が異なるためである。
また、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ａｌ）＝０．７〜０．９８、かつ、Ｎ／（Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ａｌ＋Ｎ）＝０．４〜０．５の領域で、結晶系が六方晶のウルツ鉱型の単一相であるものは、２５℃における比抵抗値が１５０Ωｃｍ以上、Ｂ定数が１５００Ｋ以上の高抵抗かつ高Ｂ定数の領域が実現できている。
また、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ａｌ）＝０．７〜０．９８、かつ、Ｎ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ａｌ＋Ｎ）＝０．４〜０．５の領域で、結晶系が六方晶のウルツ鉱型の単一相であるものは、２５℃における比抵抗値が１５０Ωｃｍ以上、Ｂ定数が１５００Ｋ以上の高抵抗かつ高Ｂ定数の領域が実現できている。
また、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ａｌ）＝０．７〜０．９８、かつ、Ｎ／（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ａｌ＋Ｎ）＝０．４〜０．５の領域で、結晶系が六方晶のウルツ鉱型の単一相であるものは、２５℃における比抵抗値が１５０Ωｃｍ以上、Ｂ定数が１５００Ｋ以上の高抵抗かつ高Ｂ定数の領域が実現できている。
さらに、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｗ＋Ａｌ）＝０．７〜０．９８、かつ、Ｎ／（Ｔｉ＋Ｗ＋Ａｌ＋Ｎ）＝０．４〜０．５の領域で、結晶系が六方晶のウルツ鉱型の単一相であるものは、２５℃における比抵抗値が１５０Ωｃｍ以上、Ｂ定数が１５００Ｋ以上の高抵抗かつ高Ｂ定数の領域が実現できている。
なお、図１４から図１８のデータにおいて、同じＡｌ／（Ｔｉ＋Ｓｃ＋Ａｌ）比、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ａｌ）比、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ａｌ）比、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ａｌ）比またはＡｌ／（Ｔｉ＋Ｗ＋Ａｌ）比に対して、Ｂ定数がばらついているのは、結晶中の窒素量が異なる、もしくは窒素欠陥等の格子欠陥量が異なるためである。
Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｓｃの場合である表２に示す比較例２は、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｓｃ＋Ａｌ）＜０．７の領域であり、結晶系は立方晶のＮａＣｌ型となっている。
このように、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｓｃ＋Ａｌ）＜０．７の領域では、２５℃における比抵抗値が１５０Ωｃｍ未満、Ｂ定数が１５００Ｋ未満であり、低抵抗かつ低Ｂ定数の領域であった。
表２に示す比較例１は、Ｎ／（Ｔｉ＋Ｓｃ＋Ａｌ＋Ｎ）が４０％に満たない領域であり、金属が窒化不足の結晶状態になっている。この比較例１は、ＮａＣｌ型でも、ウルツ鉱型でもない、非常に結晶性の劣る状態であった。また、これら比較例では、Ｂ定数及び抵抗値が共に非常に小さく、金属的振舞いに近いことがわかった。
このように、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｓｃ＋Ａｌ）＜０．７の領域では、２５℃における比抵抗値が１５０Ωｃｍ未満、Ｂ定数が１５００Ｋ未満であり、低抵抗かつ低Ｂ定数の領域であった。
表２に示す比較例１は、Ｎ／（Ｔｉ＋Ｓｃ＋Ａｌ＋Ｎ）が４０％に満たない領域であり、金属が窒化不足の結晶状態になっている。この比較例１は、ＮａＣｌ型でも、ウルツ鉱型でもない、非常に結晶性の劣る状態であった。また、これら比較例では、Ｂ定数及び抵抗値が共に非常に小さく、金属的振舞いに近いことがわかった。
Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｚｒの場合である表３に示す比較例２は、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ａｌ）＜０．７の領域であり、結晶系は立方晶のＮａＣｌ型となっている。
このように、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ａｌ）＜０．７の領域では、２５℃における比抵抗値が１５０Ωｃｍ未満、Ｂ定数が１５００Ｋ未満であり、低抵抗かつ低Ｂ定数の領域であった。
表３に示す比較例１は、Ｎ／（Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ａｌ＋Ｎ）が４０％に満たない領域であり、金属が窒化不足の結晶状態になっている。この比較例１は、ＮａＣｌ型でも、ウルツ鉱型でもない、非常に結晶性の劣る状態であった。また、これら比較例では、Ｂ定数及び抵抗値が共に非常に小さく、金属的振舞いに近いことがわかった。
このように、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ａｌ）＜０．７の領域では、２５℃における比抵抗値が１５０Ωｃｍ未満、Ｂ定数が１５００Ｋ未満であり、低抵抗かつ低Ｂ定数の領域であった。
表３に示す比較例１は、Ｎ／（Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ａｌ＋Ｎ）が４０％に満たない領域であり、金属が窒化不足の結晶状態になっている。この比較例１は、ＮａＣｌ型でも、ウルツ鉱型でもない、非常に結晶性の劣る状態であった。また、これら比較例では、Ｂ定数及び抵抗値が共に非常に小さく、金属的振舞いに近いことがわかった。
Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｍｏの場合である表４に示す比較例２は、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ａｌ）＜０．６６の領域であり、結晶系は立方晶のＮａＣｌ型となっている。表４に示す比較例３は、０．６６＜Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ａｌ）＜０．７０の領域であり、結晶系は六方晶のウルツ鉱型と立方晶のＮａＣｌ型が共存している。
このように、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ａｌ）＜０．７の領域では、２５℃における比抵抗値が１５０Ωｃｍ未満、Ｂ定数が１５００Ｋ未満であり、低抵抗かつ低Ｂ定数の領域であった。
表４に示す比較例１は、Ｎ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ａｌ＋Ｎ）が４０％に満たない領域であり、金属が窒化不足の結晶状態になっている。この比較例１は、ＮａＣｌ型でも、ウルツ鉱型でもない、非常に結晶性の劣る状態であった。また、これら比較例では、Ｂ定数及び抵抗値が共に非常に小さく、金属的振舞いに近いことがわかった。
このように、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ａｌ）＜０．７の領域では、２５℃における比抵抗値が１５０Ωｃｍ未満、Ｂ定数が１５００Ｋ未満であり、低抵抗かつ低Ｂ定数の領域であった。
表４に示す比較例１は、Ｎ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ａｌ＋Ｎ）が４０％に満たない領域であり、金属が窒化不足の結晶状態になっている。この比較例１は、ＮａＣｌ型でも、ウルツ鉱型でもない、非常に結晶性の劣る状態であった。また、これら比較例では、Ｂ定数及び抵抗値が共に非常に小さく、金属的振舞いに近いことがわかった。
Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｎｂの場合である表５に示す比較例２は、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ａｌ）＜０．７の領域であり、結晶系は立方晶のＮａＣｌ型となっている。
このように、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ａｌ）＜０．７の領域では、２５℃における比抵抗値が１５０Ωｃｍ未満、Ｂ定数が１５００Ｋ未満であり、低抵抗かつ低Ｂ定数の領域であった。
表５に示す比較例１は、Ｎ／（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ａｌ＋Ｎ）が４０％に満たない領域であり、金属が窒化不足の結晶状態になっている。この比較例１は、ＮａＣｌ型でも、ウルツ鉱型でもない、非常に結晶性の劣る状態であった。また、これら比較例では、Ｂ定数及び抵抗値が共に非常に小さく、金属的振舞いに近いことがわかった。
このように、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ａｌ）＜０．７の領域では、２５℃における比抵抗値が１５０Ωｃｍ未満、Ｂ定数が１５００Ｋ未満であり、低抵抗かつ低Ｂ定数の領域であった。
表５に示す比較例１は、Ｎ／（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ａｌ＋Ｎ）が４０％に満たない領域であり、金属が窒化不足の結晶状態になっている。この比較例１は、ＮａＣｌ型でも、ウルツ鉱型でもない、非常に結晶性の劣る状態であった。また、これら比較例では、Ｂ定数及び抵抗値が共に非常に小さく、金属的振舞いに近いことがわかった。
Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｗの場合である表６に示す比較例２は、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｗ＋Ａｌ）＜０．７の領域であり、結晶系は立方晶のＮａＣｌ型となっている。
このように、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｗ＋Ａｌ）＜０．７の領域では、２５℃における比抵抗値が１５０Ωｃｍ未満、Ｂ定数が１５００Ｋ未満であり、低抵抗かつ低Ｂ定数の領域であった。
表６に示す比較例１は、Ｎ／（Ｔｉ＋Ｗ＋Ａｌ＋Ｎ）が４０％に満たない領域であり、金属が窒化不足の結晶状態になっている。この比較例１は、ＮａＣｌ型でも、ウルツ鉱型でもない、非常に結晶性の劣る状態であった。また、これら比較例では、Ｂ定数及び抵抗値が共に非常に小さく、金属的振舞いに近いことがわかった。
なお、Ｍ＝Ｃｒ，Ａ＝Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｗのいずれかとした場合である表７に示す実施例でも、Ａｌ／（Ｃｒ＋Ａ＋Ａｌ）＝０．７〜０．９８，Ｎ／（Ｃｒ＋Ａ＋Ａｌ＋Ｎ）＝０．４０〜０．５０とすることで、ウルツ鉱型六方晶が得られ、高抵抗かつ高Ｂ定数のサーミスタ特性が得られている。
このように、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｗ＋Ａｌ）＜０．７の領域では、２５℃における比抵抗値が１５０Ωｃｍ未満、Ｂ定数が１５００Ｋ未満であり、低抵抗かつ低Ｂ定数の領域であった。
表６に示す比較例１は、Ｎ／（Ｔｉ＋Ｗ＋Ａｌ＋Ｎ）が４０％に満たない領域であり、金属が窒化不足の結晶状態になっている。この比較例１は、ＮａＣｌ型でも、ウルツ鉱型でもない、非常に結晶性の劣る状態であった。また、これら比較例では、Ｂ定数及び抵抗値が共に非常に小さく、金属的振舞いに近いことがわかった。
なお、Ｍ＝Ｃｒ，Ａ＝Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｗのいずれかとした場合である表７に示す実施例でも、Ａｌ／（Ｃｒ＋Ａ＋Ａｌ）＝０．７〜０．９８，Ｎ／（Ｃｒ＋Ａ＋Ａｌ＋Ｎ）＝０．４０〜０．５０とすることで、ウルツ鉱型六方晶が得られ、高抵抗かつ高Ｂ定数のサーミスタ特性が得られている。
（４）薄膜Ｘ線回折（結晶相の同定）
反応性スパッタ法にて得られた薄膜サーミスタ部３を、視斜角入射Ｘ線回折（Grazing Incidence X-ray Diffraction）により、結晶相を同定した。この薄膜Ｘ線回折は、微小角Ｘ線回折実験であり、管球をＣｕとし、入射角を１度とすると共に２θ＝２０〜１３０度の範囲で測定した。一部のサンプルについては、入射角を０度とし、２θ＝２０〜１００度の範囲で測定した。
反応性スパッタ法にて得られた薄膜サーミスタ部３を、視斜角入射Ｘ線回折（Grazing Incidence X-ray Diffraction）により、結晶相を同定した。この薄膜Ｘ線回折は、微小角Ｘ線回折実験であり、管球をＣｕとし、入射角を１度とすると共に２θ＝２０〜１３０度の範囲で測定した。一部のサンプルについては、入射角を０度とし、２θ＝２０〜１００度の範囲で測定した。
その結果、Ａｌ／（Ｍ＋Ａ＋Ａｌ）≧０．７の領域（ＭはＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ及びＣｏの少なくとも１種を示すと共に、ＡはＳｃ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｎｂ及びＷの少なくとも１種を示す。）においては、ウルツ鉱型相（六方晶、ＡｌＮと同じ相）であり、Ａｌ／（Ｍ＋Ａ＋Ａｌ）＜０．６６の領域においては、ＮａＣｌ型相（立方晶、ＴｉＮ、ＳｃＮ、ＺｒＮ、ＭｏＮ、ＮｂＮと同じ相）であった。また、０．６６＜ Ａｌ／（Ｍ＋Ａ＋Ａｌ）＜０．７においては、ウルツ鉱型相とＮａＣｌ型相との共存する結晶相であると考えられる。
このようにＭＡＡｌＮ系（ＭはＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ及びＣｏの少なくとも１種を示すと共に、ＡはＳｃ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｎｂ及びＷの少なくとも１種を示す。）においては、高抵抗かつ高Ｂ定数の領域は、Ａｌ／（Ｍ＋Ａ＋Ａｌ）≧０．７のウルツ鉱型相に存在している。なお、本発明の実施例では、不純物相は確認されておらず、ウルツ鉱型の単一相である。
なお、表２から表６に示す比較例１は、上述したように結晶相がウルツ鉱型相でもＮａＣｌ型相でもなく、本試験においては同定できなかった。また、これらの比較例は、ＸＲＤのピーク幅が非常に広いことから、非常に結晶性の劣る材料であった。これは、電気特性により金属的振舞いに近いことから、窒化不足の金属相になっていると考えられる。
なお、表２から表６に示す比較例１は、上述したように結晶相がウルツ鉱型相でもＮａＣｌ型相でもなく、本試験においては同定できなかった。また、これらの比較例は、ＸＲＤのピーク幅が非常に広いことから、非常に結晶性の劣る材料であった。これは、電気特性により金属的振舞いに近いことから、窒化不足の金属相になっていると考えられる。
次に、本発明の実施例は全てウルツ鉱型相の膜であり、配向性が強いことから、Ｓｉ基板Ｓ上に垂直な方向（膜厚方向）の結晶軸においてａ軸配向性とｃ軸配向性のどちらが強いか、ＸＲＤを用いて調査した。この際、結晶軸の配向性を調べるために、（１００）（ａ軸配向を示すｈｋｌ指数）と（００２）（ｃ軸配向を示すｈｋｌ指数）とのピーク強度比を測定した。
なお、同じ成膜条件でポリイミドフィルムに成膜しても、同様にウルツ鉱型の単一相が形成されていることを確認している。また、同じ成膜条件でポリイミドフィルムに成膜しても、配向性は変わらないことを確認している。
ｃ軸配向が強い実施例のＸＲＤプロファイルの一例を、図１９から図２３に示す。図１９の実施例は、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｓｃ＋Ａｌ）＝０．８２（ウルツ鉱型、六方晶）であり、入射角を１度として測定した。また、図２０の実施例は、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ａｌ）＝０．８４（ウルツ鉱型、六方晶）であり、入射角を１度として測定した。また、図２１の実施例は、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ａｌ）＝０．９３（ウルツ鉱型、六方晶）であり、入射角を１度として測定した。また、図２２の実施例は、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ａｌ）＝０．８２（ウルツ鉱型、六方晶）であり、入射角を１度として測定した。さらに、図２３の実施例は、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｗ＋Ａｌ）＝０．７６（ウルツ鉱型、六方晶）であり、入射角を１度として測定した。
これらの結果からわかるように、これらの実施例では、（１００）よりも（００２）の強度が非常に強くなっている。
これらの結果からわかるように、これらの実施例では、（１００）よりも（００２）の強度が非常に強くなっている。
なお、グラフ中（＊）は装置由来および熱酸化膜付きＳｉ基板由来のピークであり、サンプル本体のピーク、もしくは、不純物相のピークではないことを確認している。また、入射角を０度として、対称測定を実施し、そのピークが消失していることを確認し、装置由来および熱酸化膜付きＳｉ基板由来のピークであることを確認した。
次に、ウルツ鉱型材料である本発明の実施例に関して、さらに結晶構造と電気特性との相関を詳細に比較した。
表２から表６に示すように、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ａ＋Ａｌ）比、すなわちＡｌ／（Ｔｉ＋Ｓｃ＋Ａｌ）比、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ａｌ）比、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ａｌ）比、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ａｌ）比またはＡｌ／（Ｔｉ＋Ｗ＋Ａｌ）比が近い比率のものに対し、基板面に垂直方向の配向度の強い結晶軸がｃ軸である実施例の材料とａ軸である実施例の材料とがある。
表２から表６に示すように、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ａ＋Ａｌ）比、すなわちＡｌ／（Ｔｉ＋Ｓｃ＋Ａｌ）比、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ａｌ）比、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ａｌ）比、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ａｌ）比またはＡｌ／（Ｔｉ＋Ｗ＋Ａｌ）比が近い比率のものに対し、基板面に垂直方向の配向度の強い結晶軸がｃ軸である実施例の材料とａ軸である実施例の材料とがある。
これら両者を比較すると、Ａｌ／（Ｔｉ＋Ａ＋Ａｌ）比がほぼ同じであると、ａ軸配向が強い材料よりもｃ軸配向が強い材料の方が、Ｂ定数が大きいことがわかる。
また、Ｚｒ／（Ｔｉ＋Ｓｃ）比、Ｚｒ／（Ｔｉ＋Ｚｒ）比、Ｍｏ／（Ｔｉ＋Ｍｏ）比、Ｎｂ／（Ｔｉ＋Ｎｂ）比またはＷ／（Ｔｉ＋Ｗ）比が近い比率のものに対し、基板面に垂直方向の配向度の強い結晶軸がｃ軸である実施例の材料とａ軸である実施例の材料とがある。この場合も、Ｚｒ／（Ｔｉ＋Ｓｃ）比、Ｚｒ／（Ｔｉ＋Ｚｒ）比、Ｍｏ／（Ｔｉ＋Ｍｏ）比、Ｎｂ／（Ｔｉ＋Ｎｂ）比またはＷ／（Ｔｉ＋Ｗ）比が同じであると、ａ軸配向が強い材料よりもｃ軸配向が強い材料の方が、Ｂ定数が大きいことがわかる。
また、Ｎ量（Ｎ／（Ｔｉ＋Ａ＋Ａｌ＋Ｎ））に着目すると、ａ軸配向が強い材料よりもｃ軸配向が強い材料の方が、窒素量がわずかに大きいことがわかる。窒素欠陥がない場合の化学量論比が０．５（すなわち、Ｎ／（Ｔｉ＋Ａ＋Ａｌ＋Ｎ）＝０．５）であることから、ｃ軸配向が強い材料の方が、窒素欠陥量が少なく理想的な材料であることがわかる。
また、Ｚｒ／（Ｔｉ＋Ｓｃ）比、Ｚｒ／（Ｔｉ＋Ｚｒ）比、Ｍｏ／（Ｔｉ＋Ｍｏ）比、Ｎｂ／（Ｔｉ＋Ｎｂ）比またはＷ／（Ｔｉ＋Ｗ）比が近い比率のものに対し、基板面に垂直方向の配向度の強い結晶軸がｃ軸である実施例の材料とａ軸である実施例の材料とがある。この場合も、Ｚｒ／（Ｔｉ＋Ｓｃ）比、Ｚｒ／（Ｔｉ＋Ｚｒ）比、Ｍｏ／（Ｔｉ＋Ｍｏ）比、Ｎｂ／（Ｔｉ＋Ｎｂ）比またはＷ／（Ｔｉ＋Ｗ）比が同じであると、ａ軸配向が強い材料よりもｃ軸配向が強い材料の方が、Ｂ定数が大きいことがわかる。
また、Ｎ量（Ｎ／（Ｔｉ＋Ａ＋Ａｌ＋Ｎ））に着目すると、ａ軸配向が強い材料よりもｃ軸配向が強い材料の方が、窒素量がわずかに大きいことがわかる。窒素欠陥がない場合の化学量論比が０．５（すなわち、Ｎ／（Ｔｉ＋Ａ＋Ａｌ＋Ｎ）＝０．５）であることから、ｃ軸配向が強い材料の方が、窒素欠陥量が少なく理想的な材料であることがわかる。
＜結晶形態の評価＞
次に、薄膜サーミスタ部３の断面における結晶形態を示す一例として、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｓｃの場合として、熱酸化膜付きＳｉ基板Ｓ上に４４０ｎｍ程度成膜された実施例（Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｓｃ＋Ａｌ）＝０．８２，ウルツ鉱型六方晶、ｃ軸配向性が強い）の薄膜サーミスタ部３における断面ＳＥＭ写真を、図２４に示す。
また、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｚｒの場合として、熱酸化膜付きＳｉ基板Ｓ上に３５０ｎｍ程度成膜された実施例（Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ａｌ）＝０．８４，ウルツ鉱型六方晶、ｃ軸配向性が強い）の薄膜サーミスタ部３における断面ＳＥＭ写真を、図２５に示す。
また、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｍｏの場合として、熱酸化膜付きＳｉ基板Ｓ上に３２０ｎｍ程度成膜された実施例（Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ａｌ）＝０．９３，ウルツ鉱型六方晶、ｃ軸配向性が強い）の薄膜サーミスタ部３における断面ＳＥＭ写真を、図２６に示す。
また、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｎｂの場合として、熱酸化膜付きＳｉ基板Ｓ上に３００ｎｍ程度成膜された実施例（Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ａｌ）＝０．８２，ウルツ鉱型六方晶、ｃ軸配向性が強い）の薄膜サーミスタ部３における断面ＳＥＭ写真を、図２７に示す。
さらに、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｗの場合として、熱酸化膜付きＳｉ基板Ｓ上に４５０ｎｍ程度成膜された実施例（Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｗ＋Ａｌ）＝０．７６，ウルツ鉱型六方晶、ｃ軸配向性が強い）の薄膜サーミスタ部３における断面ＳＥＭ写真を、図２８に示す。
これらの実施例のサンプルは、Ｓｉ基板Ｓをへき開破断したものを用いている。また、４５°の角度で傾斜観察した写真である。
次に、薄膜サーミスタ部３の断面における結晶形態を示す一例として、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｓｃの場合として、熱酸化膜付きＳｉ基板Ｓ上に４４０ｎｍ程度成膜された実施例（Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｓｃ＋Ａｌ）＝０．８２，ウルツ鉱型六方晶、ｃ軸配向性が強い）の薄膜サーミスタ部３における断面ＳＥＭ写真を、図２４に示す。
また、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｚｒの場合として、熱酸化膜付きＳｉ基板Ｓ上に３５０ｎｍ程度成膜された実施例（Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ａｌ）＝０．８４，ウルツ鉱型六方晶、ｃ軸配向性が強い）の薄膜サーミスタ部３における断面ＳＥＭ写真を、図２５に示す。
また、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｍｏの場合として、熱酸化膜付きＳｉ基板Ｓ上に３２０ｎｍ程度成膜された実施例（Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ａｌ）＝０．９３，ウルツ鉱型六方晶、ｃ軸配向性が強い）の薄膜サーミスタ部３における断面ＳＥＭ写真を、図２６に示す。
また、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｎｂの場合として、熱酸化膜付きＳｉ基板Ｓ上に３００ｎｍ程度成膜された実施例（Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ａｌ）＝０．８２，ウルツ鉱型六方晶、ｃ軸配向性が強い）の薄膜サーミスタ部３における断面ＳＥＭ写真を、図２７に示す。
さらに、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｗの場合として、熱酸化膜付きＳｉ基板Ｓ上に４５０ｎｍ程度成膜された実施例（Ａｌ／（Ｔｉ＋Ｗ＋Ａｌ）＝０．７６，ウルツ鉱型六方晶、ｃ軸配向性が強い）の薄膜サーミスタ部３における断面ＳＥＭ写真を、図２８に示す。
これらの実施例のサンプルは、Ｓｉ基板Ｓをへき開破断したものを用いている。また、４５°の角度で傾斜観察した写真である。
これらの写真からわかるように、いずれの実施例も緻密な柱状結晶で形成されている。すなわち、ｃ軸配向が強い実施例及びａ軸配向が強い実施例の共に基板面に垂直な方向に柱状の結晶が成長している様子が観測されている。なお、柱状結晶の破断は、Ｓｉ基板Ｓをへき開破断した際に生じたものである。
なお、図中の柱状結晶サイズについて、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｓｃの場合である図２４のｃ軸配向が強い実施例は、粒径が１０ｎｍφ（±５ｎｍφ）、長さ３４０ｎｍ程度であった。
また、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｚｒの場合である図２５のｃ軸配向が強い実施例は、粒径が１０ｎｍφ（±５ｎｍφ）、長さ３５０ｎｍ程度であった。
また、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｍｏの場合である図２６のｃ軸配向が強い実施例は、粒径が１２ｎｍφ（±５ｎｍφ）、長さ３２０ｎｍ程度であった。
また、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｎｂの場合である図２７のｃ軸配向が強い実施例は、粒径が１０ｎｍφ（±５ｎｍφ）、長さ３００ｎｍ程度であった。さらに、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｗの場合である図２８のｃ軸配向が強い実施例は、粒径が１２ｎｍφ（±５ｎｍφ）、長さ４５０ｎｍ程度であった。
また、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｚｒの場合である図２５のｃ軸配向が強い実施例は、粒径が１０ｎｍφ（±５ｎｍφ）、長さ３５０ｎｍ程度であった。
また、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｍｏの場合である図２６のｃ軸配向が強い実施例は、粒径が１２ｎｍφ（±５ｎｍφ）、長さ３２０ｎｍ程度であった。
また、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｎｂの場合である図２７のｃ軸配向が強い実施例は、粒径が１０ｎｍφ（±５ｎｍφ）、長さ３００ｎｍ程度であった。さらに、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｗの場合である図２８のｃ軸配向が強い実施例は、粒径が１２ｎｍφ（±５ｎｍφ）、長さ４５０ｎｍ程度であった。
なお、ここでの粒径は、基板面内における柱状結晶の直径であり、長さは、基板面に垂直な方向の柱状結晶の長さ（膜厚）である。
柱状結晶のアスペクト比を（長さ）÷（粒径）として定義すると、本実施例は１０以上の大きいアスペクト比をもっている。柱状結晶の粒径が小さいことにより、膜が緻密となっていると考えられる。なお、熱酸化膜付きＳｉ基板Ｓ上に２００ｎｍ、５００ｎｍ、１０００ｎｍの厚さでそれぞれ成膜された場合にも、上記同様、緻密な柱状結晶で形成されていることを確認している。
柱状結晶のアスペクト比を（長さ）÷（粒径）として定義すると、本実施例は１０以上の大きいアスペクト比をもっている。柱状結晶の粒径が小さいことにより、膜が緻密となっていると考えられる。なお、熱酸化膜付きＳｉ基板Ｓ上に２００ｎｍ、５００ｎｍ、１０００ｎｍの厚さでそれぞれ成膜された場合にも、上記同様、緻密な柱状結晶で形成されていることを確認している。
＜耐熱試験評価＞
表２から表７に示す実施例及び比較例の一部において、大気中，１２５℃，１０００ｈの耐熱試験前後における抵抗値及びＢ定数を評価した。その結果を表８から表１２に示す。なお、比較として従来のＴａ−Ａｌ−Ｎ系材料による比較例も同様に評価した。
これらの結果からわかるように、Ａｌ濃度及び窒素濃度は異なるものの、Ｔａ−Ａｌ−Ｎ系である比較例と同程度量のＢ定数をもつ実施例で比較したとき、（Ｍ＋Ａ）−Ａｌ−Ｎ系（ＭはＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ及びＣｏの少なくとも１種を示すと共に、ＡはＳｃ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｎｂ及びＷの少なくとも１種を示す。）の方が抵抗値上昇率、Ｂ定数上昇率がともに小さく、耐熱試験前後における電気特性変化でみたときの耐熱性は、（Ｍ＋Ａ）−Ａｌ−Ｎ系の方が優れている。なお、表８から表１２の実施例はｃ軸配向が強い材料である。
表２から表７に示す実施例及び比較例の一部において、大気中，１２５℃，１０００ｈの耐熱試験前後における抵抗値及びＢ定数を評価した。その結果を表８から表１２に示す。なお、比較として従来のＴａ−Ａｌ−Ｎ系材料による比較例も同様に評価した。
これらの結果からわかるように、Ａｌ濃度及び窒素濃度は異なるものの、Ｔａ−Ａｌ−Ｎ系である比較例と同程度量のＢ定数をもつ実施例で比較したとき、（Ｍ＋Ａ）−Ａｌ−Ｎ系（ＭはＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ及びＣｏの少なくとも１種を示すと共に、ＡはＳｃ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｎｂ及びＷの少なくとも１種を示す。）の方が抵抗値上昇率、Ｂ定数上昇率がともに小さく、耐熱試験前後における電気特性変化でみたときの耐熱性は、（Ｍ＋Ａ）−Ａｌ−Ｎ系の方が優れている。なお、表８から表１２の実施例はｃ軸配向が強い材料である。
なお、Ｔａ−Ａｌ−Ｎ系材料では、Ｔａのイオン半径がＴｉ，Ｚｒ，Ｍｏ，ＮｂやＡｌに比べて非常に大きいため、高濃度Ａｌ領域でウルツ鉱型相を作製することができない。ＴａＡｌＮ系がウルツ鉱型相でないがゆえ、ウルツ鉱型相の（Ｍ＋Ａ）−Ａｌ−Ｎ系の方が耐熱性が良好であると考えられる。
＜窒素プラズマ照射による耐熱性評価＞
Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｓｃの場合、表２に示す実施例２の薄膜サーミスタ部３を成膜後に、真空度：６．７Ｐａ、出力：２００ＷでＮ２ガス雰囲気下で、窒素プラズマを照射させた。
また、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｚｒの場合、表３に示す実施例４の薄膜サーミスタ部３を成膜後に、真空度：６．７Ｐａ、出力：２００ＷでＮ２ガス雰囲気下で、窒素プラズマを照射させた。
また、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｍｏの場合、表４に示す実施例４の薄膜サーミスタ部３を成膜後に、真空度：６．７Ｐａ、出力：２００ＷでＮ２ガス雰囲気下で、窒素プラズマを照射させた。
また、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｎｂの場合、表５に示す実施例１の薄膜サーミスタ部３を成膜後に、真空度：６．７Ｐａ、出力：２００ＷでＮ２ガス雰囲気下で、窒素プラズマを照射させた。
さらに、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｗの場合、表６に示す実施例１の薄膜サーミスタ部３を成膜後に、真空度：６．７Ｐａ、出力：２００ＷでＮ２ガス雰囲気下で、窒素プラズマを照射させた。
Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｓｃの場合、表２に示す実施例２の薄膜サーミスタ部３を成膜後に、真空度：６．７Ｐａ、出力：２００ＷでＮ２ガス雰囲気下で、窒素プラズマを照射させた。
また、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｚｒの場合、表３に示す実施例４の薄膜サーミスタ部３を成膜後に、真空度：６．７Ｐａ、出力：２００ＷでＮ２ガス雰囲気下で、窒素プラズマを照射させた。
また、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｍｏの場合、表４に示す実施例４の薄膜サーミスタ部３を成膜後に、真空度：６．７Ｐａ、出力：２００ＷでＮ２ガス雰囲気下で、窒素プラズマを照射させた。
また、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｎｂの場合、表５に示す実施例１の薄膜サーミスタ部３を成膜後に、真空度：６．７Ｐａ、出力：２００ＷでＮ２ガス雰囲気下で、窒素プラズマを照射させた。
さらに、Ｍ＝Ｔｉ，Ａ＝Ｗの場合、表６に示す実施例１の薄膜サーミスタ部３を成膜後に、真空度：６．７Ｐａ、出力：２００ＷでＮ２ガス雰囲気下で、窒素プラズマを照射させた。
この窒素プラズマを実施した膜評価用素子１２１と実施しない膜評価用素子１２１とで耐熱試験を行った結果を、表１３から表１７に示す。この結果からわかるように、窒素プラズマを行った実施例では、比抵抗の上昇率が小さく、膜の耐熱性が向上している。これは、窒素プラズマによって膜の窒素欠陥が低減され、結晶性が向上したためである。なお、窒素プラズマはラジカル窒素を照射するとさらに良い。
このように上記評価において、Ｎ／（Ｍ＋Ａ＋Ａｌ＋Ｎ）：０．４〜０．５の範囲で作製すれば、良好なサーミスタ特性を示すことができることがわかる。しかしながら、窒素欠陥のない場合の化学量論比は０．５（すなわち、Ｎ／（Ｍ＋Ａ＋Ａｌ＋Ｎ）＝０．５）であり、今回の試験においては、窒素量が０．５より小さく、材料中に窒素欠陥があることがわかる。このため、窒素欠陥を補うプロセスを加えることが望ましく、その一つとして上記窒素プラズマ照射などが好ましい。
なお、本発明の技術範囲は上記実施形態及び実施例に限定されるものではなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲において種々の変更を加えることが可能である。
例えば、上記実施例では、Ｍ＝Ｔｉ又はＣｒとしてＭＡＡｌＮ（ＡはＳｃ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｎｂ及びＷの少なくとも１種を示す。）のサーミスタ用金属窒化物材料を作製したが、Ｖ，Ｍｎ，Ｆｅ及びＣｏの少なくとも１種をＴｉ又はＣｒの少なくとも一部に対して置換可能であり、同様の特性を得ることができる。
例えば、上記実施例では、Ｍ＝Ｔｉ又はＣｒとしてＭＡＡｌＮ（ＡはＳｃ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｎｂ及びＷの少なくとも１種を示す。）のサーミスタ用金属窒化物材料を作製したが、Ｖ，Ｍｎ，Ｆｅ及びＣｏの少なくとも１種をＴｉ又はＣｒの少なくとも一部に対して置換可能であり、同様の特性を得ることができる。
１…フィルム型サーミスタセンサ、２…絶縁性フィルム、３…薄膜サーミスタ部、４，１２４…パターン電極
Claims (6)
- サーミスタに用いられる金属窒化物材料であって、
一般式：（Ｍ１−ｗＡｗ）ｘＡｌｙＮｚ（但し、ＭはＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ及びＣｏの少なくとも１種を示すと共に、ＡはＳｃ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｎｂ及びＷの少なくとも１種を示す。０．０＜ｗ＜１．０、０．７０≦ｙ／（ｘ＋ｙ）≦０．９８、０．４≦ｚ≦０．５、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）で示される金属窒化物からなり、
その結晶構造が、六方晶系のウルツ鉱型の単相であることを特徴とするサーミスタ用金属窒化物材料。 - 請求項１に記載のサーミスタ用金属窒化物材料において、
膜状に形成され、
前記膜の表面に対して垂直方向に延在している柱状結晶であることを特徴とするサーミスタ用金属窒化物材料。 - 請求項１又は２に記載のサーミスタ用金属窒化物材料において、
膜状に形成され、
前記膜の表面に対して垂直方向にａ軸よりｃ軸が強く配向していることを特徴とするサーミスタ用金属窒化物材料。 - 絶縁性フィルムと、
該絶縁性フィルム上に請求項１から３のいずれか一項に記載のサーミスタ用金属窒化物材料で形成された薄膜サーミスタ部と、
少なくとも前記薄膜サーミスタ部の上又は下に形成された一対のパターン電極とを備えていることを特徴とするフィルム型サーミスタセンサ。 - 請求項１から３のいずれか一項に記載のサーミスタ用金属窒化物材料を製造する方法であって、
Ｍ−Ａ−Ａｌ合金スパッタリングターゲット（但し、ＭはＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ及びＣｏの少なくとも１種を示すと共に、ＡはＳｃ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｎｂ及びＷの少なくとも１種を示す。）を用いて窒素含有雰囲気中で反応性スパッタを行って成膜する成膜工程を有していることを特徴とするサーミスタ用金属窒化物材料の製造方法。 - 請求項５に記載のサーミスタ用金属窒化物材料の製造方法において、
前記成膜工程後に、形成された膜に窒素プラズマを照射する工程を有していることを特徴とするサーミスタ用金属窒化物材料の製造方法。
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