JP2021064735A - Electronic device element - Google Patents
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- General Electrical Machinery Utilizing Piezoelectricity, Electrostriction Or Magnetostriction (AREA)
Abstract
Description
本発明は、圧電デバイスや磁気電気デバイスなどの電子デバイスに利用される電子デバイス用素子に関する。 The present invention relates to an electronic device element used in an electronic device such as a piezoelectric device or a magnetic electric device.
圧電体薄膜を有する電子デバイスとして、各種圧電アクチュエータ、磁気電気センサ、磁気センサ、電気センサ、光電子デバイス、マイクロ波電子デバイス、エネルギー変換デバイス、メモリなどが知られている。 As electronic devices having a piezoelectric thin film, various piezoelectric actuators, magnetic electric sensors, magnetic sensors, electric sensors, optoelectronic devices, microwave electronic devices, energy conversion devices, memories and the like are known.
上記のような電子デバイスでは、圧電体薄膜が有する圧電効果、もしくは逆圧電効果を利用して様々な機能を発現させているが、電子デバイスとしての性能を高めるためには、圧電体薄膜の圧電特性を向上させる必要がある。特に、近年では、電子デバイスの小型化が進んでおり、数μｍ程度と膜厚が薄い状態であっても高い圧電特性を有する圧電体薄膜、および電子デバイス用素子の開発が求められている。 In the above-mentioned electronic devices, various functions are exhibited by utilizing the piezoelectric effect or the inverse piezoelectric effect of the piezoelectric thin film. However, in order to improve the performance as an electronic device, the piezoelectric thin film is piezoelectric. It is necessary to improve the characteristics. In particular, in recent years, the miniaturization of electronic devices has progressed, and there is a demand for the development of piezoelectric thin films having high piezoelectric characteristics even when the film thickness is as thin as several μm, and devices for electronic devices.
上記の問題に対して、たとえば、特許文献１では、圧電体薄膜の結晶配向性を高めることで圧電特性が向上することを開示している。ただし、高水準化する市場の要求に応えるためには、圧電特性のさらなる向上が求められている。 In response to the above problem, for example, Patent Document 1 discloses that the piezoelectric characteristics are improved by increasing the crystal orientation of the piezoelectric thin film. However, in order to meet the demands of the ever-increasing market, further improvement of piezoelectric characteristics is required.
本発明は、このような実状に鑑みてなされ、その目的は、優れた圧電特性を示す電子デバイス用素子、および当該電子デバイス用素子を有する電子デバイスを提供することである。 The present invention has been made in view of such an actual situation, and an object of the present invention is to provide an element for an electronic device exhibiting excellent piezoelectric characteristics and an electronic device having the element for the electronic device.
上記の目的を達成するために、本発明に係る電子デバイス用素子は、
圧電体薄膜を有し、前記圧電体薄膜が、３軸配向するようにエピタキシャル成長した膜であり、少なくとも３種のドメインを有する。
In order to achieve the above object, the element for electronic device according to the present invention is
It has a piezoelectric thin film, and the piezoelectric thin film is epitaxially grown so as to be triaxially oriented, and has at least three types of domains.
本発明の電子デバイス用素子では、圧電体薄膜が上記のような構成を有することで、外部から電圧や応力を加えた際に、ドメインの回転や結晶相の転移が円滑に行われ、外部入力（電圧や応力など）に対する圧電応答性が高くなる。すなわち、本発明の電子デバイス用素子では、高い圧電定数（ｄ３１）が得られる。 In the device for electronic devices of the present invention, since the piezoelectric thin film has the above-mentioned configuration, when a voltage or stress is applied from the outside, the domain rotation and the crystal phase transition are smoothly performed, and the external input is performed. Piezoelectric responsiveness to (voltage, stress, etc.) is increased. That is, in the device for electronic devices of the present invention, a high piezoelectric constant (d31) can be obtained.
そのため、本発明の電子デバイス用素子を有する電子デバイスでは、変位特性や感度特性などの性能が向上する。たとえば、圧電アクチュエータの場合、電圧を印加した際に圧電歪みがより発生し易くなり、大きな変位が得られる。また、メモリの場合でも、小さな駆動電圧で磁化を変化させることができる。さらに、各種センサの場合においては、外部からの力学的な入力（応力など）に対して上記の圧電体薄膜が容易に変形するため、感度や検出限界などの特性が向上する。 Therefore, in the electronic device having the element for the electronic device of the present invention, the performance such as the displacement characteristic and the sensitivity characteristic is improved. For example, in the case of a piezoelectric actuator, piezoelectric distortion is more likely to occur when a voltage is applied, and a large displacement can be obtained. Further, even in the case of a memory, the magnetization can be changed with a small drive voltage. Further, in the case of various sensors, since the above-mentioned piezoelectric thin film is easily deformed by a mechanical input (stress or the like) from the outside, characteristics such as sensitivity and detection limit are improved.
本発明の電子デバイス用素子において、前記圧電体薄膜には、少なくとも２種の結晶相が含まれてもよい。たとえば、前記少なくとも３種のドメインは、
膜厚方向に対して正方晶の（００１）面が垂直となるように配向したドメインと、
前記膜厚方向に対して正方晶の（００１）面が平行となるように配向したドメインと、
前記膜厚方向に対して菱面体晶の（１００）面が平行となるように配向したドメインとの３種とすることができる。
In the element for an electronic device of the present invention, the piezoelectric thin film may contain at least two kinds of crystal phases. For example, the at least three domains are
A domain oriented so that the (001) plane of the tetragonal crystal is perpendicular to the film thickness direction,
A domain oriented so that the (001) plane of the tetragonal crystal is parallel to the film thickness direction,
There can be three types of domains, which are oriented so that the (100) plane of the rhombohedral crystal is parallel to the film thickness direction.
また、本発明の電子デバイス用素子において、前記圧電体薄膜は、Ｃｕ−Ｋα線によるθ−２θ法Ｘ線回折で分析した場合、２θが４２°〜４６°の範囲に少なくとも３種の反射ピークを有していてもよい。もしくは、前記圧電体薄膜は、２θが４２°〜４６°の範囲に単独の反射ピークを有していてもよく、この場合、前記単独の反射ピークの半値幅は０．２°以上である。 Further, in the element for an electronic device of the present invention, when the piezoelectric thin film is analyzed by the θ-2θ method X-ray diffraction with Cu—Kα rays, at least three types of reflection peaks in the range of 2θ of 42 ° to 46 °. May have. Alternatively, the piezoelectric thin film may have a single reflection peak in the range of 2θ of 42 ° to 46 °, and in this case, the half width of the single reflection peak is 0.2 ° or more.
また、本発明の電子デバイス用素子において、前記圧電体薄膜の積層方向の下方には、下地層が存在していてもよく、前記下地層は、結晶軸が３軸すべての方向において揃って配向するようにエピタキシャル成長した膜であることが好ましい。なお、前記下地層は、導電性を有する電極膜、または／および、バッファ層などで構成することができる。 Further, in the element for an electronic device of the present invention, an underlayer may be present below the lamination direction of the piezoelectric thin film, and the underlayer is oriented so that the crystal axes are aligned in all three directions. It is preferable that the film is epitaxially grown so as to be used. The base layer can be composed of a conductive electrode film and / or a buffer layer and the like.
さらに、本発明の電子デバイス用素子は、好ましくは、強磁性体薄膜を有する。そして、前記強磁性体薄膜は、外部磁場によって面内方向で伸縮するように構成してあることが好ましい。上記のような強磁性体薄膜を有することで、外部磁場を電気出力に変換する磁気電気変換素子として有用に利用することができる。 Further, the device for an electronic device of the present invention preferably has a ferromagnetic thin film. The ferromagnetic thin film is preferably configured to expand and contract in the in-plane direction by an external magnetic field. By having the above-mentioned ferromagnetic thin film, it can be usefully used as a magnetic-electric conversion element that converts an external magnetic field into an electric output.
以下、本発明を、図面に示す実施形態に基づき説明する。 Hereinafter, the present invention will be described based on the embodiments shown in the drawings.
第１実施形態
図１に示すように、本発明の一実施形態に係る電子デバイス用の素子３０は、全体として略矩形の平面視形状を有する。素子３０の寸法は、特に限定されず、電子デバイスの用途に応じて適宜決定すればよい。そして、素子３０は、機能膜が積層された膜積層部３２と、膜積層部３２の外側を取り囲む外周部３４と、を有する。
First Embodiment As shown in FIG. 1, the
膜積層部３２は、Ｘ軸とＹ軸とを含む平面に沿って形成してあり、略矩形の平面視形状を有する。そして、膜積層部３２は、Ｘ軸と平行な縁辺と、Ｙ軸と平行な縁辺とを有し、膜積層部３２の長手方向が、Ｘ軸と一致する。なお、図１〜３において、Ｘ軸、Ｙ軸およびＺ軸は、相互に略垂直であり、Ｚ軸が膜の積層方向に一致する。
The film laminated
図２に示すように、Ｚ軸方向の最下層には、基板４０が存在する。この基板４０は、Ｘ−Ｙ平面の略中央部、すなわち膜積層部３２の部分において、開口部４２を有している。つまり、基板４０は、実質的に素子３０の外周部３４にのみ存在している。開口部４２のＺ軸上方に位置する膜積層部３２には、下部電極膜５０と、圧電体薄膜１０と、上部電極膜５２とが、この順で積層してある。
As shown in FIG. 2, the
下部電極膜５０は、端部５０ａと中央部分５０ｂとを一体的に有する。図１に示す平面視において、下部電極膜５０の中央部分５０ｂは、開口部４２の開口面よりも小さい略矩形の形状を有する。また、下部電極膜５０の端部５０ａは、中央部分５０ｂのＸ軸方向の両端に位置し、図１に示す平面視において、中央部分５０ｂよりもＹ軸方向の幅が小さい略矩形の形状を有する。下部電極膜５０は、上記のような形状を有するため、図２に示す断面において、開口部４２のＺ軸方向の上部開口面を、Ｘ軸方向に掛け渡すように存在している。そして、下部電極膜５０の端部５０ａのみが、素子３０の外周部３４に位置する基板４０の表面に存在している。
The
一方で、図３に示す断面（図１のIII-III線に沿う断面）においては、下部電極膜５０の中央部分５０ｂの断面のみが現れ、端部５０ａが存在しない。そのため、図３に示す断面においては、下部電極膜５０を含む膜積層部３２が、開口部４２のＺ軸上方において、浮遊しているように見える。開口部４２の上方で浮遊している膜積層部３２は、積層されている各膜の応力の不均衡によって、反りが発生し易いが、膜積層部３２の下部電極膜５０の下面と、基板に接触している下部電極膜５０の端部５０ａの下面とで、Ｚ軸方向の高さがおおよそ一致していることが好ましい。
On the other hand, in the cross section shown in FIG. 3 (cross section along the line III-III in FIG. 1), only the cross section of the
そして、圧電体薄膜１０は、下部電極膜５０のＺ軸方向の上方に位置し、下部電極膜５０と同等の平面視形状を有する。図１では、圧電体薄膜１０の積層面積（Ｘ−Ｙ平面上の面積）が、下部電極膜５０の積層面積よりも小さくなっているが、下部電極膜５０と同程度の大きさであっても良い。また、圧電体薄膜１０のＺ軸方向の上方には、上部電極膜５２が存在し、上部電極膜５２は、略矩形の平面視形状を有する。
The piezoelectric
図２に示すように、下部電極膜５０の一方の端部５０ａには、第１取出電極５１の先端が接続してある。この第１取出電極膜５１の後端には、第１電極パッド５１ａが基板４０の表面に形成してあり、第１電極パッド５１ａを介して、図示しない外部回路が接続可能になっている。
As shown in FIG. 2, the tip of the
さらに、下部電極膜５０の他方の端部５０ａは、圧電体薄膜１０の表面の一部と共に、絶縁層５４で覆われている。そして、絶縁膜５４の上をＸ軸方向に掛け渡すように、第２取出電極５３が形成してあり、第２取出電極５３の先端は、上部電極膜５２に接続してある。この第２取出電極膜５３の後端には、第２電極パッド５３ａが基板４０の表面に形成してあり、第２電極パッド部５３ａを介して、図示しない外部回路が接続可能になっている。なお、絶縁膜５４があるため、第２取出電極５３は、第１電極膜５０に対して絶縁されている。
Further, the
上記のように、本実施形態の素子３０では、膜積層部３２において、圧電体薄膜１０が下部電極膜５０と上部電極膜５２とで挟まれた状態で積層してある。そのため、圧電体薄膜１０には、下部電極膜５０と上部電極膜５２とを介して、電圧の印加が可能である、もしくは、圧電体薄膜１０で発生した電荷を、下部電極膜５０と上部電極膜５２とを介して、取り出しが可能となっている。
As described above, in the
次に、素子３０を構成する各層（薄膜）の特徴について説明する。
Next, the features of each layer (thin film) constituting the
（基板４０）
本実施形態において、基板４０の材質は、Ｓｉ、ＭｇＯ、チタン酸ストロンチウム（ＳｒＴｉＯ３）、ニオブ酸リチウム（ＬｉＮｂＯ３）などの各種単結晶から選択することができる。特に、表面がＳｉ（１００）面の単結晶となっているシリコン基板を使用することが好ましい。換言すると、立方晶の（１００）面が、厚み方向に対して略平行となるように配向しているシリコン基板を用いることが好ましい。単結晶の基板を用いることで、基板４０の上に、各電極膜や圧電体薄膜１０をエピタキシャル成長させることができる。
(Board 40)
In the present embodiment, the material of the
（圧電体薄膜１０）
圧電体薄膜１０は、圧電材料で構成してあり、圧電効果または逆圧電効果を奏する。圧電効果とは、外力（応力）が加わることで電荷を発生する効果を意味し、逆圧電効果とは、電圧を加えることで歪が発生する効果を意味する。このような効果を奏する圧電材料としては、水晶、ニオブ酸リチウム、窒化アルミニウム（ＡｌＮ）、酸化亜鉛（ＺｎＯ）、チタン酸ジルコン酸鉛（ＰＺＴ：Ｐｂ（Ｚｒ，Ｔｉ）Ｏ３）、ニオブ酸カリウムナトリウム（ＫＮＮ：（Ｋ，Ｎａ）ＮｂＯ３）、ジルコン酸チタン酸バリウムカルシウム（ＢＣＺＴ：（Ｂａ，Ｃａ）（Ｚｒ，Ｔｉ）Ｏ３）、などが例示される。
(Piezoelectric thin film 10)
The piezoelectric
本実施形態では、上記の圧電材料のうち、特に、ＰＺＴ、ＫＮＮ、およびＢＣＺＴなどのペロブスカイト構造を有する圧電材料を用いることが好ましい。圧電体薄膜１０として、ペロブスカイト構造の圧電材料を使用することで、優れた圧電特性と、高い信頼性と、を両立して得ることができる。なお、圧電体薄膜１０を構成する上記の圧電材料には、特性を改善するために、適宜他の元素が添加してあっても良い。
In the present embodiment, among the above-mentioned piezoelectric materials, it is particularly preferable to use a piezoelectric material having a perovskite structure such as PZT, KNN, and BCZT. By using a piezoelectric material having a perovskite structure as the piezoelectric
圧電体薄膜１０の厚みｔ１は、好ましくは０．５〜１０μｍの範囲内である。厚みｔ１は、たとえば、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）や走査型透過電子顕微鏡（ＳＴＥＭ）などによりＸ−Ｚ断面もしくはＹ−Ｚ断面を観察し、その際に得られる断面写真を画像解析することで求められる。この場合、厚みｔ１は、面内方向で３点以上の箇所で計測を行い、その平均値として算出することが好ましい。なお、厚みｔ１のばらつきは、±５％以下と少ない。
The thickness t1 of the piezoelectric
本実施形態において、圧電体薄膜１０は、エピタキシャル成長膜であり、エピタキシャル成長膜とは、エピタキシャル成長した膜を意味する。ここで、エピタキシャル成長とは、成膜の際に、膜の結晶が、下地材料の結晶格子に整合する形で、膜厚方向（Ｚ軸方向）および面内方向（Ｘ軸およびＹ軸方向）に揃いながら成長することをいう。そのため、本実施形態に係る圧電体薄膜１０は、成膜中の高温状態においては、結晶が、Ｘ軸方向、Ｙ軸方向およびＺ軸方向の３軸すべての方向において揃って配向（３軸配向）した状態の結晶構造をとる（エピタキシャル膜）。より具体的に、圧電体薄膜１０の膜厚方向においては、基板４０の立方晶（１００）面から派生した面が、膜厚方向と略平行に単一配向していることが好ましい。そして、成膜後の室温状態においては、３軸配向しているため、結晶粒界がほとんど形成されず、単結晶に近い（完全な単結晶ではない）結晶構造を有する（エピタキシャル成長（した）膜）。
In the present embodiment, the piezoelectric
３軸配向するようにエピタキシャル成長しているか否かは、薄膜形成過程において反射高速電子線回折評価（ＲＨＥＥＤ評価）を行うことで確認できる。成膜中の膜表面において、結晶配向に乱れがある場合には、ＲＨＥＥＤ像は、リング状に伸びたパターンを示す。一方で、上記のようにエピタキシャル成長している場合には、ＲＨＥＥＤ像は、スポット状またはストリーク状のシャープなパターンを示す。上記のようなＲＨＥＥＤ像は、あくまでも成膜中の高温状態で観測される。成膜後の室温状態（すなわちエピタキシャル成長膜）において、圧電体薄膜１０は、単結晶に近い高い配向性を有するが、特に、以下に示すような結晶構造を有することが好ましい。
Whether or not the epitaxial growth is carried out so as to be triaxially oriented can be confirmed by performing a reflection high-speed electron diffraction evaluation (RHEED evaluation) in the thin film forming process. When the crystal orientation is disturbed on the film surface during film formation, the RHEED image shows a ring-shaped elongated pattern. On the other hand, when epitaxially grown as described above, the RHEED image shows a sharp spot-like or streak-like pattern. The RHEED image as described above is observed in a high temperature state during film formation. The piezoelectric
成膜後の室温状態において、本実施形態の圧電体薄膜１０は、３軸配向したうえで、複数種（少なくとも２種）の結晶相と、少なくとも３種のドメイン（域）とを含むドメイン構造をとる。たとえば、ペロブスカイト構造の圧電材料の場合、結晶相としては、正方晶、菱面体晶、斜方晶、および単斜晶から選ばれる少なくとも２種の結晶相が含まれ得る。また、少なくとも３種のドメイン（域）は、それぞれ、上記の結晶相のいずれかで構成される。
In a room temperature state after film formation, the piezoelectric
ドメイン構造の具体的な構成は、使用する圧電材料によって異なる。たとえば、圧電体薄膜１０がＰＺＴのエピタキシャル成長膜である場合には、正方晶と菱面体晶の少なくとも２種の結晶相を有することができる。そして、この場合、正方晶は、ｃ軸（直方体（結晶格子）の長手方向の軸）が膜厚方向を向いたドメインと、ｃ軸が面内方向を向いたドメインと、を有する。また、菱面体晶の結晶相は、膜厚方向に対して（１００）面が平行となるように配向している。すなわち、圧電体薄膜１０がＰＺＴのエピタキシャル成長膜である場合には、正方晶の２種のドメインと、菱面体晶のドメインとの計３種のドメインを含む。
The specific configuration of the domain structure depends on the piezoelectric material used. For example, when the piezoelectric
なお、上記において、ｃ軸が膜厚方向を向いたドメインとは、膜厚方向に対して正方晶の（００１）面が略垂直（または直交）となるように配向したドメインを意味し、以下、ｃドメインと呼ぶ。一方、ｃ軸が面内方向を向いたドメインとは、膜厚方向に対して正方晶の（００１）面が略平行となるように配向したドメインを意味し、以下、ａドメインと呼ぶ。 In the above, the domain in which the c-axis faces the film thickness direction means a domain oriented so that the (001) plane of the tetragonal crystal is substantially perpendicular (or orthogonal) to the film thickness direction. , C domain. On the other hand, the domain in which the c-axis faces the in-plane direction means a domain oriented so that the (001) plane of the tetragonal crystal is substantially parallel to the film thickness direction, and is hereinafter referred to as an a domain.
また、圧電体薄膜１０がＰＺＴのエピタキシャル成長膜である場合、各ドメインの割合は、たとえば、正方晶の割合に比べて菱面体晶の割合が多いことが好ましく、正方晶の存在割合に対する菱面体晶の存在割合の比率（菱面体晶／正方晶）が、１よりも大きく、１〜２０程度であることが好ましい。また、正方晶のａドメインの存在割合に対する正方晶のｃドメインの存在割合の比率（ｃドメイン／ａドメイン）が、０．５〜２であることが好ましい。
Further, when the piezoelectric
一方、圧電体薄膜１０がＫＮＮのエピタキシャル成長膜である場合には、斜方晶の２種のドメインと、単斜晶の１種のドメインと（計３種のドメイン）を有することができる。上記の場合、斜方晶の２種のドメインとは、斜方晶の（００１）面が膜厚方向に対して略平行となるように配向したドメイン（ａドメイン）と、斜方晶の（０１０）面が膜厚方向に対して略平行となるように配向したドメイン（ｃドメイン）とが存在し得る。また、単斜晶のドメインでは、（１００）面または（０１０）面が膜厚方向に対して略平行となっていることが好ましい。
On the other hand, when the piezoelectric
そして、圧電体薄膜１０がＫＮＮである場合、各ドメインの割合は、たとえば、斜方晶の存在割合に対する単斜晶の存在割合の比率（単斜晶／斜方晶）が、０．１〜１０であることが好ましい。また、斜方晶のａドメインの存在割合に対して、斜方晶のｃドメインの存在割合が、０．１〜１０であることが好ましい。
When the piezoelectric
また、圧電体薄膜１０がＢＣＺＴのエピタキシャル成長膜である場合には、正方晶の２種のドメインと、斜方晶の２種のドメインと（計４種のドメイン）を有することが好ましい。そして、この場合、各ドメインの割合は、たとえば、正方晶の存在割合に対する斜方晶の存在割合の比率（斜方晶／正方晶）が、０．１〜１０であることが好ましい。また、正方晶のａドメインの存在割合に対する正方晶のｃドメインの存在割合が、０．１〜１０であることが好ましい。さらには、斜方晶のａドメインの存在割合に対する斜方晶のｃドメインの存在割合が、０．１〜１０であることが好ましい。
When the piezoelectric
さらに、上述したような複数のドメインは、共通のドメイン境界を挟んで接しているため、各ドメインの結晶軸の向きは、膜厚方向や面内方向から最大数度程度（具体的には、±３度程度）ずれていても良い。また、上述したような複数のドメインは、少なくとも成膜時の高温状態においては、同じ結晶系の同じ方位に配向した等価なドメインであり、成膜後に室温や使用温度に冷却される過程で、より安定な結晶相やドメインに転移することで形成される。 Further, since a plurality of domains as described above are in contact with each other with a common domain boundary in between, the direction of the crystal axis of each domain is about several degrees at the maximum from the film thickness direction and the in-plane direction (specifically, It may be deviated (about ± 3 degrees). Further, the plurality of domains as described above are equivalent domains oriented in the same orientation of the same crystal system, at least in a high temperature state at the time of film formation, and in the process of being cooled to room temperature or operating temperature after film formation, It is formed by transitioning to a more stable crystal phase or domain.
なお、上述したような複数のドメインが混在して存在する様子は、圧電体薄膜１０を、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）の電子線回折またはＸ線回折（ＸＲＤ）などで分析することにより確認できる。たとえば、ＸＲＤを用いてＣｕ-Ｋα線によるθ−２θ測定をした場合、２θ＝４２°〜４６°の範囲には、圧電体薄膜１０に由来する反射ピークが確認される。図４Ａ〜４Ｃは、圧電体薄膜１０に由来する反射ピークを、模式的に示す概略図である。
The state in which a plurality of domains as described above coexist can be confirmed by analyzing the piezoelectric
圧電体薄膜１０に単一のドメインしか存在しない場合は、図４Ｃに示すような反射ピークが現れる。図４Ｃでは、２θ＝４２°〜４６°の範囲（特に２θ＝４４°付近）において、シャープな単一の反射ピークのみが確認され、当該反射ピークの半値幅は、０．１°程度もしくは０．１°以下となる。これに対して、圧電体薄膜１０に複数種のドメインが混在する場合には、図４Ａもしくは図４Ｂに示す反射ピークが現れる。
When the piezoelectric
図４Ａでは、２θ＝４２°〜４６°の範囲において、圧電体薄膜１０に由来する複数（少なくとも３つ）の反射ピークが確認される。図４Ａにおいて、反射ピークの数は、圧電体薄膜１０に含まれるドメインの数に対応している。たとえば、ＰＺＴの圧電体薄膜１０が３種のドメインを有する場合、２θ＝４３°〜４４°において、正方晶のｃドメインを示す反射ピーク（Ｐ１）が現れ、２θ＝４４°付近において、菱面体晶のドメインを示す反射ピーク（Ｐ２）が現れ、２θ＝４４°〜４５°において、正方晶のａドメインを示す反射ピーク（Ｐ３）が現れる。
In FIG. 4A, a plurality (at least three) reflection peaks derived from the piezoelectric
また、複数の反射ピークが確認されない場合であっても、図４Ｂに示すように、２θが４２°〜４６°の範囲において、ブロードな反射ピークが確認される場合がある。図４Ｂの場合、複数の反射ピークが重なることでブロードな反射ピークとなっている。具体的に、反射ピークの半値幅が０．２°以上である場合には、少なくとも３種のドメインが存在すると判断する。 Further, even when a plurality of reflection peaks are not confirmed, as shown in FIG. 4B, a broad reflection peak may be confirmed in the range of 2θ of 42 ° to 46 °. In the case of FIG. 4B, a broad reflection peak is formed by overlapping a plurality of reflection peaks. Specifically, when the half width of the reflection peak is 0.2 ° or more, it is determined that at least three types of domains exist.
たとえば、圧電体薄膜１０がＰＺＴ膜である場合、２θが４４°±１°の付近にピークトップを有するブロードな反射ピークが確認される場合がある。圧電体薄膜１０がＫＮＮ膜である場合、およびＢＣＺＴ膜である場合には、２θが４５．５°±１°の付近にピークトップを有するブロードな反射ピークが確認される場合がある。いずれの材質の場合でも、反射ピークの半値幅が０．２°以上である場合に、少なくとも３種のドメインが存在すると判断する。なお、図４Ｂの場合において、半値幅の上限値は、圧電体薄膜１０があくまでもエピタキシャル成長膜であるため、１．０°以下程度である。
For example, when the piezoelectric
また、各ドメインの存在割合は、透過電子顕微鏡によるドメイン観察から求めることができる。具体的には、透過電子顕微鏡を用いて、面積１ｕｍ×１０ｕｍ相当の範囲で膜の断面あるいは上面からドメインを観察し、各ドメインの面積比を求めドメインの存在比率とする。なお、ＴＥＭ観察において、一視野での観察範囲が、上記の面積よりも小さい場合は、複数の視野で観察を行い、その合計面積を上記面積と同等とすればよい。また、各ドメインの割合は、上記の他にも、ＸＲＤや電子線回折などによる逆格子マップ測定、もしくは、極点測定から結晶方位分布解析（ＯＤＦ解析）行うことなどによっても把握し得る。 In addition, the abundance ratio of each domain can be obtained from domain observation with a transmission electron microscope. Specifically, using a transmission electron microscope, the domains are observed from the cross section or the upper surface of the membrane in a range corresponding to an area of 1 um × 10 um, and the area ratio of each domain is obtained and used as the domain abundance ratio. In TEM observation, when the observation range in one field of view is smaller than the above area, observation may be performed in a plurality of fields of view, and the total area may be equal to the above area. In addition to the above, the ratio of each domain can also be grasped by performing reciprocal lattice map measurement by XRD, electron diffraction, or the like, or performing crystal orientation distribution analysis (ODF analysis) from pole point measurement.
（下部電極膜５０）
下部電極膜５０は、導電性材料で構成されており、基板４０上でエピタキシャル成長した膜とすることが好ましい。すなわち、下部電極膜５０は、結晶軸が３軸すべての方向において揃って配向したエピタキシャル成長膜であることが好ましい。具体的に、下部電極膜５０の材質は、たとえば、白金（Ｐｔ）、イリジウム（Ｉｒ）、金（Ａｕ）などの面心立方構造の金属薄膜か、ルテニウム酸ストロンチウム（ＳｒＲｕＯ３：以下ＳＲＯと略す）やニッケル酸リチウム（ＬｉＮｉＯ３）などの酸化物導電体薄膜とすることができる。このような金属薄膜および酸化物導電体薄膜は、基板４０の上にエピタキシャル成長させることができ、膜厚方向に対して（１００）面が配向した膜となる。また、下部電極膜５０の厚みは、全体として、３０ｎｍ〜２００ｎｍとすることが好ましい。
(Lower electrode film 50)
The
なお、下部電極膜５０は、上記の金属薄膜と上記の酸化物導電体薄膜とを積層して構成しても良い。その場合、下部電極膜５０における金属薄膜および酸化物導電体薄膜は、いずれもエピタキシャル成長膜であって、下部電極膜５０の上方側（すなわち圧電体薄膜１０側）には、酸化物導電体薄膜が存在することが好ましい。
The
（上部電極膜５２）
上部電極膜５２は、導電性材料で構成されていれば良く、下部電極膜５０と同様の構成とすることもできるが、必ずしもエピタキシャル成長膜である必要はない。上部電極膜５２については、磁歪特性を有する強磁性体薄膜を含むことが好ましい。強磁性体薄膜は、これ自体のみで上部電極膜５２を構成していても良いし、上記の金属薄膜や上記の酸化物導電体薄膜と組み合わせて、上部電極膜５２の一部を構成しても良い。
(Upper electrode film 52)
The
上部電極膜５２を、金属薄膜や酸化物導電体薄膜と強磁性体薄膜とを組み合わせて構成する場合には、最上層に強磁性体薄膜が位置するように積層することが好ましい。そして、上部電極膜５２が強磁性体薄膜を含む場合、強磁性体薄膜の厚みは、０．１〜５μｍとすることが好ましい。なお、この場合、上部電極膜５２における強磁性体薄膜以外の金属薄膜の厚み、もしくは酸化物導電体薄膜の厚みは、３ｎｍ〜１００ｎｍとすることが好ましい。
When the
強磁性体薄膜は、鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）、ニッケル（Ｎｉ）などの純金属、または、上記金属元素のうち少なくとも１種を含む合金（たとえば、Ｆｅ−Ｃｏ系、Ｆｅ−Ｎｉ系、Ｆｅ−Ｓｉ系、Ｆｅ−Ｓｉ−Ａｌ系の合金など）、もしくは、上記金属元素の酸化物を含む酸化物磁性体を含むことができる。また、強磁性体薄膜は、上記の強磁性体を含む単一膜であっても良いし、複数の層からなる多層膜や、強磁性体と反強磁性体との積層膜であっても良い。 The ferromagnetic thin film is a pure metal such as iron (Fe), cobalt (Co), nickel (Ni), or an alloy containing at least one of the above metal elements (for example, Fe—Co type, Fe—Ni type). , Fe-Si-based alloy, Fe-Si-Al-based alloy, etc.), or an oxide magnetic material containing an oxide of the above metal element can be contained. Further, the ferromagnet thin film may be a single film containing the above-mentioned ferromagnet, a multilayer film composed of a plurality of layers, or a laminated film of a ferromagnet and an antiferromagnet. good.
本実施形態において、強磁性体薄膜は、磁歪膜であることが好ましい。この膜は、外部から強磁性体薄膜に入力される微弱な磁場に対しても大きなひずみが発生する磁歪特性を有する。より具体的に、強磁性体薄膜は、１Ｏｅよりも小さな磁場を印可した際に、膜の面内方向において０．１ｐｐｍ以上の歪が発生する磁歪膜であることが好ましい。また、８０Ｏｅの磁場を印加した際に、歪が１０ｐｐｍよりも大きくなる磁歪膜であることが好ましい。さらに、強磁性体薄膜は、圧縮応力を有することが好ましい。この圧縮応力は、１０ＭＰａ以上であることが好ましく、３０ＭＰａ以上であることがさらに好ましい。このような強磁性体薄膜を圧電体薄膜１０と積層することで、圧電体薄膜１０に３種のドメインを容易に形成することができる。なお、素子３０が強磁性体薄膜を含む場合については、第２実施形態で詳細を説明する。
In the present embodiment, the ferromagnetic thin film is preferably a magnetostrictive film. This film has a magnetostrictive property in which a large strain is generated even with a weak magnetic field input to the ferromagnetic thin film from the outside. More specifically, the ferromagnetic thin film is preferably a magnetostrictive film in which a strain of 0.1 ppm or more is generated in the in-plane direction of the film when a magnetic field smaller than 1 Oe is applied. Further, it is preferable that the magnetostrictive film has a strain larger than 10 ppm when a magnetic field of 80 Oe is applied. Further, the ferromagnetic thin film preferably has compressive stress. This compressive stress is preferably 10 MPa or more, and more preferably 30 MPa or more. By laminating such a ferromagnetic thin film with the piezoelectric
（取出電極膜５１，５３）
第１取出電極膜５１および第２取出電極膜５３については、導電性を有していればよく、その材質や厚みは特に限定されない。たとえば、Ｐｔの他、Ａｇ、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｌなどの導電性金属を含むことができる。
(Extracted
The first take-out
（絶縁膜５４）
絶縁膜５４についても、電気絶縁性を有していればよく、その材質や厚みは特に限定されない。たとえば、絶縁膜５４として、ＳｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３、ポリイミドなどが適用できる。
(Insulating film 54)
The insulating
（その他の機能膜）
本実施形態の素子３０には、上述した各電極膜５０〜５３および圧電体薄膜１０以外に、図１〜３に図示していないその他の機能膜が含まれていても良い。
(Other functional membranes)
In addition to the
たとえば、下部電極膜５０のＺ軸方向の下方（すなわち、基板４０と下部電極膜５０との間）には、結晶性制御膜としてバッファ層が形成してあっても良い。バッファ層としては、酸化ジルコニウム（ＺｒＯ２）、もしくは、希土類元素（ＳｃおよびＹを含む）により安定化された酸化ジルコニウム（安定化ジルコニア）を主成分とすることが好ましい。このバッファ層も、成膜用基板の結晶格子に整合する形で、膜厚方向（Ｚ軸方向）および面内方向（Ｘ軸およびＹ軸方向）に揃いながら成長したエピタキシャル成長膜であることが好ましい。バッファ層が形成してあることで、バッファ層より積層方向の上方に位置する膜のエピタキシャル成長が促進される（高品質となる）。また、バッファ層は、開口部４２を形成する際に、エッチングストッパ層としても機能する。バッファ層を形成する場合、その厚みは、５ｎｍ〜１００ｎｍとすることが好ましい。
For example, a buffer layer may be formed as a crystallinity control film below the
また、上部電極膜５２のＺ軸方向の上方（強磁性体薄膜を含む場合には、その上方）には、保護層が形成してあっても良い。保護層としては、絶縁性を有することが好ましいが、たとえば、ＳｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３、ポリイミドなどの絶縁膜のほか、ＴｉやＴａなどの金属膜を使用することもできる。その厚みは、特に制限されず、１０ｎｍ程度で良い。
Further, a protective layer may be formed above the
続いて、図１〜３に示す素子３０の製造方法の一例について、以下に説明する。
Subsequently, an example of the manufacturing method of the
素子３０の製造では、まず、シリコンウェハなどの基板４０の上に、下部電極膜５０と、圧電体薄膜１０と、上部電極膜５２とを、各種の薄膜作製法により形成する。薄膜製作法としては、蒸着法、スパッタリング法、ゾルゲル法、ＣＤＶ法、ＰＬＤ法などが適用でき、特に好ましくは、スパッタリング法である。なお、前述したように、少なくとも圧電体薄膜１０までの層は、エピタキシャル成長させて形成することが好ましい。下部電極膜５０（および、バッファ層）をエピタキシャル成長させる方法については、公知の方法を採用すればよい。
In the manufacture of the
スパッタリング法により圧電体薄膜１０を形成する場合、安定的にエピタキシャル成長をさせるためには、スパッタリングターゲットの組成、基板温度、成膜速度、ガス組成、真空度、基板ターゲット間距離などを適正に制御する。
When the piezoelectric
また、圧電体薄膜１０がドメイン構造（少なくとも３種のドメインを含む）有するためには、特に、スパッタリングターゲットの組成、基板温度、もしくは、上部電極膜５２が強磁性体薄膜を有する場合には積層する強磁性体薄膜の応力、などを制御すればよい。
Further, in order for the piezoelectric
たとえば、スパッタリングターゲットの組成は、材料に応じて、複数のドメインや結晶相が形成されやすい組成を選択すると共に、蒸気圧の高い元素を、化学量論的組成の２０〜１２０%増しとすることが好ましい。ＰＺＴを例にとると、Ｐｂ／（Ｚｒ＋Ｔｉ）で表される原子比が、１．２〜２．２、Ｚｒ／（Ｚｒ＋Ｔｉ）で表される原子比が、１〜１．５となるように制御することが好ましい。また、基板温度については、５５０〜６５０℃となるように制御することが好ましい。さらに、上部電極膜５２が強磁性体薄膜を有する場合において、強磁性体薄膜の応力は、圧縮応力とすることが好ましい。加えて、圧電体薄膜１０をエピタキシャル成長させた後で、酸化雰囲気下において、３００℃〜５００℃の温度でアニール処理することも、上述したドメイン構造を得るために効果的である。
For example, for the composition of the sputtering target, select a composition in which a plurality of domains and crystal phases are likely to be formed depending on the material, and increase the element having a high vapor pressure by 20 to 120% of the stoichiometric composition. Is preferable. Taking PZT as an example, the atomic ratio represented by Pb / (Zr + Ti) is 1.2 to 2.2, and the atomic ratio represented by Zr / (Zr + Ti) is 1 to 1.5. It is preferable to control. Further, it is preferable to control the substrate temperature so as to be 550 to 650 ° C. Further, when the
上記のように積層膜を形成した基板については、図１に示すようなパターンとなるように、パターニング加工を施す。パターニング加工は、公知の方法を採用できる。この際、膜積層部３２の面内（Ｘ−Ｙ平面）において、素子３０の長手方向（Ｘ軸方向）または短手方向（Ｙ軸方向）が、圧電体薄膜１０の＜１１０＞方向、および基板４０の＜１１０＞方向に対して、略平行となるように、パターニングすることが好ましい。つまりは、図１に示すＸ−Ｙ平面において、圧電体薄膜１０の＜１１０＞方向が、Ｘ軸方向またはＹ軸方向と略平行となる。また、基板４０の＜１１０＞方向も、Ｘ軸方向またはＹ軸方向と略平行となる。なお、上記において、略平行とは、完全に平行な方向に対して、±３度の範囲内であることを意味する。
The substrate on which the laminated film is formed as described above is subjected to patterning processing so as to have a pattern as shown in FIG. A known method can be adopted for the patterning process. At this time, in the in-plane (XY plane) of the film laminated
ここで、＜１１０＞方向とは、［１１０］、［１０１］などの等価な方位を包括的に示した方向を意味する。上記と等価な方位とは、たとえば立方晶の場合、
パターニング加工を施した後には、第１取出電極膜５１および第２取出電極膜５３と、絶縁膜５４とを、図１に示すような所定のパターンで形成する。また、基板４０の開口部４２を、Ｄｅｅｐ−ＲＩＺ法などのドライエッチングや、異方性ウェットエッチングなどにより形成する。これにより、図１〜３に示す素子３０が得られる。
After the patterning process is performed, the first
（第１実施形態のまとめ）
上述したように、本実施形態の素子３０では、圧電体薄膜１０が、３軸すべての方向に方位が揃って配向するようにエピタキシャル成長した膜であり、少なくとも３種のドメインを有する。
(Summary of the first embodiment)
As described above, in the
圧電体薄膜が多結晶膜である場合、膜内には多くの結晶粒界が存在する。この場合、結晶粒界による物理量の拡散が発生するため、圧電特性が低下する。また、圧電体薄膜が膜厚方向で単一配向している場合であっても、面内で結晶方位がランダムとなっている場合（この場合、本実施形態では、エピタキシャル成長膜とは呼ばない）には、面内において多くの結晶粒界が存在する。したがって、この場合でも、結晶粒界による物理量の拡散が発生し、圧電特性が低下する。 When the piezoelectric thin film is a polycrystalline film, many grain boundaries are present in the film. In this case, the piezoelectric characteristics are deteriorated because the physical quantity is diffused by the grain boundaries. Further, even when the piezoelectric thin film is unidirectionally oriented in the film thickness direction, the crystal orientation is random in the plane (in this case, it is not called an epitaxial growth film in this embodiment). Has many grain boundaries in the plane. Therefore, even in this case, the diffusion of the physical quantity due to the grain boundaries occurs, and the piezoelectric characteristics deteriorate.
さらに、圧電体薄膜が完全な単結晶である場合や、圧電体薄膜がエピタキシャル成長膜であったとしても２種以下のドメインしか存在しない場合には、膜の内部に歪が発生し難くなるため、圧電特性が低下する場合がある。 Further, when the piezoelectric thin film is a complete single crystal, or when the piezoelectric thin film is an epitaxial growth film but there are only two or less domains, distortion is unlikely to occur inside the film. Piezoelectric characteristics may deteriorate.
これに対して、本実施形態の圧電体薄膜１０では、３軸配向したうえで、少なくとも３種のドメインを有するため、ドメインの境界または結晶相の境界において、壁の移動を妨げる結晶不整合が存在しない。その結果、本実施形態の素子３０では、外部から電圧や応力などを加えた際に、ドメインの回転や結晶相の転移が円滑に行われ、外部入力（電圧や応力など）に対する圧電応答性が高くなる。すなわち、本実施形態の素子３０では、高い圧電定数（ｄ３１）が得られる。さらに、本実施形態の素子３０では、圧電体薄膜１０の耐電圧が高くなり、圧電特性のリニアリティ（線型性）も向上する。
On the other hand, since the piezoelectric
本実施形態の素子３０は、電源や電気／電子回路と接続され、回路基板に搭載するかパッケージされることにより様々な電子デバイスを構成する。たとえば、インクジェットプリンタヘッド、マイクロアクチュエータ、ジャイロスコープ、モーションセンサなど、様々な圧電デバイスとして利用可能である。各種のアクチュエータとして利用する場合、本実施形態の素子３０が優れた圧電特性を有するため、電圧を印加した際に圧電歪みがより発生し易くなる。その結果、アクチュエータとしての変位特性が向上する。
The
また、本実施形態の素子３０は、膜積層部３２が強磁性体薄膜をさらに有することで、磁気電気変換素子として優れた性能を示す。この際、強磁性体薄膜は、磁歪特性を有することが好ましく、外部磁場によって面内方向で伸縮するように構成することが好ましい。このような磁気電気変換素子は、たとえば、増幅器と整流回路を接続しパッケージすれば、磁気センサなどの各種センサとなる。また、定電圧駆動のメモリにも適用できる。同じく磁気電気変換素子に蓄電素子と整流電力管理回路を接続すれば、外部からの磁場や振動から電力を発電するエネルギー変換デバイス（エネルギーハーベスタ）となる。
Further, the
メモリとして利用する場合、本実施形態の素子３０が優れた圧電特性を有するため、小さな駆動電圧で強磁性体薄膜の磁化を変化させることができる。また、上記のように各種センサとして利用する場合には、外部からの力学的入力（応力など）に対して圧電体薄膜１０が容易に変形するため、感度や検出限界などの特性が向上する。
When used as a memory, since the
なお、上述したようなエネルギー変換デバイスは、電源システムやウェアラブル端末（イヤホン／ヒアラブルデバイス、スマートウォッチ、スマートグラス（眼鏡）、スマートコンタクトレンズ、人工内耳、心臓ペースメーカーなど）などに組み込まれ利用される。 The energy conversion device as described above is incorporated and used in a power supply system, a wearable terminal (earphone / hearable device, smart watch, smart glasses (glasses), smart contact lens, cochlear implant, cardiac pacemaker, etc.). ..
第２実施形態
第２実施形態では、図１〜３に示す素子３０の膜積層部３２において、特に強磁性体薄膜が含まれる場合について、説明する。強磁性体薄膜は、第１実施形態でも述べたとおり、上部電極膜５２自体となるか、金属薄膜や酸化物導電体薄膜の上方に形成され上部電極膜５２の一部を構成する。なお、第２実施形態における第１実施形態と共通の構成に関しては、説明を省略し、同じ符号を使用する。
Second Embodiment In the second embodiment, a case where a ferromagnetic thin film is particularly included in the film laminated
第２実施形態の素子３０は、膜積層部３２が強磁性体薄膜を含むため、磁気電気変換素子３０として機能する。磁気電気変換素子３０は、離間したところから非接触で送信される磁場や、電磁波、超音波などのエネルギーを受けて、これらのエネルギー（入力信号）を電気出力に変換する。たとえば、外部から磁場が印加されると、強磁性体薄膜は、磁歪効果によって歪を発生させる。ここで発生した歪によって、強磁性体薄膜の下方に位置する圧電体薄膜１０も撓むこととなり、圧電体薄膜１０の表面では、圧電効果により電荷が発生する。発生した電荷は、第１電極膜５０および第２電極膜５２を介して電気出力として取り出される。
The
このような磁気電気変換素子３０を、図１〜３に示す形態で作製した場合、素子３０の中央部分、すなわち膜積層部３２は、特定の周波数の振動モードを有する振動子、特に、面内伸縮振動子として機能する。ここで、面内伸縮振動子とは、弾性体の面内方向にわたって発生する面内伸縮モードを利用する振動子を意味する。図１〜３では、振動子として矩形型の形態を示しているが、その他、円板型、カンチレバー型などの形態を取り得る。好ましくは、図１〜３に示すような矩形型である。
When such a magnetic-
振動子としての機能に着目した場合、下部電極膜５０と圧電体薄膜１０、および上部電極膜５２とが積層してある膜積層部３２が振動部３２となり、下部電極膜５０の端部５０ａと圧電体薄膜１０の端部が積層してある部分（特に、振動部３２を開口部４２の上方で支持している部分）が支持部（または支持腕）３６となる。支持部３６は、振動部３２と素子３０の外周部３４とを接続している。
When focusing on the function as a vibrator, the membrane laminated
支持部３６は、振動部３２の動き（面内伸縮振動）を妨げないように、振動部３２に対して剛性の低い形態であることが好ましい。たとえば、支持部３６のＹ軸方向幅は、振動部３２のＹ軸方向幅（支持部３６の延びるＸ軸方向に直交する方向の長さ）に対して狭くする。あるいは、支持部３６のＺ軸方向厚みは、振動部３２のＺ軸方向厚みに対して小さくする。支持部３６の厚みと幅の積は、振動部３２のそれに対して９０％よりも小さいことが好ましく、７５％よりも小さいことがより好ましい。このように構成することによって、大きな振幅の面内伸縮振動を誘起でき、磁気電気変換素子３０の出力が高まる。
The
また、支持部３６の長さは、振動部３２を伝わる振動の波長の１／４程度であることが好ましい。こうすることによって、効率的にエネルギーを振動部３２に閉じ込めることができ、大きな出力が得られるとともに、アレー化した場合の素子間の干渉を抑制することができる。
Further, the length of the
また、振動部３２の表面（すなわち、上部電極膜５０および下部電極膜５２の表面）は、平坦であることが好ましい。より具体的に、表面粗さは、算術平均粗さ（Ｒａ）または要素の平均長さ（Ｒｍｓ）で、１μｍよりも小さいことが好ましく、振動部３２を伝わる振動の波長の１／１０以下となることがより好ましい。
Further, the surface of the vibrating portion 32 (that is, the surfaces of the
素子３０の振動方向（面内伸縮振動の場合はＹ軸方向）の幅は、振動部３２が電磁波に比べて速度の遅い音波の波長で振動するため、同じ周波数の電磁波の波長に比べ極めて小さいサイズであることが好ましい。具体的に、素子３０の振動方向の幅は、真空中の電磁波の波長の１／１０よりも小さいことが好ましい。一方、振動方向に直交する方向（すなわちＸ軸方向）には、素子の大きさが制限されることはなく、振動部３２は、直線状に長く伸びた形状や、ミアンダ状や渦巻き状に折りたたんだ形状も取り得る。
The width of the
前述したように、第２実施形態では、強磁性体薄膜が磁歪特性を有し、面内方向（すなわちＸ−Ｙ面方向）に伸縮振動するように構成されている。この場合、振動子の振動モードが面内コントアモードとなり、振動の鋭さを表す特性であるＱが大きくなる。素子３０において、Ｑが大きい振動モードをとることで、より大きな出力を得ることができ、効率よくエネルギーを電力に変換できる。
As described above, in the second embodiment, the ferromagnetic thin film has magnetostrictive characteristics and is configured to expand and contract in the in-plane direction (that is, in the XY plane direction). In this case, the vibration mode of the vibrator becomes the in-plane controller mode, and Q, which is a characteristic representing the sharpness of vibration, becomes large. By taking a vibration mode in which Q is large in the
なお、Ｑは以下の式で表すことができる。
Ｑ＝ｆ０／（ｆ１−ｆ２）
上記式で、ｆ０は振動子の固有周波数、ｆ１は出力または振幅が固有周波数での値の半分になる点の周波数のうち高い方の周波数、ｆ２は同じく低い方の周波数である。本実施形態の素子３０は、Ｑが１００より大きい。
In addition, Q can be expressed by the following equation.
Q = f0 / (f1-f2)
In the above equation, f0 is the intrinsic frequency of the oscillator, f1 is the higher frequency of the frequencies at which the output or amplitude is half the value at the intrinsic frequency, and f2 is also the lower frequency. The
素子３０の固有周波数は、使用される振動モード、素子の形状、大きさ、材料等によって決まる。素子３０の固有周波数に等しい周波数のエネルギーを素子に照射するか、エネルギー場の中に素子を置くことによって、素子３０は固有振動を引き起こされ、それによって圧電体薄膜１０が伸縮し電気出力を発生させる。
The natural frequency of the
なお、素子３０は、単一素子であっても、複数の単一素子３０が共通の基板４０上に一体的に形成されたアレー素子であってもよい。
The
第２実施形態において、膜積層部３２（振動部３２）に含まれる強磁性体薄膜は、特に、優れた磁歪効果を有することが好ましい。磁歪効果とは、外部磁場によって歪を発生する性質を意味する。強磁性体の多くは、磁歪効果を示すが、比較的大きな磁歪効果を有する材質としては、鉄にガリウム（Ｇａ）、ホウ素（Ｂ）、ケイ素（Ｓｉ）、または希土類元素（サマリウム（Ｓｍ）、ジスプロシウム（Ｄｙ）、テルビウム（Ｔｂ）ホルミウム（Ｈｏ）、エルビウム（Ｅｒ）など）を添加した合金が例示され、一般的には、Ｆｅ−Ｄｙ−Ｔｂ系合金や、Ｆｅ−Ｇａ系合金が知られている。本実施形態においては、特に、強磁性体薄膜を構成する主成分として、Ｆｅ−Ｃｏ系合金、Ｆｅ−Ｃｏ−Ｓｉ−Ｂ系合金、またはＦｅ−Ｇａ−Ｂ系合金などを用いることが好ましい。 In the second embodiment, the ferromagnetic thin film contained in the film laminated portion 32 (vibrating portion 32) preferably has an excellent magnetostrictive effect. The magnetostrictive effect means the property of generating strain by an external magnetic field. Most of the ferromagnetic materials exhibit a magnetostrictive effect, but as a material having a relatively large magnetostrictive effect, iron, gallium (Ga), boron (B), silicon (Si), or a rare earth element (samarium (Sm)), Examples of alloys to which dysprosium (Dy), terbium (Tb) formium (Ho), erbium (Er), etc. are added are exemplified, and Fe-Dy-Tb-based alloys and Fe-Ga-based alloys are generally known. ing. In the present embodiment, it is particularly preferable to use a Fe-Co alloy, a Fe-Co-Si-B alloy, a Fe-Ga-B alloy, or the like as the main component constituting the ferromagnetic thin film.
また、強磁性体薄膜の厚みｔ２は、第１実施形態でも述べたように、０．１〜５μｍの範囲内とすることが好ましい。上記のような膜厚とすることで、圧電体薄膜１０を十分に歪ませることが可能になり、圧電体薄膜１０から大きな電気出力を得ることができる。また、強磁性体薄膜の厚みｔ２を厚すぎないようにすることで、成膜の生産性も向上する。
Further, the thickness t2 of the ferromagnetic thin film is preferably in the range of 0.1 to 5 μm as described in the first embodiment. By setting the film thickness as described above, the piezoelectric
なお、強磁性体薄膜の厚みｔ２も、圧電体薄膜１０の厚みｔ１と同様にして測定される。この厚みｔ２も、面内方向のばらつきが小さく、厚みｔ１と同程度のばらつきである。本実施形態では、厚みｔ１に対する厚みｔ２の比率（ｔ２／ｔ１）は、好ましくは、１／１０〜１０の範囲内である。
The thickness t2 of the ferromagnetic thin film is also measured in the same manner as the thickness t1 of the piezoelectric
第２実施形態において、強磁性体薄膜は、非晶質であっても良いし、多結晶であっても良いが、非晶質相と結晶相とを、混在して有することが好ましい。強磁性体薄膜が非晶質相と結晶相とを両方含む場合、非晶質相の特性に起因して、入力磁場に対する応答性を向上させることができる。つまり、磁歪を発生するために必要なしきい磁場ＨＴＨおよび保持力Ｈｃを小さくすることができる。そのうえ、結晶相の特性に起因して、低磁場でのｄλ／ｄＨ（単位磁場あたりの磁歪変化量)を大きくすることができる。 In the second embodiment, the ferromagnetic thin film may be amorphous or polycrystalline, but it is preferable to have an amorphous phase and a crystalline phase in a mixed manner. When the ferromagnetic thin film contains both an amorphous phase and a crystalline phase, the responsiveness to an input magnetic field can be improved due to the characteristics of the amorphous phase. That is, the threshold magnetic field HTH and the holding force Hc required to generate magnetostriction can be reduced. Moreover, due to the characteristics of the crystal phase, dλ / dH (the amount of change in magnetostriction per unit magnetic field) in a low magnetic field can be increased.
また、強磁性体薄膜が結晶相を有する場合には、含まれる結晶相のほとんどが、面心立方構造（ｆｃｃ）を有することが好ましい。ただし、少なくとも一部の結晶相に、体心立方構造（ｂｃｃ）の結晶相が混じっていてもよい。強磁性体薄膜の結晶相を、面心立方構造（ｆｃｃ）とすることで、素子３０における磁気から電気への変換効率がさらに高くなる。
When the ferromagnetic thin film has a crystal phase, it is preferable that most of the contained crystal phases have a face-centered cubic structure (fcc). However, a crystal phase having a body-centered cubic structure (bcc) may be mixed with at least a part of the crystal phases. By forming the crystal phase of the ferromagnetic thin film into a face-centered cubic structure (fcc), the conversion efficiency from magnetism to electricity in the
強磁性体薄膜は、圧電体薄膜１０の上に直接または間接的に形成されるが、下層の圧電体薄膜１０が結晶配向性に優れたエピタキシャル成長膜である場合、通常、強磁性体薄膜も結晶化し易くなる。特に、強磁性体薄膜に鉄が含まれる場合には、体心立方構造で結晶化されることが通常である。強磁性体薄膜の形成において、成膜するための装置と、成膜条件と、を適切に選択することで、非晶質相と面心立方構造を有する結晶相とを混在させることができる。
The ferromagnetic thin film is formed directly or indirectly on the piezoelectric
たとえば、強磁性体薄膜と圧電体薄膜１０との間には、導電性材料からなる多結晶電極膜、または、多結晶と非晶質相からなる電極膜を積層することが好ましい。すなわち、上部電極膜５２において、強磁性体薄膜の下層には、上記の電極膜を積層する。特に、この電極膜は、面心立方構造の多結晶、もしくは、非晶質相と面心立方構造の結晶相とからなる膜であることがより好ましい。このような電極膜は、強磁性体膜の結晶性を制御するための結晶性制御層としても機能する。したがって、エピタキシャル成長膜である圧電体薄膜１０の上に、結晶性制御層（電極膜）を介して、強磁性体薄膜を形成することで、非晶質相と面心立方構造の結晶相とからなる強磁性体薄膜が形成できる。
For example, it is preferable to laminate a polycrystalline electrode film made of a conductive material or an electrode film made of a polycrystalline and an amorphous phase between the ferromagnetic thin film and the piezoelectric
強磁性体薄膜の結晶構造は、ＴＥＭの電子線回折またはＸ線回折（ＸＲＤ）などで分析することにより確認できる。たとえば、ＸＲＤを用いてＣｕ-Ｋα線によるθ−２θ測定をした場合、図５に示すような、強磁性体薄膜に由来する反射ピークが確認される。図５では、強磁性体薄膜が非晶質相と結晶相とを両方含む場合の反射ピークを、実線ｅｘ１で示している。また、強磁性体薄膜が非晶質相のみで構成された場合の反射ピークを破線ｃｅ１で示し、強磁性体薄膜が結晶相のみで構成された場合の反射ピークを一点鎖線ｃｅ２で示している。 The crystal structure of the ferromagnetic thin film can be confirmed by analysis by electron diffraction or X-ray diffraction (XRD) of TEM. For example, when θ-2θ measurement by Cu—Kα ray is performed using XRD, a reflection peak derived from a ferromagnetic thin film is confirmed as shown in FIG. In FIG. 5, the reflection peak when the ferromagnetic thin film contains both an amorphous phase and a crystalline phase is shown by a solid line ex1. Further, the reflection peak when the ferromagnetic thin film is composed of only the amorphous phase is indicated by the broken line ce1, and the reflection peak when the ferromagnetic thin film is composed of only the crystalline phase is indicated by the one-point chain line ce2. ..
図５の破線ｃｅ１に示すように、強磁性体薄膜が非晶質相のみで構成された場合には、周期配列構造に起因するシャープなピークは検出されず、ブロードで幅が広いハローパターンのみが現れる。また、図５の一点鎖線ｃｅ２に示すように、強磁性体薄膜が結晶相のみで構成された場合には、半値幅が狭い極めてシャープな反射ピークのみが検出される。 As shown by the broken line ce1 in FIG. 5, when the ferromagnetic thin film is composed of only an amorphous phase, no sharp peak due to the periodic array structure is detected, and only a broad and wide halo pattern is detected. Appears. Further, as shown by the alternate long and short dash line ce2 in FIG. 5, when the ferromagnetic thin film is composed of only the crystal phase, only an extremely sharp reflection peak having a narrow full width at half maximum is detected.
これに対して、強磁性体薄膜が非晶質相と結晶相とを両方含む場合は、図５の実線ｅｘ１で示すように、非晶質相の存在を示すブロードな盛り上がり（ハロー）部分と、結晶相の存在を示すシャープなピーク部分とを共に有する反射ピークが検出される。なお、結晶相の結晶構造（面心立方構造であるか否か）は、上記の回折パターンを解析することで判別することができる。 On the other hand, when the ferromagnetic thin film contains both an amorphous phase and a crystalline phase, as shown by the solid line ex1 in FIG. , A reflected peak having both a sharp peak portion indicating the presence of a crystal phase is detected. The crystal structure of the crystal phase (whether or not it is a face-centered cubic structure) can be determined by analyzing the above diffraction pattern.
また、強磁性体薄膜が非晶質相と結晶相とを両方含む場合、非晶質相と結晶相との割合は、図５に示す反射ピークに対して、プロファイルフィッティングを行い、結晶化度を算出することで確認できる。具体的には、図５に示す反射ピークにおいて、結晶相部分（ピーク部分）と非晶質相部分（ハロー部分）のフィッティングを行い、各部分の積分強度（面積）を測定する。そして、結晶化度（％）は、結晶相部分の積分強度（Ｉｃ）と非晶質相部分の積分強度（Ｉａ）との和（すなわち全ピーク面積）に対する、結晶相部分の積分強度（Ｉｃ）の比（Ｉｃ／（Ｉｃ＋Ｉａ）×１００）で表される。強磁性体薄膜が非晶質相と結晶相とを両方含む場合、強磁性体薄膜の結晶化度は、好ましくは、１％〜５０％、より好ましくは、５％〜２０％である。 When the ferromagnetic thin film contains both an amorphous phase and a crystalline phase, the ratio of the amorphous phase to the crystalline phase is determined by profile fitting the reflection peak shown in FIG. 5 and the degree of crystallinity. Can be confirmed by calculating. Specifically, in the reflection peak shown in FIG. 5, the crystal phase portion (peak portion) and the amorphous phase portion (halo portion) are fitted, and the integrated intensity (area) of each portion is measured. The crystallinity (%) is the integrated strength (Ic) of the crystal phase portion with respect to the sum (that is, the total peak area) of the integrated strength (Ic) of the crystal phase portion and the integrated strength (Ia) of the amorphous phase portion. ) Is represented by the ratio (Ic / (Ic + Ia) × 100). When the ferromagnetic thin film contains both an amorphous phase and a crystalline phase, the crystallinity of the ferromagnetic thin film is preferably 1% to 50%, more preferably 5% to 20%.
第２実施形態における、磁気電気変換素子３０も、第１実施形態と同様の方法で製造できる。第２実施形態では、特に強磁性体薄膜の形成方法について説明する。
The magnetic-
強磁性体薄膜も、圧電体薄膜１０と同様に、各種の薄膜作製法で形成し得るが、特に、スパッタリング法を採用することが好ましい。また、強磁性体薄膜については、圧電体薄膜１０の直上、もしくは金属薄膜や酸化物導電体薄膜の上に薄膜法で形成される。ただし、前述したように、強磁性体薄膜を、非晶質相と結晶相の両方を含む層とする場合、圧電体薄膜１０と強磁性体薄膜との間には、金属薄膜を形成することが好ましい。また、スパッタリング時に、真空度、基板温度、ガス組成、ガス圧力、パワー、基板距離などの成膜条件を適切に制御することによっても、非晶質相と結晶相とを混在させることができる。たとえば、真空度は、０．０１〜０．１Ｐａとすることが好ましく、基板温度は、２０〜２００℃とすることが好ましい。特に、結晶相を面心立方構造とするためには、基板加熱を行わずに、ターゲットと基板との距離を１００ｍｍ以上に離し、成膜時の基板温度を２００℃以下に保つことが好ましい。
The ferromagnetic thin film can also be formed by various thin film manufacturing methods like the piezoelectric
以上のように、素子３０の膜積層部３２が強磁性体薄膜を含む場合、素子３０は、高い変換効率と、優れた検出感度とを両立して満足する磁気電気変換素子として有効に利用することができる。第２実施形態の磁気電気変換素子３０において、上記以外の構成は、第１実施形態の素子３０と共通しており、第１実施形態と同様の作用効果を奏する。なお、本発明は、上述した実施形態に限定されるものではなく、本発明の範囲内で種々に改変することができる。
As described above, when the film laminated
以下、本発明を、さらに詳細な実施例に基づき説明するが、本発明は、これら実施例に限定されない。 Hereinafter, the present invention will be described based on more detailed examples, but the present invention is not limited to these examples.
実験１
（実施例１）
実施例１では、以下に示す手順で、素子３０を構成する電子デバイス用基板を作製した。まず、基板として、表面がＳｉ（１００）面の単結晶となっているシリコンウェハ（シリコン基板）を準備した。準備したシリコンウェハのサイズは、６インチであった。このシリコンウェハ上に、以下に示す積層膜を形成する。
Experiment 1
(Example 1)
In Example 1, a substrate for an electronic device constituting the
まず、ＺｒＯ２とＹ２Ｏ３からなる下地酸化物薄膜（バッファ層として機能する）と、Ｐｔ下部電極膜と、ＳｒＲｕＯ３（以下、ＳＲＯと記す）からなる導電性酸化物薄膜とを、シリコン基板上に、エピタキシャル成長させた。この際、薄膜製作法としては、スパッタリング法を採用した。また、下地酸化物薄膜を形成する際の基板温度は、７００℃〜９００℃とし、成膜終了時の基板温度は、成膜開始時の基板温度よりも低温となるように調整した。さらに、Ｐｔ下部電極膜を形成する際の基板温度は、６００℃〜８００℃とし、下地酸化物薄膜の成膜終了時よりも低い温度となるように調整した。 First, a base oxide thin film (functioning as a buffer layer) composed of ZrO 2 and Y 2 O 3 , a Pt lower electrode film, and a conductive oxide thin film composed of SrRuO 3 (hereinafter referred to as SRO) are formed of silicon. It was epitaxially grown on a substrate. At this time, a sputtering method was adopted as the thin film manufacturing method. The substrate temperature when forming the base oxide thin film was 700 ° C. to 900 ° C., and the substrate temperature at the end of film formation was adjusted to be lower than the substrate temperature at the start of film formation. Further, the substrate temperature at the time of forming the Pt lower electrode film was adjusted to 600 ° C. to 800 ° C. so as to be lower than the temperature at the end of the film formation of the underlying oxide thin film.
Ｐｔ下部電極膜を形成した後は、基板をいったん大気中に取り出し、Ｐｔ表面を空気中の酸素に暴露させた。その後、基板を再び成膜装置に投入し、ＳｒＲｕＯ３からなる導電性酸化物薄膜を成膜した。なお、各層の膜厚は、下地酸化物薄膜が５０ｎｍ、Ｐｔ下部電極膜が５０ｎｍ、導電性酸化物薄膜が５０ｎｍとなるように調整した。実施例１では、Ｐｔ下部電極膜と導電性酸化物薄膜（ＳＲＯ）とで、下部電極膜５０を構成している。
After forming the Pt lower electrode film, the substrate was once taken out into the atmosphere, and the Pt surface was exposed to oxygen in the air. Thereafter, the substrate was again placed in a deposition apparatus, by forming a conductive oxide thin film made of SrRuO 3. The film thickness of each layer was adjusted so that the base oxide thin film had a thickness of 50 nm, the Pt lower electrode film had a thickness of 50 nm, and the conductive oxide thin film had a thickness of 50 nm. In Example 1, the
実施例１では、導電性酸化物薄膜の上に、ＰＺＴの圧電体薄膜１０をエピタキシャル成長させた。この際、使用したスパッタリングターゲットの組成は、原子数比で、Ｐｂ:Ｚｒ:Ｔｉが、１．３：０．５５：０．４５であった。また、ＰＺＴ膜を形成する際の基板温度は、６００℃とし、成膜速度は、０．１ｎｍ／ｓｅｃとした。その他、スパッタリング時の導入ガスは、酸素１０モル％−アルゴン（Ａｒ）９０モル％の混合ガスとし、導入ガスの圧力は０．３Ｐａとし、基板とターゲットの間隔は、２００ｍｍとして、膜厚が１μｍのＰＺＴ膜を形成した。
In Example 1, the piezoelectric
また、ＰＺＴ膜の成膜後の基板については、アニール処理を施した。アニール処理の条件は、処理雰囲気を、１気圧の酸素雰囲気下とし、３５０℃で１時間保持することとした。 Further, the substrate after the PZT film was formed was annealed. The conditions for the annealing treatment were that the treatment atmosphere was an oxygen atmosphere of 1 atm and the temperature was maintained at 350 ° C. for 1 hour.
なお、下地酸化物薄膜からＰＺＴ膜までの成膜時には、ＲＨＥＥＤ評価を行い、各層がエピタキシャル成長しているか否かを確認した。その結果、下地酸化物薄膜からＰＺＴ膜までの各層は、すべて、成膜過程においてエピタキシャル成長していることが確認できた。 At the time of film formation from the base oxide thin film to the PZT film, RHEED evaluation was performed to confirm whether or not each layer was epitaxially grown. As a result, it was confirmed that all the layers from the base oxide thin film to the PZT film were epitaxially grown in the film forming process.
さらに、ＰＺＴ膜の上方には、スパッタリング法により、厚み１００ｎｍのＰｔ上部電極膜を形成した。この際、Ｐｔ上部電極膜が多結晶膜となるように、基板温度を、エピタキシャル成長温度よりも十分に低い２００℃とした。また、Ｐｔ上部電極膜の形成時において、スパッタリングの導入ガスには、アルゴン（Ａｒ）を用い、成膜中の圧力は、０．３Ｐａとした。 Further, a Pt upper electrode film having a thickness of 100 nm was formed above the PZT film by a sputtering method. At this time, the substrate temperature was set to 200 ° C., which is sufficiently lower than the epitaxial growth temperature, so that the Pt upper electrode film becomes a polycrystalline film. When forming the Pt upper electrode film, argon (Ar) was used as the introduction gas for sputtering, and the pressure during film formation was 0.3 Pa.
Ｐｔ上部電極膜を形成した後は、基板をいったん大気中に取り出し、Ｐｔ表面を空気中の酸素に暴露させた。そして、その基板を超高真空ＤＣスパッタリング装置に導入し、装置内を１×１０−４Ｐａ以下（好ましくは５×１０−５Ｐａ以下）の真空度まで排気した後、ＦｅＣｏ合金からなる強磁性体薄膜を形成した。成膜に使用したターゲットの組成は、モル比で、Ｆｅ５０％−Ｃｏ５０％とした。また、成膜時には、基板加熱は行わずに、基板温度が上昇しないようにターゲットと基板間距離を十分に確保して成膜した。その他の条件は、導入ガスとしてＡｒガスを使用し、成膜中の圧力を０．０２Ｐａとし、出力を１５０Ｗ（ＤＣ）として、膜厚が５００ｎｍの強磁性体薄膜を形成した。 After forming the Pt upper electrode film, the substrate was once taken out into the atmosphere, and the Pt surface was exposed to oxygen in the air. Then, the substrate is introduced into an ultra-high vacuum DC sputtering apparatus, the inside of the apparatus is evacuated to a vacuum degree of 1 × 10 -4 Pa or less (preferably 5 × 10 -5 Pa or less), and then ferromagnetism made of FeCo alloy is used. A body thin film was formed. The composition of the target used for film formation was Fe50% −Co50% in terms of molar ratio. Further, at the time of film formation, the substrate was not heated, and the film was formed with a sufficient distance between the target and the substrate so that the substrate temperature did not rise. As for other conditions, Ar gas was used as the introduction gas, the pressure during film formation was 0.02 Pa, the output was 150 W (DC), and a ferromagnetic thin film having a film thickness of 500 nm was formed.
実施例１においては、この強磁性体薄膜とＰｔ上部電極膜とで、上部電極膜５２を構成している。強磁性体薄膜の成膜後は、その上にさらに、保護層として、チタン（Ｔｉ）の多結晶膜を１０ｎｍの厚みで形成した。このような手順で各層を成膜することで、実施例１に係る電子デバイス用基板を得た。
In the first embodiment, the ferromagnetic thin film and the Pt upper electrode film constitute the
なお、成膜後の状態においても、作製した電子デバイス用基板の結晶構造を、ＸＲＤおよびＴＥＭの電子線回折により確認した。その結果、下地酸化物薄膜からＰＺＴ膜までの各層は、３軸方向に方位が揃ってエピタキシャル成長した膜であることが確認された。特に、ＰＺＴ膜のＸＲＤ分析においては、図４Ｂに示すようなＰＺＴ膜に起因する反射ピークが確認された。具体的に、この反射ピークは、２θが４４．０５°の位置にピークトップを有し、半値幅が０．２１°であった。２θが４２〜４６°の範囲には、ＰＺＴ膜に起因するその他のピークは見られなかった。 Even in the state after the film formation, the crystal structure of the produced substrate for the electronic device was confirmed by electron diffraction of XRD and TEM. As a result, it was confirmed that each layer from the base oxide thin film to the PZT film was an epitaxially grown film in which the orientations were aligned in the three axial directions. In particular, in the XRD analysis of the PZT film, a reflection peak caused by the PZT film as shown in FIG. 4B was confirmed. Specifically, this reflected peak had a peak top at a position where 2θ was 44.05 ° and had a half width of 0.21 °. No other peak due to the PZT film was observed in the range of 2θ of 42 to 46 °.
さらにＸＲＤにより逆格子マップ測定を行ったところ、実施例１のＰＺＴ膜では、膜厚方向に正方晶の（１００）面が配向したドメイン（ｃドメイン）と、正方晶の（００１面）が配向したドメイン（ａドメイン）と、菱面体晶の（１００）面が配向したドメインとが確認された。また、各ドメインの割合は、「正方晶のｃドメイン：正方晶のａドメイン：菱面体晶のドメイン」で表される比が、１：１：８ であった。 Further, when the reciprocal lattice map was measured by XRD, in the PZT film of Example 1, the domain (c domain) in which the (100) plane of the tetragonal crystal was oriented in the film thickness direction and the (001 plane) of the tetragonal crystal were oriented. It was confirmed that the domain (a domain) was formed and the domain in which the (100) plane of the rhombic crystal was oriented. As for the ratio of each domain, the ratio represented by "tetragonal c domain: tetragonal a domain: rhombohedral domain" was 1: 1: 8.
なお、上記の結晶構造解析において、Ｐｔ上部電極膜については、多結晶膜であることが確認でき、ＦｅＣｏ合金膜については、非晶質相と面心立方構造の結晶相とが混在する膜であることが確認できた。 In the above crystal structure analysis, it was confirmed that the Pt upper electrode film was a polycrystalline film, and the FeCo alloy film was a film in which an amorphous phase and a face-centered cubic crystal phase were mixed. I was able to confirm that there was.
（実施例２）
実施例２でも、実施例１と同様にして、シリコン基板上に、下地酸化物薄膜と、Ｐｔ下部電極膜と、ＳｒＲｕＯ３（以下、ＳＲＯと記す）からなる導電性酸化物薄膜とを、成膜した。ただし、実施例２では、ＰＺＴ膜以降の成膜条件が実施例１と異なる。以下、実施例２における製造条件を説明する。
(Example 2)
In Example 2, similarly to Example 1, a base oxide thin film, a Pt lower electrode film, and a conductive oxide thin film composed of SrRuO 3 (hereinafter referred to as SRO) are formed on a silicon substrate. Filmed. However, in Example 2, the film forming conditions after the PZT film are different from those in Example 1. Hereinafter, the manufacturing conditions in Example 2 will be described.
実施例２では、導電性酸化物薄膜（ＳＲＯ）を形成した後、基板をいったん大気中に取り出してから、多元蒸着法により厚み１μｍのＰＺＴ膜を成膜した。具体的に、多元蒸着法による成膜では、まず、基板を装置内に投入したのち、装置内を１×１０−４Ｐａまで排気し、真空状態とした。その後、装置内に酸素ガスを導入し、装置内圧力を１×１０−２Ｐａとしたうえで、この圧力を維持しながら成膜を行った。この際、基板は、６００℃まで加熱したままの状態とした。また、ＰＺＴ膜の成膜では、基板表面に供給される原料成分の比（Ｐｂ:Ｚｒ:Ｔｉ）が、２．２：０．５２：０．４８となるように、原料ガスを制御した。 In Example 2, after forming the conductive oxide thin film (SRO), the substrate was once taken out into the atmosphere, and then a PZT film having a thickness of 1 μm was formed by a multi-element vapor deposition method. Specifically, in the film formation by the multi-element vapor deposition method, the substrate was first put into the apparatus, and then the inside of the apparatus was exhausted to 1 × 10 -4 Pa to create a vacuum state. After that, oxygen gas was introduced into the apparatus, the pressure inside the apparatus was set to 1 × 10-2 Pa, and the film was formed while maintaining this pressure. At this time, the substrate was kept heated to 600 ° C. Further, in the film formation of the PZT film, the raw material gas was controlled so that the ratio of the raw material components supplied to the substrate surface (Pb: Zr: Ti) was 2.2: 0.52: 0.48.
また、ＰＺＴ膜の成膜後の基板については、アニール処理を施した。アニール処理の条件は、処理雰囲気を、１気圧の酸素雰囲気下とし、３５０℃で１時間保持することとした。 Further, the substrate after the PZT film was formed was annealed. The conditions for the annealing treatment were that the treatment atmosphere was an oxygen atmosphere of 1 atm and the temperature was maintained at 350 ° C. for 1 hour.
その後、ＰＺＴ膜の上に、スパッタリング法により、厚み１００ｎｍのＰｔ上部電極膜を形成した。Ｐｔ上部電極膜の成膜条件は、実施例１と同様とした。 Then, a Pt upper electrode film having a thickness of 100 nm was formed on the PZT film by a sputtering method. The film forming conditions of the Pt upper electrode film were the same as in Example 1.
さらに、実施例２では、Ｐｔ上部電極膜の上に、ＦｅＣｏＳｉＢ合金からなる強磁性体薄膜を形成した。ＦｅＣｏＳｉＢ合金膜の形成でも、超高真空ＤＣスパッタリング装置を使用し、１×１０−４Ｐａ（より好ましくは、５×１０−５Ｐａ）以下の真空度まで排気したのち、成膜を行った。成膜に使用したターゲットの組成は、モル比で、Ｆｅ７０％−Ｃｏ８％−Ｓｉ１２％−Ｂ１０％であった。また、成膜時には、基板加熱は行わずに、基板温度が上昇しないようにターゲットと基板間距離を十分に確保して成膜した。その他の成膜条件は、導入ガスとしてＡｒガスを使用し、導入ガスの圧力を０．０５Ｐａとし、出力を１５０Ｗ（ＤＣ）として、膜厚が５００ｎｍのＦｅＣｏＳｉＢ合金膜を形成した。ＦｅＣｏＳｉＢ合金膜の応力を、成膜前後の基板の反り量の変化から測定した結果、この膜は、３５ＭＰａの圧縮応力を有する膜であることが確認された。 Further, in Example 2, a ferromagnetic thin film made of FeCoSiB alloy was formed on the Pt upper electrode film. Also in the formation of the FeCoSiB alloy film, an ultra-high vacuum DC sputtering apparatus was used, and the film was formed after exhausting to a vacuum degree of 1 × 10 -4 Pa (more preferably 5 × 10 -5 Pa) or less. The composition of the target used for film formation was Fe70% -Co8% -Si12% -B10% in terms of molar ratio. Further, at the time of film formation, the substrate was not heated, and the film was formed with a sufficient distance between the target and the substrate so that the substrate temperature did not rise. As for other film forming conditions, Ar gas was used as the introduction gas, the pressure of the introduction gas was 0.05 Pa, the output was 150 W (DC), and a FeCoSiB alloy film having a film thickness of 500 nm was formed. As a result of measuring the stress of the FeCoSiB alloy film from the change in the amount of warpage of the substrate before and after the film formation, it was confirmed that this film has a compressive stress of 35 MPa.
上記のような製法で、実施例２に係る電子デバイス用基板を得た。そして、実施例２の電子デバイス用基板についても、実施例１と同様にして結晶構造解析を行ったところ、下地酸化物薄膜からＰＺＴ膜までの各層は、３軸方向に方位が揃ってエピタキシャル成長した膜であることが確認された。特に、実施例２のＰＺＴ膜のＸＲＤ分析においては、図４Ａに示すようなＰＺＴ膜に起因する反射ピークが確認された。具体的に、実施例２では、２θが４２°〜４６°の範囲にＰＺＴ膜に由来する３つの反射ピークが確認された。これら３つの反射ピークは、ピークトップの位置が、それぞれ、４３．７５°、４４．１０°、４４．６０°で、半値幅は、いずれも０．１２°であった。 A substrate for an electronic device according to Example 2 was obtained by the above-mentioned manufacturing method. Then, when the crystal structure analysis of the substrate for the electronic device of Example 2 was performed in the same manner as in Example 1, each layer from the base oxide thin film to the PZT film was epitaxially grown in the three axial directions. It was confirmed to be a membrane. In particular, in the XRD analysis of the PZT film of Example 2, a reflection peak caused by the PZT film as shown in FIG. 4A was confirmed. Specifically, in Example 2, three reflection peaks derived from the PZT film were confirmed in the range where 2θ was 42 ° to 46 °. The peak top positions of these three reflected peaks were 43.75 °, 44.10 °, and 44.60 °, respectively, and the full width at half maximum was 0.12 °.
さらにＸＲＤにより逆格子マップ測定を行ったところ、実施例２のＰＺＴ膜では、膜厚方向に正方晶の（１００）面が配向したドメイン（ｃドメイン）と、正方晶の（００１面）が配向したドメイン（ａドメイン）と、菱面体晶の（１００）面が配向したドメインとが確認された。また、実施例２において、各ドメインの割合は、「正方晶のｃドメイン：正方晶のａドメイン：菱面体晶のドメイン」で表される比が、２：１：７であった。 Further, when the reciprocal lattice map was measured by XRD, in the PZT film of Example 2, the domain (c domain) in which the (100) plane of the tetragonal crystal was oriented in the film thickness direction and the (001 plane) of the tetragonal crystal were oriented. It was confirmed that the domain (a domain) was formed and the domain in which the (100) plane of the rhombic crystal was oriented. Further, in Example 2, the ratio of each domain was 2: 1: 7, which was represented by "tetragonal c domain: tetragonal a domain: rhombohedral domain".
なお、実施例２でも、Ｐｔ上部電極膜については、多結晶膜であることが確認でき、ＦｅＣｏ合金膜については、非晶質相と面心立方構造の結晶相とが混在する膜であることが確認できた。 In Example 2, it can be confirmed that the Pt upper electrode film is a polycrystalline film, and the FeCo alloy film is a film in which an amorphous phase and a face-centered cubic crystal phase are mixed. Was confirmed.
（比較例１）
比較例１では、Ｐｔ上部電極膜を形成せずに、ＰＺＴ膜の上に直接にＦｅＣｏ合金膜を形成し、比較例１に係る電子デバイス用基板を作製した。ＦｅＣｏ合金膜の形成では、蒸着装置内を３×１０−４Ｐａまで排気したうえで、基板温度を３００℃として、成膜を行った。比較例１のＦｅＣｏ合金膜も、実施例１と同様に、厚みが５００ｎｍである。なお、比較例１において、下地酸化物薄膜からＰＺＴ膜までは、実施例１と同様に成膜した。ただし、比較例１では、ＰＺＴ膜の形成後にアニール処理を行っていない。
(Comparative Example 1)
In Comparative Example 1, the FeCo alloy film was formed directly on the PZT film without forming the Pt upper electrode film, and the substrate for the electronic device according to Comparative Example 1 was produced. In forming the FeCo alloy film, the inside of the vapor deposition apparatus was exhausted to 3 × 10 -4 Pa, and then the film was formed at a substrate temperature of 300 ° C. The FeCo alloy film of Comparative Example 1 also has a thickness of 500 nm, as in Example 1. In Comparative Example 1, a film was formed from the base oxide thin film to the PZT film in the same manner as in Example 1. However, in Comparative Example 1, the annealing treatment was not performed after the formation of the PZT film.
比較例１の電子デバイス用基板についても、実施例１と同様にして結晶構造解析を行ったところ、比較例１においても、下地酸化物薄膜からＰＺＴ膜までの各層は、エピタキシャル成長した膜であることが確認できた。ただし、比較例１のＰＺＴ膜では、図４Ａおよび図４Ｂに示すような回折パターンが確認できなかった。具体的に、比較例１のＰＺＴ膜では、２θが４４．０２°の位置と４４．８８°の位置に２つの反射ピークが確認されたが、これらの反射ピークの半値幅は、それぞれ０．１８°と０．１４°とであった。さらに詳細な解析を行ったところ、比較例１のＰＺＴ膜では、正方晶のａドメインとｃドメインの２種のみが確認され、各ドメインの割合は、「正方晶のｃドメイン：正方晶のａドメイン」で表される比が、３：７であった。 The crystal structure of the electronic device substrate of Comparative Example 1 was also analyzed in the same manner as in Example 1. As a result, in Comparative Example 1, each layer from the base oxide thin film to the PZT film was an epitaxially grown film. Was confirmed. However, in the PZT film of Comparative Example 1, the diffraction pattern as shown in FIGS. 4A and 4B could not be confirmed. Specifically, in the PZT film of Comparative Example 1, two reflection peaks were confirmed at a position where 2θ was 44.02 ° and a position where 2θ was 44.88 °. It was 18 ° and 0.14 °. As a result of further detailed analysis, only two types of tetragonal a domain and c domain were confirmed in the PZT film of Comparative Example 1, and the ratio of each domain was "tetragonal c domain: tetragonal a". The ratio represented by "domain" was 3: 7.
なお、比較例１において、ＦｅＣｏ合金膜は、多結晶膜であった。 In Comparative Example 1, the FeCo alloy film was a polycrystalline film.
評価１
実施例１および２と、比較例１の電子デバイス用基板について、圧電定数（ｄ３１）の測定を行った。圧電定数（ｄ３１）の測定は、各電子デバイス用基板から、長さ１５ｍｍ、幅２ｍｍのカンチレバー試験片を切り出し、その試験片を用いて行った。具体的には、カンチレバー試験片の一端を固定したのち、圧電体薄膜１０に１００Ｈｚ、０〜１０Ｖの電圧を印加し、その際の固定端と反対側の端部の変位量を、レーザー変位計により測定した。そして、得られた印加電圧と変位量との関係から、ｄ３１を求めた。測定した結果を表１に示す。
Evaluation 1
The piezoelectric constant (d31) was measured for the electronic device substrates of Examples 1 and 2 and Comparative Example 1. The piezoelectric constant (d31) was measured by cutting out a cantilever test piece having a length of 15 mm and a width of 2 mm from each electronic device substrate and using the test piece. Specifically, after fixing one end of the cantilever test piece, a voltage of 100 Hz, 0 to 10 V is applied to the piezoelectric
表１に示すように、実施例１および２では、比較例１よりも圧電定数（ｄ３１）が高い値を示すことが確認できた。この結果から、電子デバイス用素子において、圧電体薄膜１０が少なくとも３種のドメインを有することで、圧電特性が向上することが立証できた。
As shown in Table 1, it was confirmed that in Examples 1 and 2, the piezoelectric constant (d31) was higher than that in Comparative Example 1. From this result, it was proved that the piezoelectric
実験２
実験２では、実施例１および２と、比較例１の電子デバイス用基板に対して、所定のパターニング加工を施すとともに、所定の回路を接続し、各実施例および比較例に係る電子デバイス試料を作製した。具体的に、電子デバイス試料としては、図１に示すような略矩型の素子３０を有する磁気センサと、図６に示すようなカンチレバー型の素子３００を有する微小位置制御用のアクチュエータとを作製した。
Experiment 2
In Experiment 2, the electronic device substrates of Examples 1 and 2 and Comparative Example 1 were subjected to a predetermined patterning process, and a predetermined circuit was connected to the electronic device samples according to the respective Examples and Comparative Examples. Made. Specifically, as an electronic device sample, a magnetic sensor having a substantially
なお、磁気センサ試料については、素子３０の膜積層部３２の寸法を５ｍｍ（Ｘ軸方向）×１ｍｍ（Ｙ軸方向）とし、素子３０に圧電体薄膜１０で発生した電荷を検出する回路（増幅器と整流回路とを含む回路）を接続し、パッケージすることで作製した。そして、磁気センサ試料については、以下に示す手順で検出限界値を測定した。
For the magnetic sensor sample, the size of the film laminated
（検出限界値の測定）
検出限界値（単位ｎＴ）の測定は、磁気センサ試料にバイアス磁場として１ｍＴのＤＣ磁場を印加しながら、素子３０の固有周波数付近（約１０ｋＨｚ）の交流磁場を加え、その交流磁場の周波数を、固有周波数付近でスキャンしながら大きさを減衰させていくことで求めた。ここで、検出限界値とは、磁気センサの感度を表す指標である。磁気センサでは、入力として交流磁場（外部磁場）を印加すると、その印加した磁場の大きさに応じた電圧を出力する。検出限界値は、磁気センサが応答する（すなわち電圧を出力する）最小の入力値を意味し、入力値は磁束密度で表される。すなわち、検出限界値は、値が小さいほど、磁気センサとしての特性が優れることを意味する。実施例１および２と比較例１の磁気センサ試料について、検出限界値を測定した結果を、表１に示す。
(Measurement of detection limit)
To measure the detection limit value (unit: nT), an alternating magnetic field near the natural frequency of the element 30 (about 10 kHz) is applied while applying a DC magnetic field of 1 mT as a bias magnetic field to the magnetic sensor sample, and the frequency of the alternating magnetic field is determined. It was obtained by attenuating the magnitude while scanning near the natural frequency. Here, the detection limit value is an index showing the sensitivity of the magnetic sensor. In a magnetic sensor, when an alternating magnetic field (external magnetic field) is applied as an input, a voltage corresponding to the magnitude of the applied magnetic field is output. The detection limit means the minimum input value that the magnetic sensor responds to (that is, outputs a voltage), and the input value is expressed by the magnetic flux density. That is, the smaller the detection limit value, the better the characteristics as a magnetic sensor. Table 1 shows the results of measuring the detection limit values of the magnetic sensor samples of Examples 1 and 2 and Comparative Example 1.
一方、微小位置制御用のアクチュエータ試料については、より具体的に以下のような構造を有する。図６のアクチュエータ素子３００は、平面視が略矩形状の膜積層部３２０と固定部４００とを有し、膜積層部３２０の一端が固定部４００の上に固定されている。積層部３２０では、下部電極膜５０と、圧電体薄膜１０と、上部電極膜５２とが、この順で積層されている。また、積層部３２０には、外部回路接続用の第１取出電極５１０と第２取出電極５３０とが形成されている。第１取出電極５１０は、スルーホール電極部５１０ａを有し、下部電極膜５０と接続している。一方、第２取出電極５３０は、Ｚ軸方向の上方で、圧電体薄膜１０と上部電極膜５２とをまたぐように形成してある。
On the other hand, the actuator sample for minute position control has the following structure more specifically. The
アクチュエータ試料において、図６の固定部４００が、シリコン基板で構成されており、下部電極膜５０がＰｔ下部電極膜およびＳＲＯの酸化物導電体薄膜とで構成されており、圧電体薄膜１０がＰＺＴ膜、上部電極膜５２がＦｅＣｏＢ合金の強磁性体薄膜で構成されている。また、アクチュエータ試料において、膜積層部３２０の長手方向（Ｘ軸方向）の長さは５ｍｍとし、短手方向（Ｙ軸方向）の長さは１ｍｍとした。なお、固定部４００は、実施例２のように成膜時のシリコン基板で構成しても良いが、他の部材に膜積層部３２０の部分を張り付けて構成しても良い。この図６に示す素子３００に電圧印加用の外部回路を接続し、微小位置制御用アクチュエータを作製した。
In the actuator sample, the fixing
なお、作製した微小位置制御用アクチュエータ試料については、素子の長手方向における印加電圧に対する変位量を測定した。具体的に、実施例１および２と比較例１のアクチュエータ試料について、変位量を測定した結果を、表１に示す。 For the prepared actuator sample for minute position control, the amount of displacement with respect to the applied voltage in the longitudinal direction of the element was measured. Specifically, Table 1 shows the results of measuring the displacement amount of the actuator samples of Examples 1 and 2 and Comparative Example 1.
評価２
表１に示すように、磁気センサ試料の場合、実施例１および２では、比較例１よりも検出限界値が小さくなり感度特性が優れることが確認できた。また、アクチュエータ試料の場合であっても、実施例１および２では、比較例１よりも印加電圧に対する変位量が大きくなることが確認できた。この結果から、本発明の電子デバイス用素子を有する電子デバイスでは、デバイスとしての性能が向上することが立証できた。
Evaluation 2
As shown in Table 1, in the case of the magnetic sensor sample, it was confirmed that in Examples 1 and 2, the detection limit value was smaller than that in Comparative Example 1 and the sensitivity characteristics were excellent. Further, even in the case of the actuator sample, it was confirmed that in Examples 1 and 2, the amount of displacement with respect to the applied voltage was larger than that in Comparative Example 1. From this result, it was proved that the performance as a device is improved in the electronic device having the element for the electronic device of the present invention.
実験３
実験３では、圧電体薄膜１０を、ＰＺＴの代わりに、ＫＮＮ、またはＢＣＺＴで構成して、実施例３および４に係る電子デバイス用基板を作製した。以下、実験３における各実施例の詳細を説明する。
Experiment 3
In Experiment 3, the piezoelectric
（実施例３）
実施例３では、圧電体薄膜１０を、ＫＮＮとした以外は、実施例１と同様にして、電子デバイス用基板を作製した。ＫＮＮ膜の形成は、ＰＺＴ膜と同様、スパッタリング法で行い、厚みを１μｍとした。この際、使用したターゲットの組成（すなわちＫＮＮ膜中の原子数比）は、原子数比で、Ｋａ：Ｎａが、１：１であった。
(Example 3)
In Example 3, a substrate for an electronic device was produced in the same manner as in Example 1 except that the piezoelectric
実施例３の電子デバイス用基板についても、実施例１と同様にして結晶構造解析を行ったところ、下地酸化物薄膜からＫＮＮ膜までの各層は、３軸方向に方位が揃ってエピタキシャル成長した膜であることが確認された。特に、実施例３のＫＮＮ膜のＸＲＤ分析においては、２θが４５．５２°の位置に、半値幅が０．３０°のＫＮＮに由来する反射ピークが存在することが確認できた。なお、２θが４２〜４６°の範囲には、ＫＮＮ膜に起因するその他のピークは見られなかった。 As for the substrate for the electronic device of Example 3, the crystal structure analysis was performed in the same manner as in Example 1. As a result, each layer from the base oxide thin film to the KNN film was an epitaxially grown film in which the orientations were aligned in the three axial directions. It was confirmed that there was. In particular, in the XRD analysis of the KNN film of Example 3, it was confirmed that a reflection peak derived from KNN having a half width of 0.30 ° exists at a position where 2θ is 45.52 °. In the range where 2θ was 42 to 46 °, no other peak due to the KNN film was observed.
さらにＸＲＤにより逆格子マップ測定を行ったところ、実施例３のＫＮＮ膜では、斜方晶の２種のドメインと単斜晶の１種のドメインの計３種のドメインが確認された。また、実施例３のＫＮＮ膜において、各ドメインの割合は、「斜方晶のｃドメイン：斜方晶のａドメイン：単斜晶のドメイン」で表される比が、１：１：１であった。なお、実施例３の場合であっても、ＦｅＣｏ合金膜については、非晶質相と面心立方構造の結晶相とが混在する膜であることが確認できた。 Further, when the reciprocal lattice map was measured by XRD, a total of three domains, two domains of orthorhombic crystals and one domain of monoclinic crystals, were confirmed in the KNN film of Example 3. Further, in the KNN film of Example 3, the ratio of each domain is 1: 1: 1 in the ratio represented by "orthorhombic c domain: orthorhombic a domain: monoclinic domain". there were. Even in the case of Example 3, it was confirmed that the FeCo alloy film was a film in which an amorphous phase and a crystal phase having a face-centered cubic structure were mixed.
（実施例４）
実施例４では、圧電体薄膜１０を、ＢＣＺＴとした以外は、実施例１と同様にして、電子デバイス用基板を作製した。ＢＣＺＴ膜の形成は、ＰＺＴ膜と同様、スパッタリング法で行い、厚みを１μｍとした。この際、使用したターゲットの組成（すなわちＢＣＺＴ膜中の原子数比）は、原子数比で、Ｂａ：Ｃａ：Ｚｒ：Ｔｉが、０．８５：０．１５：０．１：０．９であった。
(Example 4)
In Example 4, a substrate for an electronic device was produced in the same manner as in Example 1 except that the piezoelectric
実施例４の電子デバイス用基板についても、実施例１と同様にして結晶構造解析を行ったところ、下地酸化物薄膜からＢＣＺＴ膜までの各層は、３軸方向に方位が揃ってエピタキシャル成長した膜であることが確認された。特に、実施例４のＢＣＺＴ膜のＸＲＤ分析においては、２θが４５．４°の位置に、半値幅が０．２８°のＢＣＺＴに由来する反射ピークが存在することが確認できた。なお、２θが４２〜４６°の範囲には、ＢＣＺＴ膜に起因するその他のピークは見られなかった。 As for the substrate for the electronic device of Example 4, the crystal structure analysis was performed in the same manner as in Example 1. As a result, each layer from the base oxide thin film to the BCZT film was an epitaxially grown film in which the orientations were aligned in the three axial directions. It was confirmed that there was. In particular, in the XRD analysis of the BCZT film of Example 4, it was confirmed that a reflection peak derived from BCZT having a half width of 0.28 ° exists at a position where 2θ is 45.4 °. In the range where 2θ was 42 to 46 °, no other peak due to the BCZT film was observed.
さらにＸＲＤにより逆格子マップ測定を行ったところ、実施例４のＢＣＺＴ膜では、正方晶の２種のドメインと斜方晶の２種のドメインの計４種のドメインが確認された。また、実施例４のＢＣＺＴ膜において、各ドメインの割合は、「正方晶のｃドメイン：正方晶のａドメイン：斜方晶のｃドメイン：斜方晶のａドメイン」で表される比が、１：１：１：１であった。なお、実施例４の場合であっても、ＦｅＣｏ合金膜については、非晶質相と面心立方構造の結晶相とが混在する膜であることが確認できた。 Further, when the reciprocal lattice map was measured by XRD, a total of four domains, two domains of tetragonal and two domains of orthorhombic, were confirmed in the BCZT film of Example 4. Further, in the BCZT film of Example 4, the ratio of each domain is the ratio represented by "tetragonal c domain: tetragonal a domain: orthorhombic c domain: orthorhombic a domain". It was 1: 1: 1: 1. Even in the case of Example 4, it was confirmed that the FeCo alloy film was a film in which an amorphous phase and a crystal phase having a face-centered cubic structure were mixed.
３０ … 素子（磁気電気変換素子）
３２ … 膜積層部（振動部）
３４ … 外周部
３６ … 支持部（支持腕）
４０ … 基板
４２… 開口部
１０ … 圧電体薄膜
５０ … 下部電極膜
５０ａ … 端部
５０ｂ … 中央部分
５１… 第１取出電極膜
５２… 上部電極膜
５３… 第２取出電極膜
５４… 絶縁膜
30 ... Element (magnetic-electric conversion element)
32 ... Membrane laminated part (vibrating part)
34 ...
40 ...
Claims (8)
前記圧電体薄膜は、３軸配向するようにエピタキシャル成長した膜であり、少なくとも３種のドメインを有する電子デバイス用素子。 An element for an electronic device having a piezoelectric thin film.
The piezoelectric thin film is a film epitaxially grown so as to be triaxially oriented, and is an element for an electronic device having at least three types of domains.
膜厚方向に対して正方晶の（００１）面が垂直となるように配向したドメインと、
前記膜厚方向に対して正方晶の（００１）面が平行となるように配向したドメインと、
前記膜厚方向に対して菱面体晶の（１００）面が平行となるように配向したドメインとである請求項１または２に記載の電子デバイス用素子。 The at least three domains mentioned above
A domain oriented so that the (001) plane of the tetragonal crystal is perpendicular to the film thickness direction,
A domain oriented so that the (001) plane of the tetragonal crystal is parallel to the film thickness direction,
The element for an electronic device according to claim 1 or 2, wherein the domain is oriented so that the (100) plane of the rhombohedral crystal is parallel to the film thickness direction.
前記単独の反射ピークの半値幅が、０．２°よりも大きい請求項１〜３のいずれかに記載の電子デバイス用素子。 The piezoelectric thin film has a single reflection peak in the range of 42 ° to 46 ° in 2θ when the θ-2θ method X-ray diffraction measurement is performed using Cu—Kα rays.
The element for an electronic device according to any one of claims 1 to 3, wherein the half width of the single reflection peak is larger than 0.2 °.
前記下地層は、３軸配向するようにエピタキシャル成長した膜である請求項１〜５のいずれかに記載の電子デバイス用素子。 An underlayer is formed below the piezoelectric thin film in the stacking direction.
The element for an electronic device according to any one of claims 1 to 5, wherein the base layer is a film epitaxially grown so as to be triaxially oriented.
前記強磁性体薄膜は、外部磁場によって面内方向で伸縮するように構成してある請求項１〜６のいずれかに記載の電子デバイス用素子。 It also has a ferromagnetic thin film,
The element for an electronic device according to any one of claims 1 to 6, wherein the ferromagnetic thin film is configured to expand and contract in the in-plane direction by an external magnetic field.
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