JPH05139733A - Amorphous ferroelectric oxide material and production thereof - Google Patents
Amorphous ferroelectric oxide material and production thereofInfo
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- JPH05139733A JPH05139733A JP32664591A JP32664591A JPH05139733A JP H05139733 A JPH05139733 A JP H05139733A JP 32664591 A JP32664591 A JP 32664591A JP 32664591 A JP32664591 A JP 32664591A JP H05139733 A JPH05139733 A JP H05139733A
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Abstract
Description
【0001】[0001]
【産業上の利用分野】本発明は、薄膜型のコンデンサー
素子、強誘電体メモリー、電気光学デバイス等が構成出
来る非晶質強誘電体酸化物材料及びその製造方法に関す
る。BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to an amorphous ferroelectric oxide material capable of forming a thin film type capacitor element, a ferroelectric memory, an electro-optical device and the like, and a method for producing the same.
【0002】[0002]
【従来の技術およびその問題点】従来、ペロブスカイト
誘電材料に代表される無機系強誘電体材料に於いては、
その強誘電特性が結晶対称性に於ける一定の規則に基づ
いて発現している。同じく強誘電性が発現することで知
られているPb5 Ge3 O11誘電体材料においてもその
強誘電性の発現原因は結晶対称性に於ける一定の規則に
起因している。このために強誘電性を顕著にするために
は材料の結晶性を高めることが重要である。実際に、P
b5 Ge3 O11結晶構造を有する材料では結晶性を高め
るために焼成温度の調整、あるいは焼結密度の向上など
上述した事項に関連して多くの努力がなされてきた。一
方、このような強誘電体を応用したコンデンサー、強誘
電体メモリー等では材料が多結晶体の場合、粒界の存在
によって耐電圧の低下が生じたり、粒界に添ってリーク
電流が発生し、コンデンサーにおいてはロスの原因とな
り、またメモリーにおいては情報の保持性が損なわれる
という問題があった。また、結晶粒界の存在によって各
種デバイスの微細化が困難となるということも、誘電特
性を応用した種々デバイスが小型化に向かっている今
日、大きな問題となっている。また、誘電体材料を電気
光学素子として展開する場合にも結晶粒界の存在は光の
散乱を招き、光デバイスを機能させるうえで光信号強度
の減少、ノイズの増大など重大な問題を伴う。これらの
問題に対して、強誘電体材料を薄膜で構成し、マイクロ
デバイス化されたコンデンサーや強誘電体メモリー、あ
るいは電気光学デバイスを構成しようとする試みがあ
る。薄膜に於いては、結晶粒界の発生を回避するため
に、単結晶誘電体薄膜の作製やアモルファス誘電体薄膜
の作製などが試みられている。単結晶誘電体薄膜ではエ
ピタキシャル成長を促すために基板にサファイア、Mg
O、GGGなどの単結晶基板が薄膜との格子定数の整合
性を考慮し使い分けられる。又、製膜にはスパッタリン
グ法や液相エピタキシャル成長法(LPE法)等の方法
が取られる。しかしながら、何れの方法も基板に高価な
単結晶基板を使用し、エピタキシャル成長のために、種
々の条件コントロールを厳しく制御しなければならず、
また結晶の成長する結晶軸が単結晶の方位に規制され、
さらに単結晶基板の格子定数と薄膜の格子定数の差があ
まり大きくなると単結晶薄膜の成長が困難になるなど、
実際の薄膜作製は容易なものではない。さらに、これま
で述べてきたようなエピタキシャル成長法では、薄膜の
単結晶化に、およそ600℃以上の高い熱処理温度を必
要とするために、膜の熱処理によって膜の表面性が損な
われるという問題もあり、強誘電体材料のマイクロデバ
イス化を図る場合の大きな障壁になっていた。2. Description of the Related Art Conventionally, in an inorganic ferroelectric material represented by a perovskite dielectric material,
The ferroelectric property is expressed based on a certain rule in crystal symmetry. Also in the Pb 5 Ge 3 O 11 dielectric material, which is also known to exhibit ferroelectricity, the cause of the ferroelectricity is due to a certain rule in crystal symmetry. For this reason, it is important to enhance the crystallinity of the material in order to make the ferroelectricity remarkable. In fact, P
In the material having the b 5 Ge 3 O 11 crystal structure, many efforts have been made in relation to the above-mentioned matters such as adjusting the firing temperature or improving the sintering density in order to enhance the crystallinity. On the other hand, in the case of capacitors and ferroelectric memories using such ferroelectrics, when the material is polycrystalline, the presence of grain boundaries causes a decrease in withstand voltage, and leakage current occurs along the grain boundaries. However, there is a problem that it causes a loss in the condenser and impairs the retention of information in the memory. In addition, it is difficult to miniaturize various devices due to the existence of crystal grain boundaries, which is a big problem in today's miniaturization of various devices that apply dielectric characteristics. Further, when the dielectric material is developed as an electro-optical element, the presence of crystal grain boundaries causes light scattering, which causes serious problems such as a decrease in optical signal intensity and an increase in noise when the optical device is made to function. To solve these problems, there is an attempt to configure a ferroelectric material in a thin film to form a microdevice-shaped capacitor, a ferroelectric memory, or an electro-optical device. In order to avoid the occurrence of grain boundaries in thin films, attempts have been made to produce single crystal dielectric thin films and amorphous dielectric thin films. In single crystal dielectric thin film, sapphire and Mg are used as the substrate to promote epitaxial growth.
A single crystal substrate such as O or GGG is properly used in consideration of the matching of the lattice constant with the thin film. Further, a method such as a sputtering method or a liquid phase epitaxial growth method (LPE method) is used for forming the film. However, in either method, an expensive single crystal substrate is used as a substrate, and various conditions must be strictly controlled for epitaxial growth.
Also, the crystal axis where the crystal grows is restricted to the orientation of the single crystal,
Furthermore, if the difference between the lattice constant of the single crystal substrate and the lattice constant of the thin film becomes too large, it becomes difficult to grow the single crystal thin film.
Actual thin film production is not easy. Further, in the epitaxial growth method as described above, a high heat treatment temperature of about 600 ° C. or higher is required for single crystallization of a thin film, so that there is a problem that the heat treatment of the film impairs the surface property of the film. , It has been a big obstacle in making a ferroelectric material into a micro device.
【0003】アモルファス薄膜は単結晶薄膜と同様に、
結晶粒界が存在しないため、前述した強誘電体多結晶材
料に於いて発生する種々問題の解決のためにその実用化
が期待されている。しかしながら、従来Pb5 Ge3 O
11型の誘電体を使用し、アモルファス強誘電体薄膜を作
製したという例はない。Amorphous thin films, like single crystal thin films,
Since there is no crystal grain boundary, it is expected to be put to practical use in order to solve various problems occurring in the above-mentioned ferroelectric polycrystalline material. However, conventional Pb 5 Ge 3 O
There is no example of producing an amorphous ferroelectric thin film using an 11- type dielectric.
【0004】[0004]
【発明の目的】本発明における材料はアモルファス構造
を有し、このために結晶粒界や焼結体に見られるような
ポアー等が無く、損失の小さいコンデンサーや情報保持
性の高い強誘電体メモリー、あるいは電気光学デバイス
などに応用できる材料を提供することを目的とする。The object of the present invention is that the material according to the present invention has an amorphous structure, and as a result there is no grain boundary or pores found in a sintered body, a capacitor with low loss and a ferroelectric memory with high information retention. Or to provide a material applicable to an electro-optical device or the like.
【0005】[0005]
【問題点を解決するための手段】本発明は、遷移金属酸
化物(M2 O3 )−酸化ゲルマニウム(GeO2 )−P
b5 Ge3 O11型化合物(A5 B3 O11)を主成分とし
た三元酸化物を、真空蒸着、スパッタリング法などの非
晶質膜形成手段を用いて基板上に、基板温度を300℃
以下に保持しながら非晶質の薄膜として作製し、これに
熱処理などを施すことなく、作製したそのままの状態で
強誘電体酸化物材料を得る方法を採用することにより、
上記問題の解決を図ったものである。即ち、本発明は、
遷移金属酸化物(M2 O3 )−酸化ゲルマニウム(Ge
O2)−Pb5 Ge3 O11型化合物(A5 B3 O11)を
主成分とした三元酸化物からなり、かつ該三元酸化物が
アモルファス構造を有することを特徴とするアモルファ
ス強誘電体材料(ただし、M2 O3 はSc、Ti、V、
Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Y、Zr、Nb、M
o、Pd、Hf、Ta、W、Inおよびランタン系列元
素の酸化物からなる群から選ばれる少なくとも一種であ
り、A5 B3 O11強誘電性を示すPb5 Ge3 O11型化
合物である。)を提供するものである。さらに、本発明
は、上記三元酸化物を製膜手段を用いて基板上に、基板
温度を300℃以下に保持しながら非晶質の薄膜として
作製し、作製したそのままの状態で強誘電体酸化物材料
を得ることを特徴とするアモルファス強誘電体酸化物材
料の製造法を提供するものである。SUMMARY OF THE INVENTION The present invention is a transition metal oxide (M 2 O 3 ) -germanium oxide (GeO 2 ) -P.
A ternary oxide containing a b 5 Ge 3 O 11 type compound (A 5 B 3 O 11 ) as a main component was placed on the substrate using an amorphous film forming means such as vacuum deposition or sputtering, and the substrate temperature was adjusted. 300 ° C
By making the amorphous thin film while maintaining the following, and adopting the method of obtaining the ferroelectric oxide material in the as-prepared state without applying heat treatment or the like to it,
This is a solution to the above problem. That is, the present invention is
Transition metal oxide (M 2 O 3) - germanium oxide (Ge
O 2 ) -Pb 5 Ge 3 O 11 type compound (A 5 B 3 O 11 ) is a ternary oxide as a main component, and the ternary oxide has an amorphous structure. dielectric material (however, M 2 O 3 is Sc, Ti, V,
Cr, Mn, Fe, Co, Ni, Y, Zr, Nb, M
It is at least one selected from the group consisting of oxides of o, Pd, Hf, Ta, W, In and lanthanum series elements, and is a Pb 5 Ge 3 O 11 type compound exhibiting A 5 B 3 O 11 ferroelectricity. . ) Is provided. Further, according to the present invention, the above ternary oxide is formed as an amorphous thin film on a substrate by using a film forming means while maintaining the substrate temperature at 300 ° C. or less, and the ferroelectric film is produced as it is. The present invention provides a method for producing an amorphous ferroelectric oxide material, which is characterized by obtaining an oxide material.
【0006】本発明のアモルファス強誘電体酸化物材料
は、遷移金属酸化物(M2 O3 )−酸化ゲルマニウム
(GeO2 )−Pb5 Ge3 O11型化合物(A5 B3 O
11)を主成分とした三元酸化物からなる。ここに、M2
O3 はSc、Ti、V、Cr、Mn、Fe、Co、N
i、Y、Zr、Nb、Mo、Pd、Hf、Ta、W、I
n、及びLa、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、
Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb及びLuのランタ
ン系列元素の酸化物からなる群から選ばれる少なくとも
一種であり、A5 B3 O11は強誘電性を示すPb5 Ge
3 O11型化合物である。本発明のアモルファス強誘電体
酸化物材料は、上記三元酸化物をアモルファス構造の形
態に形成してなる。前記薄膜がアモルファス構造を取り
ながら、強誘電性を示す組成を図1に示す。同組成域は
図1中においてα、β、γ、δ、ε、φで囲まれた領域
である。ここに於いて、直線αβはaM2 O3 −(1−
a)GeO2 で表される直線であり、直線βγは0.9
0GeO2 −0.10(bM2 O3 −(1−b)A5 B
3 O11)で表される直線であり、直線γδはcGeO2
−(1−c)A5 B3 O11で表される直線であり、直線
δεは0.20(dGeO2 −(1−d)M2 O3 )−
0.80A5 B3 O11で表される直線であり、直線εφ
はeA5 B3 O11−(1−e)M2 O3 で表される直線
であり、直線φαは0.90M2 O3 −0.10(fA
5 B3 O11−(1−f)GeO2 )で表される直線であ
り、夫々の組成線において0.10≦a≦0.90かつ
0.00≦b≦1.00かつ0.20≦c≦0.90か
つ0.00≦d≦1.00かつ0.20≦e≦0.90
かつ0.00≦f≦1.00なる範囲に規定された組成
線である。同図中においてA5 B3 O11はPb5 Ge3
O11型の種々誘電材料(Pb5 Ge3 O11、Pb5 (G
e0.95Si0.05)3 O11等の強誘電体材料)を表す。図
1中、並びに後出の三角組成図に於いて、三辺の刻みは
1目盛0.1(mol比)を表す。この図から解かるよ
うにPb5 Ge3 O11型の誘電材料の濃度の高い領域で
はアモルファス膜は作製できていない。しかしながら、
これにM2 O3 あるいはGeO2 を過剰に添加すること
により、材料がアモルファス化し、しかも強誘電性を呈
するようになる。The amorphous ferroelectric oxide material of the present invention is a transition metal oxide (M 2 O 3 ) -germanium oxide (GeO 2 ) -Pb 5 Ge 3 O 11 type compound (A 5 B 3 O).
It consists of a ternary oxide containing 11 ) as the main component. Where M 2
O 3 is Sc, Ti, V, Cr, Mn, Fe, Co, N
i, Y, Zr, Nb, Mo, Pd, Hf, Ta, W, I
n, and La, Ce, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd,
At least one selected from the group consisting of oxides of lanthanum series elements of Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu, and A 5 B 3 O 11 is Pb 5 Ge exhibiting ferroelectricity.
It is a 3 O 11 type compound. The amorphous ferroelectric oxide material of the present invention is formed by forming the above ternary oxide in the form of an amorphous structure. FIG. 1 shows a composition showing ferroelectricity while the thin film has an amorphous structure. The same composition region is a region surrounded by α, β, γ, δ, ε, φ in FIG. Here, the straight line αβ is aM 2 O 3 − (1-
a) A straight line represented by GeO 2 , and the straight line βγ is 0.9
0GeO 2 -0.10 (bM 2 O 3- (1-b) A 5 B
3 O 11 ), and the straight line γδ is cGeO 2
A straight line represented by-(1-c) A 5 B 3 O 11 and a straight line δε of 0.20 (dGeO 2- (1-d) M 2 O 3 )-
A straight line represented by 0.80A 5 B 3 O 11 , and a straight line εφ
Is a straight line represented by eA 5 B 3 O 11 − (1-e) M 2 O 3 , and the straight line φα is 0.90 M 2 O 3 −0.10 (fA
5 B 3 O 11 - (1 -f) is a straight line represented by the GeO 2), 0.10 ≦ a ≦ 0.90 and 0.00 ≦ b ≦ 1.00 and 0.20 in the composition lines each ≤c≤0.90 and 0.00≤d≤1.00 and 0.20≤e≤0.90
The composition line is defined in the range of 0.00 ≦ f ≦ 1.00. In the figure, A 5 B 3 O 11 is Pb 5 Ge 3
O 11 type various dielectric materials (Pb 5 Ge 3 O 11 , Pb 5 (G
e 0.95 Si 0.05 ) 3 O 11 etc.). In FIG. 1 and in the triangular composition diagram described later, the division of the three sides represents one scale of 0.1 (mol ratio). As can be seen from this figure, an amorphous film cannot be formed in a region where the concentration of the Pb 5 Ge 3 O 11 type dielectric material is high. However,
By excessively adding M 2 O 3 or GeO 2 to this, the material becomes amorphous and exhibits ferroelectricity.
【0007】本発明のアモルファス強誘電体薄膜の作製
方法によれば、上記三元酸化物を製膜手段を用いて基板
上に、基板温度を300℃以下に保持しながら非晶質の
薄膜として作製することにより、作製したそのままの状
態で強誘電体酸化物材料が得られる。製膜手段として
は、真空蒸着法、スパッタリング法など一般に用いられ
ている薄膜形成プロセスが用いられる。製膜中、基板温
度をアモルファス複合酸化物の結晶化温度(500〜6
00℃)以下、好ましくは300℃以下の基板温度に於
いて酸素雰囲気中で製膜することにより、強誘電性を有
するアモルファス酸化物薄膜が得られる。本発明に於い
ては、製膜時に単結晶基板などを用いて行なうエピタキ
シャル成長や製膜後、薄膜結晶化のための熱処理を施す
ことなく簡単に強誘電特性を呈する薄膜が得られる。こ
のために強誘電性薄膜作製に掛かる手間を大幅に軽減す
ると共に、非常に表面性のよい結晶粒界のない膜が作製
できるため強誘電体材料を応用した高密度強誘電体メモ
リー、超微細コンデンサーなどのマイクロデバイス、電
気光学デバイス等への展開が期待される。According to the method for producing an amorphous ferroelectric thin film of the present invention, the above ternary oxide is formed as an amorphous thin film on a substrate by using a film forming means while keeping the substrate temperature at 300 ° C. or lower. By manufacturing, the ferroelectric oxide material can be obtained as it is. As a film forming means, a generally used thin film forming process such as a vacuum vapor deposition method and a sputtering method is used. During film formation, the substrate temperature was set to the crystallization temperature (500 to 6) of the amorphous composite oxide.
By forming the film in an oxygen atmosphere at a substrate temperature of 00 ° C. or lower, preferably 300 ° C. or lower, an amorphous oxide thin film having ferroelectricity can be obtained. According to the present invention, a thin film exhibiting ferroelectric characteristics can be easily obtained without performing heat treatment for crystallizing a thin film after epitaxial growth or film formation using a single crystal substrate or the like at the time of film formation. For this reason, the time and effort required to prepare the ferroelectric thin film are greatly reduced, and a film with very good surface properties and without grain boundaries can be prepared. It is expected to be applied to micro devices such as capacitors and electro-optical devices.
【0008】[0008]
実施例1 薄膜作製にはRFマグネトロンスパッタリング装置を用
い、カソード板上に直径76mm、深さ4mmのステン
レス製シャーレを置き、その中に、GeO2 、Fe2 O
3 、Pb5 Ge3 O11の混合粉末を充填したものをター
ゲットとして用いた。GeO2 、Fe2 O3 、Pb5 G
e3O11の各粉末はステンレス製のシャーレに充填する
に先立ち、各酸化物材料の粉末を調合したものをエタノ
ールを溶媒として30分間ペイントシェーカーにより、
湿式混合を行なった。その後、さらに、脱媒、乾燥後、
ステンレス製シャーレに充填し、スパッタリングターゲ
ットとして使用した。スパッタガスはAr:O2 =7:
3の混合ガスで、Ar、O2 それぞれのガスの純度は9
9.995%以上のものを使用した。基板には(11
1)方位のSiウエハーを使用した。Siウエハーはn
型であり、抵抗率はおよそ1(Ωcm)の物を使用し
た。Siウエハー上には予め酸化処理により、膜厚20
0nmのSiO2 層を設けている。この層を設けた目的
は主として誘電性の評価時における電気絶縁性の確保の
ためである。製膜に先だって基板温度を200℃まで上
昇させ、主に基板表面に吸着している水分の脱離処理を
行なった。さらに、製膜前に約30分ほどプリスパッタ
リングを行ない、ターゲット表面の清浄化を図り、スパ
ッタリング製膜時における膜質と薄膜組成の安定化を図
った。スパッタリングガス導入前、真空度が2x10-7
Torr以下に到達していることを確認した。スパッタ
製膜中、全ガス圧は25mTorrと一定にした。スパ
ッタリング中は基板を固定している銅製のアノードを水
冷し、製膜中の基板温度を20〜25℃に維持した。高
周波投入電力は110Wとし、30〜60分のスパッタ
リング製膜を行なった。このようにして得られた薄膜は
ターゲットの組成によりスパッタリング速度が変動する
ために膜厚に変動が見られたが、およそ夫々の薄膜にお
いて500〜1000nmの膜厚を示した。Example 1 An RF magnetron sputtering apparatus was used to prepare a thin film, and a stainless petri dish having a diameter of 76 mm and a depth of 4 mm was placed on the cathode plate, and GeO 2 , Fe 2 O were placed therein.
A powder filled with a mixed powder of 3 , Pb 5 Ge 3 O 11 was used as a target. GeO 2 , Fe 2 O 3 , Pb 5 G
Each powder of e 3 O 11 was mixed with powder of each oxide material using ethanol as a solvent for 30 minutes by a paint shaker before being filled in a stainless petri dish.
Wet mixing was performed. Then, after further desolvation and drying,
A stainless petri dish was filled and used as a sputtering target. The sputtering gas is Ar: O 2 = 7:
In the mixed gas of 3, the purity of each gas of Ar and O 2 is 9
A material having a content of 9.995% or more was used. The board has (11
1) A Si wafer having an orientation was used. Si wafer is n
A mold having a resistivity of about 1 (Ωcm) was used. A film thickness of 20 was previously formed on the Si wafer by oxidation treatment.
A 0 nm SiO 2 layer is provided. The purpose of providing this layer is mainly to secure electric insulation at the time of evaluation of dielectric properties. Prior to the film formation, the substrate temperature was raised to 200 ° C., and the moisture adsorbed mainly on the substrate surface was desorbed. Further, pre-sputtering was performed for about 30 minutes before film formation to clean the target surface and stabilize the film quality and thin film composition during sputtering film formation. The degree of vacuum is 2 × 10 -7 before introducing the sputtering gas.
It was confirmed that the pressure was below Torr. During the sputtering film formation, the total gas pressure was kept constant at 25 mTorr. During the sputtering, the copper anode fixing the substrate was water-cooled to maintain the substrate temperature during film formation at 20 to 25 ° C. The high frequency input power was 110 W, and the sputtering film formation was performed for 30 to 60 minutes. The thin films obtained in this manner showed a change in film thickness due to a change in the sputtering rate depending on the composition of the target, but each of the thin films showed a film thickness of 500 to 1000 nm.
【0009】以上のような薄膜形成プロセスにより、G
eO2 、Fe2 O3 、Pb5 Ge3O11を三元とするス
パッタ薄膜を作製した。図2にNo.1〜25までの番
号で示した組成について作製し、夫々について膜構造の
評価ならびに誘電特性について測定した。尚、得られた
薄膜について誘導プラズマ発光分析法によりターゲット
組成と薄膜組成の対応を調べたところ、およそ3%の誤
差で、両者の組成が対応していることが解かった。従っ
て、以下では薄膜の組成としてターゲットの仕込み組成
を用いて説明する。誘電特性は同特性評価において一般
的に使用されるソヤ・タワー回路によって評価した。こ
の回路により、電束密度(D)の電界依存性を評価し自
発分極(Ps)の値を求めた。なお、誘電性の評価に於
いては図3に示したような電極構成とし、薄膜1に電界
を印加するための電極4を酸化物薄膜2側から出すこと
により等価的に2つのコンデンサーC1 、C2 を直列に
接続したような構成とし、Si3側から金属電極を出し
たときに金属電極とSiの界面に発生するショットキー
特性を防止し、正確な誘電性評価を行なった。尚、金属
電極は薄膜表面におよそ膜厚100nm、直径4mmの
Au電極をスパッタリング法によって形成した。By the thin film forming process as described above, G
A sputtered thin film containing ternary eO 2 , Fe 2 O 3 , and Pb 5 Ge 3 O 11 was prepared. No. 2 in FIG. The compositions shown by the numbers 1 to 25 were prepared, and the film structure was evaluated and the dielectric properties were measured for each of them. When the correspondence between the target composition and the thin film composition of the obtained thin film was examined by inductive plasma emission analysis, it was found that the two compositions corresponded with an error of about 3%. Therefore, in the following description, the composition of the target is used as the composition of the thin film. Dielectric properties were evaluated by a Soya tower circuit commonly used in the characterization. With this circuit, the electric field dependence of the electric flux density (D) was evaluated and the value of spontaneous polarization (Ps) was obtained. In the evaluation of the dielectric property, the electrode configuration as shown in FIG. 3 is used, and the electrode 4 for applying an electric field to the thin film 1 is taken out from the oxide thin film 2 side so that two capacitors C 1 are equivalently formed. , C 2 are connected in series, the Schottky characteristic generated at the interface between the metal electrode and Si when the metal electrode is taken out from the Si 3 side is prevented, and accurate dielectric property evaluation is performed. As the metal electrode, an Au electrode having a thickness of 100 nm and a diameter of 4 mm was formed on the surface of the thin film by a sputtering method.
【0010】上記の薄膜形成法によって作製したスパッ
タリング薄膜について作製したままの状態(As−de
posit状態)の構造、誘電特性の評価を行なった。
まず、薄膜の構造について評価した結果について述べ
る。図2の点線A上において作製された種々組成のスパ
ッタ製膜後の膜のXRD回折結果を図4に示した。同図
中に示したNo.10、No.15、No.18は図2
中の番号に相当し、薄膜試料の組成を表している。XR
Dの線源にはCuのターゲットを使用し、さらにモノク
ロメーターを装着した。図4に示したXRDの結果には
基板として用いたSiの(111)面に相当する回折線
も薄膜の回折結果に重畳して見られている。Pb5 Ge
3 O11薄膜No.7ではAs−deposit状態にお
いて薄膜は結晶化していたが、GeO2ならびにFe2
O3 が過剰になる組成(No.10、No.15、N
o.18)では薄膜の結晶化によるX線の回折線が全く
認められず、薄膜がアモルファス状態であることが解か
る。さらに、図2の点線B上において作製された種々組
成のスパッタ製膜後の膜のXRD回折結果を図5に示
す。同図中に示したNo.3、No.16、No.22
は図2中の番号に相当し、薄膜試料の組成を表してい
る。図5から明らかなように、XRDの結果にはSiの
(111)面に相当する回折線の他には明瞭な回折線も
なく、これらの組成の薄膜は全てアモルファス構造を有
していることが解かる。さらに、図2に示したNo.1
〜No.25の全ての膜についてXRD分析を行なった
結果、同図中において黒丸で示した薄膜においては、S
iの(111)面に相当する回折線の他には明瞭な回折
線もなく、図2に於いてα、β、γ、δ、ε、φで囲ま
れた領域は薄膜を作製した状態(As−deposit
状態)で薄膜がアモルファス構造を有することが解かっ
た。As-deposited state (As-de) of the sputtering thin film produced by the above-mentioned thin film forming method.
The structure and dielectric properties of the (position state) were evaluated.
First, the results of evaluating the structure of the thin film will be described. FIG. 4 shows the XRD diffraction result of the film after the sputter film formation of various compositions produced on the dotted line A in FIG. No. shown in FIG. 10, No. 15, No. 18 is shown in FIG.
It corresponds to the number inside and represents the composition of the thin film sample. XR
A Cu target was used as the D radiation source, and a monochromator was attached. In the XRD result shown in FIG. 4, the diffraction line corresponding to the (111) plane of Si used as the substrate is also seen to be superimposed on the diffraction result of the thin film. Pb 5 Ge
3 O 11 thin film No. In No. 7, the thin film was crystallized in the As-deposit state, but GeO 2 and Fe 2
Compositions in which O 3 is excessive (No. 10, No. 15, N
o. In 18), no X-ray diffraction line due to crystallization of the thin film was observed, which shows that the thin film is in an amorphous state. Further, FIG. 5 shows the XRD diffraction result of the film after the sputter film formation of various compositions produced on the dotted line B of FIG. No. shown in FIG. 3, No. 16, No. 22
Corresponds to the number in FIG. 2 and represents the composition of the thin film sample. As is clear from FIG. 5, there is no clear diffraction line other than the diffraction line corresponding to the (111) plane of Si in the result of XRD, and all the thin films of these compositions have an amorphous structure. Understand. Further, No. 2 shown in FIG. 1
~ No. As a result of performing XRD analysis on all the 25 films, in the thin films indicated by black circles in FIG.
There is no clear diffraction line other than the diffraction line corresponding to the (111) plane of i, and the region surrounded by α, β, γ, δ, ε, φ in FIG. As-deposit
It was found that the thin film had an amorphous structure in (state).
【0011】次いで、アモルファス構造の微細組織を観
察するために、図2におけるNo.15の組成の膜につ
いて高分解能のTEM観察を行なった。TEM観察にお
いては薄膜の表面側ならびに基板側よりエッチングを行
ない、薄膜の厚さ方向に対してほぼ中点付近の組織を観
察している。これによれば、0.3nmの分解能に於い
ても、格子像を認めることが出来なかった。同薄膜試料
について、直径約200nmの領域において制限視野電
子線回折を行い、観測された回折リングは非常に幅の広
いハローパターンを示し、薄膜のアモルファス性が非常
に高いことを示している。Then, in order to observe the fine structure of the amorphous structure, No. 1 in FIG. High-resolution TEM observation was performed on the film having the composition of 15. In TEM observation, etching is performed from the surface side and the substrate side of the thin film, and the structure near the midpoint in the thickness direction of the thin film is observed. According to this, the lattice image could not be recognized even at the resolution of 0.3 nm. The thin film sample was subjected to selected area electron beam diffraction in a region with a diameter of about 200 nm, and the observed diffraction ring showed a very wide halo pattern, indicating that the thin film has a very high amorphous property.
【0012】次に、誘電特性について説明する。まず、
図2の点線A上に於ける誘電性ヒステリシスループの変
化を図6に示す。同線上においてNo.7の膜は薄膜が
導電性となり、誘電特性を評価することが出来なかっ
た。図6のヒステリシスループの左肩に示した番号は、
図2中の組成を示す番号に対応している。この結果、な
らびに図4の構造解析の結果から明らかなように、N
o.10、No.15、No.18の薄膜ではアモルフ
ァス構造を取りながら強誘電性を示していることが解か
った。また、図2に於ける直線A上の薄膜組成をy
(0.5Fe2 O3 −0.5GeO2 )−(1−y)P
b5 Ge3 O11と表したときに、yに対する薄膜の飽和
電荷密度(Ps)の依存性を表した。飽和電荷密度は図
6に示した誘電特性のヒステリシスループから電界30
0〜500kV/cmに於ける電束密度(D)の電界依
存性をE=0軸に外挿し、同軸と交わった点に於ける電
束密度を飽和電荷密度と定義し求めた。図7より広い組
成範囲に亘って、Psが存在し、薄膜が強誘電性を示し
ていることが解かるが、同線上においてはPb5 Ge3
O11に近い組成領域で強誘電性が消失していることが解
かる。この組成領域において析出している相は強誘電相
ではなく、常誘電相であると考えている。また、図2、
線上Bにおいても各組成についてヒステリシスループの
組成依存性を示した(図8)。図8のヒステリシスルー
プの左肩に示した番号は、図2中の組成を示す番号に対
応している。これからも明らかなように全ての組成に薄
膜において強誘電性が観測されていることが解かる。こ
のヒステリシスループより先に述べた方法で、飽和電荷
密度(Ps)を求めた。直線Bの組成変化は0.80
(xGeO2 −(1−x)Fe2 O3 )−0.20Pb
5 Ge3 O11なる表記で表される。xに対するPsの依
存性を図9に示した。同図からも解かるように全てのx
値に対してPsが存在し強誘電性を示していることが解
かる。さらに、前出の図2中に示した全ての薄膜の組成
について誘電特性とX線による構造の評価を行なった。
これらの結果をまとめて同図中に示した。即ち、同図中
において黒丸はアモルファス強誘電性を示した薄膜の組
成を示し、斜線を施した丸はアモルファス構造を取りな
がら常誘電性をしめした組成を示している。さらに白丸
は結晶質の薄膜であり、同薄膜は導電性を示していた。
同組成図上で検討した種々組成の薄膜について構造と誘
電特性についてまとめた。この図から明らかなように、
アモルファス構造を有しながら強誘電性を示す薄膜材料
の組成は同図中に広く分布しており、同図に於いて、
α、β、γ、δ、ε、φにて囲まれた領域(薄墨を施し
た部分)をアモルファス構造を取りながら、強誘電性の
発現する組成領域と定義することが出来る。また、図2
に示した全ての組成について、薄膜組成と飽和電荷密度
Psの対応を表1に示す。強誘電性を示す薄膜では、お
よそ45(nC/cm2 )以上の飽和電荷密度を有し、
この電荷密度は最大137(nC/cm2 )程度まで達
していることが解かり、強誘電体として十分な実用特性
を有していると考えられる。Next, the dielectric characteristics will be described. First,
FIG. 6 shows a change in the dielectric hysteresis loop on the dotted line A in FIG. No. on the same line. In the film of No. 7, the thin film became conductive, and the dielectric characteristics could not be evaluated. The number on the left shoulder of the hysteresis loop in FIG. 6 is
It corresponds to the number indicating the composition in FIG. As is clear from this result and the result of the structural analysis in FIG.
o. 10, No. 15, No. It was found that the thin film of 18 exhibits ferroelectricity while having an amorphous structure. In addition, the thin film composition on the straight line A in FIG.
(0.5Fe 2 O 3 -0.5GeO 2) - (1-y) P
When expressed as b 5 Ge 3 O 11 , the dependence of the saturation charge density (Ps) of the thin film on y is shown. The saturation charge density is calculated from the hysteresis loop of the dielectric characteristics shown in FIG.
The electric field dependence of the electric flux density (D) at 0 to 500 kV / cm was extrapolated to the E = 0 axis, and the electric flux density at the point intersecting with the coaxial was defined as the saturated charge density. It can be seen that Ps is present over a wider composition range than in FIG. 7 and the thin film exhibits ferroelectricity, but on the same line, Pb 5 Ge 3
It can be seen that the ferroelectricity disappears in the composition region close to O 11 . It is considered that the phase precipitated in this composition region is not the ferroelectric phase but the paraelectric phase. Also, in FIG.
Also on the line B, the composition dependence of the hysteresis loop was shown for each composition (FIG. 8). The numbers shown on the left shoulder of the hysteresis loop in FIG. 8 correspond to the numbers indicating the composition in FIG. As is clear from this, it can be seen that ferroelectricity is observed in the thin films in all compositions. The saturation charge density (Ps) was obtained by the method described above from this hysteresis loop. The composition change of the straight line B is 0.80
(XGeO 2 - (1-x ) Fe 2 O 3) -0.20Pb
It is represented by the notation 5 Ge 3 O 11 . The dependence of Ps on x is shown in FIG. As you can see from the figure, all x
It can be seen that Ps exists with respect to the value and exhibits ferroelectricity. Further, the dielectric characteristics and the structure by X-ray were evaluated for the compositions of all the thin films shown in FIG.
The results are shown together in the figure. That is, in the figure, the black circles indicate the composition of the thin film exhibiting amorphous ferroelectricity, and the shaded circles indicate the composition exhibiting paraelectricity while having an amorphous structure. Further, the white circles are crystalline thin films, and the thin films showed conductivity.
The structure and dielectric properties of the thin films of various compositions examined on the same composition diagram are summarized. As you can see from this figure,
The composition of thin-film materials that have an amorphous structure but exhibit ferroelectricity is widely distributed in the figure.
A region surrounded by α, β, γ, δ, ε, and φ (portion covered with thin ink) can be defined as a composition region in which ferroelectricity is exhibited while having an amorphous structure. Also, FIG.
Table 1 shows the correspondence between the thin film composition and the saturated charge density Ps for all the compositions shown in Table 1. A thin film showing ferroelectricity has a saturated charge density of about 45 (nC / cm 2 ) or more,
It was found that this charge density reached a maximum of about 137 (nC / cm 2 ), and it is considered that the charge density has sufficient practical characteristics as a ferroelectric.
【0013】[0013]
【表1】 [Table 1]
【0014】実施例2 実施例1において説明した製膜法により基板をガラス基
板にかえて、薄膜を作製した。ガラス基板にはコーニン
グのNo.7059を使用した。図2に示したNo.1
5ならびにNo.20の組成の薄膜を作製した。スパッ
タ製膜された薄膜の膜厚はおよそ200nmであった。
作製された薄膜は琥珀色を呈していた。何れの薄膜も近
赤外領域では、反射防止膜を施し、光透過率の測定を行
なった。透過率の光波長依存性を図10に示す。この結
果から解かるようにアモルファス強誘電体薄膜は近赤外
領域に於いて90%以上の光透過率を有し、同薄膜の電
気光学素子への応用が考えられることが解かる。Example 2 A thin film was prepared by changing the substrate to a glass substrate by the film forming method described in Example 1. Corning's No. 1 for glass substrates 7059 was used. No. 2 shown in FIG. 1
5 and No. 5 A thin film having a composition of 20 was prepared. The film thickness of the sputter-formed thin film was about 200 nm.
The produced thin film had an amber color. In each of the thin films, an antireflection film was applied in the near infrared region, and the light transmittance was measured. FIG. 10 shows the light wavelength dependence of the transmittance. As can be seen from this result, it is understood that the amorphous ferroelectric thin film has a light transmittance of 90% or more in the near infrared region, and that the thin film can be applied to an electro-optical element.
【0015】実施例3 実施例1と同様の製膜法によりPb5 Ge3 O11誘電体
材料として強誘電性のPb5 Ge3 O11に変え、Pb5
(Ge0.95Si0.05)3 O11を用いて薄膜を作製した。
作製した薄膜の組成は図11の三角組成図にNo.1な
らびに、No.25〜No.48までの番号を付記した
点として表した。As−deposit薄膜について誘
電性とX線による構造解析を行なった。その結果をまと
めて図11に示す。同図中において黒丸はアモルファス
強誘電性を示した薄膜の組成を示し、斜線を施した丸は
アモルファス構造を取りながら常誘電性を示した薄膜の
組成を示している。さらに白丸は結晶質の薄膜であり、
導電性を示した薄膜の組成を示している。この結果よ
り、三角組成図に於いて、α、β、γ、δ、ε、φにて
囲まれた領域(薄墨を施した部分)薄墨を施した組成領
域でアモルファスの強誘電性が発現していることを見い
出した。ここに於いて、単体では反強誘電性を示すPb
5 (Ge0.95Si0.05)3 O11材料もFe2O3 または
GeO2 を過剰に添加することにより、顕著な強誘電性
を示すことが解かった。また、図11上に示した各組成
に対する飽和電荷密度の一覧を表2に示す。同表による
と、GeO2 −Fe2 O3 −Pb5 (Ge0.95S
i0.05)3 O11系アモルファス強誘電体薄膜では、最大
で155(nC/cm2 )程度の飽和電荷密度を観測し
た。[0015] changed to Pb 5 Ge 3 O 11 Pb 5 Ge 3 O 11 ferroelectric as a dielectric material in the same film formation method as in Example 3 Example 1, Pb 5
A thin film was prepared using (Ge 0.95 Si 0.05 ) 3 O 11 .
The composition of the produced thin film is shown in the triangular composition diagram of FIG. 1 and No. 1 25-No. Numbers up to 48 are shown as points to be added. The As-deposited thin film was subjected to dielectric and structural analysis by X-ray. The results are shown together in FIG. In the figure, the black circles indicate the composition of the thin film exhibiting amorphous ferroelectricity, and the shaded circles indicate the composition of the thin film exhibiting paraelectricity while having an amorphous structure. Furthermore, the white circles are crystalline thin films,
The composition of the thin film showing conductivity is shown. From these results, in the triangular composition diagram, the region surrounded by α, β, γ, δ, ε, and φ (the part that is thinly blacked) shows the amorphous ferroelectricity in the thinly blacked compositional region. I found that. Here, Pb which shows antiferroelectricity by itself
It has been found that the 5 (Ge 0.95 Si 0.05 ) 3 O 11 material also exhibits remarkable ferroelectricity by adding Fe 2 O 3 or GeO 2 in excess. Table 2 shows a list of saturated charge densities for each composition shown in FIG. According to the table, GeO 2 —Fe 2 O 3 —Pb 5 (Ge 0.95 S
In the i 0.05 ) 3 O 11 -based amorphous ferroelectric thin film, a saturated charge density of about 155 (nC / cm 2 ) at maximum was observed.
【0016】[0016]
【表2】 [Table 2]
【0017】実施例4 M2 O3 −GeO2 −Pb5 Ge3 O11系において、表
3に示す元素を用いて、夫々の薄膜を作製した。薄膜の
作製は実施例1に説明した方法により行なった。また、
薄膜の構造評価は、X線回折法により、その条件は実施
例1に述べたとおりであった。さらに、薄膜の誘電性評
価法についても実施例1と同様である。ただし、スパッ
タリング製膜においてMがZr、Mo、Pd、Hf、T
a、Wの場合には、ターゲットとしてM2 O3 の替わり
に、各元素の金属微粉を使用した。その他のSc、T
i、V、Cr、Mn、Co、Ni、Y、Nb、In、L
a、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Tb、D
y、Ho、Er、Tm、Yb、LuについてはM2 O3
型の酸化物材料をターゲットに用いた。また、Ni2O3
については結晶水を含むためにターゲットとして使用
する前に、200℃程度まで加熱し、結晶水をとばし、
無水物化した。全てのM元素に対応して、図12に丸点
で示した組成の膜を作製し、As−deposit状態
で膜の構造ならびに誘電特性を評価した。同図中におい
て黒丸はアモルファス強誘電性を示した薄膜の組成を示
し、斜線を施した丸はアモルファス構造を取りながら常
誘電性を示した薄膜の組成を示している。さらに白丸は
結晶質の薄膜であり、導電性になった薄膜の組成を示し
ている。この結果より、三角組成図に於いて、α、β、
γ、δ、ε、φにて囲まれた領域(薄墨を施した部分)
薄墨を施した組成領域でアモルファスの強誘電性が発現
していることを見い出した。同組成図中にNo.49と
付記した組成の膜について種々のMにおいて測定された
飽和電荷密度(Ps)を表4に示した。これからも、同
表に示した全ての薄膜に於いてPsが観測され、夫々の
薄膜において強誘電性が発現していることが解かる。Example 4 In the M 2 O 3 —GeO 2 —Pb 5 Ge 3 O 11 system, each thin film was prepared using the elements shown in Table 3. The thin film was manufactured by the method described in Example 1. Also,
The structure of the thin film was evaluated by the X-ray diffraction method, and the conditions were as described in Example 1. Furthermore, the method of evaluating the dielectric properties of the thin film is the same as in Example 1. However, in the sputtering film formation, M is Zr, Mo, Pd, Hf, T
In the case of a and W, metal fine powder of each element was used instead of M 2 O 3 as a target. Other Sc, T
i, V, Cr, Mn, Co, Ni, Y, Nb, In, L
a, Ce, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, D
For y, Ho, Er, Tm, Yb and Lu, M 2 O 3
Type oxide material was used as the target. In addition, Ni 2 O 3
In order to contain water of crystallization, before using it as a target, it is heated to about 200 ° C., and water of crystallization is skipped.
Anhydrous. Films having compositions indicated by circles in FIG. 12 were prepared for all M elements, and the structure and dielectric properties of the films were evaluated in the As-deposit state. In the figure, the black circles indicate the composition of the thin film exhibiting amorphous ferroelectricity, and the shaded circles indicate the composition of the thin film exhibiting paraelectricity while having an amorphous structure. Further, the white circles are crystalline thin films, which indicate the composition of the conductive thin films. From this result, α, β,
Area surrounded by γ, δ, ε, φ (portion with thin ink)
It has been found that amorphous ferroelectricity is exhibited in the composition region where thin ink is applied. No. in the composition diagram Table 4 shows the saturation charge densities (Ps) measured at various M values for the film having the composition noted 49. From this, it can be understood that Ps is observed in all the thin films shown in the table, and the ferroelectricity is exhibited in each thin film.
【0018】[0018]
【表3】 [Table 3]
【0019】[0019]
【発明の効果】以上の様に、M2 O3 −GeO2 −A5
B3 O11(A5 B3O11はPb5 Ge3 O11型誘電体)
系の薄膜をRFスパッタリング法などにより低い基板温
度、例えば25℃程度の基板温度により薄膜化すること
により、アモルファス構造を有する透光性の高い強誘電
性薄膜が得られ、強誘電性を応用したセンサ、メモリ、
電気光学素子に応用できるようになる。As described above, M 2 O 3 --GeO 2 --A 5
B 3 O 11 (A 5 B 3 O 11 is Pb 5 Ge 3 O 11 type dielectric)
By thinning the system thin film by a low substrate temperature, for example, a substrate temperature of about 25 ° C. by the RF sputtering method or the like, a highly transparent ferroelectric thin film having an amorphous structure was obtained, and the ferroelectric property was applied. Sensor, memory,
It can be applied to electro-optic devices.
【図1】図1は、本発明を説明するための組成系図であ
る。FIG. 1 is a composition system diagram for explaining the present invention.
【図2】図2は、本発明の一実施例を説明するための組
成系図、ならびに誘電特性、薄膜構造の説明図である。FIG. 2 is a composition system diagram for explaining one embodiment of the present invention, and an explanatory diagram of a dielectric property and a thin film structure.
【図3】図3は、本発明の誘電特性評価法を説明するた
めの薄膜の構造図である。FIG. 3 is a structural diagram of a thin film for explaining the dielectric property evaluation method of the present invention.
【図4】図4は、本発明の一実施例を説明するためのX
線回折図形である。FIG. 4 is an X diagram for explaining an embodiment of the present invention.
It is a line diffraction pattern.
【図5】図5は、同実施例を説明するためのX線回折図
形である。FIG. 5 is an X-ray diffraction pattern for explaining the same example.
【図6】図6は、同実施例を説明するための誘電特性の
電界依存性を表した図である。FIG. 6 is a view showing the electric field dependence of dielectric properties for explaining the same example.
【図7】図7は、同実施例を説明するための飽和電荷密
度の組成依存性を表した図である。FIG. 7 is a graph showing composition dependence of saturated charge density for explaining the same example.
【図8】図8は、同実施例を説明するための誘電特性の
電界依存性を表した図である。FIG. 8 is a view showing the electric field dependence of dielectric properties for explaining the same example.
【図9】図9は、同実施例を説明するための飽和電荷密
度の組成依存性を表した図である。FIG. 9 is a graph showing composition dependence of saturated charge density for explaining the same example.
【図10】図10は、同実施例を説明するための光透過
率の波長異存特性を示す図である。FIG. 10 is a diagram showing wavelength-independent characteristics of light transmittance for explaining the embodiment.
【図11】図11は、本発明の他の実施例を説明するた
めの組成系図、ならびに誘電特性、薄膜構造の説明図で
ある。FIG. 11 is a composition system diagram for explaining another embodiment of the present invention, and an explanatory diagram of dielectric properties and thin film structure.
【図12】図12は、本発明の他の実施例を説明するた
めの組成系図、ならびに誘電特性、薄膜構造の説明図で
ある。FIG. 12 is a composition system diagram for explaining another embodiment of the present invention, and an explanatory diagram of dielectric characteristics and a thin film structure.
フロントページの続き (72)発明者 二井 裕之 山口県宇部市大字小串1978番地の5 宇部 興産株式会社無機材料研究所内Front Page Continuation (72) Inventor Hiroyuki Nii 5 1978, Kozugushi, Ube City, Yamaguchi Prefecture Ube Industries Ltd. Inorganic Materials Research Institute
Claims (4)
マニウム(GeO2)−Pb5 Ge3 O11型化合物(A5
B3 O11)を主成分とした三元酸化物からなり、かつ
該三元酸化物がアモルファス構造を有することを特徴と
するアモルファス強誘電体酸化物材料。(ただし、M2
O3 は、Sc、Ti、V、Cr、Mn、Fe、Co、N
i、Y、Zr、Nb、Mo、Pd、Hf、Ta、W、I
n及びランタン系列元素の酸化物からなる群から選ばれ
る少なくとも一種であり、A5 B3 O11は強誘電性また
は反強誘電性を示すPb5 Ge3 O11型化合物であ
る。)1. A transition metal oxide (M 2 O 3 ) -germanium oxide (GeO 2 ) -Pb 5 Ge 3 O 11 type compound (A 5
An amorphous ferroelectric oxide material comprising a ternary oxide containing B 3 O 11 ) as a main component, and the ternary oxide having an amorphous structure. (However, M 2
O 3 is Sc, Ti, V, Cr, Mn, Fe, Co, N
i, Y, Zr, Nb, Mo, Pd, Hf, Ta, W, I
At least one selected from the group consisting of oxides of n and lanthanum series elements, A 5 B 3 O 11 is a Pb 5 Ge 3 O 11 type compound exhibiting ferroelectricity or antiferroelectricity. )
B3 O11の3成分の組成図において、aM2 O3 −(1
−a)GeO2 ならびに、0.90GeO2−0.10
(bM2 O3 −(1−b)A5 B3 O11)ならびに、c
GeO2 −(1−c)A5 B3 O11ならびに、0.20
(dGeO2 −(1−d)M2 O3 )−0.80A5 B
3 O11ならびに、eA5 B3 O11−(1−e)M2 O3
ならびに、0.90M2 O3 −0.10(fA5 B3 O
11−(1−f)GeO2 )で表される夫々の組成線にお
いて0.10≦a≦0.90かつ0.00≦b≦1.0
0かつ0.20≦c≦0.90かつ0.00≦d≦1.
00かつ0.20≦e≦0.90かつ0.00≦f≦
1.00なる範囲に規定された6本の組成線で囲まれた
組成を有することを特徴とする請求項1のアモルファス
強誘電体酸化物材料。2. The ternary oxide is M 2 O 3 , GeO 2 , A 5
In the composition diagram of the three components of B 3 O 11 , aM 2 O 3 − (1
-A) GeO 2, as well as, 0.90GeO 2 -0.10
(BM 2 O 3 - (1 -b) A 5 B 3 O 11) and, c
GeO 2 - (1-c) A 5 B 3 O 11 and 0.20
(DGeO 2 - (1-d ) M 2 O 3) -0.80A 5 B
3 O 11 and, eA 5 B 3 O 11 - (1-e) M 2 O 3
And 0.90 M 2 O 3 -0.10 (fA 5 B 3 O
In each composition line represented by 11- (1-f) GeO 2 ) 0.10 ≦ a ≦ 0.90 and 0.00 ≦ b ≦ 1.0
0 and 0.20≤c≤0.90 and 0.00≤d≤1.
00 and 0.20 ≦ e ≦ 0.90 and 0.00 ≦ f ≦
The amorphous ferroelectric oxide material according to claim 1, having a composition surrounded by six composition lines defined in a range of 1.00.
いることを特徴とする請求項1又は請求項2のアモルフ
ァス強誘電体酸化物材料。3. The amorphous ferroelectric oxide material according to claim 1 or 2, wherein the ternary oxide is formed in the form of a thin film.
に、基板温度を300℃以下に保持しながら非晶質の薄
膜として作製し、作製したそのままの状態で強誘電体酸
化物材料を得ることを特徴とする請求項3のアモルファ
ス強誘電体酸化物材料の製造方法。4. A ternary oxide is formed as an amorphous thin film on a substrate using a film forming means while maintaining the substrate temperature at 300 ° C. or lower, and the ferroelectric oxide is produced as it is. The method for producing an amorphous ferroelectric oxide material according to claim 3, wherein a material is obtained.
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP32664591A JPH05139733A (en) | 1991-11-15 | 1991-11-15 | Amorphous ferroelectric oxide material and production thereof |
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JP32664591A JPH05139733A (en) | 1991-11-15 | 1991-11-15 | Amorphous ferroelectric oxide material and production thereof |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
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ID=18190101
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-
1991
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