JPH07215762A - 改善された材料層および形成方法 - Google Patents
改善された材料層および形成方法Info
- Publication number
- JPH07215762A JPH07215762A JP23160594A JP23160594A JPH07215762A JP H07215762 A JPH07215762 A JP H07215762A JP 23160594 A JP23160594 A JP 23160594A JP 23160594 A JP23160594 A JP 23160594A JP H07215762 A JPH07215762 A JP H07215762A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- perovskite
- layer
- grain size
- pyroelectric
- ferroelectric
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
- 239000000463 material Substances 0.000 title claims abstract description 87
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 title description 2
- 239000002245 particle Substances 0.000 claims description 35
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 19
- 238000012545 processing Methods 0.000 claims description 6
- 239000010409 thin film Substances 0.000 abstract description 23
- 230000001747 exhibiting effect Effects 0.000 abstract description 2
- 239000002019 doping agent Substances 0.000 description 25
- 230000010287 polarization Effects 0.000 description 17
- 229910052712 strontium Inorganic materials 0.000 description 13
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 12
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 12
- CIOAGBVUUVVLOB-UHFFFAOYSA-N strontium atom Chemical compound [Sr] CIOAGBVUUVVLOB-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 12
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 12
- 239000010936 titanium Substances 0.000 description 12
- 229910002113 barium titanate Inorganic materials 0.000 description 9
- 230000008859 change Effects 0.000 description 8
- 239000000758 substrate Substances 0.000 description 8
- JRPBQTZRNDNNOP-UHFFFAOYSA-N barium titanate Chemical compound [Ba+2].[Ba+2].[O-][Ti]([O-])([O-])[O-] JRPBQTZRNDNNOP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 7
- 239000010408 film Substances 0.000 description 7
- 229910052454 barium strontium titanate Inorganic materials 0.000 description 6
- 239000003990 capacitor Substances 0.000 description 5
- 230000005621 ferroelectricity Effects 0.000 description 5
- 230000005616 pyroelectricity Effects 0.000 description 5
- 229910002367 SrTiO Inorganic materials 0.000 description 4
- 229910052788 barium Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000000919 ceramic Substances 0.000 description 4
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 description 4
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 4
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 4
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 4
- VEALVRVVWBQVSL-UHFFFAOYSA-N strontium titanate Chemical compound [Sr+2].[O-][Ti]([O-])=O VEALVRVVWBQVSL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- DSAJWYNOEDNPEQ-UHFFFAOYSA-N barium atom Chemical compound [Ba] DSAJWYNOEDNPEQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 3
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 3
- 150000002500 ions Chemical class 0.000 description 3
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 3
- WOIHABYNKOEWFG-UHFFFAOYSA-N [Sr].[Ba] Chemical compound [Sr].[Ba] WOIHABYNKOEWFG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- KHKWDWDCSNXIBH-UHFFFAOYSA-N [Sr].[Pb] Chemical compound [Sr].[Pb] KHKWDWDCSNXIBH-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000003491 array Methods 0.000 description 2
- 229910021523 barium zirconate Inorganic materials 0.000 description 2
- DQBAOWPVHRWLJC-UHFFFAOYSA-N barium(2+);dioxido(oxo)zirconium Chemical compound [Ba+2].[O-][Zr]([O-])=O DQBAOWPVHRWLJC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000000151 deposition Methods 0.000 description 2
- 230000005670 electromagnetic radiation Effects 0.000 description 2
- 239000012535 impurity Substances 0.000 description 2
- 238000004377 microelectronic Methods 0.000 description 2
- 238000012986 modification Methods 0.000 description 2
- 230000004048 modification Effects 0.000 description 2
- 238000006467 substitution reaction Methods 0.000 description 2
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 2
- JBRZTFJDHDCESZ-UHFFFAOYSA-N AsGa Chemical compound [As]#[Ga] JBRZTFJDHDCESZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910001218 Gallium arsenide Inorganic materials 0.000 description 1
- 101100400378 Mus musculus Marveld2 gene Proteins 0.000 description 1
- 229910004298 SiO 2 Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000013459 approach Methods 0.000 description 1
- DUPIXUINLCPYLU-UHFFFAOYSA-N barium lead Chemical compound [Ba].[Pb] DUPIXUINLCPYLU-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- XWUPANOEJRYEPL-UHFFFAOYSA-N barium(2+);oxygen(2-);titanium(4+);zirconium(4+) Chemical compound [O-2].[O-2].[O-2].[O-2].[O-2].[Ti+4].[Zr+4].[Ba+2] XWUPANOEJRYEPL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000006399 behavior Effects 0.000 description 1
- 238000001354 calcination Methods 0.000 description 1
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 1
- 230000008021 deposition Effects 0.000 description 1
- 238000001514 detection method Methods 0.000 description 1
- NKZSPGSOXYXWQA-UHFFFAOYSA-N dioxido(oxo)titanium;lead(2+) Chemical group [Pb+2].[O-][Ti]([O-])=O NKZSPGSOXYXWQA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000005684 electric field Effects 0.000 description 1
- 239000012776 electronic material Substances 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 208000023414 familial retinal arterial macroaneurysm Diseases 0.000 description 1
- 230000006870 function Effects 0.000 description 1
- 238000003384 imaging method Methods 0.000 description 1
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 1
- 239000012212 insulator Substances 0.000 description 1
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 1
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 1
- 238000001465 metallisation Methods 0.000 description 1
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 1
- 230000005693 optoelectronics Effects 0.000 description 1
- 238000010951 particle size reduction Methods 0.000 description 1
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 1
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 description 1
- 239000004065 semiconductor Substances 0.000 description 1
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010703 silicon Substances 0.000 description 1
- 230000002269 spontaneous effect Effects 0.000 description 1
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
- C04B35/01—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics
- C04B35/46—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics based on titanium oxides or titanates
- C04B35/462—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics based on titanium oxides or titanates based on titanates
- C04B35/465—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics based on titanium oxides or titanates based on titanates based on alkaline earth metal titanates
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
- C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
- C04B35/62218—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products obtaining ceramic films, e.g. by using temporary supports
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Ceramic Engineering (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Structural Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Inorganic Chemistry (AREA)
- Inorganic Insulating Materials (AREA)
- Compositions Of Oxide Ceramics (AREA)
- Inorganic Compounds Of Heavy Metals (AREA)
- Semiconductor Memories (AREA)
- Non-Volatile Memory (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 元の強誘電（もしくは焦電）臨界粒度を有す
る元のペロブスカイト層に鉛を加えて元の強誘電（焦
電）臨界粒度よりも小さい平均粒度を有する鉛増強ペロ
ブスカイト層を形成し層の平均粒度に似た平均粒度を有
する元のペロブスカイト層の残留分極（もしくは焦電性
能指数）よりも層の残留分極（焦電性能指数）を実質的
に大きくして改善された強誘電（焦電）層を形成する。 【構成】 臨界強誘電（焦電）粒度は粒度の低下と共に
残留分極（焦電性能指数）が急速に低下し始める最大粒
度を意味し、ｎ−型もしくはｐ−型鉛増強ペロブスカイ
ト層１２に一つ以上のアクセプタもしくはドナードーパ
ントをドープして抵抗率が実質的に高められる。元のペ
ロブスカイト層はＡＢＯ3 の組成を有し、ここにＡは一
つ以上の一価、二価もしくは三価元素であり、Ｂは一つ
以上の五価、四価、三価、もしくは二価元素である。
る元のペロブスカイト層に鉛を加えて元の強誘電（焦
電）臨界粒度よりも小さい平均粒度を有する鉛増強ペロ
ブスカイト層を形成し層の平均粒度に似た平均粒度を有
する元のペロブスカイト層の残留分極（もしくは焦電性
能指数）よりも層の残留分極（焦電性能指数）を実質的
に大きくして改善された強誘電（焦電）層を形成する。 【構成】 臨界強誘電（焦電）粒度は粒度の低下と共に
残留分極（焦電性能指数）が急速に低下し始める最大粒
度を意味し、ｎ−型もしくはｐ−型鉛増強ペロブスカイ
ト層１２に一つ以上のアクセプタもしくはドナードーパ
ントをドープして抵抗率が実質的に高められる。元のペ
ロブスカイト層はＡＢＯ3 の組成を有し、ここにＡは一
つ以上の一価、二価もしくは三価元素であり、Ｂは一つ
以上の五価、四価、三価、もしくは二価元素である。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は一般的に非揮発性メモリ
デバイスに使用される薄膜強誘電材料の製造に関する。
デバイスに使用される薄膜強誘電材料の製造に関する。
【０００２】
【従来の技術】発明の範囲を制約することなく、薄膜強
誘電および焦電材料の応用に関してその背景が説明され
る。
誘電および焦電材料の応用に関してその背景が説明され
る。
【０００３】ペロブスカイトとして知られる種類の材料
はマイクロ電子産業において有用ないくつかの性質を示
す。その一つとして比誘電率が集積回路に使用される従
来の絶縁体（例えば、ＳｉＯ2 およびＳｉ3 Ｎ4 ）より
も数桁大きくなることが挙げられる。この高い比誘電率
により従来のＤＲＡＭ（ｄｙｎａｍｉｃ ｒａｎｄｏｍ
ａｃｃｅｓｓ ｍｅｍｏｒｙ）に電荷を蓄える非常に小
さなキャパシタの製造が可能となり、メモリセルの密度
が高くなる。
はマイクロ電子産業において有用ないくつかの性質を示
す。その一つとして比誘電率が集積回路に使用される従
来の絶縁体（例えば、ＳｉＯ2 およびＳｉ3 Ｎ4 ）より
も数桁大きくなることが挙げられる。この高い比誘電率
により従来のＤＲＡＭ（ｄｙｎａｍｉｃ ｒａｎｄｏｍ
ａｃｃｅｓｓ ｍｅｍｏｒｙ）に電荷を蓄える非常に小
さなキャパシタの製造が可能となり、メモリセルの密度
が高くなる。
【０００４】比誘電率に関連しているのが焦電性能指数
（ｐｙｒｏｅｌｅｃｒｉｃ ｆｉｇｕｒｅ ｏｆ ｍｅ
ｒｉｔ：焦電ＦＯＭ）である。焦電ＦＯＭは焦電係数と
比誘電率の比率に比例する。焦電係数は比誘電率と自然
分極の関数である。多くのペロブスカイト（ｐｅｒｏｖ
ｓｋｉｔｅ）が非常に大きいＦＯＭを示し、十分に大き
ければこの焦電性により電磁放射の入射による温度変化
を含む温度変化に非常に敏感なデバイスが可能となる。
このような焦電検出器アレイが現在製作されておりそれ
は赤外シーンを撮像することができる。このような検出
器は低温冷却を必要とせず消費者の応用に対して経済的
に引き合う。
（ｐｙｒｏｅｌｅｃｒｉｃ ｆｉｇｕｒｅ ｏｆ ｍｅ
ｒｉｔ：焦電ＦＯＭ）である。焦電ＦＯＭは焦電係数と
比誘電率の比率に比例する。焦電係数は比誘電率と自然
分極の関数である。多くのペロブスカイト（ｐｅｒｏｖ
ｓｋｉｔｅ）が非常に大きいＦＯＭを示し、十分に大き
ければこの焦電性により電磁放射の入射による温度変化
を含む温度変化に非常に敏感なデバイスが可能となる。
このような焦電検出器アレイが現在製作されておりそれ
は赤外シーンを撮像することができる。このような検出
器は低温冷却を必要とせず消費者の応用に対して経済的
に引き合う。
【０００５】ペロブスカイト材料の強誘電性もマイクロ
電子産業において有用である。その一つとして残留分極
が挙げられる。この分極の方向は材料に電界を加えるこ
とにより切り替えることができる。次にこの分極方向を
電子的に感知することができる。このような材料の残留
分極は非揮発性、すなわち電源を外しても各メモリ素子
の状態（論理１もしくは０）が保持される、ＦＲＡＭ
（ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ ｒａｎｄｏｍ ａｃｃ
ｅｓｓ ｍｅｍｏｒｙ）を構成できることを示唆してい
る。構成によってはこのようなデバイスはさらに従来の
ＤＲＡＭよりも早いリード／ライトサイクルを示す。
電子産業において有用である。その一つとして残留分極
が挙げられる。この分極の方向は材料に電界を加えるこ
とにより切り替えることができる。次にこの分極方向を
電子的に感知することができる。このような材料の残留
分極は非揮発性、すなわち電源を外しても各メモリ素子
の状態（論理１もしくは０）が保持される、ＦＲＡＭ
（ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ ｒａｎｄｏｍ ａｃｃ
ｅｓｓ ｍｅｍｏｒｙ）を構成できることを示唆してい
る。構成によってはこのようなデバイスはさらに従来の
ＤＲＡＭよりも早いリード／ライトサイクルを示す。
【０００６】本発明は有用な強誘電性および焦電性を示
す薄膜ペロブスカイト構造の形成方法に関するものであ
る。ペロブスカイト材料は（１）代表的にはＣａＴｉＯ
3 である周知のペロブスカイト結晶構造を示す任意の材
料、および（２）小さな格子歪みもしくはある電子を省
くことにより理想的な立方ペロブスカイト構造から引き
出すことができる構成を有する化合物である。多くのペ
ロブスカイトはＡＢＯ 3 の化学式を有し、ここにＡは一
つ以上の一価、二価もしくは三価元素でありＢは一つ以
上の五価、四価、三価もしくは二価元素である。
す薄膜ペロブスカイト構造の形成方法に関するものであ
る。ペロブスカイト材料は（１）代表的にはＣａＴｉＯ
3 である周知のペロブスカイト結晶構造を示す任意の材
料、および（２）小さな格子歪みもしくはある電子を省
くことにより理想的な立方ペロブスカイト構造から引き
出すことができる構成を有する化合物である。多くのペ
ロブスカイトはＡＢＯ 3 の化学式を有し、ここにＡは一
つ以上の一価、二価もしくは三価元素でありＢは一つ以
上の五価、四価、三価もしくは二価元素である。
【０００７】集積回路ＦＲＡＭの製造に有用なものとす
るには、ペロブスカイト材料は残留分極が大きく保磁電
圧が低くなければならない。薄膜焦電デバイスの製造に
有用なものとするには、ペロブスカイト材料の焦電ＦＯ
Ｍは大きくなければならない。このような性質はこれら
の材料の薄膜で発揮されなければならない。
るには、ペロブスカイト材料は残留分極が大きく保磁電
圧が低くなければならない。薄膜焦電デバイスの製造に
有用なものとするには、ペロブスカイト材料の焦電ＦＯ
Ｍは大きくなければならない。このような性質はこれら
の材料の薄膜で発揮されなければならない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】ペロブスカイト材料の
強誘電性および焦電性は一般的に材料の粒度が低下する
とともに低下することが判っている。バルクセラミック
状のペロブスカイトの粒度は一般的に０．５−１００マ
イクロメータ（μｍ）程度であり、代表的な薄膜の粒度
は０．０２−０．５μｍである。後記するように、各材
料および性質に対して一意的である臨界粒度よりも小さ
い粒度に対しては本質的に有用な特性はない。
強誘電性および焦電性は一般的に材料の粒度が低下する
とともに低下することが判っている。バルクセラミック
状のペロブスカイトの粒度は一般的に０．５−１００マ
イクロメータ（μｍ）程度であり、代表的な薄膜の粒度
は０．０２−０．５μｍである。後記するように、各材
料および性質に対して一意的である臨界粒度よりも小さ
い粒度に対しては本質的に有用な特性はない。
【０００９】この領域における従来の研究の多くはペロ
ブスカイトの強誘電性および焦電性を薄膜状で保持する
ことに向けられてきた。通常堆積温度を高くすると堆積
される膜の粒度が大きくなるため、ペロブスカイト膜が
堆積される基板の温度を高く保つことにより（しばしば
特性の良い）大きい粒子を形成することができる。しか
しながら、基板温度を高くするとすでに基板上に形成さ
れている既存のデバイスや構造が損傷されることがあ
る。一般的に、温度はできるだけ低く保たなければなら
ない。さらに、粒度は一般的に膜厚よりも大きくなるこ
とはない（好ましくは膜厚の１／１０以下である）。し
たがって、強誘電性および焦電性の良い薄膜ペロブスカ
イトの現在の堆積方法は膜厚および基板温度を高くする
ことによる潜在的な損傷により制約される。
ブスカイトの強誘電性および焦電性を薄膜状で保持する
ことに向けられてきた。通常堆積温度を高くすると堆積
される膜の粒度が大きくなるため、ペロブスカイト膜が
堆積される基板の温度を高く保つことにより（しばしば
特性の良い）大きい粒子を形成することができる。しか
しながら、基板温度を高くするとすでに基板上に形成さ
れている既存のデバイスや構造が損傷されることがあ
る。一般的に、温度はできるだけ低く保たなければなら
ない。さらに、粒度は一般的に膜厚よりも大きくなるこ
とはない（好ましくは膜厚の１／１０以下である）。し
たがって、強誘電性および焦電性の良い薄膜ペロブスカ
イトの現在の堆積方法は膜厚および基板温度を高くする
ことによる潜在的な損傷により制約される。
【００１０】
【課題を解決するための手段】一般的に、本発明は強誘
電性および／もしくは焦電性が低下する粒度を低くする
ように材料の組成を変えることにより従来技術に固有の
トレードオフを克服するものである。改良された強誘電
材料は元の臨界粒度を有する元のペロブスカイト材料に
鉛を加え、次に元の強誘電臨界粒度よりも小さい平均粒
度を有する鉛増強ペロブスカイト材料層を形成して平均
粒度が層の平均粒度に似ている元のペロブスカイト材料
の残留分極よりも層の残留分極を実質的に大きくするこ
とにより形成される。ここで使用する強誘電臨界粒度と
は粒度が（例えば、ピークの１／２の値まで）低下する
時に残留分極が急速に低下し始める最大粒度を意味す
る。好ましくは、ｎ−型鉛増強ペロブスカイト材料に一
つ以上のアクセプタドーパント（ａｃｃｅｐｔｏｒ ｄ
ｏｐａｎｔｓ）がドープされて抵抗率が実質的に高くな
る。好ましくは、ｐ−型鉛増強ペロブスカイト材料に一
つ以上のドナードーパント（ｄｏｎｏｒ ｄｏｐａｎｔ
ｓ）がドープされて抵抗率が実質的に高くなる。好まし
くは、元のペロブスカイト材料はＡＢＯ3 の化学式を有
し、ここにＡは（もちろん鉛を含まない）一つ以上の一
価、二価もしくは三価元素であり、Ｂは（もちろん鉛を
含まない）一つ以上の五価、四価、三価もしくは二価元
素である。
電性および／もしくは焦電性が低下する粒度を低くする
ように材料の組成を変えることにより従来技術に固有の
トレードオフを克服するものである。改良された強誘電
材料は元の臨界粒度を有する元のペロブスカイト材料に
鉛を加え、次に元の強誘電臨界粒度よりも小さい平均粒
度を有する鉛増強ペロブスカイト材料層を形成して平均
粒度が層の平均粒度に似ている元のペロブスカイト材料
の残留分極よりも層の残留分極を実質的に大きくするこ
とにより形成される。ここで使用する強誘電臨界粒度と
は粒度が（例えば、ピークの１／２の値まで）低下する
時に残留分極が急速に低下し始める最大粒度を意味す
る。好ましくは、ｎ−型鉛増強ペロブスカイト材料に一
つ以上のアクセプタドーパント（ａｃｃｅｐｔｏｒ ｄ
ｏｐａｎｔｓ）がドープされて抵抗率が実質的に高くな
る。好ましくは、ｐ−型鉛増強ペロブスカイト材料に一
つ以上のドナードーパント（ｄｏｎｏｒ ｄｏｐａｎｔ
ｓ）がドープされて抵抗率が実質的に高くなる。好まし
くは、元のペロブスカイト材料はＡＢＯ3 の化学式を有
し、ここにＡは（もちろん鉛を含まない）一つ以上の一
価、二価もしくは三価元素であり、Ｂは（もちろん鉛を
含まない）一つ以上の五価、四価、三価もしくは二価元
素である。
【００１１】薄膜ペロブスカイト材料の焦電性（すなわ
ち焦電ＦＯＭ）は鉛を加えることにより増強することが
できる。したがって、改良されたペロブスカイト材料は
（元の焦電臨界粒度を有する）“元の”ペロブスカイト
材料に鉛を加えて作ることができ、鉛増強ペロブスカイ
ト材料層は“元の”焦電臨界粒度よりも小さい平均粒度
を有し、この層の焦電ＦＯＭは同じ粒度に対する“元
の”ペロブスカイト材料の焦電ＦＯＭよりも実質的に大
きくなる。ここで使われる焦電臨界粒度とは粒度の低下
と共に焦電ＦＯＭが急速に低下し始める最大粒度を意味
する。
ち焦電ＦＯＭ）は鉛を加えることにより増強することが
できる。したがって、改良されたペロブスカイト材料は
（元の焦電臨界粒度を有する）“元の”ペロブスカイト
材料に鉛を加えて作ることができ、鉛増強ペロブスカイ
ト材料層は“元の”焦電臨界粒度よりも小さい平均粒度
を有し、この層の焦電ＦＯＭは同じ粒度に対する“元
の”ペロブスカイト材料の焦電ＦＯＭよりも実質的に大
きくなる。ここで使われる焦電臨界粒度とは粒度の低下
と共に焦電ＦＯＭが急速に低下し始める最大粒度を意味
する。
【００１２】実施例には平均粒度が１ミクロンよりも小
さく（Ａ1-x ，Ｐｂx ）u Ｂv Ｏ3の組成を有する鉛含
有率の低いペロブスカイト材料層（および、好ましくは
１０ミクロンよりも薄い層の形成方法）が含まれてお
り、ここにＡは一つ以上の一価、二価もしくは三価元素
であり、Ｂは一つ以上の五価、四価、三価、二価もしく
は一価元素であり、かつ０．０１＜ｘ＜０．５，０．９
＜ｕ＜１．１，および０．９＜ｖ＜１．１であり、それ
によって、ｘ＝０である同じ材料に較べて臨界粒度が低
減され、かつ／もしくは誘電性が改善され、かつ／もし
くは処理温度が低下される。好ましくは、ペロブスカイ
ト層は第１の導電層の第２の導電層との間に間挿され
る。好ましくは、粒度は０．５ミクロンよりも小さく層
は６００℃よりも低い温度で形成される。
さく（Ａ1-x ，Ｐｂx ）u Ｂv Ｏ3の組成を有する鉛含
有率の低いペロブスカイト材料層（および、好ましくは
１０ミクロンよりも薄い層の形成方法）が含まれてお
り、ここにＡは一つ以上の一価、二価もしくは三価元素
であり、Ｂは一つ以上の五価、四価、三価、二価もしく
は一価元素であり、かつ０．０１＜ｘ＜０．５，０．９
＜ｕ＜１．１，および０．９＜ｖ＜１．１であり、それ
によって、ｘ＝０である同じ材料に較べて臨界粒度が低
減され、かつ／もしくは誘電性が改善され、かつ／もし
くは処理温度が低下される。好ましくは、ペロブスカイ
ト層は第１の導電層の第２の導電層との間に間挿され
る。好ましくは、粒度は０．５ミクロンよりも小さく層
は６００℃よりも低い温度で形成される。
【００１３】好ましくは、組成および“ｘ”の値は次の
ようである、Ａは主としてストロンチウムからなりＢは
主としてチタンからなりｘはおよそ０．３５である、Ａ
は主としてストロンチウムからなりＢは主としてチタン
からなりｘはおよそ０．１−０．４である、Ａは主とし
てストロンチウムからなりＢは主としてチタンからなり
ｘはおよそ０．３−０．４である、Ａは主としてストロ
ンチウムからなりＢは主としてチタンからなりｘはおよ
そ０．３である、Ａは主としてストロンチウムからなり
Ｂは主としてチタンからなりｘはおよそ０．２である、
Ａは主としてバリウムおよびストロンチウムからなりＢ
は主としてチタンからなりｘはおよそ０．１−０．４で
ある。材料および用途は次のようである、ペロブスカイ
ト層はドープもしくは非ドープチタン酸鉛バリウムであ
り層は強誘電体として利用される、ペロブスカイト層は
チタン酸鉛ストロンチウムであり層は焦電体として利用
される、ペロブスカイト層はドープもしくは非ドープチ
タン酸鉛ストロンチウムであり層は高誘電性キャパシタ
の焦電体層として利用される、ペロブスカイト層はチタ
ン酸ストロンチウムおよびジルコン酸バリウムの量が制
限されたチタン酸鉛バリウムであり層はその低強誘電−
強誘電相転移を使用する焦電体として利用されｘはおよ
そ０．１−０．４である。
ようである、Ａは主としてストロンチウムからなりＢは
主としてチタンからなりｘはおよそ０．３５である、Ａ
は主としてストロンチウムからなりＢは主としてチタン
からなりｘはおよそ０．１−０．４である、Ａは主とし
てストロンチウムからなりＢは主としてチタンからなり
ｘはおよそ０．３−０．４である、Ａは主としてストロ
ンチウムからなりＢは主としてチタンからなりｘはおよ
そ０．３である、Ａは主としてストロンチウムからなり
Ｂは主としてチタンからなりｘはおよそ０．２である、
Ａは主としてバリウムおよびストロンチウムからなりＢ
は主としてチタンからなりｘはおよそ０．１−０．４で
ある。材料および用途は次のようである、ペロブスカイ
ト層はドープもしくは非ドープチタン酸鉛バリウムであ
り層は強誘電体として利用される、ペロブスカイト層は
チタン酸鉛ストロンチウムであり層は焦電体として利用
される、ペロブスカイト層はドープもしくは非ドープチ
タン酸鉛ストロンチウムであり層は高誘電性キャパシタ
の焦電体層として利用される、ペロブスカイト層はチタ
ン酸ストロンチウムおよびジルコン酸バリウムの量が制
限されたチタン酸鉛バリウムであり層はその低強誘電−
強誘電相転移を使用する焦電体として利用されｘはおよ
そ０．１−０．４である。
【００１４】好ましくは、ｎ−型鉛増強ペロブスカイト
材料は一つ以上のアクセプタドーパントがドープされて
抵抗率が実質的に増大する。好ましくは、ｐ−型鉛増強
ペロブスカイト材料は一つ以上のドナードーパントがド
ープされて抵抗率が実質的に増大する。好ましくは、元
のペロブスカイト材料はＡＢＯ3 の化学組成を有し、Ａ
は一つ以上の一価、二価もしくは三価元素であり、Ｂは
一つ以上の五価、四価、三価もしくは二価元素である。
材料は一つ以上のアクセプタドーパントがドープされて
抵抗率が実質的に増大する。好ましくは、ｐ−型鉛増強
ペロブスカイト材料は一つ以上のドナードーパントがド
ープされて抵抗率が実質的に増大する。好ましくは、元
のペロブスカイト材料はＡＢＯ3 の化学組成を有し、Ａ
は一つ以上の一価、二価もしくは三価元素であり、Ｂは
一つ以上の五価、四価、三価もしくは二価元素である。
【００１５】このような改良された強誘電性および焦電
性材料を含む構造は基板表面上に形成された元の強誘電
もしくは焦電臨界粒度よりも平均粒度の小さい鉛増強ペ
ロブスカイト材料層を含むことができる。他の構造は２
つの導電層間にこのような鉛増強材料層が間挿されてい
る。
性材料を含む構造は基板表面上に形成された元の強誘電
もしくは焦電臨界粒度よりも平均粒度の小さい鉛増強ペ
ロブスカイト材料層を含むことができる。他の構造は２
つの導電層間にこのような鉛増強材料層が間挿されてい
る。
【００１６】こうして得られる材料はキャパシタ、トラ
ンジスタ、非揮発性メモリセル、電磁放射検出アレイ等
の半導体回路、および他の光電応用で使用される多くの
構造に使用することができる。このような多くの材料の
圧電特性を利用したデバイスも本発明から利益を得るこ
とができる。
ンジスタ、非揮発性メモリセル、電磁放射検出アレイ等
の半導体回路、および他の光電応用で使用される多くの
構造に使用することができる。このような多くの材料の
圧電特性を利用したデバイスも本発明から利益を得るこ
とができる。
【００１７】本発明の利点として薄膜の代表的な粒度を
有するペロブスカイト材料の残留分極が実質的に向上す
ることが含まれる。また本発明により薄膜ペロブスカイ
ト材料の焦電ＦＯＭが保持される。さらに本発明の方法
により抵抗率も一般的に向上する。
有するペロブスカイト材料の残留分極が実質的に向上す
ることが含まれる。また本発明により薄膜ペロブスカイ
ト材料の焦電ＦＯＭが保持される。さらに本発明の方法
により抵抗率も一般的に向上する。
【００１８】
【実施例】ペロブスカイト材料の有用な強誘電性および
焦電性は一般的に材料の粒度の低下と共に低下する。図
１に示すように、非ドープチタン酸バリウム（ＢＴ）の
比誘電率は温度および粒度と共に変化する。６．８μｍ
の粒度の場合、比誘電率はキューリー温度（およそ１３
０℃）付近で急速に変化するが他の温度ではあまり変化
しない。粒度が０．７μｍまで低下すると、ピークはあ
まり目立たなくなり、キューリー温度よりも低い温度で
比誘電率が高くなって温度による変化が少なくなる。さ
らに粒度が低下すると、あらゆる温度に対して比誘電率
が低くなり温度に対して本質的に一定となる。
焦電性は一般的に材料の粒度の低下と共に低下する。図
１に示すように、非ドープチタン酸バリウム（ＢＴ）の
比誘電率は温度および粒度と共に変化する。６．８μｍ
の粒度の場合、比誘電率はキューリー温度（およそ１３
０℃）付近で急速に変化するが他の温度ではあまり変化
しない。粒度が０．７μｍまで低下すると、ピークはあ
まり目立たなくなり、キューリー温度よりも低い温度で
比誘電率が高くなって温度による変化が少なくなる。さ
らに粒度が低下すると、あらゆる温度に対して比誘電率
が低くなり温度に対して本質的に一定となる。
【００１９】図２を参照すれば、同じ傾向が見られる。
粒度が高い場合（例えば、５３μｍ）、比誘電率はキュ
ーリー温度において顕著なピークを有している。粒度が
低くなると、キューリー温度よりも低い温度で比誘電率
が高くなってピークはあまり目立たなくなる。
粒度が高い場合（例えば、５３μｍ）、比誘電率はキュ
ーリー温度において顕著なピークを有している。粒度が
低くなると、キューリー温度よりも低い温度で比誘電率
が高くなってピークはあまり目立たなくなる。
【００２０】図３を参照すれば、同じ傾向がチタン酸ス
トロンチウムバリウム（ＢＳＴ）について示されてい
る。１０μｍの粒度では、比誘電率は温度と共に急速に
変化するが、粒度が低くなるとピークはあまり目立たな
くなる。
トロンチウムバリウム（ＢＳＴ）について示されてい
る。１０μｍの粒度では、比誘電率は温度と共に急速に
変化するが、粒度が低くなるとピークはあまり目立たな
くなる。
【００２１】一般的に、比誘電率の温度による変化率が
高い場合には、焦電ＦＯＭも高い。図からお判りのよう
に、比誘電率の変化率はある粒度以下では低下する、す
なわち粒度がある値よりも低下すると曲線の勾配が低く
なる。図１に示すデータによればチタン酸バリウムに対
するこの値はおよそ６．８μｍである。図３に示すよう
に、チタン酸ストロンチウムバリウムに対するこの値は
およそ１０μｍである。
高い場合には、焦電ＦＯＭも高い。図からお判りのよう
に、比誘電率の変化率はある粒度以下では低下する、す
なわち粒度がある値よりも低下すると曲線の勾配が低く
なる。図１に示すデータによればチタン酸バリウムに対
するこの値はおよそ６．８μｍである。図３に示すよう
に、チタン酸ストロンチウムバリウムに対するこの値は
およそ１０μｍである。
【００２２】図からお判りのように、焦電ペロブスカイ
ト材料の焦電ＦＯＭはある粒度以下では急速に低下す
る。ここで使用される焦電臨界粒度（ｐｙｒｏｅｌｅｃ
ｔｒｉｃ ｃｒｉｔｉｃａｌ ｇｒａｉｎ ｓｉｚｅ：
ＰＣＧＳ）とは（例えば、ピークの１／２までの）粒度
の低下により焦電ＦＯＭが急速に低下し始める最大粒度
を意味する。大概の薄膜ペロブスカイトの代表的な粒度
は一般的にＰＣＧＳよりも遥かに小さく、薄膜の焦電性
は小さくなるかもしくは存在しなくなる。膜が有用な焦
電性を有するためには薄膜ペロブスカイトの粒度はＰＣ
ＧＳよりも大きくなければならない。ＰＣＧＳを代表的
な薄膜粒度よりも低減する方法が望まれる。
ト材料の焦電ＦＯＭはある粒度以下では急速に低下す
る。ここで使用される焦電臨界粒度（ｐｙｒｏｅｌｅｃ
ｔｒｉｃ ｃｒｉｔｉｃａｌ ｇｒａｉｎ ｓｉｚｅ：
ＰＣＧＳ）とは（例えば、ピークの１／２までの）粒度
の低下により焦電ＦＯＭが急速に低下し始める最大粒度
を意味する。大概の薄膜ペロブスカイトの代表的な粒度
は一般的にＰＣＧＳよりも遥かに小さく、薄膜の焦電性
は小さくなるかもしくは存在しなくなる。膜が有用な焦
電性を有するためには薄膜ペロブスカイトの粒度はＰＣ
ＧＳよりも大きくなければならない。ＰＣＧＳを代表的
な薄膜粒度よりも低減する方法が望まれる。
【００２３】ペロブスカイトの有用な強誘電性も粒度が
低下すると低下する。例えば、チタン酸ジルコン酸バリ
ウムの残留分極は１００μｍよりも高い粒度に対しては
１８ｕＣ／ｃｍ2 である。３０−５０μｍの範囲の粒度
に対しては、残留分極は６ｕＣ／ｃｍ2 と測定された。
さらに小さい粒度（例えば、１μｍ）に対しては、残留
分極は急速に低減されて本質的に消えてしまう。
低下すると低下する。例えば、チタン酸ジルコン酸バリ
ウムの残留分極は１００μｍよりも高い粒度に対しては
１８ｕＣ／ｃｍ2 である。３０−５０μｍの範囲の粒度
に対しては、残留分極は６ｕＣ／ｃｍ2 と測定された。
さらに小さい粒度（例えば、１μｍ）に対しては、残留
分極は急速に低減されて本質的に消えてしまう。
【００２４】この例からお判りのように、強誘電ペロブ
スカイト材料の残留分極はある粒度以下では急速に低減
する。大概の薄膜の代表的な粒度は一般的に強誘電 臨
界粒度（ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ ｃｒｉｔｉｃａ
ｌ ｇｒａｉｎ ｓｉｚｅ：ＦＣＧＳ）よりも遥かに小
さく、したがってこのようなペロブスカイト薄膜の強誘
電性は小さいかあるいは存在せず、そのためこのような
ペロブスカイトは薄膜には使用されていない。膜が有用
な強誘電性を有するためには薄膜ペロブスカイトの粒度
はＦＣＧＳよりも大きくなければならない。したがっ
て、ＦＣＧＳを代表的な薄膜粒度よりも低減する方法が
望まれる。
スカイト材料の残留分極はある粒度以下では急速に低減
する。大概の薄膜の代表的な粒度は一般的に強誘電 臨
界粒度（ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ ｃｒｉｔｉｃａ
ｌ ｇｒａｉｎ ｓｉｚｅ：ＦＣＧＳ）よりも遥かに小
さく、したがってこのようなペロブスカイト薄膜の強誘
電性は小さいかあるいは存在せず、そのためこのような
ペロブスカイトは薄膜には使用されていない。膜が有用
な強誘電性を有するためには薄膜ペロブスカイトの粒度
はＦＣＧＳよりも大きくなければならない。したがっ
て、ＦＣＧＳを代表的な薄膜粒度よりも低減する方法が
望まれる。
【００２５】鉛はペロブスカイト材料の焦電臨界粒度お
よび強誘電臨界粒度を一般的に低減することが判ってい
る。この効果は従来技術では教示されておらずその機構
および説明は明確ではない。従来本質的に全く鉛を含ま
ないで使用されるペロブスカイト材料に鉛を加えること
ができる。また、元々幾分鉛を含んでいるペロブスカイ
ト材料に鉛を加えることができる。いずれの場合も、鉛
増強材料の臨界粒度（ＦＣＧＳおよびＰＣＧＳ）は元の
材料の臨界粒度よりも低い。
よび強誘電臨界粒度を一般的に低減することが判ってい
る。この効果は従来技術では教示されておらずその機構
および説明は明確ではない。従来本質的に全く鉛を含ま
ないで使用されるペロブスカイト材料に鉛を加えること
ができる。また、元々幾分鉛を含んでいるペロブスカイ
ト材料に鉛を加えることができる。いずれの場合も、鉛
増強材料の臨界粒度（ＦＣＧＳおよびＰＣＧＳ）は元の
材料の臨界粒度よりも低い。
【００２６】アクセプタードーパントによりｎ−型鉛増
強ペロブスカイト材料の抵抗率が高くなることも判って
いる。したがって、ｎ−型鉛増強強誘電性および焦電性
ペロブスカイト材料のアクセプタードーピングが本発明
のもう一つの特徴となる。一般的に、元素すなわちイオ
ンは（１）結晶格子内の原子と置換され置換される原子
よりも価電子数が小さいかもしくは（２）格子間に存在
し外部電子殻が半分以上埋まっている場合にアクセプタ
ードーパントとなる。元素すなわちイオンは（１）結晶
格子内の原子と置換され置換される原子よりも価電子数
が小さいかもしくは（２）格子間に存在し外部電子殻が
半分以上詰まっている場合にアクセプタードーパントと
なる。中間のケースは不確かであり経験的に判断するこ
とができる。例えば、いくつかの元素は（１）その原子
価が置換される原子と同じである場合にアクセプタード
ーパントとして挙動する。同様に、（２）ある元素はそ
の原子価殻がちょうど半分埋まっている場合にアクセプ
タードーパントとして挙動する。
強ペロブスカイト材料の抵抗率が高くなることも判って
いる。したがって、ｎ−型鉛増強強誘電性および焦電性
ペロブスカイト材料のアクセプタードーピングが本発明
のもう一つの特徴となる。一般的に、元素すなわちイオ
ンは（１）結晶格子内の原子と置換され置換される原子
よりも価電子数が小さいかもしくは（２）格子間に存在
し外部電子殻が半分以上埋まっている場合にアクセプタ
ードーパントとなる。元素すなわちイオンは（１）結晶
格子内の原子と置換され置換される原子よりも価電子数
が小さいかもしくは（２）格子間に存在し外部電子殻が
半分以上詰まっている場合にアクセプタードーパントと
なる。中間のケースは不確かであり経験的に判断するこ
とができる。例えば、いくつかの元素は（１）その原子
価が置換される原子と同じである場合にアクセプタード
ーパントとして挙動する。同様に、（２）ある元素はそ
の原子価殻がちょうど半分埋まっている場合にアクセプ
タードーパントとして挙動する。
【００２７】ドナードーパントによりｐ−型鉛増強ペロ
ブスカイト材料の抵抗率が高くなることも判っている。
したがって、ｐ−型鉛増強強誘電性および焦電性ペロブ
スカイト材料のドナードーピングが本発明のもう一つの
特徴となる。一般的に、元素すなわちイオンは（１）結
晶格子内の原子と置換され置換される原子よりも価電子
数が大きいかもしくは（２）格子間に存在し外部電子殻
が半分以上埋まっていない場合にドナードーパントとな
る。中間のケースは不確かであり経験的に判断すること
ができる。例えば、いくつかの元素は（１）その原子価
が置換される原子と同じである場合にドナードーパント
として挙動する。同様に、（２）ある元素はその原子価
殻がちょうど半分埋まっている場合にドナードーパント
として挙動する。
ブスカイト材料の抵抗率が高くなることも判っている。
したがって、ｐ−型鉛増強強誘電性および焦電性ペロブ
スカイト材料のドナードーピングが本発明のもう一つの
特徴となる。一般的に、元素すなわちイオンは（１）結
晶格子内の原子と置換され置換される原子よりも価電子
数が大きいかもしくは（２）格子間に存在し外部電子殻
が半分以上埋まっていない場合にドナードーパントとな
る。中間のケースは不確かであり経験的に判断すること
ができる。例えば、いくつかの元素は（１）その原子価
が置換される原子と同じである場合にドナードーパント
として挙動する。同様に、（２）ある元素はその原子価
殻がちょうど半分埋まっている場合にドナードーパント
として挙動する。
【００２８】ドーパントはある効果を得るために真性材
料の格子間へ意図的に導入される種（ｓｐｅｃｉｅｓ）
である。およそ０．１モル％よりも低い濃度で存在する
意図せぬ不純物は一般的にドーパントとは見なされな
い。したがって、本発明では真性ペロブスカイト材料は
アクセプタードーパントとして挙動する不純物が存在す
る場合、その濃度がおよそ０．１モル％よりも低いペロ
ブスカイト材料のことである。
料の格子間へ意図的に導入される種（ｓｐｅｃｉｅｓ）
である。およそ０．１モル％よりも低い濃度で存在する
意図せぬ不純物は一般的にドーパントとは見なされな
い。したがって、本発明では真性ペロブスカイト材料は
アクセプタードーパントとして挙動する不純物が存在す
る場合、その濃度がおよそ０．１モル％よりも低いペロ
ブスカイト材料のことである。
【００２９】実施例では、成分を溶液内で結合し次に溶
液を大量に焼成することにより、 （Ｓｒ0.65，Ｐｂ0.35）ＴｉＯ3 の公称組成を有する材料が調製される。次にバルクセラ
ミックは粉砕され、加圧成型され、焼結されて理論密度
の少なくとも９５％の密度を有するセラミックが製造さ
れる。
液を大量に焼成することにより、 （Ｓｒ0.65，Ｐｂ0.35）ＴｉＯ3 の公称組成を有する材料が調製される。次にバルクセラ
ミックは粉砕され、加圧成型され、焼結されて理論密度
の少なくとも９５％の密度を有するセラミックが製造さ
れる。
【００３０】実施例の材料の性質を測定するために、セ
ラミックは機械的に研磨して２５０μｍの厚さとされ
る。メタライゼーションを施してテストキャパシタを形
成する。
ラミックは機械的に研磨して２５０μｍの厚さとされ
る。メタライゼーションを施してテストキャパシタを形
成する。
【００３１】ラインインターセプト（ｌｉｎｅ ｉｎｔ
ｅｒｃｅｐｔ）法により測定した材料の平均粒度は０．
８μｍであった。ピーク比誘電率（キューリー温度にお
ける比誘電率）は１０，０００よりも大きく、温度に対
して急速に変化した。この挙動はこの材料の焦電臨界粒
度が０．８μｍよりも小さいことを示している。
ｅｒｃｅｐｔ）法により測定した材料の平均粒度は０．
８μｍであった。ピーク比誘電率（キューリー温度にお
ける比誘電率）は１０，０００よりも大きく、温度に対
して急速に変化した。この挙動はこの材料の焦電臨界粒
度が０．８μｍよりも小さいことを示している。
【００３２】（Ｓｒ0.65，Ｐｂ0.35）ＴｉＯ3 のキュー
リー温度は〜３００Ｋであり純粋なＳｒＴｉＯ3 のキュ
ーリー温度は〜７Ｋよりも低くＳｒＴｉＯ3 は反強誘電
性となって強誘電性とはならない。したがって、ＳｒＴ
ｉＯ3 の強誘電臨界粒度は測定温度に依存しＳｒＴｉＯ
3 は決して強誘電性ではないため室温では存在しない。
したがって、（Ｓｒ0.65，Ｐｂ0.35）ＴｉＯ3 のＦＣＧ
ＳをＳｒＴｉＯ3 と比較するのは困難である。幸いなこ
とに、（Ｓｒ0.65，Ｐｂ0.35）ＴｉＯ3 （ＳＰＴ）の性
質を（Ｂａ0.70，Ｓｒ0.30）ＴｉＯ3 （ＢＳＴ）と比較
するのは簡単である。この化合物は共に強誘電性であり
キューリー温度が室温に近い。ＢＳＴのＣＧＳは〜１０
μｍでありＳＰＴのそれは０．８μｍよりも小さい。強
誘電性および焦電性はキューリー温度付近で劇的に変化
するためキューリー温度の異なる化合物の性質を比較す
るのは非常に困難である。例えば、温度がキューリー温
度に近ずきそれに達すると自然分極が低減してゼロとな
る。ＢＳＴおよびＳＰＴは化合物（Ｓｒ1-x-y ，Ｂａx
，Ｐｂy ）ＴｉＯ3 （ＳＢＰＴ）の小集合にすぎな
い。（Ｓｒ0.65，Ｐｂ0.35）ＴｉＯ3 および（Ｂ
ａ0.70，Ｓｒ0.30）ＴｉＯ3 はキューリー温度が同じで
あるためＢＳＴと較べた場合のＳＰＴのＣＧＳの改善は
ＢａおよびＳｒに対するＰｂの置換によるものでなけれ
ばならない。前記したように、ＡサイトのＰｂの置換に
より低粒度における強誘電性および焦電性がなぜ改善さ
れるのかははっきりしない。
リー温度は〜３００Ｋであり純粋なＳｒＴｉＯ3 のキュ
ーリー温度は〜７Ｋよりも低くＳｒＴｉＯ3 は反強誘電
性となって強誘電性とはならない。したがって、ＳｒＴ
ｉＯ3 の強誘電臨界粒度は測定温度に依存しＳｒＴｉＯ
3 は決して強誘電性ではないため室温では存在しない。
したがって、（Ｓｒ0.65，Ｐｂ0.35）ＴｉＯ3 のＦＣＧ
ＳをＳｒＴｉＯ3 と比較するのは困難である。幸いなこ
とに、（Ｓｒ0.65，Ｐｂ0.35）ＴｉＯ3 （ＳＰＴ）の性
質を（Ｂａ0.70，Ｓｒ0.30）ＴｉＯ3 （ＢＳＴ）と比較
するのは簡単である。この化合物は共に強誘電性であり
キューリー温度が室温に近い。ＢＳＴのＣＧＳは〜１０
μｍでありＳＰＴのそれは０．８μｍよりも小さい。強
誘電性および焦電性はキューリー温度付近で劇的に変化
するためキューリー温度の異なる化合物の性質を比較す
るのは非常に困難である。例えば、温度がキューリー温
度に近ずきそれに達すると自然分極が低減してゼロとな
る。ＢＳＴおよびＳＰＴは化合物（Ｓｒ1-x-y ，Ｂａx
，Ｐｂy ）ＴｉＯ3 （ＳＢＰＴ）の小集合にすぎな
い。（Ｓｒ0.65，Ｐｂ0.35）ＴｉＯ3 および（Ｂ
ａ0.70，Ｓｒ0.30）ＴｉＯ3 はキューリー温度が同じで
あるためＢＳＴと較べた場合のＳＰＴのＣＧＳの改善は
ＢａおよびＳｒに対するＰｂの置換によるものでなけれ
ばならない。前記したように、ＡサイトのＰｂの置換に
より低粒度における強誘電性および焦電性がなぜ改善さ
れるのかははっきりしない。
【００３３】このようなペロブスカイトを使用する構造
を図４に示す。この実施例は平均粒度が１ミクロンより
も小さくかつ（Ａ1-x ，Ｐｂx ）u Ｂv Ｏ3 の組成を有
する鉛含有率の低いペロブスカイト材料層１２を示して
おり、ここにＡは一つ以上の一価、二価もしくは三価元
素であり、Ｂは一つ以上の五価、四価、三価、二価もし
くは一価元素であり、かつ０．０１＜ｘ＜０．５，０．
９＜ｕ＜１．１，および０．９＜ｖ＜１．１であり、そ
れによって、ｘ＝０である同じ材料に較べて臨界粒度が
低減され、かつ／もしくは誘電性が改善され、かつ／も
しくは処理温度が低下されている。好ましくは、ペロブ
スカイト層１２は第１の導電層１４と第２の導電層１６
との間に間挿される。ペロブスカイト１２は基板１８上
の第１の導電層１４上に示されている。
を図４に示す。この実施例は平均粒度が１ミクロンより
も小さくかつ（Ａ1-x ，Ｐｂx ）u Ｂv Ｏ3 の組成を有
する鉛含有率の低いペロブスカイト材料層１２を示して
おり、ここにＡは一つ以上の一価、二価もしくは三価元
素であり、Ｂは一つ以上の五価、四価、三価、二価もし
くは一価元素であり、かつ０．０１＜ｘ＜０．５，０．
９＜ｕ＜１．１，および０．９＜ｖ＜１．１であり、そ
れによって、ｘ＝０である同じ材料に較べて臨界粒度が
低減され、かつ／もしくは誘電性が改善され、かつ／も
しくは処理温度が低下されている。好ましくは、ペロブ
スカイト層１２は第１の導電層１４と第２の導電層１６
との間に間挿される。ペロブスカイト１２は基板１８上
の第１の導電層１４上に示されている。
【００３４】実施例について詳細に説明してきた。特許
請求の範囲内で記載したものとは異なる実施例も本発明
の範囲に入る。例えば、多くのペロブスカイト材料が圧
電性も示しミニチュア機械デバイス、センサー、および
定在弾性波（ＳＡＷ）デバイスにも有用となる。これら
の材料のドナードーピングの効果および利点は圧電応用
にも同等に適用することができる。
請求の範囲内で記載したものとは異なる実施例も本発明
の範囲に入る。例えば、多くのペロブスカイト材料が圧
電性も示しミニチュア機械デバイス、センサー、および
定在弾性波（ＳＡＷ）デバイスにも有用となる。これら
の材料のドナードーピングの効果および利点は圧電応用
にも同等に適用することができる。
【００３５】内外接続はオーミック、容量性、直接もし
くは間接、介在回路その他とすることができる。個別回
路もしくはシリコン、ヒ化ガリウムもしくは他の電子材
料群の完全集積回路および光ベースもしくは他の技術に
基づいた形式および実施例として実現することが考えら
れる。
くは間接、介在回路その他とすることができる。個別回
路もしくはシリコン、ヒ化ガリウムもしくは他の電子材
料群の完全集積回路および光ベースもしくは他の技術に
基づいた形式および実施例として実現することが考えら
れる。
【００３６】実施例について本発明を説明してきたが、
この説明は制約的意味合いを有するものではない。当業
者であればこの説明を読めば他の実施例だけでなく図示
した実施例のさまざまな変更や組み合わせが自明である
と思われる。このような修正や実施例は全て特許請求の
範囲に入るものとする。以上の説明に関して更に以下の
項を開示する。 （１）．改善された材料層であって、該材料層は、平均
粒度が１ミクロンよりも小さく（Ａ1-x ，Ｐｂx ）u Ｂ
v Ｏ3 の組成を有する鉛含有率の低いペロブスカイト材
料からなり、ここに、Ａは一つ以上の一価、二価もしく
は三価元素からなり、Ｂは一つ以上の五価、四価、三
価、二価、もしくは一価元素からなり、かつ０．０１＜
ｘ＜０．５，０．９＜ｕ＜１．１，および０．９＜ｖ＜
１．１であり、それによって、ｘ＝０である同じ材料に
較べて臨界粒度が低減され、かつ／もしくは誘電性が改
善され、かつ／もしくは処理温度が低下された、改善さ
れた材料層。 （２）．第１項記載の層であって、Ａが主としてストロ
ンチウムからなり、Ｂが主としてチタンからなり、ｘは
およそ０．３５である材料層。 （３）．第１項記載の層であって、Ａは主としてストロ
ンチウムからなり、Ｂは主としてチタンからなり、ｘは
およそ０．１−０．４である材料層。 （４）．第１項記載の層であって、Ａは主としてストロ
ンチウムからなり、Ｂは主としてチタンからなり、ｘは
およそ０．３−０．４である材料層。 （５）．第１項記載の層であって、前記ペロブスカイト
層がさらに一つ以上のアクセプタードーパントによりド
ープされて前記層の抵抗率が実質的に高くなる材料層。 （６）．第１項記載の層であって、前記ペロブスカイト
層はさらに一つ以上のドナードーパントによりドープさ
れて前記層の抵抗率が実質的に高くなる材料層。 （７）．第１項記載の層であって、前記ペロブスカイト
層はドープもしくは非ドープチタン酸鉛バリウムであり
前記層は強誘電体として利用される材料層。 （８）．第１項記載の層であって、前記ペロブスカイト
層はドープもしくは非ドープチタン酸鉛ストロンチウム
であり前記層は高誘電性キャパシタの焦電層として利用
される材料層。
この説明は制約的意味合いを有するものではない。当業
者であればこの説明を読めば他の実施例だけでなく図示
した実施例のさまざまな変更や組み合わせが自明である
と思われる。このような修正や実施例は全て特許請求の
範囲に入るものとする。以上の説明に関して更に以下の
項を開示する。 （１）．改善された材料層であって、該材料層は、平均
粒度が１ミクロンよりも小さく（Ａ1-x ，Ｐｂx ）u Ｂ
v Ｏ3 の組成を有する鉛含有率の低いペロブスカイト材
料からなり、ここに、Ａは一つ以上の一価、二価もしく
は三価元素からなり、Ｂは一つ以上の五価、四価、三
価、二価、もしくは一価元素からなり、かつ０．０１＜
ｘ＜０．５，０．９＜ｕ＜１．１，および０．９＜ｖ＜
１．１であり、それによって、ｘ＝０である同じ材料に
較べて臨界粒度が低減され、かつ／もしくは誘電性が改
善され、かつ／もしくは処理温度が低下された、改善さ
れた材料層。 （２）．第１項記載の層であって、Ａが主としてストロ
ンチウムからなり、Ｂが主としてチタンからなり、ｘは
およそ０．３５である材料層。 （３）．第１項記載の層であって、Ａは主としてストロ
ンチウムからなり、Ｂは主としてチタンからなり、ｘは
およそ０．１−０．４である材料層。 （４）．第１項記載の層であって、Ａは主としてストロ
ンチウムからなり、Ｂは主としてチタンからなり、ｘは
およそ０．３−０．４である材料層。 （５）．第１項記載の層であって、前記ペロブスカイト
層がさらに一つ以上のアクセプタードーパントによりド
ープされて前記層の抵抗率が実質的に高くなる材料層。 （６）．第１項記載の層であって、前記ペロブスカイト
層はさらに一つ以上のドナードーパントによりドープさ
れて前記層の抵抗率が実質的に高くなる材料層。 （７）．第１項記載の層であって、前記ペロブスカイト
層はドープもしくは非ドープチタン酸鉛バリウムであり
前記層は強誘電体として利用される材料層。 （８）．第１項記載の層であって、前記ペロブスカイト
層はドープもしくは非ドープチタン酸鉛ストロンチウム
であり前記層は高誘電性キャパシタの焦電層として利用
される材料層。
【００３７】（９）．改善された層の形成方法であっ
て、該方法は、平均粒度が１ミクロンよりも小さく（Ａ
1-x ，Ｐｂx ）u Ｂv Ｏ3 の組成を有する鉛含有率の低
いペロブスカイト層の１０ミクロンよりも薄い膜を形成
することからなり、ここに、Ａは一つ以上の一価、二価
もしくは三価元素からなり、Ｂは一つ以上の五価、四
価、三価、二価、もしくは一価元素からなり、かつ０．
０１＜ｘ＜０．５，０．９＜ｕ＜１．１，および０．９
＜ｖ＜１．１であり、それによって、ｘ＝０である同じ
材料に較べて臨界粒度が低減され、かつ／もしくは誘電
性が改善され、かつ／もしくは処理温度が低下される、
改善された層の形成方法。 （１０）．第９項記載の方法であって、前記層が一つ以
上のドーパントを含む改善された層の形成方法。 （１１）．第１０項記載の方法であって、前記ペロブス
カイト層がさらに一つ以上のアクセプタードーパントに
よりドープされて前記層の抵抗率が実質的に高くなる改
善された層の形成方法。 （１２）．第１０項記載の方法であって、前記ペロブス
カイト層が一つ以上のドナードーパントによりドープさ
れている改善された層の形成方法。 （１３）．第１２項記載の方法であって、前記ペロブス
カイト層がさらに一つ以上のアクセプタードーパントに
よりドープされている改善された層の形成方法。
て、該方法は、平均粒度が１ミクロンよりも小さく（Ａ
1-x ，Ｐｂx ）u Ｂv Ｏ3 の組成を有する鉛含有率の低
いペロブスカイト層の１０ミクロンよりも薄い膜を形成
することからなり、ここに、Ａは一つ以上の一価、二価
もしくは三価元素からなり、Ｂは一つ以上の五価、四
価、三価、二価、もしくは一価元素からなり、かつ０．
０１＜ｘ＜０．５，０．９＜ｕ＜１．１，および０．９
＜ｖ＜１．１であり、それによって、ｘ＝０である同じ
材料に較べて臨界粒度が低減され、かつ／もしくは誘電
性が改善され、かつ／もしくは処理温度が低下される、
改善された層の形成方法。 （１０）．第９項記載の方法であって、前記層が一つ以
上のドーパントを含む改善された層の形成方法。 （１１）．第１０項記載の方法であって、前記ペロブス
カイト層がさらに一つ以上のアクセプタードーパントに
よりドープされて前記層の抵抗率が実質的に高くなる改
善された層の形成方法。 （１２）．第１０項記載の方法であって、前記ペロブス
カイト層が一つ以上のドナードーパントによりドープさ
れている改善された層の形成方法。 （１３）．第１２項記載の方法であって、前記ペロブス
カイト層がさらに一つ以上のアクセプタードーパントに
よりドープされている改善された層の形成方法。
【００３８】（１４）．第９項記載の方法であって、前
記ペロブスカイト層が前記第１の導電層と前記第２の導
電層との間に間挿されている改善された層の形成方法。 （１５）．第１項記載の層であって、前記ペロブスカイ
ト層が前記第１の導電層と前記第２の導電層との間に間
挿されている材料層。 （１６）．第１項記載の層であって、Ａが主としてスト
ロンチウムからなり、Ｂが主としてチタンからなり、ｘ
がおよそ０．３である材料層。 （１７）．第１項記載の層であって、Ａが主としてスト
ロンチウムからなり、Ｂが主としてチタンからなり、ｘ
がおよそ０．２である材料層。 （１８）．第１項記載の層であって、Ａが主としてバリ
ウムおよびストロンチウムからなり、Ｂが主としてチタ
ンからなり、ｘがおよそ０．１−０．４である材料層。
記ペロブスカイト層が前記第１の導電層と前記第２の導
電層との間に間挿されている改善された層の形成方法。 （１５）．第１項記載の層であって、前記ペロブスカイ
ト層が前記第１の導電層と前記第２の導電層との間に間
挿されている材料層。 （１６）．第１項記載の層であって、Ａが主としてスト
ロンチウムからなり、Ｂが主としてチタンからなり、ｘ
がおよそ０．３である材料層。 （１７）．第１項記載の層であって、Ａが主としてスト
ロンチウムからなり、Ｂが主としてチタンからなり、ｘ
がおよそ０．２である材料層。 （１８）．第１項記載の層であって、Ａが主としてバリ
ウムおよびストロンチウムからなり、Ｂが主としてチタ
ンからなり、ｘがおよそ０．１−０．４である材料層。
【００３９】（１９）．第１項記載の層であって、前記
ペロブスカイト層がチタン酸鉛ストロンチウムであり前
記層は焦電体として利用される材料層。 （２０）．第１項記載の層であって、前記粒度が０．５
ミクロンよりも小さい材料層。 （２１）．第１項記載の層であって、前記ペロブスカイ
ト層がチタン酸ストロンチウムおよびジルコン酸バリウ
ムの量が制限されたチタン酸鉛バリウムであり前記層は
その低強誘電−強誘電相転移を使用する焦電体として利
用される材料層。 （２２）．第９項記載の方法であって、前記層が６００
℃よりも低い温度で形成される改善された層の形成方
法。
ペロブスカイト層がチタン酸鉛ストロンチウムであり前
記層は焦電体として利用される材料層。 （２０）．第１項記載の層であって、前記粒度が０．５
ミクロンよりも小さい材料層。 （２１）．第１項記載の層であって、前記ペロブスカイ
ト層がチタン酸ストロンチウムおよびジルコン酸バリウ
ムの量が制限されたチタン酸鉛バリウムであり前記層は
その低強誘電−強誘電相転移を使用する焦電体として利
用される材料層。 （２２）．第９項記載の方法であって、前記層が６００
℃よりも低い温度で形成される改善された層の形成方
法。
【００４０】（２３）．本発明に従って元の強誘電（も
しくは焦電）臨界粒度を有する元のペロブスカイト層に
鉛を加え、次に元の強誘電（もしくは焦電）臨界粒度よ
りも小さい平均粒度を有する鉛増強ペロブスカイト層を
形成して層の平均粒度に似た平均粒度を有する元のペロ
ブスカイト層の残留分極（もしくは焦電性能指数）より
も層の残留分極（もしくは焦電性能指数）を実質的に大
きくすることにより改善された強誘電（もしくは焦電）
層が形成される。ここで、臨界強誘電（もしくは焦電）
粒度は粒度の低下と共に残留分極（もしくは焦電性能指
数）が急速に低下し始める最大粒度を意味する。好まし
くは、ｎ−型鉛増強ペロブスカイト層に一つ以上のアク
セプタードーパントをドープして抵抗率が実質的に高め
られる。好ましくは、ｐ−型鉛増強ペロブスカイト層に
一つ以上のドナードーパントをドープして抵抗率が実質
的に高められる。好ましくは、元のペロブスカイト層は
ＡＢＯ3 の組成を有し、ここにＡは一つ以上の一価、二
価もしくは三価元素であり、Ｂは一つ以上の五価、四
価、三価、もしくは二価元素である。改善された強誘電
（もしくは焦電）層を含む構造は基板表面上に形成され
た元の強誘電（もしくは焦電）臨界粒度よりも平均粒度
の低い鉛増強ペロブスカイト層を含んでいる。他の構造
ではこのような鉛増強層が２つの導電層間に間挿されて
いる。
しくは焦電）臨界粒度を有する元のペロブスカイト層に
鉛を加え、次に元の強誘電（もしくは焦電）臨界粒度よ
りも小さい平均粒度を有する鉛増強ペロブスカイト層を
形成して層の平均粒度に似た平均粒度を有する元のペロ
ブスカイト層の残留分極（もしくは焦電性能指数）より
も層の残留分極（もしくは焦電性能指数）を実質的に大
きくすることにより改善された強誘電（もしくは焦電）
層が形成される。ここで、臨界強誘電（もしくは焦電）
粒度は粒度の低下と共に残留分極（もしくは焦電性能指
数）が急速に低下し始める最大粒度を意味する。好まし
くは、ｎ−型鉛増強ペロブスカイト層に一つ以上のアク
セプタードーパントをドープして抵抗率が実質的に高め
られる。好ましくは、ｐ−型鉛増強ペロブスカイト層に
一つ以上のドナードーパントをドープして抵抗率が実質
的に高められる。好ましくは、元のペロブスカイト層は
ＡＢＯ3 の組成を有し、ここにＡは一つ以上の一価、二
価もしくは三価元素であり、Ｂは一つ以上の五価、四
価、三価、もしくは二価元素である。改善された強誘電
（もしくは焦電）層を含む構造は基板表面上に形成され
た元の強誘電（もしくは焦電）臨界粒度よりも平均粒度
の低い鉛増強ペロブスカイト層を含んでいる。他の構造
ではこのような鉛増強層が２つの導電層間に間挿されて
いる。
【００４１】関連特許の相互参照 下記の出願が本出願に関連している。 名称 発明者 ドケット／連番 薄膜強誘電および焦電デバイス Summerfet, Beratan, TI-17163 用ドナードープペロブスカイト Kulwicki SN 07/951,596 09/28/92 出願
【図１】さまざまな粒度の非ドープチタン酸バリウムに
対する比誘電率対温度の変化を示すグラフ。
対する比誘電率対温度の変化を示すグラフ。
【図２】さまざまな粒度の非ドープチタン酸バリウムに
対する比誘電率対温度の変化を示すグラフ。
対する比誘電率対温度の変化を示すグラフ。
【図３】さまざまな粒度の非ドープチタン酸ストロンチ
ウムバリウムに対する比誘電率対温度の変化を示すグラ
フ。
ウムバリウムに対する比誘電率対温度の変化を示すグラ
フ。
【図４】導電層間の鉛増強ペロブスカイトの断面を示す
図。
図。
１２ ペロブスカイト １４，１６ 導電層 １８ 基板
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｈ０１Ｌ 21/8247 29/788 29/792 37/02 41/24 Ｈ０１Ｌ 41/22 Ａ (72)発明者 ハワード アール．ベラタン アメリカ合衆国テキサス州リチャードソ ン，イー．ベルトライン 2111，アパート メント ナンバー 106ビー (72)発明者 バーナード クルウィッキ アメリカ合衆国マサチューセッツ州アトル ボロ フォールズ，ピー．オー．ボックス 1407
Claims (2)
- 【請求項１】 改善された材料層であって、該材料層
は、 平均粒度が１ミクロンよりも小さく（Ａ1-x ，Ｐｂx ）
u Ｂv Ｏ3 の組成を有する鉛含有率の低いペロブスカイ
ト材料からなり、ここに、Ａは一つ以上の一価、二価も
しくは三価元素からなり、Ｂは一つ以上の五価、四価、
三価、二価、もしくは一価元素からなり、かつ０．０１
＜ｘ＜０．５，０．９＜ｕ＜１．１，および０．９＜ｖ
＜１．１であり、それによって、ｘ＝０である同じ材料
に較べて臨界粒度が低減され、かつ／もしくは誘電性が
改善され、かつ／もしくは処理温度が低下された、改善
された材料層。 - 【請求項２】 改善された層の形成方法であって、該方
法は、 平均粒度が１ミクロンよりも小さく（Ａ1-x ，Ｐｂx ）
u Ｂv Ｏ3 の組成を有する鉛含有率の低いペロブスカイ
ト層の１０ミクロンよりも薄い膜を形成することからな
り、ここに、Ａは一つ以上の一価、二価もしくは三価元
素からなり、Ｂは一つ以上の五価、四価、三価、二価、
もしくは一価元素からなり、かつ０．０１＜ｘ＜０．
５，０．９＜ｕ＜１．１，および０．９＜ｖ＜１．１で
あり、それによって、ｘ＝０である同じ材料に較べて臨
界粒度が低減され、かつ／もしくは誘電性が改善され、
かつ／もしくは処理温度が低下される、改善された層の
形成方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US127848 | 1987-12-02 | ||
| US12784893A | 1993-09-28 | 1993-09-28 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07215762A true JPH07215762A (ja) | 1995-08-15 |
Family
ID=22432277
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23160594A Pending JPH07215762A (ja) | 1993-09-28 | 1994-09-27 | 改善された材料層および形成方法 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP0661244A3 (ja) |
| JP (1) | JPH07215762A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2004079311A1 (ja) * | 2003-03-07 | 2004-09-16 | Fujitsu Limited | 電磁放射線センサ及びその製造方法 |
Family Cites Families (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB2193713B (en) * | 1986-07-14 | 1990-12-05 | Cabot Corp | Method of producing perovskite-type compounds. |
| JPS63319214A (ja) * | 1987-06-23 | 1988-12-27 | Ube Ind Ltd | コンデンサ−材料用粉末 |
| US5079200A (en) * | 1990-08-23 | 1992-01-07 | The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Army | Detector material for uncooled thermal imaging devices |
| US5164882A (en) * | 1990-12-17 | 1992-11-17 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Ceramic capacitor |
| EP0571949A1 (en) * | 1992-05-29 | 1993-12-01 | Texas Instruments Incorporated | Pb rich perovskites for thin film dielectrics |
-
1994
- 1994-09-22 EP EP94114943A patent/EP0661244A3/en not_active Withdrawn
- 1994-09-27 JP JP23160594A patent/JPH07215762A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2004079311A1 (ja) * | 2003-03-07 | 2004-09-16 | Fujitsu Limited | 電磁放射線センサ及びその製造方法 |
| US7365327B2 (en) | 2003-03-07 | 2008-04-29 | Fujitsu Limited | Electromagnetic radiation sensor and method for fabricating the same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP0661244A3 (en) | 1996-09-11 |
| EP0661244A2 (en) | 1995-07-05 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US5760432A (en) | Thin film strained layer ferroelectric capacitors | |
| JP2722061B2 (ja) | 半導体メモリセルのキャパシタ構造およびその形成方法 | |
| Noguchi et al. | Large remanent polarization of vanadium-doped Bi 4 Ti 3 O 12 | |
| Desu | Minimization of fatigue in ferroelectric films | |
| EP0766292B1 (en) | Method for producing ferroelectric film element, and ferroelectric film element and ferroelectric memory element produced by the method | |
| US20030062553A1 (en) | Epitaxial template and barrier for the integration of functional thin film metal oxide heterostructures on silicon | |
| US6285048B1 (en) | Barium strontium titanate integrated circuit capacitors and process for making the same | |
| JPH08306231A (ja) | 強誘電体薄膜被覆基板及びその製造方法及び強誘電体薄膜被覆基板によって構成された不揮発性メモリ | |
| EP0571948B1 (en) | Donor doped perovskites for thin film dielectrics | |
| KR100315264B1 (ko) | 산화물 유전체 소자의 제조방법, 그것을 사용한 메모리 및 반도체 장치 | |
| Udayakumar et al. | Polarization reversal and high dielectric permittivity in lead magnesium niobate titanate thin films | |
| US5721043A (en) | Method of forming improved thin film dielectrics by Pb doping | |
| US5504330A (en) | Lead substitured perovskites for thin-film pyroelectric devices | |
| KR100807518B1 (ko) | 온도 보상형 강유전성 커패시터 장치 및 그 제조 | |
| Wang et al. | Enhanced dielectric properties of low-temperature sintered SrBi 2 Nb 2 O 9/Ag composites | |
| US6432473B1 (en) | PB substituted perovskites for thin films dielectrics | |
| US5888659A (en) | Donor doped perovskites for thin-film ferroelectric and pyroelectric devices | |
| Kijima et al. | Novel Si codoped Pb (Zr, Ti, Nb) O3 thin film for high-density ferroelectric random access memory | |
| KR100311335B1 (ko) | 박막강유전성및초전기장치용도너도핑된페로브스카이트 | |
| JPH07215762A (ja) | 改善された材料層および形成方法 | |
| JPH1187634A (ja) | 薄膜キャパシタ | |
| Li et al. | The effect of bottom electrode on structure and electrical properties of BaZr0. 15Ti0. 85O3 films on SrTiO3 substrates | |
| JP3138128B2 (ja) | 誘電体薄膜構造物 | |
| US7220598B1 (en) | Method of making ferroelectric thin film having a randomly oriented layer and spherical crystal conductor structure | |
| Jones Jr et al. | High-permittivity lead-based perovskite dielectrics for DRAM applications |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20050304 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20050823 |