Multi strong film, a manufacturing method of the structure, and the film and the structure containing same

本発明は、多強体膜、これを含む構造物及びこれらの製造方法に関し、さらに詳細には、より向上された多強体的な特性を保有する多強体膜、これを含む構造物及びこれらの製造方法に関する。

最近、多強体物質に対する関心が増加している。 多強体物質とは、強誘電性（ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ）、反強誘電性（ａｎｔｉｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ）、強磁性（ｆｅｒｒｏｍａｇｎｅｔｉｃ）、反強磁性（ａｎｔｉｆｅｒｒｏｍａｇｎｅｔｉｃ）、強弾性（ｆｅｒｒｏｅｌａｓｔｉｃ）等のような様々な性質のうち、二つ以上の性質を同時に有する物質を意味する。 例えば、強誘電性と強磁性を同時に示す多強体物質は、強誘電体が有する電気的特性と強磁性体が有する磁気的特性を互いに結合（ｃｏｕｐｌｉｎｇ）させることにより、外部の電気的信号で磁気的な物性を変化させるか、又は、外部の磁気的信号で電気的な物性を変化させることができる。
このような多強体の特性は、それぞれ異なる性質を有する二つ以上の物質を結合して素子を製造していた従来の技術とは異なり、一つの物質で多様な機能を備えた新たな概念の素子の開発を可能にする。 これによって、最近、多強体物質に関し、国際的に数多くの論文や研究結果が発表されているが、現在まで多強体の特性を有したものと明かされた物質は極めて少ない。

これに関し、現在、斜方晶系の結晶構造を有するものとして、次のような化学式：
ＲＭｎＯ _３ （式中、Ｒは、Ｌａ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ又はＤｙを示す）で表されるマンガン酸化物に対する研究が進められている。 上記マンガン酸化物は、バルク状態において斜方晶系の結晶構造を有するものであって、図１には、バルク状態のマンガン酸化物のうち、特に、ＴｂＭｎＯ _３の結晶構造が具体的に示されている。 上記ＴｂＭｎＯ _３は、バルク状態において、図１に図示されたような斜方晶系の結晶構造を有する。 上記ＴｂＭｎＯ _３は、強誘電体の性質と反磁性体の性質を同時に保有する多強体であって、上記強誘電体の性質及び反磁性体の性質との間には、強い相互結合性がある。 例えば、上記物質に磁場を加える場合には、分極方向を変えることが可能である。 上記物質は、約２１乃至２７Ｋの温度範囲で強誘電性を示し、約４１乃至４３Ｋの温度範囲で反強磁性を示す。

図２は、斜方晶系の結晶構造を有するマンガン酸化物の磁気的特性を説明するための相ダイアグラム（ｐｈａｓｅ ｄｉａｇｒａｍ）である。 上記図２から確認することができるように、上記化学式で表されるマンガン酸化物のうち、ＲがＧｄ、Ｔｂ、Ｄｙである場合にのみ多強体的な特性が示され、ＲがＮｄ、Ｓｍ、Ｅｕ等である場合には多強体の特性が示されない。 一方、ＲがＧｄ、Ｔｂ、Ｄｙであるマンガン酸化物の場合にも、強誘電体の転移温度（Ｔ _Ｃ ）が非常に低いだけでなく、強誘電体の残余分極（Ｐ _Ｒ ）の値も非常に小さいため、これも実際の素子に応用するには適切ではないという問題点がある。

一方、特定物質の結晶構造を変形させることにより、その物質が有する特性を変えることができる。 これは、物質の化学的組成が同一であるとしても、物質の結晶構造が変化することによって物質内部の電子帯構造（ｂａｎｄ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）、電子の軌道構造（ｏｒｂｉｔａｌ）、音子（ｐｈｏｎｏｎ）等が大きく変化するためである。 ２００２年、Ａ． Ａ． Ｂｏｓａｋ等は、ＹＳＺの基板を用いてＲＭｎＯ _３ （Ｒ＝Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｄｙ）膜を成長させ、Ｃｒｙｓｔ． Ｅｎｇ． ５、３５５（２００２）とＣｈｅｍ． Ｍａｔｅｒ． １５、２６３２（２００３）に報告した。 特に、これらは、自然界に存在する斜方晶系相（ｃｕｂｉｃ ｐｈａｓｅ）ではなく、六方晶系相（ｈｅｘａｇｏｎａｌ ｐｈａｓｅ）で成長させ得ることを示した。 しかしながら、このような六方晶系マンガン酸化物膜の電気的、磁気的特性は、全く糾明することができず、これらが多強体であるか否かさえ全く知られていない。 また、この技術により成長させた六方晶系のマンガン酸化物膜は、下部電極を有し得ず、実質的な素子に広く活用され得るキャパシタ構造に製作することが不可能であった。

よって、本発明者等は、斜方晶系ＲＭｎＯ _３物質の結晶構造を自然界に存在しない六方晶系の結晶構造に変形させることにより、上記物質に多強体的な特性を付与するか、又は、多強体的な特性をより向上させることができるという点に着眼し、本発明を完成した。

従って、本発明の目的は、より向上された多強体特性を示す多強体膜を提供することである。
本発明の別の目的は、上記多強体膜の製造方法を提供することである。
本発明のまた別の目的は、上記多強体膜を含む構造物を提供することである。
本発明のまた別の目的は、上記構造物の製造方法を提供することである。

上述した本発明の目的を達成するための多強体膜は、バルク状態における第１の結晶構造と異なる第２の結晶構造を有するものであって、下記一般式（１）で表される多強体物質を含む。
ＲＭｎＯ _３・・・（１）
上記一般式（１）において、Ｒは、ランタン系列の元素を示し、上記ランタン系列の元素の例としては、Ｌａ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ等が挙げられる。 本願発明の一実施例によると、上記Ｒは、Ｇｄ、Ｔｂ又はＤｙである。 上記物質の第１の結晶構造は斜方晶系であってもよく、上記第２の結晶構造は六方晶系であってもよい。 上記多強体膜は、４０Ｋ以上の強誘電体相転移温度を有し得、１．０μＣ／ｃｍ ^２以上の強誘電体残留分極（Ｐ _Ｒ ）値を示し得、また、上記多強体膜は、６０Ｋ乃至２００Ｋの温度範囲で反強誘電体の性質を示し得る。

上述した本発明の他の目的を達成するための多強体膜の製造方法は、バルク状態における物質の表面構造である第１の表面構造と異なる第２の表面構造を有する基板を用いて、バルク状態における第１の結晶構造と異なる第２の結晶構造を有し、下記一般式（１）で表される上記物質を含む多強体膜を形成するステップを含む。
ＲＭｎＯ _３・・・（１）
本発明による多強体膜の製造方法において、一般式（１）で表される物質、第１の結晶構造及び第２の結晶構造は、前述したとおりである。 この場合、上記第２の表面構造は、上記第２の結晶構造の表面構造と同一であってもよく、例えば、上記第２の表面構造は、六角形形態であり、上記第２の結晶構造は、六方晶系である。

上記方法において、上記ＲがＬａ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ又はＥｕである場合、上記第１の結晶構造を有する物質は、多強体の特性を有さず、上記第２の結晶構造を有する物質は、多強体の特性を有し得、上記ＲがＧｄ、Ｔｂ又はＤｙである場合、上記第１の結晶構造を有する物質及び上記第２の結晶構造を有する物質は、いずれも多強体の特性を有し得る。 また、上記基板は、サファイア基板又はＹＳＺ（ｙｔｔｒｉａ−ｓｔａｂｉｌｉｚｅｄ ｚｉｒｃｏｎｉａ）基板であってもよい。

上述した本発明のまた別の目的を達成するための構造物は、バルク状態における物質の表面構造である第１の表面構造と異なる第２の表面構造を有する導電膜、及びバルク状態における第１の結晶構造と異なる第２の結晶構造を有するものであって、下記一般式（１）で表される上記物質を含む多強体膜上に下部電極が蒸着されたキャパシタ構造物を含む。
ＲＭｎＯ _３・・・（１）
本発明による構造物において、一般式（１）で表される物質、第１の結晶構造及び第２の結晶構造は、前述したとおりである。 この場合、上記第２の表面構造は、上記第２の結晶構造の表面構造と同一であってもよく、例えば、上記第２の表面構造は、六角形形態であり、上記第２の結晶構造は、六方晶系である。

上記導電膜は、伝導性物質を含み得、上記伝導性物質の例としては、Ｒｕ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ｔｉ、ＴｉＮ、Ａｕ、ＩｒＯ _２ 、ＳｒＲｕＯ _３等が挙げられる。 本発明の一実施例によると、上記伝導性物質は、Ｐｔを含む。

以下、添付の図面を参照し、本発明をより詳細に説明する。
多強体膜
本発明による多強体膜に含まれている物質は、下記一般式（１）で示すことができ、バルク状態において、第１の結晶構造と異なる第２の結晶構造を有する。
ＲＭｎＯ _３・・・（１）
上記一般式（１）において、上記Ｒは、ランタニウム（Ｌａ）、プラセオジム（Ｐｒ）、ネオジム（Ｎｄ）、サマリウム（Ｓｍ）、ユーロピウム（Ｅｕ）、ガドリニウム（Ｇｄ）、テルビウム（Ｔｂ）、ジスプロシウム（Ｄｙ）等のようなランタン系列の元素を示し、例えば、上記Ｒは、Ｇｄ、Ｔｂ又はＤｙであってもよい。

本明細書を通じて、“バルク状態の結晶構造”とは、自然状態において、即ち、如何なる人為的変形も加えていない状態で物質が塊状（塊）を形成したとき、その物質が有する固有の結晶構造を意味するものであって、立方晶系、正方晶系、斜方晶系、単斜晶系、三斜晶系、菱面晶系、六方晶系等のような、可能な全ての結晶構造を有し得る。 一方、上記第２の結晶構造は、上記物質に人為的な操作を加えることにより形成されるものであって、上記バルク状態の結晶構造に関して言及された全ての形態の結晶構造を有し得るが、上記第１の結晶構造とは異なる。
本発明の一実施例によると、上記第１の結晶構造は、斜方晶系であり、上記第２の結晶構造は、六方晶系である。 例えば、本発明による物質がＴｂＭｎＯ _３膜である場合、上記物質は、六方晶系の結晶構造を有し、これは、ＴｂＭｎＯ _３のバルク状態における結晶構造である斜方晶系とは異なるものである。 このように、六方晶系を有するＴｂＭｎＯ _３の結晶構造を図３及び４に示す。

本発明によって、バルク状態の結晶構造と異なる結晶構造を有する物質を含む多強体膜は、バルク状態における結晶構造を有する物質を含む膜に比して、相対的に高い強誘電体相転移温度及び強誘電体残余分極値を示し得る。 例えば、本発明の多強体膜は、４０Ｋ以上の強誘電体相転移温度を示し得、本発明の一実施例によると、上記多強体膜は、６０Ｋ以上の強誘電体相転移温度を示す。 また、上記多強体膜は、例えば、１．０μＣ／ｃｍ ^２以上の強誘電体残余分極（Ｐ _Ｒ ）値を有し得る。 本発明による多強体膜が上記のような範囲の強誘電体相転移温度及び強誘電体残余分極値を有することにより、実際の素子に応用された場合、その活用性が向上され得るのである。
また、本発明による多強体膜は、非常に広範囲な温度にわたって反強誘電体の性質を示し、例えば、上記多強体膜は、６０Ｋ乃至２００Ｋの温度範囲にわたって反強誘電体の性質を示し得る。 これによって、上記多強体膜は、広い温度範囲にわたって多強体的な特性を必要とする素子、例えば、温度センサや電荷貯蔵装置等の素子に有用に用いられ得る。

以下、上記のような多強体膜の製造方法について、詳細に説明する。
多強体膜の製造方法
本発明による多強体膜の製造方法は、バルク状態における物質の表面構造である第１の表面構造と異なる第２の表面構造を有する基板上に、バルク状態における第１の結晶構造と異なる第２の結晶構造を有し、下記一般式（１）で表される上記物質を含む膜を形成するステップを含む。
ＲＭｎＯ _３・・・（１）
上記一般式（１）で表される物質については上述したので、これに対する具体的な説明は省略する。

上記一般式（１）で表される物質がバルク状態の結晶構造である第１の結晶構造を有する場合、上記物質は、多強体的な性質を有することもあり、有しないこともある。 即ち、上記物質がバルク状態の結晶構造、即ち、第１の結晶構造において多強体的な性質を示すか否かとは関係なく、上記物質が第１の結晶構造と異なる第２の結晶構造において多強体的な性質を示すのであれば、これは、全て本発明の範囲に含まれる。 例えば、上記一般式（１）において、ＲがＧｄ、Ｔｂ又はＤｙである場合、上記物質は、バルク状態における結晶構造においても多強体的な特性を示すのに対し、ＲがＬａ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ又はＥｕである場合には、多強体的な特性が示されない。 しかしながら、上記物質が第２の結晶構造を取る場合、上記物質は、バルク状態において多強体的な特性を保有したか否かとは関係なく、多強体的な特性を示すようになる。 具体的に、上記一般式（１）において、ＲがＧｄ、Ｔｂ又はＤｙである場合、上記物質は、第１の結晶構造における多強体的な特性より向上された多強体的な特性を示し、ＲがＬａ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ又はＥｕである場合には、バルク状態の結晶構造において示されていなかった多強体的な特性が初めて示されるようになる。

本発明による方法において、上記基板は、その表面構造（第２の表面構造）が上記物質のバルク状態における表面構造（第１の表面構造）と異なるものであれば、如何なるものでも用いることができ、使用可能な基板の例としては、ＹＳＺ（ｙｉｔｔｒｉａ−ｓｔａｂｉｌｉｚｅｄ ｚｉｒｃｏｎｉｕｍ）基板やサファイア基板等が挙げられる。 この場合、バルク状態における第１の表面構造とは、上記物質がバルク状態における第１の結晶構造を有する場合の表面構造を意味するものである。 また、上記第２の表面構造は、第２の結晶構造を形成させることができる基板の表面構造を意味するものであって、一般的に、上記第２の結晶構造の表面構造は、上記第２の表面構造と同一である。 即ち、物質の結晶構造は、上記物質が積層される基板の表面構造と密接な関連があるものであって、基板の第２の表面構造は、第２の結晶構造によって決定され得るものである。 本発明の一実施例によると、第２の結晶構造として六方晶系を有する膜を形成しようとする場合、第２の表面構造は、好ましくは六角形形態である。 一方、上記物質の結晶構造は、用いられる基板の表面構造に依存するものであり、基板の結晶構造に依存するものではないので、上記基板の結晶構造が上記物質の第２の結晶構造と同一であることまで要求されるものではない。

本発明の方法によって形成された多強体膜は、４０Ｋ以上の強誘電体転移温度を示し得、例えば、６０Ｋ以上の強誘電体転移温度を示す。 また、上記多強体膜は、１．０μＣ／ｃｍ ^２以上の強誘電体残余分極（Ｐ _Ｒ ）値を有し得、６０Ｋ乃至２００Ｋの温度範囲にわたって反強誘電体の性質を示し得る。

多強体膜を含む構造物
本発明による構造物は、バルク状態における物質の表面構造である第１の表面構造と異なる第２の表面構造を有する導電膜、及びバルク状態における第１の結晶構造と異なる第２の結晶構造を有するものであって、下記一般式（１）で表される上記物質を含む多強体膜を含む。
ＲＭｎＯ _３・・・（１）
上記多強体膜については上述したので、これについての具体的な説明は省略する。
上記導電膜は、その用途によって多様な伝導性物質を含み得る。 上記伝導性物質の例としては、Ｒｕ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ｔｉ、ＴｉＮ、Ａｕ、ＩｒＯ _２ 、ＳｒＲｕＯ _３等が挙げられるが、これに制限されるものではない。 本発明の一実施例によると、上記導電膜がキャパシタの下部電極として用いられた場合、上記伝導性物質はＰｔを含み得る。 本発明による構造物において、上記導電膜は、その表面構造（第２の表面構造）が上記物質のバルク状態における表面構造（第１の表面構造）と異なるように形成される。 本発明の一実施例によると、第２の結晶構造として六方晶系を有する膜を形成しようとする場合、上記導電膜の第２の表面構造は、好ましくは六角形形態である。 上記導電膜の形成方法には制限がないが、本発明の一実施例によると、上記導電膜は伝導性物質を基板上にエピ成長させることにより形成することができる。 例えば、サファイア基板にＰｔをエピ成長させて導電膜を形成した場合、上記導電膜は、六角形形態の表面構造を有する。 図５は、サファイア基板上に形成されたＰｔを含む導電膜を示す図であり、図６は、上記導電膜の表面構造を模式的に示した図である。 上記図５及び６から分かるように、基板上にＰｔをエピ成長させることにより形成された導電膜は、六角形の表面構造を有し、これによって、その上部に六方晶系の結晶構造を有する多強体膜を形成することができるものである。

本発明による構造物は、多強体の特性が要求される様々な素子に適用され得る。 例えば、上記構造物は、非揮発性を有する強誘電体メモリ（ＦＲＡＭ）特性と、強磁性メモリ（ＭＲＡＭ）特性とを同時に保有しているため、メモリ集積度を２倍以上に増やした次世代多機能性メモリ素子に応用され得る。 また、本発明の構造物は、強磁性の特性を有しているため、ＧＭＲ（Ｇｉａｎｔ Ｍａｇｎｅｔｏｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ）スピン弁等として使用可能であり、スピントロニクス（ｓｐｉｎｔｒｏｎｉｃｓ）、温度センサ、圧力センサ、磁性センサ、モーションセンサ、３次元コンピュータゲームに用いられ得る。 ひいては、ミサイル誘導装置、微細的外科手術、マイクロアクチュエータ（ｍｉｃｒｏａｃｔｕａｔｏｒ）、電荷貯蔵装置（ｃｈａｒｇｅ ｓｔｏｒａｇｅ）等にも上記構造物を活用することができる。

本発明による多強体膜は、相対的に高い温度で強誘電性と反強磁性を示す。 これによって、上記多強体膜において、残余分極の大きさ、強誘電性と反強磁性との間の相互結合性等が増加されるところ、本発明による多強体膜は、多強体的な特性を要求する全ての分野に、より実用的に応用され得、例えば、広い温度領域における作動が要求される温度センサ又は電荷貯蔵装置等として用いられ得る。
先に説明した本発明の詳細な説明においては、本発明の好ましい実施例を参照して説明したが、該当技術の分野の熟練した当業者であれば、後述される特許請求の範囲に記載の本発明の思想及び技術領域から外れない範囲内で、本発明を多様に修正及び変更させ得ることが理解できるだろう。

以下、実施例を通じて、本発明をより具体的に説明する。
［実施例］
実施例１ ：ＴｂＭｎＯ _３膜の製造 パルスレーザ蒸着法を用いて、六角形形態の表面構造を有するサファイア［Ａｌ _２ Ｏ _３ （００１）］基板上にＴｂＭｎＯ _３膜を形成した。 具体的に、ＴｂＭｎＯ _３粉末を１３５０℃で２４時間熱処理し、１４０ｐｓｉの等圧で圧縮させた後、焼結してＴｂＭｎＯ _３ターゲットを製造した。 次いで、ＫｒＦエキシマレーザからのレーザパルスを上記ターゲットの上に照射してプラズマを形成し、上記プラズマを活用して上記サファイア基板上にＴｂＭｎＯ _３膜を形成した。 この過程において、１秒当たり４回のレーザパルスを印加し、この時、レーザの強さは０．４Ｗ／ｓであった。 また、上記膜形成時の基板の温度は、８５０℃乃至９００℃であり、酸素分圧は、３０ｍＴｏｒｒから１００ｍＴｏｒｒ、機序真空度は１０ ^−６ Ｔｏｒｒであった。 このような条件でＴｂＭｎＯ _３物質を２０分程度蒸着させることにより、５０ｎｍ厚さのＴｂＭｎＯ _３膜が得られた。
実施例１で形成されたＴｂＭｎＯ _３膜を、ＸＲＤ（Ｘ−ｒａｙ ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）により分析した結果を図７に示す。 図７は、サファイア基板上に形成されたＴｂＭｎＯ _３膜に対する１０°乃至５０°区間のＸＲＤθ−２θスキャングラフである。 上記図７において、１５．５°と３１°で示されるピークは、六方晶系ＴｂＭｎＯ _３の００２、００４ピークであるところ、これより、サファイア基板上に形成された上記ＴｂＭｎＯ _３膜は、六方晶系に成長したことが確認できる。

実施例２ ：構造物の製造 Ｄｃ−ｍａｇｎｅｔｒｏｎ ｓｐｕｔｔｅｒ装備を用いて、サファイア（００１）基板上に２０ｎｍ厚さのＰｔ膜を形成し、次いで、上記Ｐｔ膜上に、上記実施例１におけるのと同一の方法でＴｂＭｎＯ _３膜を形成した。 これによって形成された多強体構造物をＸＲＤで分析した結果を図８乃至１１に示す。 上記図８乃至１１は、実施例２によって製造された構造物をＸＲＤで分析した結果を示すスキャングラフである。 具体的に、図８は、Ｐｔ導電膜が蒸着されたサファイア基板上に形成されたＴｂＭｎＯ _３膜のＸＲＤθ−２θスキャングラフであり、図９は、上記ＴｂＭｎＯ _３膜に対するＸＲＤΦスキャングラフであり、図１０は、上記Ｐｔ膜に対するＸＲＤΦスキャングラフであり、図１１は、上記サファイア基板に対するＸＲＤΦスキャングラフである。

図８において、約１５．５°と約３１°で六方晶系ＴｂＭｎＯ _３の００２、００４ピークが示されることが確認できるところ、これより、上記ＴｂＭｎＯ _３膜は、六方晶系の結晶構造を有することが分かる。 また、上記図８において、３９°でのピークは、１１１方向に成長したＰｔ膜を示し、４２°でのピークは、サファイア基板を示す。 図９乃至１１は、それぞれＴｂＭｎＯ _３の（１１２）面、Ｐｔ（００２）面及びサファイアの（１０４）面をΦを変化させながらＸＲＤで分析した結果を示す。 このようなＸＲＤΦスキャングラフから、物質のｉｎ−ｐｌａｎｅの構造を直接的に確認することができる。 図１１を参照すると、サファイア基板の場合、菱面晶系の構造を有するため、３個のピークのみを示しているが、上記基板の表面構造は、６角形形態であるため、六方晶系薄膜の製造に適合することが分かる。 また、図９において、上記ＴｂＭｎＯ _３膜が六方晶系の結晶構造を有するということを、６−ｆｏｌｄ ｓｙｍｍｅｔｒｙのΦスキャンを通じて確認することができる。 一方、図１０及び１１を比較してみると、ピークの位置が３０゜回転したことが分かるところ、これより、ｉｎ−ｐｌａｎｅ上において３０゜回転しながらＰｔがサファイア基板上に蒸着されたものであることが分かる。 結果的に、上記図８乃至１１から、Ｐｔは、サファイア（００１）方向の基板上にエピで成長し、ＴｂＭｎＯ _３ （００１）薄膜は、Ｐｔ（１１１）方向上に形成されたものであることが確認できるのである。

実施例３ ：キャパシタの製造 上記実施例２において製造された多強体構造物の上部にＡｕ膜を形成することにより、キャパシタを製造した。 具体的に、下部電極としてＰｔ膜を含み、誘電層として六方晶系の結晶構造を有するＴｂＭｎＯ _３膜を含み、上部電極としてＡｕ膜を含むキャパシタを製造した。
このように製造されたキャパシタにおいて、ＴｂＭｎＯ _３膜に対する多強体的な特性を測定した。 具体的に、Ｔ−Ｆ ａｎａｌｙｓｅｒを用いて、多様な周波数及び温度で上記ＴｂＭｎＯ _３膜に対する誘電分極値を測定し、その結果を図１２乃至１４に示す。 具体的に、図１２は、２ＫＨｚの周波数及び２０Ｋの温度で、上記キャパシタに含まれたＴｂＭｎＯ _３膜の誘電分極値を電場の強さ関数で示したグラフであり、図１３は、８０Ｋの温度で、上記キャパシタに含まれたＴｂＭｎＯ _３膜の誘電分極値を電場の強さ関数で示したグラフであり、図１４は、１００ＫＨｚの周波数及び２００Ｋの温度で、上記キャパシタに含まれたＴｂＭｎＯ _３膜の誘電分極値を電場の強さ関数で示したグラフである。
図１２を参照すると、上記キャパシタに含まれたＴｂＭｎＯ _３膜は、５０Ｋの低温で強誘電特性を明らかに示すだけでなく、強誘電体残余分極値も１．５０μＣ／ｃｍ ^２であって、これは、一般的な斜方晶系のＴｂＭｎＯ _３膜より１０倍以上高い値である。 また、図１３において、履歴曲線がＤｏｕｂｌｅ ｌｏｏｐの形態で示されているところ、これより、上記ＴｂＭｎＯ _３膜が８０Ｋ以上の温度で反強誘電相を示すことが分かる。 このような反強誘電相は、一般的な多強体物質からよく見られるものではない。 一方、図１４を参照すると、２００Ｋ温度及び１００ＫＨｚの周波数で誘電分極値を測定した場合にも、上記ＴｂＭｎＯ _３膜は、反強誘電相を依然として維持していることが確認できた。 従って、上記図１２乃至１４から、本発明におけるように、六方晶系の結晶構造を有するＴｂＭｎＯ _３膜は、相当広い温度範囲で反強誘電体の特性を示すことが分かる。 また、図１５から、ＴｂＭｎＯ _３膜が磁気的性質も有している多強体であることが分かる。

実施例４ ：ＤｙＭｎＯ _３膜を含むキャパシタの製造 実施例３におけるのと同一の方法を用いて、Ｐｔ導電膜が蒸着されたサファイア基板上に５０ｎｍ厚さのＤｙＭｎＯ _３膜を形成し、上部電極でＡｕ膜を形成してキャパシタ構造を作った。
実施例３及び４において製造されたＴｂＭｎＯ _３膜及びＤｙＭｎＯ _３膜の強誘電相転移温度及び残余分極値を測定し、その結果を下記表１に示す。 一方、本発明による多強体膜との比較のために、バルク状態において斜方晶系の結晶構造を有する化合物であるＴｂＭｎＯ _３ 、ＤｙＭｎＯ _３及びＧｄＭｎＯ _３の強誘電相転移温度及び残余分極値を下記表２に示す。

上記表１及び２に記載の物性を比較してみると、本発明におけるように、バルク状態における結晶構造と異なる結晶構造を有する多強体膜が、バルク状態の結晶構造を有する膜より相対的に高い強誘電体相転移温度及び強誘電体残余分極値を示すことが確認できる。

図１は、バルク状態のＴｂＭｎＯ

_３の結晶構造を示す図である。

図２は、斜方晶系の結晶構造を有するマンガン酸化物の磁気的特性を説明するための相ダイアグラム（ｐｈａｓｅ ｄｉａｇｒａｍ）である。

図３は、六方晶系を有するＴｂＭｎＯ

_３の結晶構造を示す図である。

図４は、六方晶系を有するＴｂＭｎＯ

_３の結晶構造を示す図である。

図５は、サファイア基板上に形成されたＰｔ導電膜を示す図である。

図６は、サファイア基板上に形成されたＰｔ導電膜の表面構造を模式的に示した図である。

図７は、サファイア基板の上に蒸着されたＴｂＭｎＯ

_３膜をＸＲＤθ−２θスキャンにより分析した結果を示すグラフである。

図８は、Ｐｔ導電膜がコーティングされたサファイア基板の上に蒸着されたＴｂＭｎＯ

_３膜をＸＲＤθ−２θスキャンにより分析した結果を示すグラフである。

図９は、ＴｂＭｎＯ

_３膜をＸＲＤΦスキャンにより分析した結果を示すグラフである。

図１０は、Ｐｔ導電膜をＸＲＤΦスキャンにより分析した結果を示すグラフである。

図１１は、サファイア基板をＸＲＤΦスキャンにより分析した結果を示すグラフである。

図１２は、Ｔ−Ｆ ａｎａｌｙｓｅｒを用いて、ＴｂＭｎＯ

_３膜に対する誘電分極値を測定した結果を示すグラフである。

図１３は、Ｔ−Ｆ ａｎａｌｙｓｅｒを用いて、ＴｂＭｎＯ

_３膜に対する誘電分極値を測定した結果を示すグラフである。

図１４は、Ｔ−Ｆ ａｎａｌｙｓｅｒを用いて、ＴｂＭｎＯ

_３膜に対する誘電分極値を測定した結果を示すグラフである。

図１５は、ＴｂＭｎＯ

_３膜の磁気感受率を測定した結果を示すグラフである。