DE69422666T2

DE69422666T2 - Verfahren zur Herstellung eines hochkristallinen, dünnen SrTiO3 Oxidfilms

Info

Publication number: DE69422666T2
Application number: DE69422666T
Authority: DE
Inventors: Michitomo Iiyama; Tanaka
Original assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Priority date: 1993-07-02
Filing date: 1994-07-01
Publication date: 2000-07-27
Anticipated expiration: 2014-07-02
Also published as: EP0633331B1; EP0633331A1; DE69422666D1; CA2127323A1; US5501175A; CA2127323C

Description

Hintergrund der Erfindung

Gebiet der Erfindung

Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zum Herstellen von dünnen Oxidfilmen bzw. Oxid-Dünnfilmen mit ausgezeichneter Ebenheit und hoher Kristallinität und insbesondere auf ein verbessertes MBE-Verfahren (Molekularstrahlepitaxie-Verfahren), das als gleichzeitiges reaktives Aufdampfverfahren bezeichnet wird, insbesondere zum Herstellen von Dünnfilmen aus Oxid-Isolierstoff- oder Nichtleitermaterialien, welche saubere und glatte Oberflächen, eine hohe Kristallinität und ausgezeichnete Eigenschaften aufweisen.

Beschreibung des Standes der Technik

Oxid-Dünnfilme haben als Isolierschichten und Schutzschichten für Halbleiterbauelemente breite Anwendung gefunden. Oxid-Dünnfilme werden auch als Isolierschichten und Sperrschichten von supraleitenden Bauelementen verwendet, bei denen Oxid- Supraleitermaterialien verwendet werden, welche in letzter Zeit untersucht worden sind, z. B. Y-Ba-Cu-O-Oxid-Supraleiter mit einer kritischen Temperatur über 80 K, Bi-Sr-Ca- Cu-O-Oxid-Supraleiter und Tl-Ba-Ca-Cu-O-Oxid-Supraleiter mit kritischen Temperaturen über 100 K.
Da Wechselwirkungen zwischen supraleitenden Teilchen, wie etwa Cooper-Paaren, durch Isolierschichten zum Betrieb der supraleitenden Bauelemente erforderlich sind und eine hohe Durchschlagspannung für die Isolierschichten von Steuerelektroden erforderlich ist, sollten die in den supraleitenden Bauelementen verwendeten Oxid-Dünnfilme homogener sein und eine höhere Kristallinität und glattere Oberflächen aufweisen als die von einem Halbleiterbauelement.
Außerdem enthalten die supraleitenden Bauelemente häufig geschichtete Strukturen, die aus Oxid-Supraleiterdünnfilmen und Nichtsupraleiterdünnfilmen gebildet sind. Z. B. umfaßt ein Josephson-Kontakt eine geschichtete Struktur aus einer ersten Oxid-Supraleiterschicht, eine dünne Isolierschicht und eine zweite Oxidsupraleiterschicht, die in der genannten Reihenfolge aufeinandergeschichtet sind.
Ein supraleitendes Feldeffekt-Bauelement, ein Kandidat für realistische supraleitende Bauelemente mit drei Anschlüssen, weist einen supraleitenden Kanal und eine Gate- Elektrode auf, die auf dem supraleitenden Kanal durch eine Gate-Isolierschicht ausgebildet ist. Wenn ein supraleitendes Feldeffekt-Bauelement aus einem supraleitenden Kanal aus einem Oxid-Supraleiter besteht, ist es erforderlich, einen Oxid-Supraleiterdünnfilm, einen Isolatordünnfilm und einen Leiterfilm aufeinanderzuschichten.
Um eine supraleitende Mehrschichten-Verdrahtungsstruktur unter Verwendung eines Oxid-Supraleiters herzustellen, sollten Oxid-Supraleiterdünnfilme und Isolatordünnfilme abwechselnd aufeinandergeschichtet werden.
Alle der vorgenannten supraleitenden Bauteile und Elemente erfordern Dünnfilme hoher Qualität. Das heißt, daß Oxid-Supraleiterdünnfilme und andere Dünnfilme vorzugsweise ausgezeichnete Eigenschaften aufweisen sollten, die von einer hohen Kristallinität herrühren. Es ist mehr bevorzugt, daß die Dünnfilme aus Einkristallen gebildet sind. Wenn einer der Dünnfilme aus Polykristallen oder amorphem Material gebildet ist, kann das Bauteil oder das Element herabgesetzte Eigenschaften aufweisen oder gar funktionsunfähig sein.
Außerdem sind in den vorstehenden supraleitenden Bauteilen und Elementen auch die Kontakte zwischen den zwei Dünnfilmen wichtig. Es ist bevorzugt, daß es keine Interdiffusion durch die Grenzflächen der Kontakte gibt, deshalb sollten saubere Grenzflächen vorhanden sein, Insbesondere wenn Elemente, aus denen die Nichtsupraleiterdünnfilme aufgebaut sind, in die Oxid-Supraleiterdünnfilme diffundieren, werden die Supraleitfähigkeitseigenschaften der Oxid-Supraleiterdünnfilme ziemlich herabgesetzt und umgekehrt.
Ein Verfahren zur Herstellung eines supraleitenden Dünnfilms aus Ba1-xYxCuO1-y ist aus EP-A-0 285 999 bekannt. Ein Verfahren zum Herstellen eines supraleitenden Dünnfilms aus Oxid ist aus EP-A-0 426 570 bekannt. Ein Verfahren zum Herstellen eines ferroelektrischen Dünnfilms aus LiNb1-xTaxO&sub3; (0 < x 1) ist aus US-A-4,981,714 bekannt.

Zusammenfassung der Erfindung

Entsprechend ist es eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein Verfahren zum Herstellen eines SrTiO&sub3;-Oxid-Dünnfilms mit sauberen und glatten Oberflächen mit hoher Kristallinität und ausgezeichneten Eigenschaften bereitzustellen, welches die vorstehend erwähnten Mängel der herkömmlichen Verfahren nicht aufweist.
Eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist, ein Verfahren zum Herstellen eines SrTiO&sub3;-Oxid-Dünnfilms auf einem Oxid-Supraleiterdünnfilm ohne Interdiffusion bereitzustellen, welches die vorstehend erwähnten Mängel der herkömmlichen Verfahren nicht aufweist.
Die vorstehenden und weitere Aufgaben der vorliegenden Erfindung werden durch das Verfahren nach Anspruch 1 gelöst.
Gemäß der vorliegenden Erfindung wurde der Druck des oxidierenden Gases in der Nähe des Substrats auf einen Wert zwischen 1 · 10&supmin;&sup6; und 5 · 10&supmin;&sup5; Torr bei einem Hintergrunddruck von 1 · 10&supmin;¹¹ bis 1 · 10&supmin;&sup9; Torr evakuiert.
Dieser ziemlich niedrige Hintergrunddruck, der vorstehend beschrieben wurde, bedeutet, daß es weder ein Leck noch eine Gaserzeugung in der Vakuumkammer der Apparatur gibt. Deshalb werden keine Verunreinigungen, z. B. Hydrogencarbonate oder Metallcarbide, auf oder in dem Oxid-Dünnfilm abgeschieden, der durch das Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt wird.
In einer bevorzugten Ausführungsform ist das oxidierende Gas O&sub2;, das mehr als 5 Vol.- % O&sub3; einschließt, welches ein höheres Oxidationsvermögen als reines O&sub2; aufweist, welches für eine Oxid-Dünnfilmabscheidung geeignet ist.
In einer bevorzugten Ausführungsform wird das Abscheidungsverfahren durchgeführt, während das oxidierende Gas auf die Oberfläche einer Probe injiziert wird. Dadurch wurde der Partialdruck des oxidierenden Gases in der Umgebung der Abscheidungsebene der Probe weiter erhöht.
Das Abscheidungsverfahren wird vorzugsweise unter Verwendung von metallischem Strontium und metallischem Titan als Verdampfungsquellen durchgeführt, um eine hohe Dielektrizitätskonstante des Oxid-Dünnfilms zu erhalten. Es ist mehr bevorzugt, daß die Abscheidung durch gleichzeitiges reaktives Aufdampfen bei einer Substrattemperatur von 430ºC erfolgt. Wenn die Substrattemperatur niedriger als 330ºC ist, weist der erhaltene SrTiO&sub3;-Oxid-Dünnfilm eine schlechte Kristallinität auf. Wenn andererseits die Substrattemperatur 530ºC überschreitet, können die dielektrischen Eigenschaften des SrTiO&sub3;-Dünnfilms herabgesetzt sein.
Es ist bevorzugt, daß die Tiegeltemperatur der K-Zelle des metallischen Strontiums im Bereich von 450 bis 600ºC liegt und mehr bevorzugt 520ºC beträgt und daß die Temperatur der K-Zelle des metallischen Titans im Bereich von 1430 bis 1550ºC liegt und mehr bevorzugt 1500ºC beträgt. Die Temperaturen der K-Zellen werden so festgelegt, daß ein ausreichender molekularer Fluß für jedes der Metalle erhalten wird, was auch durch die Geometrie der MBE-Apparatur und das Material in den Tiegeln bewirkt wird.
Außerdem kann das Substrat aus einem isolierenden Substrat gebildet sein, vorzugsweise aus einem Oxid-Einkristallsubstrat, wie MgO, SrTiO&sub3;, CdNdAlO&sub4; usw.. Diese Substratmaterialien sind sehr wirksam beim Bilden oder Züchten eines Kristallfilms mit einem hohen Kristallinitätsgrad.
Es ist jedoch möglich, einen SrTiO&sub3;-Oxid-Dünnfilm auf einer Oxid-Supraleiterschicht mit wenig Interdiffusion zwischen ihnen gemäß der vorliegenden Erfindung abzuscheiden. Z. B. kann ein SrTiO&sub3;-Dünnfilm auf einer Y&sub1;Ba&sub2;Cu&sub3;O7-x-Oxid-Supraleiterschicht abgeschieden werden, so daß eine Interdiffusion zwischen ihnen verhindert wird, so daß eine saubere SrTiO&sub3;/Y&sub1;Ba&sub2;Cu&sub3;O7-x Grenzfläche gebildet werden sollte. Dieses Verfahren kann vorteilhaft angewandt werden, um eine Gate-Struktur eines supraleitenden Feld effekt-Bauelements mit einem supraleitenden Kanal aus einem Oxid-Supraleiter zu bilden.
Die vorstehenden und weitere Aufgaben, Merkmale und Vorteile der vorliegenden Erfindung gehen aus der folgenden Beschreibung von bevorzugten Ausführungsformen der Erfindung unter Bezugnahme auf die beigefügten Abbildungen hervor.

Kurze Beschreibung der Abbildungen

Fig. 1 ist eine zeichnerische Schnittansicht einer Filmabscheidungsapparatur, welche zum Ausführen des Abscheidungsverfahrens gemäß der vorliegenden Erfindung verwendet werden kann;
Fig. 2 ist eine graphische Darstellung von Dielektrizitätskonstanten von SrTiO&sub3;- Dünnfilmen, die durch das Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung abgeschieden wurden, aufgetragen gegen die Substrattemperaturen, unter denen die Dünnfilme abgeschieden wurden, und die
Fig. 3A bis 3D sind RHEED (Reflexionsbeugung schneller Elektronen)-Aufnahmen von SrTiO&sub3;-Dünnfilmen, die bei Substrattemperaturen von 280ºC, 330ºC, 530ºC und 680ºC abgeschieden wurden.

Beschreibung der bevorzugten Ausführungsformen

In der Fig. 1 ist eine zeichnerische Schnittansicht einer Filmabscheidungsapparatur gezeigt, welche zum Durchführen des Verfahrens gemäß der vorliegenden Erfindung verwendet werden kann.
Die gezeigte Filmabscheidungsapparatur umfaßt eine Vakuumkammer 1, die mit Evakuierungsapparaturen 11 und 12 ausgestattet ist, fünf K-Zellen 21 bis 25, mit steuerbaren Verschlüssen 71 bis 75, die an der Unterseite der Vakuumkammer 1 bereitgestellt sind, und einen an der Oberseite der Vakuumkammer 1 bereitgestellten Probenhalter 3 zum Halten eines Substrates 10, auf dem ein Film abgeschieden werden soll. Die Verschlüsse 71 bis 75 und die Temperaturen der K-Zellen 21 bis 25 werden unabhängig voneinander gesteuert, so daß die Menge des Teilchenstroms (Molekularstrahls) von jedem Material und die Abscheidungsrate von jedem Material unabhängig voneinander gesteuert werden. Der Probenhalter 3 ist in Kontakt mit einem Heizer 4 zum Erwärmen des Substrats und einem Temperatursensor (nicht gezeigt). Ein Monitor der Filmdicke 7 ist in der Nähe des Probenhalters 3 angebracht. Außerdem weist die Vakuumkammer 1 auch einen Elektronenstrahlerzeuger 5 der RHEED (Reflexionsbeugung schneller Elektronen)-Messung zum Beobachten der Rauhigkeit und Kristallinität eines Dünnfilms selbst während der Abscheidung auf. Obwohl sie nicht gezeigt ist, ist auch eine Ummantelung mit flüssigem Stickstoff zum Kühlen der Gehäuse der K-Zellen 21 bis 25 vorhanden.
Außerdem ist eine Gaseinlaßdüse 6 bereitgestellt, um ein oxidierendes Gas wie O&sub2;, O&sub3;, NO&sub2;, N&sub2;O usw. in der Nähe des Substrates 10, das an dem Probenhalter 3 angebracht ist, einzubringen, so daß das oxidierende Gas zur Bildung einer mit Sauerstoff angereicherten Atmosphäre in der Nähe des Substrates 10 zugeführt werden kann, um Metallmolekularstrahlen zu oxidieren, die aus den Verdampfungsquellen im Lauf der Filmabscheidung zugeführt werden.
Außerdem umfaßt die Filmabscheidungsapparatur zusätzlich eine Trennplatte 8 zum Unterteilen der Vakuumkammer 1 in eine untere Teilkammer, die aus einem unteren Teil der Vakuumkammer unterhalb der Trennplatte 8 besteht, welche die K-Zellen 21 bis 25 und die Hauptevakuierungsapparatur 12 aufweist, und in eine obere Teilkammer, welche aus einem oberen Teil der Vakuumkammer oberhalb der Trennplatte 8 besteht, und in welcher sich der Probenhalter 3 befindet. Die Trennplatte 8 umfaßt eine runde Öffnung, die in ihrer Mitte ausgebildet ist. Durch die Lage der Öffnung ist gewährleistet, daß Molekularstrahlen, die von den K-Zellen in Richtung des Substrates 10 emittiert werden, nicht durch die Trennplatte 8 behindert werden. Außerdem ist die Größe der Öffnung so bemessen, daß ein beschränktes Austreten von Sauerstoff aus der oberen Teilkammer in die untere Teilkammer ermöglicht wird, so daß ein Druckunterschied zwischen diesen zwei Teilkammern erzeugt werden kann. Deshalb wirkt die Trennplatte 8 mit der runden Öffnung als Vakuumkonduktanz.
Außerdem ist die Evakuierungsapparatur 11 mit der oberen Teilkammer verbunden, um die obere Teilkammer bis zu einem Ultrahochvakuum zu evakuieren. Die zusätzliche Evakuierungsapparatur 11 besteht aus einer Kryopumpe. Andererseits besteht die Evakuierungsapparatur 12 aus einer Diffusionspumpe oder Turbopumpe.

Beispiel 1

Oxid-Dünnfilme aus SrTiO&sub3; wurden unter Verwendung der Apparatur von Fig. 1 hergestellt.

Zuerst wurde ein mit 0,05% Nb dotiertes SrTiO&sub3;(100)-Substrat 10 an dem Probenhalter 3 befestigt und metallisches Strontium mit einer Reinheit von 99,999% (three nines), und metallisches Titan mit einer Reinheit von 99,99999% (five nines), wurde in Tantaltiegel gegeben, die sich innerhalb der zwei K-Zellen 22 und 24 befanden, die als Verdampfungsquellen verwendet wurden. Danach wurden die Einlässe der Kammer 1 geschlossen, und das Evakuierungsverfahren durch die Evakuierungsapparaturen 11 und 12 begann ein Ultrahochvakuum zu erreichen, wobei ein Druck von unter 1 · 10&supmin;¹&sup0; Torr erhalten wurde, welcher als Hintergrunddruck während der Filmabscheidung durch das MBE-Verfahren erforderlich war. Anschließend wurde ein oxidierendes Gas aus O&sub2;, das 8 Vol.-% O&sub3; enthielt, von der Gaseinlaßdüse 6 zugeführt, so daß der Druck in der Umgebung des Substrats 10 3 · 10&supmin;&sup5; Torr betrug.
Wie vorstehend erwähnt wurde, war die Vakuumkammer 1 mit der Vakuumkonduktanz (der Trennplatte 8) ausgestattet und es wurde eine ungefähr mindestens einstellige Druckdifferenz zwischen der unteren Teilkammer und der oberen Teilkammer erzeugt. Der Druck der unteren Teilkammer wurde niedrig genug gehalten, um eine Oxidation der Verdampfungsquellen zu verhindern und um die Metallmolekularstrahlen von jeder Verdampfungsquelle während der Abscheidung aufrechtzuerhalten. Außerdem wurde das oxidierende Gas, das von der Gaseinlaßdüse 6 injiziert wurde, auf die Oberfläche einer Probe geleitet und der Partialdruck des oxidierenden Gases auf der Abscheidungsebene der Probe war stark erhöht.
Anschließend wurde das Substrat 10 durch den Heizer 4 auf Temperaturen von 280 bis 680ºC erwärmt. Die K-Zelle 22 des metallischen Strontiums wurde auf eine Temperatur von 520ºC erwärmt, und die K-Zelle 24 des metallischen Titans wurde auf eine Temperatur von 1500ºC erwärmt. Die Temperatur der K-Zelle des metallischen Strontiums beträgt vorzugsweise 450 bis 600ºC, und die Temperatur der K-Zelle des metallischen Titans beträgt vorzugsweise 1430ºC bis 1550ºC. Die Temperaturen der K-Zellen werden durch die Menge der Materialströme der Metallstrahlen bestimmt, die durch die Anordnung der MBE-Apparatur und die Oxidzusammensetzung erfordert werden.
Sobald sich ein stabiler Betrieb der Molekularstrahlen eingestellt hatte, wurden die Verschlüsse 72 und 74 geöffnet, um die Abscheidung des SrTiO&sub3;-Oxid-Dünnfilms auf dem Substrat 10 in Gang zu setzen. Zur gleichen Zeit wurde die Kristallinität dieser abgeschiedenen Filmoberfläche durch die RHEED-Vorrichtung überwacht. Die SrTiO&sub3;-Oxid- Dünnfilme wurden mit einer Abscheidungsgeschwindigkeit von 1,2 nm/min wachsen gelassen. Die Abscheidungsgeschwindigkeit beträgt vorzugsweise 0,5 bis 2 nm/min.
In dem vorstehenden Verfahren wurde die Abscheidungsgeschwindigkeit des Dünnfilms durch die Temperaturen der jeweiligen K-Zelle bestimmt. D. h., die Abscheidungsgeschwindigkeit wurde durch die Menge der Materialströme des Strahls aus den Verdampfungsquellen durch Verändern der Temperaturen der K-Zellen gesteuert. Die Substrattemperatur hatte ebenfalls eine Auswirkung auf die Kristallinität des Dünnfilms. Wenn die Substrattemperatur zu niedrig ist, kann der Dünnfilm nicht kristallin sein, sondern amorph oder polykristallin sein. Der Sauerstoffgehalt des Dünnfilms wurde durch den Partialdruck des oxidierenden Gases während der Abscheidung bestimmt. Außerdem wurde die Zusammensetzung des Dünnfilms durch das Verhältnis der Menge der Materialströme des Strahls der Verdampfungsquellen bestimmt. Deshalb kann gemäß der vorliegenden Erfindung die Zusammensetzung des Dünnfilms während des Abscheidungsverfahrens gesteuert werden, um die Eigenschaften des Dünnfilms zu optimieren.
Nachdem die SrTiO&sub3;-Oxid-Dünnfilme erhalten worden waren, wurden die Eigenschaften der Oxid-Dünnfilme bewertet. Die Fig. 3A, 3B, 3C und 3D zeigen RHEED-Aufnahmen der SrTiO&sub3;-Oxid-Dünnfilme, die durch das vorstehende Verfahren bei Substrattem peraturen von 280ºC, 330ºC, 530ºC und 680ºC abgeschieden wurden. Durch die Untersuchung mit dem RHEED-Verfahren wurde deutlich, daß die SrTiO&sub3;-Oxid-Dünnfilme mit mindestens etwas Kristallinität durch das Abscheidungsverfahren bei einer Substrattemperatur von höher als 300ºC erhalten werden konnten.
Die Fig. 2 zeigt die Abhängigkeit der Dielektrizitätskonstanten der durch das vorstehende Verfahren abgeschiedenen SrTiO&sub3;-Dünnfilme von den Substrattemperaturen, bei denen die Dünnfilme abgeschieden wurden. Ausgefüllte Kreise zeigen die Beziehung der Dielektrizitätskonstanten der SrTiO&sub3;-Dünnfilme, die bei 20 K gemessen werden, zu den Substrattemperaturen. Offene Kreise zeigen die Beziehung der Dielektrizitätskonstanten der SrTiO&sub3;-Dünnfilme, die bei Raumtemperatur gemessen werden, zu den Substrattemperaturen. Wie in Fig. 2 gezeigt ist, wiesen die SrTiO&sub3;-Dünnfilme, die durch das Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung abgeschieden wurden, wobei die Substrattemperaturen im Bereich von 330 bis 530ºC lagen, relative Dielektrizitätskonstanten von ungefähr 300, gemessen bei 20 K, auf. Der SrTiO&sub3;-Dünnfilm, der bei einer Substrattemperatur von 430ºC abgeschieden wurde, hatte den größten Wert der Dielektrizitätskonstante.
Durch die Betrachtung mittels eines Rasterkraftmikroskops (AFM) wurde deutlich, daß die SrTiO&sub3;-Dünnfilme, die durch das Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung abgeschieden worden waren, bei dem die Substrattemperaturen im Bereich von 330 bis 530ºC lagen, glatte Oberflächen aufwiesen, deren Rauhigkeit weniger als 5 nm betrug.
Wie vorstehend erläutert ist, kann ein Oxid-Dünnfilm, welcher ausgezeichnete Oberflächeneigenschaften aufweist, durch das Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung erhalten werden. Der durch das Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung abgeschiedene Oxid-Dünnfilm hat eine kristalline, saubere und glatte Oberfläche und weist auch eine große Dielektrizitätskonstante auf. Außerdem ist es möglich, SrTiO&sub3;- Dünnfilme, die von Halbleiter zu Isolator variieren, nur durch Verändern der Zusammensetzungsanteile der Dünnfilme gemäß der vorliegenden Erfindung abzuscheiden.

Beispiel 2

Dünnfilme aus dielektrischem SrTiO&sub3;-Oxid wurden auf Y&sub1;Ba&sub2;Cu&sub3;O7-x-Oxid-Supraleiter- Dünnfilmen, die auf einem SrTiO&sub3;(100)-Substrat gebildet waren, unter Verwendung der Apparatur von Fig. 1 abgeschieden.
Zuerst wurde ein SrTiO&sub3;(100)-Substrat 10 an dem Probenhalter 3 befestigt, und metallisches Yttrium, metallisches Barium und metallisches Kupfer wurden in Tantaltiegel von drei K-Zellen 21, 23 und 25 gegeben, die als Verdampfungsquellen für den Oxid- Supraleiter-Dünnfilm verwendet wurden. Metallisches Strontium und metallisches Titan wurden ebenfalls in Tantaltiegel von zwei K-Zellen 22 und 24 gegeben, die als Verdampfungsquellen für den SrTiO&sub3;-Dünnfilm verwendet wurden. Danach wurden die Einlässe der Kammer 1 geschlossen, und das Evakuierungsverfahren durch die Evakuierungsapparaturen 11 und 12 begann ein Ultrahochvakuum zu erreichen, dessen Druck niedriger als 1 · 10&supmin;¹&sup0; Torr war, was als Hintergrunddruck während der Filmabscheidung durch das MBE-Verfahren erforderlich war. Anschließend wurde ein oxidierendes Gas aus O&sub2;, das 70 Vol.-% O&sub3; enthielt, von der Gaseinlaßdüse 6 zugeführt, so daß der Druck in der Umgebung des Substrates 10 den Wert 3 · 10&supmin;&sup5; Torr annahm.
In diesem Zusammenhang lag der maximale O&sub3;-Gehalt des oxidierenden Gases, das unter Verwendung der Apparatur von Fig. 1 zugeführt wurde, in der Größenordnung von 70 Vol.-% in der Nähe des Substrates 10. O&sub3; war instabil und zersetzte sich leicht während der Zufuhr. Deshalb erreichte selbst dann, wenn reines O&sub3; mit 100 Vol.-% zugeführt wurde, nur O&sub2;, das 70 Vol.-% O&sub3; oder weniger enthielt, die Umgebung des Substrates 10.
Wie vorstehend erwähnt wurde, war die Vakuumkammer 1 mit der Vakuumkonduktanz (der Trennplatte 8) ausgestattet, und es wurde eine ungefähr mindestens einstellige Druckdifferenz zwischen der unteren Teilkammer und der oberen Teilkammer erzeugt. Der Druck der unteren Teilkammer wurde niedrig genug gehalten, um die Oxidation der Verdampfungsquellen zu verhindern und um die Metallmolekularstrahlen von jeder Verdampfungsquelle während der Abscheidung aufrechtzuerhalten. Außerdem wurde das von der Gaseinlaßdüse 6 injizierte, oxidierende Gas auf die Oberfläche einer Probe ge leitet und der Partialdruck des oxidierenden Gases auf der Abscheidungsebene der Probe war stark erhöht.
Anschließend wurde das Substrat 10 durch den Heizer 4 auf eine Temperatur von 700ºC erwärmt. Die K-Zelle 21 des metallischen Yttriums wurde auf eine Temperatur von 1220ºC erwärmt, die K-Zelle 23 des metallischen Bariums wurde auf eine Temperatur von 620ºC erwärmt und die K-Zelle 25 des metallischen Kupfers wurde auf eine Temperatur von 1000ºC erwärmt. Es ist bevorzugt, daß die Temperatur der K-Zelle des metallischen Yttriums 1150 bis 1350ºC beträgt, die Temperatur der K-Zelle des metallischen Bariums 570 bis 640ºC beträgt und die Temperatur der K-Zelle des metallischen Kupfers 950 bis 1090ºC beträgt. Die Temperaturen der K-Zellen werden durch die Menge der Materialströme der Metallstrahlen bestimmt, die erforderlich sind, um geeignete Zusammensetzungsanteile und Abscheidungsgeschwindigkeiten zu erhalten.
Sobald die Molekularstrahlen ihren stabilen Betrieb aufgenommen hatten, wurden die Verschlüsse 71, 73 und 75 geöffnet, um die Abscheidung des Y&sub1;Ba&sub2;Cu&sub3;O7-x Oxid- Supraleiter-Dünnfilms auf dem Substrat 10 in Gang zu setzen. Gleichzeitig wurde die Kristallinität dieses abgeschiedenen Films durch die RHEED-Vorrichtung beobachtet. Die Oxid-Supraleiter-Dünnfilme wurden bis zu einer Dicke von 10 bis 100 nm mit einer Abscheidungsgeschwindigkeit von 1 nm/min wachsen gelassen. Die Abscheidungsgeschwindigkeit beträgt vorzugsweise 0,5 bis 2 nm/min.
Anschließend wurde die Substrattemperatur auf 430ºC herabgesetzt, wobei ozonhaltiges Oxidationsgas zugeführt wurde, und die K-Zelle 22 des metallischen Strontiums wurde auf eine Temperatur von 520ºC erwärmt und die K-Zelle 24 des metallischen Titans wurde auf eine Temperatur von 1500ºC erwärmt. Sobald die Molekularstrahlen ihren stabilen Betrieb aufgenommen hatten, wurden die Verschlüsse 72 und 74 geöffnet, um die Abscheidung des SrTiO&sub3;-Oxid-Dünnfilms auf den Y&sub1;Ba&sub2;Cu&sub3;O7-x-Cxid-Supraleiter-Dünnfilm in Gang zu setzen. Gleichzeitig wurde die Kristallinität dieses abgeschiedenen Films durch die RHEED-Vorrichtung beobachtet, um klarzustellen, daß ein Einkristall-SrTiO&sub3;-Oxid-Dünnfilm heteroepitaxial und homogen aufwuchs. Die SrTiO&sub3;-Oxid- Dünnfilme wurden bis zu einer Dicke von 10 bis 200 nm mit einer Abscheidungsgeschwindigkeit von 1,2 nm/min wachsen gelassen.
Danach wurde jedes der Substrate in eine andere Kammer überführt, so daß ein Au- Film mit einer Dicke von 200 nm auf jedem SrTiO&sub3;-Oxid-Dünnfilm abgeschieden wurde.
In dem vorstehenden Verfahren wurde der SrTiO&sub3;-Oxid-Dünnfilm auf dem Y&sub1;Ba&sub2;Cu&sub3;O7-x- Oxid-Supraleiter-Dünnfilm bei einer Substrattemperatur von 430ºC abgeschieden, und anschließend wurde der Au-Dünnfilm auf dem SrTiO&sub3;-Oxid-Dünnfilm abgeschieden. Eine Interdiffusion zwischen dem Y&sub1;Ba&sub2;Cu&sub3;O7-x-Oxid-Supraleiter und SrTiO&sub3; wurde bei dieser Substrattemperatur vollständig verhindert. Deshalb weist die Mehrschichtenstruktur, welche den Y&sub1;Ba&sub2;Cu&sub3;O7-x-Oxid-Supraleiter-Dünnfilm, den SrTiO&sub3;-Oxid-Dünnfilm und Au-Dünnfilm umfaßt, scharfe Grenzflächen mit keinerlei Interdiffusion untereinander auf, was durch die Auger-Elektronen-Spektroskopie-Analyse (AES-Analyse) bestätigt wurde.
Deshalb wies der Oxid-Supraleiter-Dünnfilm mit einer Dicke von 10 nm eine kritische Temperatur Tc von ungefähr 60 K auf, und der SrTiO&sub3;-Oxid-Dünnfilm mit einer Dicke von 200 nm wies eine relative Dielektrizitätskonstante von ungefähr 400 bei einer Probentemperatur von ungefähr 50 K auf Diese guten Eigenschaften der SrTiO&sub3;/Y&sub1;Ba&sub2;Cu&sub3;O7-x Mehrschichtenstruktur sind für einen Einsatz als Bauelement, beispielsweise für supraleitende Feldeffekt-Transistoren (Super-FET) oder Interdigitalkapazitäten usw. ausreichend.
Unter Verwendung des vorstehenden Verfahrens zur Herstellung einer SrTiO&sub3;/ Y&sub1;Ba&sub2;Cu&sub3;O7-x-Mehrschichtenstruktur wurde ein Feldeffekt-Transistor mit Ag (Dicke: 100 nm)/SrTiO&sub3; (Dicke: 250 nm)/Y&sub1;Ba&sub2;Cu&sub3;O7-x (Dicke: 10 nm) erhalten, der eine Transkonduktanz Gn von ungefähr 2 mS/cm für eine Gate-Länge und Breite von 100 um bzw. 300 um aufwies.
Relativ niedrige Substrattemperaturen von weniger als 500ºC während der SrTiO&sub3;- Dünnfilm-Abscheidung führen zur Halbleiter-Bauelemente-Anwendung, wie etwa als Gate-Isolator oder Kondensator von einem ferroelektrischen Speicher mit direktem Zugriff (FRAM).
Die Erfindung ist somit unter Bezugnahme auf die spezifischen Ausführungsformen gezeigt und beschrieben worden. Es soll jedoch angemerkt werden, daß die vorliegende Erfindung in keiner Weise auf die Einzelheiten der veranschaulichten Strukturen beschränkt ist, sondern Abwandlungen und Modifikationen innerhalb des Umfangs der beigefügten Ansprüche vorgenommen werden können.

Claims

1. Verfahren zum Herstellen eines aus einem SrTiO&sub3;-Oxidmaterial gebildeten Films auf einem Substrat unter Verwendung einer Vorrichtung, umfassend eine Vakuumkammer, in welcher ein oxidierendes Gas aus O&sub2;, das O&sub3; einschließt, nahe bei dem Substrat zugeführt werden kann, so daß der Druck in der Umgebung des Substrats erhöht werden kann, während ein Hochvakuum in der Umgebung einer Verdampfungsquelle aufrecht erhalten wird, und Knudsen-Zellen-Verdampfungsquellen, die in der Vakuumkammer angeordnet sind, worin das Substrat erwärmt wird, ein Molekularstrahl bzw. Molekularstrahlen der das Oxid bildenden Atome mit Ausnahme von Sauerstoff von den Knudsen-Zellen-Verdampfungsquellen zugeführt werden und ein oxidierendes Gas lokal in der Nähe des Substrats zugeführt wird, wobei das Verfahren bei einer Substrattemperatur im Bereich von 330ºC bis 530ºC durchgeführt wird.

2. Verfahren nach Anspruch 1, worin der Druck des oxidierenden Gases in der Nähe des Substrats den Wert 1 · 10&supmin;&sup6; bis 5 · 10&supmin;&sup5; Torr bei einem Hintergrunddruck von 1 · 10&supmin;¹¹ bis 1 · 10&supmin;&sup9; Torr annimmt.

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, worin das oxidierende Gas O&sub2; ist, das mehr als 5 Volumenprozent O&sub3; einschließt.

4. Verfahren nach Anspruch 3, worin das oxidierende Gas O&sub2; ist, das 70 Volumenprozent O&sub3; einschließt.

5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, worin das Verfahren durchgeführt wird, während das oxidierende Gas auf eine Abscheidungsebene des Substrats zugeführt wird.

6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, worin das Verfahren bei einer Substrattemperatur von 430ºC durchgeführt wird.

7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, worin das Verfahren unter Verwendung von metallischem Strontium und metallischem Titan als Verdampfungsquellen durchgeführt wird.

8. Verfahren nach Anspruch 7, worin das metallische Strontium und das metallische Titan in Tiegel von Knudsen-Zellen gegeben werden.

9. Verfahren nach Anspruch 8, worin das Verfahren bei einer Temperatur der Knudsen-Zelle des metallischen Strontiums von 450 bis 600ºC und bei einer Temperatur der Knudsen-Zelle des metallischen Titans von 1430ºC bis 1550ºC durchgeführt wird.

10. Verfahren nach Anspruch 9, worin das Verfahren bei einer Temperatur der Knudsen-Zelle des metallischen Strontiums von 520ºC und bei einer Temperatur der Knudsen-Zelle des metallischen Titans von 1500ºC durchgeführt wird.

11. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 10, worin das Substrat eine Oxid- Supraleiterschicht auf seiner Oberfläche aufweist.

12. Verfahren nach Anspruch 11, worin das Verfahren bei einer Substrattemperatur durchgeführt wird, bei der eine Interdiffusion zwischen dem SrTiO&sub3;-Oxid-Dünnfilm und der Oxid-Supraleiterschicht verhindert wird.

13. Verfahren nach Anspruch 11 oder 12, worin die Oxid-Supraleiterschicht aus Y&sub1;Ba&sub2;Cu&sub3;O7-x-Oxid-Supraleiter gebildet ist.