JP5493107B2 - 面方位（１１１）のＭｇＯ薄膜の作製方法 - Google Patents
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Description
本発明は、酸化マグネシウム(MgO)薄膜の作製方法、特に面方位(111)のＭｇＯ （以下、
「ＭｇＯ(111)」という）薄膜を原子スケールで表面平坦にレーザーアブレーション堆積
法によって作製する方法に関する。
「ＭｇＯ(111)」という）薄膜を原子スケールで表面平坦にレーザーアブレーション堆積
法によって作製する方法に関する。
結晶系が立方晶系の(111)面を有する薄膜の堆積用基板としては、例えば、イットリア安
定化ジルコニア（YSZ）、チタン酸ストロンチウム（SrTiO3）、酸化マグネシウム（MgO）
、マグネシウムアルミネート（MgAl2O4）、酸化イットリウム、(LaAlO3）0.3−（SrAl0.5
Ta0.5O3）0.7（LSAT）、シリコンなどが使用される。原子スケールで平坦でかつ結晶性の
良好な酸化物単結晶基板表面を形成するには通常、単結晶基板の表面を研磨する方法が用
いられている。
定化ジルコニア（YSZ）、チタン酸ストロンチウム（SrTiO3）、酸化マグネシウム（MgO）
、マグネシウムアルミネート（MgAl2O4）、酸化イットリウム、(LaAlO3）0.3−（SrAl0.5
Ta0.5O3）0.7（LSAT）、シリコンなどが使用される。原子スケールで平坦でかつ結晶性の
良好な酸化物単結晶基板表面を形成するには通常、単結晶基板の表面を研磨する方法が用
いられている。
代表的な酸化物絶縁体であるＭｇＯは、信頼できる絶縁体基板として面方位が (100)の研
磨面を持つ基板が市販されている。しかし、単結晶からＭｇＯ(111) 面を切り出し、機械
的に研磨する方法では、表面の平坦性は、きわめて悪く、表面疵等の欠陥も生じやすい。
このような方法で静電的に不安定なＭｇＯ(111)の平坦面を得るのは困難であり、ＲＨＥ
ＥＤ 像には表面の凹凸を反映した透過回折像が現われ、Ｋｉｋｕｃｈｉ線は現われてい
ない（非特許文献１）。
磨面を持つ基板が市販されている。しかし、単結晶からＭｇＯ(111) 面を切り出し、機械
的に研磨する方法では、表面の平坦性は、きわめて悪く、表面疵等の欠陥も生じやすい。
このような方法で静電的に不安定なＭｇＯ(111)の平坦面を得るのは困難であり、ＲＨＥ
ＥＤ 像には表面の凹凸を反映した透過回折像が現われ、Ｋｉｋｕｃｈｉ線は現われてい
ない（非特許文献１）。
この問題を解決する一手法として、表面が(100)面，(111)面，(110)面のいずれかの面で
あるＭｇＯ基板の表面に３Ｃ−ＳｉＣ膜を設ける際に、ＭｇＯ基板を水素雰囲気中で１０
００℃以上１６００℃以下に加熱し、所定時間保持することによりＭｇＯ基板の表面に原
子ステップを形成する方法が提案されている（特許文献１）。
あるＭｇＯ基板の表面に３Ｃ−ＳｉＣ膜を設ける際に、ＭｇＯ基板を水素雰囲気中で１０
００℃以上１６００℃以下に加熱し、所定時間保持することによりＭｇＯ基板の表面に原
子ステップを形成する方法が提案されている（特許文献１）。
ＭｇＯ以外の他の基板上に原子スケールで平坦なＭｇＯ(111)薄膜を気相成長させる試み
は、６Ｈ−ＳｉＣ(0001)（非特許文献２）、ＧａＮ(0002)（非特許文献３）、Ａｌ2Ｏ3(0
001)（非特許文献４、５）、Ａｇ(111)（非特許文献６）などの基板を用いて行われてき
たが、原子間力顕微鏡での断面プロファイルにより原子スケールでのステップ段差が確認
でき、成長時に反射高速電子線回折（RHEED）による強度振動が見え、原子スケールでの
積層状(layer by layer)成長が確認できたものは今までなかった。
は、６Ｈ−ＳｉＣ(0001)（非特許文献２）、ＧａＮ(0002)（非特許文献３）、Ａｌ2Ｏ3(0
001)（非特許文献４、５）、Ａｇ(111)（非特許文献６）などの基板を用いて行われてき
たが、原子間力顕微鏡での断面プロファイルにより原子スケールでのステップ段差が確認
でき、成長時に反射高速電子線回折（RHEED）による強度振動が見え、原子スケールでの
積層状(layer by layer)成長が確認できたものは今までなかった。
ＭｇＯ(111) は、強誘電体薄膜素子のバッファ層としても用いられる（特許文献２，３）
。また、ＭｇＯ(111) 面は、分子吸着、触媒反応に対して活性を持つことが知られており
、メタノールの低温での分解触媒への利用が報告されている（非特許文献７）。
。また、ＭｇＯ(111) 面は、分子吸着、触媒反応に対して活性を持つことが知られており
、メタノールの低温での分解触媒への利用が報告されている（非特許文献７）。
本発明者らは、先に、有機ＥＬディスプレイ等の表示デバイス等のホール注入電極や、発
光ダイオード（ＬＥＤ）、レーザーダイオード（ＬＤ）、紫外線検出器のｐ型層として使
用できるｐ型酸化物半導体として原子スケールで平坦な ＮｉＯ(111) 薄膜を単結晶基板
上に形成する方法を開発し、特許出願した（特許文献４、非特許文献８）。ＭｇＯと同様
に岩塩構造を取る ＮｉＯも単結晶を切り出して (111) 平坦面を得るのは困難であるが、
上に示した方法により単結晶基板上にＮｉＯ(111) 超平坦面を得ることが出来る。しかし
、この方法では原子スケールで平坦な ＭｇＯ(111) 表面を形成しようとすると、ＭｇＯ
と単結晶基板が固溶反応するために実現できない。
光ダイオード（ＬＥＤ）、レーザーダイオード（ＬＤ）、紫外線検出器のｐ型層として使
用できるｐ型酸化物半導体として原子スケールで平坦な ＮｉＯ(111) 薄膜を単結晶基板
上に形成する方法を開発し、特許出願した（特許文献４、非特許文献８）。ＭｇＯと同様
に岩塩構造を取る ＮｉＯも単結晶を切り出して (111) 平坦面を得るのは困難であるが、
上に示した方法により単結晶基板上にＮｉＯ(111) 超平坦面を得ることが出来る。しかし
、この方法では原子スケールで平坦な ＭｇＯ(111) 表面を形成しようとすると、ＭｇＯ
と単結晶基板が固溶反応するために実現できない。
Lazarov et al., PHYSICAL REVIEW B 71, 115434 (2005)
Goodrich et al., APPLIED PHYSICS LETTERS 90, 042910 （2007）
Craft et al., APPLIED PHYSICS LETTERS 88, 212906 (2006)
Susaki et al., Applied Physics Express 2 091403 (2009)
Susaki, ANNUAL REPORT OF THE MURATA SCIENCE FOUNDATION,No.23,A81129 (2009)
Kiguchi et al., PHYSICAL REVIEW B 68, 115402 (2003）
Hu et al., J. Phys. Chem. C 111, 12038（2007）
H. Ohta, M. Hirano, K. Nakahara, H. Maruta, T. Tanabe, M. Kamiya, T. Kamiya, and H. Hosono, Appl. Phys. Lett. 83, 1029 (2003)
基板、又は基板に堆積した薄膜の原子スケールで平坦な面は、この上に極く薄膜のデバイ
ス構造を作製する際にきわめて重要となる。例えば、極く薄膜のチャンネル層をこの上に
構築する場合、下地の面の粗さがチャンネル層の厚みと同じオーダーの大きさであると、
下地の面の凹凸での散乱の効果が大きくなり、チャンネル層は設計どおりの動作を行わな
い。
ス構造を作製する際にきわめて重要となる。例えば、極く薄膜のチャンネル層をこの上に
構築する場合、下地の面の粗さがチャンネル層の厚みと同じオーダーの大きさであると、
下地の面の凹凸での散乱の効果が大きくなり、チャンネル層は設計どおりの動作を行わな
い。
ＭｇＯは、(100) 研磨面を持つ基板が市販されている。一方、ＭｇＯの (111) 面は原子
スケールで平坦化されると、全て陽イオン（Mg2+）、又は全て陰イオン（O2-）から成る
面が露出することになり、静電的に極めて不安定である。実際、バルク単結晶ＭｇＯを切
り出して原子スケールで平坦な (111) 面を研磨により得ることは成功していない。
スケールで平坦化されると、全て陽イオン（Mg2+）、又は全て陰イオン（O2-）から成る
面が露出することになり、静電的に極めて不安定である。実際、バルク単結晶ＭｇＯを切
り出して原子スケールで平坦な (111) 面を研磨により得ることは成功していない。
本発明者らは、原子スケールで平坦な面を持つＡｌ2Ｏ3(0001)基板にＭｇＯ (111)を堆積
する方法を報告した（非特許文献４）が、 図４に示すように、二乗平均粗さは０．２ｎ
ｍ程度を超え、しかも膜が厚くなるにつれて粗さが大きくなり、厚さ８０ｎｍでは粗さは
約０．６ｎｍであり、原子スケールで平坦なＭｇＯ (111) 面は得られていなかった。
する方法を報告した（非特許文献４）が、 図４に示すように、二乗平均粗さは０．２ｎ
ｍ程度を超え、しかも膜が厚くなるにつれて粗さが大きくなり、厚さ８０ｎｍでは粗さは
約０．６ｎｍであり、原子スケールで平坦なＭｇＯ (111) 面は得られていなかった。
現在、結晶系が３方晶系、６方晶系の薄膜の堆積に用いる酸化物基板としては、Ａｌ2Ｏ3
(0001)、ＹＳＺ(111) 、ＭｇＡｌ2Ｏ4 (111) 、ＺｎＯ (0001)については原子スケールで
平坦な市販品が存在する。これらの基板の格子定数は ＭｇＯとは有意に異なるため、そ
のままＭｇＯ(111) 平坦面の代わりの基板にはならない。
(0001)、ＹＳＺ(111) 、ＭｇＡｌ2Ｏ4 (111) 、ＺｎＯ (0001)については原子スケールで
平坦な市販品が存在する。これらの基板の格子定数は ＭｇＯとは有意に異なるため、そ
のままＭｇＯ(111) 平坦面の代わりの基板にはならない。
ＭｇＯ(111)面は、結晶系が３方晶系、６方晶系薄膜の堆積用の基板として利用が可能で
あり、ＭｇＯは、現在市販されているＭｇＯ以外の基板材料とは格子定数が異なるため、
ＭｇＯ(111)を基板、又はバッファ層として用いれば堆積した薄膜に今までに試されてい
ない格子歪を導入することが可能となる。
あり、ＭｇＯは、現在市販されているＭｇＯ以外の基板材料とは格子定数が異なるため、
ＭｇＯ(111)を基板、又はバッファ層として用いれば堆積した薄膜に今までに試されてい
ない格子歪を導入することが可能となる。
また、岩塩構造の (111) 面に固有の電気的な不安定性に起因する電気的、化学的な活性
は理論的に注目されてきたが、原子スケールで平坦な表面を持つＭｇＯ(111) 薄膜の実現
は、ＭｇＯの大きな電気的な不安定性のためにこれまで阻まれてきた。よって、ＭｇＯ(1
11) 面の活性の実証的評価はなされておらず、電気的、化学的な活性の触媒等への利用も
進んでいなかった。
は理論的に注目されてきたが、原子スケールで平坦な表面を持つＭｇＯ(111) 薄膜の実現
は、ＭｇＯの大きな電気的な不安定性のためにこれまで阻まれてきた。よって、ＭｇＯ(1
11) 面の活性の実証的評価はなされておらず、電気的、化学的な活性の触媒等への利用も
進んでいなかった。
本発明は、（１）レーザーアブレーション堆積法によりＭｇＯ焼結体又は単結晶をターゲ
ットとして用いてＭｇＯ薄膜を基板上に堆積する方法において、基板として、単結晶Ｎｉ
Ｏ(111)薄膜層を原子スケールで表面平坦に成膜した単結晶基板を用い、該ＮｉＯ(111)薄
膜層上に「Ｍｇ−Ｏ」層を１ユニットとして積層状に堆積させてエピタキシャル成長させ
ることによってＭｇＯ(111)薄膜を原子スケールで表面平坦に成膜することを特徴とする
面方位(111)のＭｇＯ薄膜の作製方法、である。
ットとして用いてＭｇＯ薄膜を基板上に堆積する方法において、基板として、単結晶Ｎｉ
Ｏ(111)薄膜層を原子スケールで表面平坦に成膜した単結晶基板を用い、該ＮｉＯ(111)薄
膜層上に「Ｍｇ−Ｏ」層を１ユニットとして積層状に堆積させてエピタキシャル成長させ
ることによってＭｇＯ(111)薄膜を原子スケールで表面平坦に成膜することを特徴とする
面方位(111)のＭｇＯ薄膜の作製方法、である。
また、本発明は、（２）基板温度を５００〜９００℃とし、酸素分圧を１０-4〜１Ｐａと
してＭｇＯ(111)薄膜を成膜することを特徴とする上記（１）のＭｇＯ薄膜の作製方法、
である。
してＭｇＯ(111)薄膜を成膜することを特徴とする上記（１）のＭｇＯ薄膜の作製方法、
である。
また、本発明は、（３）「Ｍｇ−Ｏ」の層数が１〜５００であることを特徴とする上記（
１）のＭｇＯ薄膜の作製方法、である。
１）のＭｇＯ薄膜の作製方法、である。
また、本発明は、（４）「Ｍｇ−Ｏ」の層数が１〜１０であり、「Ｍｇ−Ｏ」層の堆積時
にＲＨＥＥＤ強度振動をモニタリングすることによって、所望の層数で堆積を停止するこ
とを特徴とする上記（１）のＭｇＯ薄膜の作製方法、である。
にＲＨＥＥＤ強度振動をモニタリングすることによって、所望の層数で堆積を停止するこ
とを特徴とする上記（１）のＭｇＯ薄膜の作製方法、である。
また、本発明は、（５）ＭｇＯ(111)薄膜の二乗平均粗さＲRMSが０．２５ｎｍを超えない
ことを特徴とする上記（１）のＭｇＯ薄膜の作製方法、である。
ことを特徴とする上記（１）のＭｇＯ薄膜の作製方法、である。
本発明者らは、単結晶基板に成膜した原子スケールで表面平坦な単結晶ＮｉＯ(111)薄膜
上にレーザーアブレーション堆積法によりＭｇＯ焼結体又は単結晶をターゲットとして用
いてＭｇＯ薄膜を作製することで、初めて原子スケールで「Ｍｇ−Ｏ」を積層状（レイヤ
ーバイレイヤー）に堆積することが可能となり、ＭｇＯ(111)薄膜を原子スケールで表面
平坦に作製できることを見出した。なお、「Ｍｇ−Ｏ」とは、MgO(111) 薄膜において、
電気的中性を保った最も薄い膜であり、Ｍｇだけが存在する平面と、それに隣接するＯだ
けが存在する平面の2平面から構成される層のことをいう。
上にレーザーアブレーション堆積法によりＭｇＯ焼結体又は単結晶をターゲットとして用
いてＭｇＯ薄膜を作製することで、初めて原子スケールで「Ｍｇ−Ｏ」を積層状（レイヤ
ーバイレイヤー）に堆積することが可能となり、ＭｇＯ(111)薄膜を原子スケールで表面
平坦に作製できることを見出した。なお、「Ｍｇ−Ｏ」とは、MgO(111) 薄膜において、
電気的中性を保った最も薄い膜であり、Ｍｇだけが存在する平面と、それに隣接するＯだ
けが存在する平面の2平面から構成される層のことをいう。
上記の単結晶基板としては、好ましくは耐熱性単結晶基板、例えば、ＹＳＺのような安定
化ジルコニア等が用いられるが、ＹＳＺに直接ＭｇＯを室温で堆積し、後で１，３００℃
で加熱してアニールするという方法は、ＭｇＯとＹＳＺが反応するので実行できない。中
間温度でＭｇＯを堆積させると、ある程度表面平坦な膜が形成されるが、原子スケールで
平坦な表面は得られず、ＲＨＥＥＤ強度振動も見られない。原子スケールで表面平坦でな
いＮｉＯ薄膜上にＭｇＯを堆積すると、原子スケールで平坦なＭｇＯ表面は得られず、Ｒ
ＨＥＥＤ強度振動も見られない。
化ジルコニア等が用いられるが、ＹＳＺに直接ＭｇＯを室温で堆積し、後で１，３００℃
で加熱してアニールするという方法は、ＭｇＯとＹＳＺが反応するので実行できない。中
間温度でＭｇＯを堆積させると、ある程度表面平坦な膜が形成されるが、原子スケールで
平坦な表面は得られず、ＲＨＥＥＤ強度振動も見られない。原子スケールで表面平坦でな
いＮｉＯ薄膜上にＭｇＯを堆積すると、原子スケールで平坦なＭｇＯ表面は得られず、Ｒ
ＨＥＥＤ強度振動も見られない。
なお、岩塩構造の (111) 面の電気的な不安定さという点では ＭｇＯもＮｉＯも同様であ
るが、ＮｉＯの場合は遷移金属であるＮｉがさまざまな価数を取りうるため、電気的不安
定性を緩和するような電子配置を取ることが予想できる。その点で、ＭｇＯ(111) 面の方
は、強いイオン結合性、非常に大きいバンドギャップと合わせて、ＮｉＯより不安定性は
高い。単結晶ＮｉＯ(111)薄膜は、不安定性の高いＭｇＯ(111) 面の堆積に際してバッフ
ァ層としての機能を有するが、ＮｉＯ(111) 薄膜をアニール処理により超平坦単結晶膜と
した場合に、他の基板材料では、従来実現出来なかったより不安定なＭｇＯ(111)薄膜の
レイヤーバイレイヤー成長を可能とし、原子スケールで表面平坦な膜が堆積する理由は明
確ではない。
るが、ＮｉＯの場合は遷移金属であるＮｉがさまざまな価数を取りうるため、電気的不安
定性を緩和するような電子配置を取ることが予想できる。その点で、ＭｇＯ(111) 面の方
は、強いイオン結合性、非常に大きいバンドギャップと合わせて、ＮｉＯより不安定性は
高い。単結晶ＮｉＯ(111)薄膜は、不安定性の高いＭｇＯ(111) 面の堆積に際してバッフ
ァ層としての機能を有するが、ＮｉＯ(111) 薄膜をアニール処理により超平坦単結晶膜と
した場合に、他の基板材料では、従来実現出来なかったより不安定なＭｇＯ(111)薄膜の
レイヤーバイレイヤー成長を可能とし、原子スケールで表面平坦な膜が堆積する理由は明
確ではない。
さらに、ＮｉＯ(111) 表面では不安定性を部分的に緩和するために原子位置の面内方向の
再構成を生じるのに対し、本発明の方法で作製したＭｇＯ(111) 表面は高い不安定性にも
かかわらず面内方向の再構成を生じない。この理由は明らかではないが、再構成を生じな
い本ＭｇＯ(111)表面は、他の膜の成長のためのテンプレートとして有用性は大きい。
再構成を生じるのに対し、本発明の方法で作製したＭｇＯ(111) 表面は高い不安定性にも
かかわらず面内方向の再構成を生じない。この理由は明らかではないが、再構成を生じな
い本ＭｇＯ(111)表面は、他の膜の成長のためのテンプレートとして有用性は大きい。
本発明の方法で作製した原子スケールで表面平坦なＭｇＯ(111)薄膜は、他の薄膜成長の
ためのバッファ層として特に有用である。特に、本ＭｇＯ(111)薄膜の結晶性は他の薄膜
に比べてきわめて高いため、この上に成長させた薄膜においても高い結晶性を期待できる
という点で有用である。
ためのバッファ層として特に有用である。特に、本ＭｇＯ(111)薄膜の結晶性は他の薄膜
に比べてきわめて高いため、この上に成長させた薄膜においても高い結晶性を期待できる
という点で有用である。
なお、本明細書中で用いている「原子スケールで表面平坦な」の意味は下記のとおりであ
る。酸化物単結晶基板の表面は、通常、その製造工程における光学研磨による研磨痕があ
り、結晶そのものにもダメージが入っている。このような基板を大気中又は真空中で１０
００℃以上に加熱することによって表面拡散を起こさせると超平坦化した表面が得られる
。超平坦化した酸化物単結晶基板の表面には結晶構造を反映した構造が現れる。すなわち
、数１００ｎｍ程度の幅を持つテラスとサブナノメータ(nm)程度の高さを持つステップか
らなる構造を、一般に「原子スケールで表面平坦」と呼ぶ。基板に堆積した薄膜について
も同様である。
る。酸化物単結晶基板の表面は、通常、その製造工程における光学研磨による研磨痕があ
り、結晶そのものにもダメージが入っている。このような基板を大気中又は真空中で１０
００℃以上に加熱することによって表面拡散を起こさせると超平坦化した表面が得られる
。超平坦化した酸化物単結晶基板の表面には結晶構造を反映した構造が現れる。すなわち
、数１００ｎｍ程度の幅を持つテラスとサブナノメータ(nm)程度の高さを持つステップか
らなる構造を、一般に「原子スケールで表面平坦」と呼ぶ。基板に堆積した薄膜について
も同様である。
テラス部分は平面状に配列した原子からなり、若干存在する欠陥の存在を無視すれば、完
全に平坦化された表面である。ステップの存在により、構造全体で完全平坦化された表面
とはならない。この構造を二乗平均粗さ測定方法による粗さＲRMSで表現すれば、ＲRMSは
１．０ｎｍ以下のものである。ＲRMSは、原子間力顕微鏡で、例えば、１μｍ角の範囲を
走査することによって算出した値である。
全に平坦化された表面である。ステップの存在により、構造全体で完全平坦化された表面
とはならない。この構造を二乗平均粗さ測定方法による粗さＲRMSで表現すれば、ＲRMSは
１．０ｎｍ以下のものである。ＲRMSは、原子間力顕微鏡で、例えば、１μｍ角の範囲を
走査することによって算出した値である。
単結晶から ＭｇＯ(111) 面を切り出し、機械的に研磨する方法では不可能であり、また
、従来のＡｌ2Ｏ3(0001)、ＹＳＺ(111) 、ＭｇＡｌ2Ｏ4 (111) 、ＺｎＯ (0001)等の原子
スケールで平坦な面を持つ基板を用いても得られなかった原子スケールで表面平坦な高い
結晶性のＭｇＯ(111) 薄膜の作製に成功した。
、従来のＡｌ2Ｏ3(0001)、ＹＳＺ(111) 、ＭｇＡｌ2Ｏ4 (111) 、ＺｎＯ (0001)等の原子
スケールで平坦な面を持つ基板を用いても得られなかった原子スケールで表面平坦な高い
結晶性のＭｇＯ(111) 薄膜の作製に成功した。
図１に、本発明の方法を実施するための工程を概念図で示す。本発明の方法においては、
表面を研磨した基板に直接、レーザーアブレーション堆積法によりＭｇＯ薄膜を堆積する
のではなく、該単結晶基板表面に原子スケールで平坦なテラスとサブナノメータ(nm)のス
テップから構成されている単結晶ＮｉＯ(111)薄膜を成膜した基板を用いる。このような
単結晶ＮｉＯ(111)薄膜の成膜方法は、前記特許第４，０１４，４７３号明細書・図面記
載の方法を用いることができる。
表面を研磨した基板に直接、レーザーアブレーション堆積法によりＭｇＯ薄膜を堆積する
のではなく、該単結晶基板表面に原子スケールで平坦なテラスとサブナノメータ(nm)のス
テップから構成されている単結晶ＮｉＯ(111)薄膜を成膜した基板を用いる。このような
単結晶ＮｉＯ(111)薄膜の成膜方法は、前記特許第４，０１４，４７３号明細書・図面記
載の方法を用いることができる。
基板には、耐熱性単結晶である、酸化物単結晶基板、Ｓｉ基板、ＳｉＣ基板、ＣａＦ2基
板などを用いる。酸化物単結晶基板には、例えば、ＹＳＺ等の安定化ジルコニア、サファ
イア、ＭｇＯ、ＺｎＯなどがある。特に、ＹＳＺは、アニールによるＮｉＯとの反応が生
じ難く、結晶性が悪くならないので好ましい。
板などを用いる。酸化物単結晶基板には、例えば、ＹＳＺ等の安定化ジルコニア、サファ
イア、ＭｇＯ、ＺｎＯなどがある。特に、ＹＳＺは、アニールによるＮｉＯとの反応が生
じ難く、結晶性が悪くならないので好ましい。
すなわち、まず、超平坦化した単結晶基板、好ましくはＹＳＺ(111)基板の上にＮｉＯ単
結晶薄膜を堆積する（図１のＡ）。堆積方法には、パルス・レーザー蒸着法、スパッタリ
ング法、ＣＶＤ法、ＭＯ−ＣＶＤ法、ＭＢＥ法などを用いることができる。堆積時の基板
温度は１００℃以下とする。下限温度は０℃である。堆積時の基板温度はより好ましくは
１０〜５０℃である。基板表面の二乗平均粗さＲRMSは、１．０ｎｍ以下のものを用いる
ことが好ましい。ＲRMSは原子間力顕微鏡で、例えば、１μｍ角を走査することによって
算出できる。
結晶薄膜を堆積する（図１のＡ）。堆積方法には、パルス・レーザー蒸着法、スパッタリ
ング法、ＣＶＤ法、ＭＯ−ＣＶＤ法、ＭＢＥ法などを用いることができる。堆積時の基板
温度は１００℃以下とする。下限温度は０℃である。堆積時の基板温度はより好ましくは
１０〜５０℃である。基板表面の二乗平均粗さＲRMSは、１．０ｎｍ以下のものを用いる
ことが好ましい。ＲRMSは原子間力顕微鏡で、例えば、１μｍ角を走査することによって
算出できる。
上記のＹＳＺ基板に堆積したＮｉＯ薄膜は三次元的に堆積された粒子が観察されるのみで
、原子スケールで平坦なテラスと分子層ステップの構造は見られないが、これを高温でア
ニールする。アニール温度は６００℃〜１５００℃が好ましい。
、原子スケールで平坦なテラスと分子層ステップの構造は見られないが、これを高温でア
ニールする。アニール温度は６００℃〜１５００℃が好ましい。
アニールする場合、ＮｉＯ薄膜表面を、ＹＳＺ単結晶基板などで覆うことが好ましい。ま
た、ＮｉＯ薄膜を堆積した基板２枚を、膜部分を内側に挟み込む形で２枚重ねてアニール
してもよい（図１のＢ）。アニール中の雰囲気は大気又は酸素ガスが好ましい。次に２枚
重ねた場合は、はがして１枚に戻す（図１のＣ）。これにより原子スケールで表面平坦な
単結晶 ＮｉＯ(111) （以下、「ＮｉＯ(111)/ＹＳＺ(111)」という）を形成する。
た、ＮｉＯ薄膜を堆積した基板２枚を、膜部分を内側に挟み込む形で２枚重ねてアニール
してもよい（図１のＢ）。アニール中の雰囲気は大気又は酸素ガスが好ましい。次に２枚
重ねた場合は、はがして１枚に戻す（図１のＣ）。これにより原子スケールで表面平坦な
単結晶 ＮｉＯ(111) （以下、「ＮｉＯ(111)/ＹＳＺ(111)」という）を形成する。
次に、ＮｉＯ(111)/ＹＳＺ(111)上にＭｇＯをレーザーアブレーション法で堆積する（図
１のＤ）。堆積時の基板温度は好ましくは５００℃〜９００℃とし、酸素分圧は好ましく
は１０-4〜１Ｐａとする。基板温度が５００℃より低いとＲＨＥＥＤ振動は見えなくなり
、９００℃を超えるとＮｉＯ層へのＭｇＯの顕著な固溶が予想されるので好ましくない。
酸素分圧が１０-4未満では高温では金属Ｎｉの析出が起こり、１Ｐａを超えるとＲＨＥＥ
Ｄ振動は再び見えなくなり好ましくない。ターゲットは、ＭｇＯ焼結体又はＭｇＯ単結晶
を用いる。ターゲットと基板との間隔は、任意であるが、装置の規模に応じて適宜選択す
る。上記の方法により、目的に応じて所望の膜厚となるように堆積する。
１のＤ）。堆積時の基板温度は好ましくは５００℃〜９００℃とし、酸素分圧は好ましく
は１０-4〜１Ｐａとする。基板温度が５００℃より低いとＲＨＥＥＤ振動は見えなくなり
、９００℃を超えるとＮｉＯ層へのＭｇＯの顕著な固溶が予想されるので好ましくない。
酸素分圧が１０-4未満では高温では金属Ｎｉの析出が起こり、１Ｐａを超えるとＲＨＥＥ
Ｄ振動は再び見えなくなり好ましくない。ターゲットは、ＭｇＯ焼結体又はＭｇＯ単結晶
を用いる。ターゲットと基板との間隔は、任意であるが、装置の規模に応じて適宜選択す
る。上記の方法により、目的に応じて所望の膜厚となるように堆積する。
この方法により「Ｍｇ−Ｏ」層を１ユニットとする層が１０層まではユニットごとに積層
状（レイヤーバイレイヤー）に成長し、単結晶の研磨では存在しない原子スケールで表面
平坦な(111)面が得られる。また、「Ｍｇ−Ｏ」の層数を１０〜５００に増やしても、二
乗平均粗さＲRMSが０．５ｎｍ、好ましくは０．２５ｎｍを超えない平坦性と単結晶に匹
敵する結晶性が得られる。ＭｇＯ(111) 薄膜をバッファ層として使用する場合、その膜厚
は１ｎｍ〜２０００ｎｍ、好ましくは１ｎｍ〜２００ｎｍ程度が用いられるが、本発明の
方法で得られるＭｇＯ(１１１)薄膜は膜厚が大きくなっても次第に粗くなることはない。
したがって、膜厚１ｎｍ〜２００ｎｍで０．５ｎｍ、好ましくは０．２５ｎｍを超えない
平坦性を実現できる。
状（レイヤーバイレイヤー）に成長し、単結晶の研磨では存在しない原子スケールで表面
平坦な(111)面が得られる。また、「Ｍｇ−Ｏ」の層数を１０〜５００に増やしても、二
乗平均粗さＲRMSが０．５ｎｍ、好ましくは０．２５ｎｍを超えない平坦性と単結晶に匹
敵する結晶性が得られる。ＭｇＯ(111) 薄膜をバッファ層として使用する場合、その膜厚
は１ｎｍ〜２０００ｎｍ、好ましくは１ｎｍ〜２００ｎｍ程度が用いられるが、本発明の
方法で得られるＭｇＯ(１１１)薄膜は膜厚が大きくなっても次第に粗くなることはない。
したがって、膜厚１ｎｍ〜２００ｎｍで０．５ｎｍ、好ましくは０．２５ｎｍを超えない
平坦性を実現できる。
また、ＲＨＥＥＤ強度振動が１０周期程度まで観察できるので、１０周期程度までは「Ｍ
ｇ−Ｏ」層ユニット数（原子スケールの膜厚）をＲＨＥＥＤ強度振動のモニタリングによ
り制御できることがわかった。ＲＨＥＥＤの電子ビームが照射されている部分の大きさは
ミリメートルのオーダーなので、その領域で、すなわち、極めてマクロなスケールで、膜
表面が完全平坦（ゼロ次スポット強度最大）、膜表面に中途半端に原子が占められていく
途中（強度が下がる）、再び原子が敷き詰められて完全平坦が回復（ゼロ次スポット強度
再び最大に）を繰り返していることをＲＨＥＥＤ強度振動は現している。そこで、ＲＨＥ
ＥＤ強度振動を数え、所望の層数に対応する振動回数のところで堆積を終了することで膜
の厚みをその場で正確に決められるので、磁気トンネル接合などでの障壁層をＭｇＯで作
製する際にこの方法を適用できる。
ｇ−Ｏ」層ユニット数（原子スケールの膜厚）をＲＨＥＥＤ強度振動のモニタリングによ
り制御できることがわかった。ＲＨＥＥＤの電子ビームが照射されている部分の大きさは
ミリメートルのオーダーなので、その領域で、すなわち、極めてマクロなスケールで、膜
表面が完全平坦（ゼロ次スポット強度最大）、膜表面に中途半端に原子が占められていく
途中（強度が下がる）、再び原子が敷き詰められて完全平坦が回復（ゼロ次スポット強度
再び最大に）を繰り返していることをＲＨＥＥＤ強度振動は現している。そこで、ＲＨＥ
ＥＤ強度振動を数え、所望の層数に対応する振動回数のところで堆積を終了することで膜
の厚みをその場で正確に決められるので、磁気トンネル接合などでの障壁層をＭｇＯで作
製する際にこの方法を適用できる。
下記の工程により ＭｇＯ(111) 薄膜を作製した。
１．室温でＹＳＺ(111) 基板２枚にＮｉＯ薄膜をパルスレーザーアブレーション法で堆積
した。ＹＳＺ(111)単結晶基板（信光社（株）製、10mm角）を大気中１３００℃に加熱し
て、原子状平坦面を作製した。レーザーアブレーション用超高真空容器（パスカル（株）
社製）に、このＹＳＺ単結晶基板を設置して温度を室温に保持した。容器中に１×１０-3
Ｐａの酸素ガスを導入し、ＫｒＦエキシマーレーザー光（ラムダ・フィジクス（株）社製
レーザー発光装置）をＮｉＯ焼結体ターゲットに照射して、ターゲットから５０ｍｍ離し
て対向させた基板上にＮｉＯ薄膜を堆積させた。膜厚は２０ｎｍとした。次に、ＮｉＯ薄
膜を堆積した基板を真空容器から取り出した。
１．室温でＹＳＺ(111) 基板２枚にＮｉＯ薄膜をパルスレーザーアブレーション法で堆積
した。ＹＳＺ(111)単結晶基板（信光社（株）製、10mm角）を大気中１３００℃に加熱し
て、原子状平坦面を作製した。レーザーアブレーション用超高真空容器（パスカル（株）
社製）に、このＹＳＺ単結晶基板を設置して温度を室温に保持した。容器中に１×１０-3
Ｐａの酸素ガスを導入し、ＫｒＦエキシマーレーザー光（ラムダ・フィジクス（株）社製
レーザー発光装置）をＮｉＯ焼結体ターゲットに照射して、ターゲットから５０ｍｍ離し
て対向させた基板上にＮｉＯ薄膜を堆積させた。膜厚は２０ｎｍとした。次に、ＮｉＯ薄
膜を堆積した基板を真空容器から取り出した。
２．ＮｉＯ 薄膜を堆積した基板２枚を、ＮｉＯ 薄膜部分を内側に挟み込む形で重ねて１
３００℃、大気中で１時間アニールした後、室温まで冷却した。２枚の基板をはがすと原
子スケールで平坦な単結晶 ＮｉＯ(111)表面を基板に形成できたことが図２（ｂ）に示す
原子間力顕微鏡像と鏡像中のＣ〜Ｄ間断面の粗さ(Height)プロファイルによって確認でき
た。ＲRMSは、０．１３ｎｍであった。
３００℃、大気中で１時間アニールした後、室温まで冷却した。２枚の基板をはがすと原
子スケールで平坦な単結晶 ＮｉＯ(111)表面を基板に形成できたことが図２（ｂ）に示す
原子間力顕微鏡像と鏡像中のＣ〜Ｄ間断面の粗さ(Height)プロファイルによって確認でき
た。ＲRMSは、０．１３ｎｍであった。
３．上記１と同じパルスレーザーアブレーション法でＮｉＯ(111)/ＹＳＺ(111)上にＭｇ
Ｏを堆積した。ただし、基板温度を６００℃、ターゲットをＭｇＯ単結晶とした。５００
layers 以下の厚みの膜の作製を繰り返し行い試料とした。
Ｏを堆積した。ただし、基板温度を６００℃、ターゲットをＭｇＯ単結晶とした。５００
layers 以下の厚みの膜の作製を繰り返し行い試料とした。
ＮｉＯ(111)/ＹＳＺ(111)上にＭｇＯを堆積させると、図２（ｃ）に示す原子間力顕微鏡
像でみて、原子スケールでのステップ-テラス構造が見え、鏡像中のＥ〜Ｆ間断面の粗さ(
Height)プロファイルを見るとステップ一段が「 Ｍｇ−Ｏ 」1 ユニット分で７層となっ
ていることが分かる。ＲRMSは、０．１７ｎｍであった。図２（ｄ）に示すように、「 Ｍ
ｇ−Ｏ 」ユニットの堆積層数を増やして原子間力顕微鏡で見たところ、「 Ｍｇ−Ｏ 」
１０ユニット(10 layers)分、１００ユニット(100 layers)分、５００ユニット(500 laye
rs)分と膜が厚くなってもＲRMSは０．２５ｎｍを超えておらず、極めて小さい値に抑えら
れている。
像でみて、原子スケールでのステップ-テラス構造が見え、鏡像中のＥ〜Ｆ間断面の粗さ(
Height)プロファイルを見るとステップ一段が「 Ｍｇ−Ｏ 」1 ユニット分で７層となっ
ていることが分かる。ＲRMSは、０．１７ｎｍであった。図２（ｄ）に示すように、「 Ｍ
ｇ−Ｏ 」ユニットの堆積層数を増やして原子間力顕微鏡で見たところ、「 Ｍｇ−Ｏ 」
１０ユニット(10 layers)分、１００ユニット(100 layers)分、５００ユニット(500 laye
rs)分と膜が厚くなってもＲRMSは０．２５ｎｍを超えておらず、極めて小さい値に抑えら
れている。
図３の（A）に示すように、この ＭｇＯ(111) 薄膜の ＲＨＥＥＤ 像には鋭い Ｋｉｋｕ
ｃｈｉ線が現われ、著しい表面平坦性と高い結晶性を反映している。図３の(B)は、Ｍｇ
Ｏ(111) 堆積時の ＲＨＥＥＤ 強度振動を示すグラフであり、横軸に堆積時間（秒）、縦
軸にゼロ次スポットの強度(a.u.)を示す。挿入図中の「1ML：32ｓ」は「Ｍｇ−Ｏ」１ユ
ニット層に相当する周期が３２秒であることを示す。図３の（A）に示すように、ＮｉＯ
（111）薄膜のＲＨＥＥＤ像は鋭いＫｉｋｕｃｈｉ線が現れており、著しい表面平坦性と
高い結晶性を反映している。さらに、図３の(B)に示すように、ＭｇＯ(111) 薄膜の堆積
時の ＲＨＥＥＤのゼロ次スポットの強度には強度振動が観察され、「 Ｍｇ−Ｏ 」 ユニ
ットごとに層状成長していることが分かった。
ｃｈｉ線が現われ、著しい表面平坦性と高い結晶性を反映している。図３の(B)は、Ｍｇ
Ｏ(111) 堆積時の ＲＨＥＥＤ 強度振動を示すグラフであり、横軸に堆積時間（秒）、縦
軸にゼロ次スポットの強度(a.u.)を示す。挿入図中の「1ML：32ｓ」は「Ｍｇ−Ｏ」１ユ
ニット層に相当する周期が３２秒であることを示す。図３の（A）に示すように、ＮｉＯ
（111）薄膜のＲＨＥＥＤ像は鋭いＫｉｋｕｃｈｉ線が現れており、著しい表面平坦性と
高い結晶性を反映している。さらに、図３の(B)に示すように、ＭｇＯ(111) 薄膜の堆積
時の ＲＨＥＥＤのゼロ次スポットの強度には強度振動が観察され、「 Ｍｇ−Ｏ 」 ユニ
ットごとに層状成長していることが分かった。
ＭｇＯ(111) 面は、結晶系が３方晶系、６方晶系薄膜の堆積用の基板として利用可能であ
り、本発明の方法で得られたＭｇＯ(111) 面は特に他の薄膜の堆積用のバッファ層として
、ＴＦＴ（薄膜トランジスタ）、ＬＤ（レーザーダイオード）、ＬＥＤ（発光ダイオード
）、ＭＴＪ（磁気トンネル接合）等のエレクトロニクスデバイス分野で利用される。また
、ＭｇＯ(111) 面は、分子吸着、触媒反応に対して活性を持つことが知られているため、
メタノールの低温での分解などの触媒材料としても期待できる。
り、本発明の方法で得られたＭｇＯ(111) 面は特に他の薄膜の堆積用のバッファ層として
、ＴＦＴ（薄膜トランジスタ）、ＬＤ（レーザーダイオード）、ＬＥＤ（発光ダイオード
）、ＭＴＪ（磁気トンネル接合）等のエレクトロニクスデバイス分野で利用される。また
、ＭｇＯ(111) 面は、分子吸着、触媒反応に対して活性を持つことが知られているため、
メタノールの低温での分解などの触媒材料としても期待できる。
Claims (5)
- レーザーアブレーション堆積法によりＭｇＯ焼結体又は単結晶をターゲットとして用いて
ＭｇＯ薄膜を基板上に堆積する方法において、基板として、単結晶ＮｉＯ(111)薄膜層を
原子スケールで表面平坦に成膜した単結晶基板を用い、該ＮｉＯ(111)薄膜層上に、Ｍｇ
Ｏ(111) 薄膜において、電気的中性を保った最も薄い膜であり、Ｍｇだけが存在する平面
と、それに隣接するＯだけが存在する平面の２平面から構成される層である「Ｍｇ−Ｏ」
を１ユニットとして積層状に堆積させてエピタキシャル成長させることによってＭｇＯ(1
11)薄膜を原子スケールで表面平坦に成膜することを特徴とする面方位(111)のＭｇＯ薄膜
の作製方法。 - 基板温度を５００〜９００℃とし、酸素分圧を１０-4〜１ＰａとしてＭｇＯ(111)薄膜を
成膜することを特徴とする請求項１記載のＭｇＯ薄膜の作製方法。 - 前記「Ｍｇ−Ｏ」の層数が１〜５００であることを特徴とする請求項１記載のＭｇＯ薄膜
の作製方法。 - 前記「Ｍｇ−Ｏ」の層数が１〜１０であり、「Ｍｇ−Ｏ」層の堆積時にＲＨＥＥＤ強度振
動をモニタリングすることによって、所望の層数で堆積を停止することを特徴とする請求
項１記載のＭｇＯ薄膜の作製方法。 - ＭｇＯ(111)薄膜の二乗平均粗さＲRMSが０．２５ｎｍを超えないことを特徴とする請求項
１記載のＭｇＯ薄膜の作製方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2010157342A JP5493107B2 (ja) | 2010-07-09 | 2010-07-09 | 面方位（１１１）のＭｇＯ薄膜の作製方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2010157342A JP5493107B2 (ja) | 2010-07-09 | 2010-07-09 | 面方位（１１１）のＭｇＯ薄膜の作製方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2012017236A JP2012017236A (ja) | 2012-01-26 |
| JP5493107B2 true JP5493107B2 (ja) | 2014-05-14 |
Family
ID=45602763
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2010157342A Expired - Fee Related JP5493107B2 (ja) | 2010-07-09 | 2010-07-09 | 面方位（１１１）のＭｇＯ薄膜の作製方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP5493107B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
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|---|---|---|---|---|
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| US9741927B2 (en) | 2014-04-10 | 2017-08-22 | Samsung Electronics Co., Ltd. | Method and system for providing magnetic junctions having a gradient in magnetic ordering temperature |
| US9799382B2 (en) | 2014-09-21 | 2017-10-24 | Samsung Electronics Co., Ltd. | Method for providing a magnetic junction on a substrate and usable in a magnetic device |
| JP6943388B2 (ja) * | 2017-10-06 | 2021-09-29 | 国立大学法人埼玉大学 | 基板製造方法 |
| CN109371376B (zh) * | 2018-12-04 | 2021-04-20 | 北京科技大学 | 一种单一晶体取向的NiO薄膜的可控制备方法 |
-
2010
- 2010-07-09 JP JP2010157342A patent/JP5493107B2/ja not_active Expired - Fee Related
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