(57)【要約】   低温度での強誘電体結晶酸化薄膜、特に、デバイスの集積に適した強誘電体特性を有するＰｂＺｒｘＴｉ１−ｘＯ３  （ＰＺＴ）  （ＰＺＴの場合、４００℃未満）  の製造の処理技術を本明細書で公開する。本方法は、また、Ａ及びＢを一価、二価、三価、四価及び五価のイオンとした、タングステンブロンズ（Ａ２Ｂ２Ｏ６）、ペロブスカイト（ＡＢＯ３）、パイロクロア（Ａ２Ｂ２Ｏ７）及びビスマス層（Ｂｉ４Ｔｉ３Ｏ１２）の構造を有する強誘電体薄膜の製造に効果的である。本方法は、シード二相ゾルゲル（ＳＤＳＧ）前駆体と光化学溶液付着（ＰＣＳＤ）方法の組み合わせを基礎としており、主に以下のステップを含む。ｉ）ＵＶ波長帯に高い感光性を有する、所望の金属酸化合成物の改質された有機金属前駆体溶液を合成するステップ。ｉｉ）ゾルゲル処理により、前駆体のゾルから得られる結晶合成物と類似又は非類似の所望の合成物のナノ粒子を生成するステップ。ｉｉｉ）前駆体ゾル内の結晶性ナノ粒子の分散により、安定かつ均質のゾルゲル溶液を調整するステップ。ｉｖ）基板上へ前記溶液を付着するステップ。ｖ）空気中又は酸素中で付着層に対してＵＶ照射を行い、さらに照射された層に対して空気中又は酸素中で４００℃未満の熱処理を行う。本発明は、低温度で、単結晶質、多結晶質、非晶質、金属及びポリマー基板上へ、高濃度かつひび欠けがない厚さ５０ｎｍ以上８００ｎｍ以下の、小型電子製品及び光学工業の適用に最適化された特性を有する、多結晶強誘電性、圧電性、焦電気性及び誘電性薄膜の製造方法を提供する。【特許請求の範囲】
【請求項１】
低温度での強誘電体薄膜の製造方法であって、
ａ）感光性錯体を有する強誘電体前駆体を含む、基礎溶液を調整し、
ｂ）強誘電体合成物の溶液処理によってナノ粒子を生成し、
ｃ）ペロブスカイトナノ粉末を感光性の前記溶液と混合し、分散混合懸濁液を調整し、
ｄ）集中的溶液付着法により薄い層を形成し、
ｅ）付着された前記層に対して乾燥及びＵＶ照射を行い、
ｆ）乾燥及び照射された前記層に対して、低温度で、好ましくは４００℃未満で、空気中又は酸素リッチ雰囲気中において高速熱アニーリングを行い、非晶質層を強誘電体結晶酸化薄膜へ変換する、
ことを特徴とする方法。
【請求項２】
請求項１記載の強誘電体薄膜の製造方法であって、
前記基礎溶液は感光性ゾルゲル溶液であることを特徴とする方法。
【請求項３】
請求項１記載の強誘電体薄膜の製造方法であって、
基板上への前記混合懸濁液のスピンコーティング又は浸漬コーティングによる薄い層を形成することにより前記溶液を付着し、
前記層は０．５から１０重量パーセントの前記ペロブスカイトナノ粉末を含み、かつ、１００ｎｍ以下の厚さであり、
前記重量パーセントは、前記溶液の金属濃度であり、
前記層は同一のパーセントを有することを特徴とする方法。
【請求項４】
請求項１記載の強誘電体薄膜の製造方法であって、
前記付着層は、１５０℃のホットプレートの上で１５分未満乾燥され、さらに、空気中又は酸素リッチ雰囲気中で１ないし５時間の期間紫外線照射にさらされ、
有機種の大部分を十分に蒸発しかつ除去することを特徴とする方法。
【請求項５】
請求項１から４のいずれか１項に記載の強誘電体薄膜の製造方法であって、
感光性溶液前駆体、好ましくはゾルゲル前駆体の合成は、
β−ジケトナート合成物又は他の有機配位子を有する金属アルコキシド試薬の改質により行われることを特徴とする方法。
【請求項６】
請求項５記載の強誘電体薄膜の製造方法であって、
前記溶液は遷移金属の配位錯体を含有し、前記錯体は感光性を有することを特徴とする方法。
【請求項７】
請求項６記載の強誘電体薄膜の製造方法であって、
前記錯体は、チタニウム及びジルコニウムのアルコキシド、又はβ−ジケトナート合成物又は有機配位子で改質された金属アルコキシドの派生物等の合成物の一群から選択されることを特徴とする方法。
【請求項８】
請求項７記載の強誘電体薄膜の製造方法であって、
前記基礎溶液は、金属酢酸塩、金属アルコキシド、及び／又は、金属アセチルアセトネートのであることを特徴とする方法。
【請求項９】
請求項８記載の強誘電体薄膜の製造方法であって、
前記金属酢酸塩は酢酸に溶解していることを特徴とする方法。
【請求項１０】
請求項８記載の強誘電体薄膜の製造方法であって、
前記金属アルコキシドはアセチルアセトンで改質されることを特徴とする方法。
【請求項１１】
請求項５から８のいずれか１項に記載の強誘電体薄膜の製造方法であって、
前記基礎溶液はグリコール及びアルコールを溶媒として含有し、元素濃度は０．２Ｍないし０．４Ｍの範囲内に含まれることを特徴とする方法。
【請求項１２】
請求項１から１１のいずれか１項に記載の強誘電体薄膜の製造方法であって、
前記感光性ゾルゲル溶液を、前記一群から選択される強誘電体ナノ粒子の最大１０％の重量で強誘電体合成物と混合し、
均質で安定的な分散を作り出すことによって、得られたセラミック粉末の粒子サイズは１００ｎｍ未満であることを特徴とする方法。
【請求項１３】
請求項１２に記載の強誘電体薄膜の製造方法であって、
前記ナノ粒子は、前記ゾルゲル溶液と同一の結晶相及び同一の成分組成を有することを特徴とする方法。
【請求項１４】
請求項１０に記載の強誘電体薄膜の製造方法であって、
前記ナノ粉末は、前記ゾルゲル溶液と同一又は異なる結晶相及び異なる成分組成を有することを特徴とする方法。
【請求項１５】
請求項１１又は１２に記載の強誘電体薄膜の製造方法であって、
前記ナノ粒子合成物は、ペロブスカイト、パイロクロア及びビスマス層の族と、同一又は異なる結晶相及び異なる成分組成を有する合成物の一群から選択されることを特徴とする方法。
【請求項１６】
請求項１５に記載の強誘電体薄膜の製造方法であって、
前記ナノ粒子合成物は、ＢａｘＳｒ１−ｘＴｉＯ３、但し、前記ｘは０から１の間の値であり、
ＰｂＺｒｘＴｉ１−ｘＯ３、但し、前記ｘは０から１の間の値であり、
ＣａＴｉＯ３、ＭｇＴｉＯ３、
ＮａｘＢｉ１−ｘＴｉＯ３、但し、前記ｘは０から１の間の値であり、
（１−ｘ）Ｋ０．５Ｎａ０．５ＮｂＯ３（ＫＮＮ）-ｘＬｉＴａＯ３、但し、前記ｘは０から１の間の値であり、
又はＢｉ４Ｔｉ３Ｏ１２のいずれかの合成物であることを特徴とする方法。
【請求項１７】
請求項１６に記載の強誘電体薄膜の製造方法であって、
セラミック粉末は、ゾル前駆体において溶質の０．５重量パーセントないし１０重量パーセントの間の濃度を有することを特徴とする方法。
【請求項１８】
請求項１７に記載の強誘電体薄膜の製造方法であって、
超音波による攪拌するステップを含み、かつ、粒子の塊を低減することを特徴とする方法。
【請求項１９】
請求項１８に記載の強誘電体薄膜の製造方法であって、
超音波プローブを使用して攪拌するステップを含むことを特徴とする方法。
【請求項２０】
請求項１５に記載の強誘電体薄膜の製造方法であって、
基板の上に安定した分散混合溶液の噴霧、スピンコーティング、又は浸漬コーティングを行うこと含むことを特徴とする方法。
【請求項２１】
請求項２０に記載の強誘電体薄膜の製造方法であって、
前記基板は、白金チタン単結晶、ＩＴＯ被覆ガラス、低耐熱性金属箔、ポリマー板、ステンレス鋼及び炭素鋼の板、及び多結晶セラミック基板からなる一群から選択されることを特徴とする方法。
【請求項２２】
請求項２０に記載の強誘電体薄膜の製造方法であって、
前記懸濁液由来の薄膜を、１分から３００分の間で最大４００℃で加熱し、乾燥させるステップを含むことを特徴とする方法。
【請求項２３】
請求項２２に記載の強誘電体薄膜の製造方法であって、
前記懸濁液由来の薄膜を、空気中又は酸素リッチ雰囲気の中で、１分から３００分の間、最大４００℃で加熱し、ＵＶ照射することを含むことを特徴とする方法。
【請求項２４】
請求項２２に記載の強誘電体薄膜の製造方法であって、
超高圧水銀アークＵＶランプを使用して乾燥させるステップを含むことを特徴とする方法。
【請求項２５】
請求項２２に記載の強誘電体薄膜の製造方法であって、
前記懸濁液由来の薄膜を空気中又は酸素リッチ雰囲気の中で、１分から３００分の間、最大４００℃で加熱し、好ましくは高速熱アニーリングを使用して、結晶化することを含むことを特徴とする方法。
【請求項２６】
請求項１から２５項いずれか１項に記載の強誘電体薄膜の製造方法であって、
前記（ｃ）ステップから前記（ｅ）ステップを繰り返して、５０ｎｍから５００ｎｍの厚さで亀裂のない多結晶薄膜を製造することを特徴とする方法。
【請求項２７】
請求項１から２６のいずれか１項に記載した方法の使用であって、埋め込みアプリケーション用の薄膜キャパシタ、半導体メモリの代替強誘電体メモリ、強誘電体薄膜導波ガイド及び光学メモリディスプレイ、弾性表面波基板、焦電センサ、マイクロ電子機械システム、インパクトプリンタヘッダの他に、低コストで非屈折性の基板が費用効率の高い製品に使用され得る変位変換器を組み立てるミクロ電子工学又は光学工業に適用可能であることを特徴とする使用。
【請求項２８】
請求項１から２６いずれか１項に記載した方法により直接処理されたＰＺＴ薄膜であって、
前記ＰＺＴ薄膜は、５μＣ／ｃｍ２から１５μＣ／ｃｍ２の間の残留電極値と、１０μＣ／ｃｍ２から２３μＣ／ｃｍ２まで変化する最大分極値とを有することを特徴とするＰＺＴ薄膜。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、低熱量の使用に伴う低コストでの化学的溶液付着（Ｃｈｅｍｉｃａｌ  Ｓｏｌｕｔｉｏｎ  Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ、ＣＳＤ）法による、強誘電体結晶金属酸化薄膜の製造方法を提供する。
【０００２】
本発明は、特に、光化学溶液付着（ＰｈｏｔｏＣｈｅｍｉｃａｌ  Ｓｏｌｕｔｉｏｎ  Ｄｅｐｓｉｔｉｏｎ、ＰＣＳＤ）技術及びシード二相性ゾルゲル（Ｓｅｅｄｅｄ  Ｄｉｐｈａｓｉｃ  Ｓｏｌ−Ｇｅｌ、ＳＤＳＧ）プロセスの組み合わせによる、選択された基板（半導体、金属、ポリマーなど）上での強誘電体多結晶質薄膜（５００ｎｍ未満）の製造に関連する。より具体的には、本発明は、異なる基板上に、多結晶質強誘電体薄膜、例えば、チタン酸ジルコン酸鉛（ＰｂＺｒ１−ｘＴｉｘＯ３、ＰＺＴ）（及びその他の物質）等を、１００ｎｍより厚くかつ５００ｎｍより薄い厚さで、４００℃よりも低温で、小型電子製品及び小型機械装置、例えば、ＭＥＭｓ（Ｍｉｃｒｏ−Ｅｌｅｃｔｒｏ−Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ  Ｓｙｓｔｅｍｓ）、ＦＲＡＭ（Ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ  Ｒａｎｄｏｍ  Ａｃｃｅｓｓ  Ｍｅｍｏｒｉｅｓ）、又はＤＲＡＭ（Ｄｙｎａｍｉｃ  Ｒａｎｄｏｍ  Ａｃｃｅｓｓ  Ｍｅｍｏｒｉｅｓ）、及びフレキシブル・マイクロエレクトロニクス等、の集積のため、付着する技術の開示に関連する。
【発明の概要】
【０００３】
本発明は、化学的溶液付着（ＣＳＤ）アプローチと、以前に本発明者らにより別々に開発された二つの低温度合成方法、即ち、光化学溶液付着（ＰＣＳＤ）及びシード二相性ゾルゲル（ＳＤＳＧ）の組み合わせとを使用し、引用文献の結晶化温度よりも低温度で、特定の特性を有する強誘電体結晶金属酸化薄膜の製造方法を提供する。前駆体の化学的性質の光活性化による低温度での膜の結晶相の核生成と同時に、ナノ結晶核の取り込みによる結晶化の促進を組み合わせることにより、特定の誘電性及び強誘電性の反応を有する強誘電体結晶膜を低温度（４００℃未満）で製造することができる。
【０００４】
強誘電体（ＦＥ）薄膜（ＴＦ）は、マイクロエレクトロニクスデバイスの数多くの分野での利用が増加しているため、広く注目を受けている（引用文献１，２参照）。強誘電体薄膜の高い誘電性の持続性は、Ｄｙｎａｍｉｃ  Ｒａｎｄｏｍ  Ａｃｃｅｓｓ  Ｍｅｍｏｒｉｅｓ（ＤＲＡＭｓ）に使用され、電界内での自発分極の反転性は、圧電活性を使用するＮＶＦＥＲＡＭｓ（Ｎｏｎ  Ｖｏｌａｔｉｌｅ  Ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ  Ｒａｎｄｏｍ  Ａｃｃｅｓｓ  Ｍｅｍｏｒｉｅｓ）、ＭＥＭＳ（ＭｉｃｒｏＥｌｅｃｔｒｏＭｅｃｈａｎｉｃａｌ  Ｓｙｓｔｅｍ）及びＮＥＭＳ（ＮａｎｏＥｌｅｃｔｒｏＭｅｃｈａｎｉｃａｌ  Ｓｙｓｔｅｍ）の製造に使用され、焦電応答は赤外線センサの基盤となり、特に、最近では、電界での誘電体の誘電率の同調性が同調マイクロ波デバイスに活用されている（引用文献３参照）。
【０００５】
チタン酸鉛（ＰｂＴｉＯ３）とジルコネート酸鉛（ＰｂＺｒＯ３）との固溶体（Ｐｂ（ＺｒｘＴｉ１−ｘ）Ｏ３）は、ＰＺＴとして知られており、技術的関心が高い圧電利用のため、現在、最も一般的に使用されている合成システムである。Ｐｂ（Ｚｒ０．５２Ｔｉ０．４８）Ｏ３（ＰＺＴ  ５２／４８）の合成物を生じる、いわゆる結晶相境界（Ｍｏｒｐｈｏｔｒｏｐｉｃ  Ｐｈａｓｅ  Ｂｏｕｎｄａｒｙ，ＭＰＢ）では、ＰＺＴが、強化された誘電特性及び圧電特性を示す（引用文献４参照）。ＭＰＢ合成物における、極性の１４の可能な方向（８の方向は菱面体晶相の方向［１１１］、６の方向は正方相の方向［００１］）に起因して、分極軸の再配向が促進され、電気特性が強化されると考えられる（引用文献５及び６参照）。
【０００６】
膜製造技術は、二つの一般的クラスに分割できる。即ち、物理的気相蒸着（ＰＶＤ）技術と化学的付着技術であり、化学的付着技術は、化学的気相付着（ＣＶＤ）と化学的溶液付着（ＣＳＤ）を含む。ＰＶＤの場合、発生源から出た原子は、真空雰囲気（１０−５Ｔｏｒｒ未満）下で、連続的に、制御された方法で、基板に移動し、基板で核生成及び膜の結晶成長が原子レベルで生じる。粒子（原子又はイオン）をターゲットからの切除する方法により、次のＰＶＤ技術が考えられる。例えば、ＲＦ（高周波）スパッタリング、イオンビームスパッタリング、電子ビーム蒸着及びレーザ切除など。ＰＶＤにより、膜の厚さ及び配置の肌理細かな制御と、半導体集積回路プロセスとの互換性とが可能になる。ＰＶＤの主な問題は、多成分膜における化学量論的制御の困難性、蒸着の遅速性（通常約１  オングストローム／ｓ）、蒸着後の結晶化アニーリングのための高温度の必要性、及び、固定設備及びメンテナンスに関連した高コストである（引用文献７参照）。
【０００７】
ＰＶＤと比較すると、化学的方法は、付着速度が速く、化学量論的制御に優れ、広範囲に欠陥のない膜を製造することができる。化学的気相付着（ＣＶＤ）は、コンフォーマルな機能性膜の工業的製造に非常に向いている。しかしながら、高価な設備、限定的な利用可能性及び機能性材料の前駆体の発生源の毒性が、ＣＶＤ技術の使用を制限している。一方で、化学溶液付着（ＣＳＤ）法、特にゾルゲル処理は、機能性材料の膜の製造にますます使用されている。ＣＳＤ技術は、ＰＶＤで製造された膜よりも質感が劣るけれども、真空雰囲気を必要とせず、安く、速く、優れた化学量論的制御ができ、広範囲に欠陥のない良好な特性の膜を製造できる。湿式化学法は、溶液の調整と、浸漬コーティング又はスピンコーティングによる基板上への前記溶液の付着とを必要とし、次に付着した非晶質層の熱処理とによって、有機体を除去し、コーティングの緻密化及び結晶化をもたらす。湿式法は、ゾルゲル、有機金属分解（ＭｅｔａｌＯｒｇａｎｉｃ  Ｄｅｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ，ＭＯＤ）、電気化学反応及び熱水処理を含む（引用文献８ないし１３参照）。
【０００８】
付着後の加熱処理における結晶化温度は、ＣＳＤによるＦＥ膜の製造における重要なパラメータである。ペロブスカイト薄膜の多くは、下層の電子機器、半導体基板、又はそれらの金属層が分解される約６００℃以上の温度で結晶化する。例えば、ＰＺＴゾルゲル膜の製造において、優れた誘電特性を保証するための熱処理温度は約６５０℃であり、ＰＺＴ膜積層の主要な欠点を構成する。ＦＥ  ＴＦの低温合成は最重要であり、特に最近、ＦＥ  ＴＦが低コストで、低融点で可撓性を有し、かつ硬い金属性及び重合性の基板に対応できるとした場合に想定される有望な利用によって、前記合成は、ますます重要となっている。
【０００９】
最近の数年間で、強誘電体の薄い／厚い膜の低温合成は、「前駆体／未焼結の状態の膜レベル」及び「付着後の処理レベル」で改良が試みられている。「付着後の処理レベル」の改良に関して、高速熱アニーリング（Ｒａｐｉｄ  Ｔｈｅｒｍａｌ  ａｎｎｅｌｉｎｇ，ＲＴＡ）の下、広範囲で使用され、そして、半導体工業に特有の処理技術を強誘電体膜に伝える（引用文献１４，１５参照）。鉛系のペロブスカイト膜のＲＴＡは、蛍石／パイロクロア中間層の形成、有害な基板／膜の界面、又は鉛の揮発を最小化する。また、要求される処理温度はいくつかの応用において高すぎるままだけれども、ＲＴＡは結晶化に要求される熱量を大幅に低減する（引用文献１６参照）。現時点において、レーザー利用結晶化（引用文献１６から１９参照）又はレーザリフトオフ（引用文献２０参照）等の他の代替方法はＦＥ  ＴＦの製造のために使用されている。レーザー利用結晶化は、エレクトロセラミックス層の結晶化のためにレーザーによって生じた局所的な加熱を使用する。レーザリフトオフは、高温度（１０００℃）でＵＶ透過主基板上に結晶相の生成と、そして、低温度（〜１００℃）でＵＶレーザー放射による半導体基板へ転移とが見出されている。広く均質な膜は、レーザー利用結晶化やレーザリフトオフでは得られず、工業上の利用が困難である。
【００１０】
（「前駆体又は未焼結の状態の膜レベル」の）第一次改良のセットにおいて、シード層及び揮発性成分の過剰な成分（例えば、チタン酸ジルコン酸鉛（ＰＺＴ）及び鉛含有系における過度のＰｂＯ、タンタル酸ストロンチウムビスマス（ＳＢＴ）及びビスマス含有系における過度のＢｉ２Ｏ３）又はその両方の組み合わせの使用が、論文中において広範囲で報告されている。チタン酸鉛（ＰＴ）のシード層の使用により、ＰＺＴ  ＴＦのためのペロブスカイトの結晶化温度が１５分間６００℃から５５０℃に低下する旨が報告されている（引用文献２１参照）。ＰＴシード層に５０ｍｏｌ％の過剰ＰｂＯを加えると、ＰＺＴ（５３／４７）膜のペロブスカイト単相に、５００℃を２時間で、Ｐｔ／Ｔｉ／ＳｉＯ２／Ｓｉを得られる（引用文献２２参照）。また、ＰＺＴ（３０／７０）膜に対する、１００分間、４４０℃のペロブスカイト結晶化温度、及び前記温度がＰｔｘＰｂ中間層の形成に起因することが報告されている（引用文献２３参照）。１０％過剰なＰｂＯ及び１０ｎｍのＰＴ又はＴｉＯ２のいずれかの核形成層の使用により、ＰＺＴ（３０／７０）及びＰＬＺＴ（５／３０／７０）に対して、５分間、４００℃のペロブスカイト結晶化が報告されている（引用文献２４参照）。強誘電体層に合成物の高いモル比でＢｉ２ＳｉＯ５を含有する前駆体溶液は、前述の強誘電体層の結晶化温度より低い１５０℃〜２００℃の温度で、強誘電体薄膜をＣＳＤ結晶化できる（引用文献２５参照）。付随して、溶液の化学的性質の制御により、分子レベルの均一性が増大し、そして、前駆体の反応性は、同様に低温で強誘電体薄膜の製造に使用されている（引用文献２４、２６，２７参照）。前記の方法によれば、チタニウムリッチ部内のＰＺＴ結晶薄膜は、４５０℃以下での長時間のアニーリングで得られ、また、ＭＰＢ領域においては５５０℃で得られる。同様に、無鉛薄膜（例えばＳｒＢｉ２Ｔａ２Ｏ９）はまた、６００℃以下の温度で製造される。
【００１１】
一般的に、低温方法により製造された膜の強誘電体反応は非常に弱く、明確にペロブスカイト膜の初期の結晶状態を示し、のちに高温での膜加熱処理が必要となると報告されている。
【００１２】
光化学溶液付着（ＰｈｏｔｏＣｈｅｍｉｃａｌ  Ｓｏｌｕｔｉｏｎ  Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ，ＰＣＳＤ）は、ＵＶ照射を組み合わせたゾルゲル処理の使用による感光性の材料の形成を報告した論文を基礎とする（引用文献２８、２９参照）。例えばＴａ２Ｏ５、ＺｒＯ２又はＳｉＯ２等の単独酸化膜は、相対的に低い温度で本方法により製造される（引用文献３０参照）。強誘電体の複合酸化膜の場合、ゾルゲル付着層に対するＵＶ照射は、前記膜の感光パターンに対して使用される（引用文献３２から３５参照）。最近では、ＰＣＳＤは、スペインのグループにより、チタン酸鉛ベースとしたペロブスカイト薄膜の製造に対して使用され、活用されている（引用文献３６参照）。ＰＣＳＤは、ＵＶ光に対するゾルゲル前駆体の感光性の利用と、高強度のＵＶ放射線源（エキシマランプ）（引用文献３８参照）の利用に基づき、前駆体内の酸化結晶化に関して化学反応に触媒作用を及ぼす。ゾルゲル前駆体溶液中のいくつかの含有有機合成物の光励起は、アルカリグループ―酸素の迅速な電離を助け、最終酸化材料の金属―酸素―金属（Ｍ−Ｏ−Ｍ）の形成温度を減少させる。本ＰＣＳＤ技術はスペインのグループで利用可能であり、そのため、スペインのグループは、ＩＲ加熱システム（ＵＶ−補助高速熱アニーリング）で組み立てられた、ＵＶエキシマランプからなる実験室規模の設備を設計及び構成した。前記の照射システムは、商業的ＲＴＡ設備内の低温度での膜の熱処理と組み合わせることができる。実験室規模の設備の設計は、ＵＶ−補助高速熱アニーリング（Ｑｕａｌｉｆｌｏｗ  Ｔｈｅｒｍ  −  Ｊｉｐｅｌｅｃ．ｗｗｗ．ｊｉｐｅｌｅｃ．ｃｏｍ）を基礎としている。ＵＶ−補助高速熱アニーリングは、ＥＵ  ＢＲＰＲ−ＣＴ９８−０７７７プロジェクト「Ｍｉｃｒｏｆａｂｒｉｃａｔｉｏｎ  ｗｉｔｈ  Ｕｌｔｒａ  Ｖｉｏｌｅｔ  Ａｓｓｉｓｔｅｄ  Ｓｏｌ−ｇｅｌ  Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，  ＭＵＶＡＳＴ」の枠組みの中で、スペイン人発明者が参加したＪｉｐｅｌｅｃにより現在商品化されている。ＵＶ−補助高速熱アニーリングプロセッサーは、ゾルゲル、ＭＯＤ（有機金属付着、Ｍｅｔａｌｌｏｒｇａｎｉｃ  ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）、ＣＳＤ及びＭＯＣＶＤ（有機金属化学気相付着、Ｍｅｔａｌｌｏｒｇａｎｉｃ  ｃｈｅｍｉｃａｌ  ｖａｐｏｕｒ  ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）層の緻密化及び結晶化に現在使用されている。ＰＣＳＤを使用して、強誘電体チタン酸鉛（ＰｂＴｉＯ３、ＰＴ）及び改質されたＰＴ（アルカリ土類又はランタナイドカチオンにより置換された鉛）薄膜は、Ｓｉベースの基板上に、４５０℃超の温度で製造される（引用文献３９から４２参照）。前記のアプローチは、ＰＺＴ又は他の無鉛複合酸化強誘電体薄膜の低温度での製造には使用されていない。
【００１３】
一方で、ポルトガルのグループは、シード二相性ゾルゲル（Ｓｅｅｄｅｄ  Ｄｉｐｈａｓｉｃ  Ｓｏｌ−Ｇｅｌ，ＳＤＳＧ）前駆体の使用による、４１０℃で３０時間及び５５０℃で３０分でのＰＺＴ（５２／４８）膜内の純粋なペロブスカイト相の形成を報告している（引用文献４３参照）。ＰＺＴ（５２／４８）膜の結晶化反応速度は熟慮されており、活性化エネルギー全体は、２１９ｋＪ／ｍｏｌ（非シード時）から、１重量％シード化されたＰＺＴ膜に対して１７４ｋＪ／ｍｏｌに、５重量％シード化された膜に対して１４６ｋＪ／ｍｏｌに低減されている（引用文献４４参照）。結晶化の初期段階、構造展開、微構造発達及び電気的特性は、４００℃未満の低温度で加熱処理されたＦＥ  ＴＦ内で詳細に研究されている（引用文献４５−４７参照）。本方法によれば、ペロブスカイトナノメータ粒子は、非晶質前駆体内で分散され、低温度での薄膜内のペロブスカイト相の核生成を促進するシードとして振る舞う。ペロブスカイトＰＺＴ単相薄膜は、５ｍｏｌ％のシード使用時に、４１０℃で合成される（シードなしでは、６００℃から７００℃がＭＰＢのＰＺＴ単相膜を得るための標準の温度である）（引用文献４６参照）。同様にして、ＢＳＴ薄膜は、前記技術により６００℃で製造される（シードなしでは、７００℃から８００℃がＢＳＴ単相膜を得るための標準の温度である）（引用文献４８参照）。ナノメータ粒子の存在により、層の結晶化の反応速度は速くなり、ペロブスカイト相形成の全活性化エネルギーは低減され、シードにより生成された多核生成の中心は膜の微細構造を著しく変化させ、結果として、膜の電気的特性を改善する。ＳＤＳＧにより４３０℃で製造されたＰＺＴ薄膜は、金属基板又はむらのないポリマー基板を要求する用途に対して十分な強誘電体特性を示す（引用文献４５、４６参照）。シードなしの膜と比較して、強誘電体反応は、ＳＤＳＧにより６５０℃で製造されたＢＳＴシード膜に対してさえ得られる（引用文献４８参照）。
【００１４】
前記の２つの技術、ＰＣＳＤ及びＳＤＳＧは、低温度でＦＥ  ＴＦの合成の低コストアプローチであることが証明されているが、薄膜製造に対する技術の組み合わせは未だ試されていなかった。実際、低温度での結晶相の核生成の組み合わせ、例えば、結晶化と同時に起こる化学的前駆体の改質と、Ｓｉ技術（引用文献４９参照）で使用される基板と適合可能な温度での半導体基板と他の低融点基板とのＦＥ  ＴＦの信頼できる集積に対して、例えば高度に将来性のあるように見えるナノ結晶化核の取り込みとの、組み合わせは試されていなかった。例えば、ポリマー及び金属は新規な柔軟性のあるマイクロエレクトロニクスと、酸化強誘電体材料の可能性のある使用を広げる（引用文献５０参照）。
【００１５】
本発明の目的は、最適化された強誘電反応を有する、低温度（ＰＺＴ薄膜の場合４００℃未満）で強誘電体薄膜を製造する新規な処理を提供することである。本方法により、直接的又は間接的に強誘電体薄膜が得られる。本方法は、光化学溶液付着（ＰＣＳＤ）及びシード二相性ゾルゲル（ＳＤＳＧ）前駆体の組み合わせを含む。
【００１６】
低温度での強誘電体薄膜の製造方法の開発により、広範囲な無耐熱性基板（半導体、多結晶セラミックス、ガラス、金属、ポリマー）に適合可能である。
【００１７】
低温度での強誘電体結晶酸化薄膜、特にデバイスの集積に適した強誘電特性を有するＰｂＺｒｘＴｉ１−ｘＯ３（ＰＺＴ）（ＰＺＴでは４００℃未満）の製造の処理技術を開示する。本方法はまた、Ａ及びＢを一価、二価、三価、四価及び五価のイオンとする、タングステンブロンズ（Ａ２Ｂ２Ｏ６）、ペロブスカイト（ＡＢＯ３）、パイロクロア（Ａ２Ｂ２Ｏ７）及びビスマス層（Ｂｉ４Ｔｉ３Ｏ１２）の構造の強誘電体薄膜の製造にも効果的である。本方法は、ＳＤＳＧ前駆体とＰＣＳＤ方法との組み合わせを基礎としている。本発明は、低温度で、単結晶、多結晶、非晶質、金属性及びポリマーの基板上に、高濃度かつ亀裂のない厚さ５０ｎｍ以上８００ｎｍ以下の、最適化された特性を有する、多結晶強誘電性、圧電性、焦電性及び誘電性の薄膜の製造方法を提供する。本方法は、主に以下のステップを含む。
【００１８】
ｉ）  ＵＶ波長帯で高い感光性を有する、所望の金属酸化合成物の改質された有機金属前駆体溶液を合成するステップ。
【００１９】
ｉｉ）  ゾルゲル処理により、前記前駆体のゾルから得られる結晶合成物と類似又は非類似の所望の合成物のナノ粒子を調整するステップ。
【００２０】
ｉｉｉ）  分散剤の使用による分散と前駆体ゾル内の結晶性ナノ粒子への超音波処理とにより、安定かつ均質のゾルゲル溶液を調整するステップ。
【００２１】
ｉｖ）  浸漬、スピン又は噴霧処理により基板上へ前記溶液を付着し、次に、加熱処理により、乾燥及び部分的な熱分解を行うステップ。
【００２２】
ｖ）  空気中又は酸素中で付着層に対してＵＶ照射を行い、さらに照射された層に対して、空気中又は酸素中で４００℃未満の熱処理を行うステップ。
【００２３】
ｖｉ）  膜の厚さが５０ｎｍから１０００ｎｍの間になるまでｉｖ）ステップ及びｖ）ステップを繰り返すステップ。
【図面の簡単な説明】
【００２４】
【図１】ｂ）非光活性ゾルと比較したａ）光活性ゾルのＵＶスペクトルを示す図。
【図２】ＰＺＴ前駆体にシードとして添加されるＰＺＴナノ粉末の粒子サイズ分布を示す図。
【図３】低温度での強誘電体薄膜の製造フローチャートを示す図。
【図４】ＵＶ照射され、及び高速熱アニーリングによる低温処理されたＰＺＴ薄膜のＸ線回折（ＸＲＤ）パターン図。
【図５】ａ）は、３７５℃、５時間で製造されたＰＺＴ薄膜の強誘電体ヒステリシスループを、ｂ）は、ＰＺＴ薄膜ＩＩの未安定及び安定したの強誘電体ループを、それぞれ示す。
【００２５】
本明細書で公開された方法は、第１ステップとして、ＵＶ感光に改質された、所望の金属性元素のゾルゲル前駆体の調整を含む。そのため、Ｔｉ（ＩＶ）及びＺｒ（ＩＶ）の金属アルコキシドは、β−ジケトナート（例えば、アセチルアセトン、ＣＨ３ＣＯＣＨ２ＣＯＣＨ３）によって改質される。この改質されたチタニウム及びジルコニウムのアルコキシドを、アルコール溶媒（例えば、エタノール、Ｃ２Ｈ５ＯＨ）中で、酢酸鉛と反応させ、ＰＺＴゾル前駆体を得る。ゾルは、図１に示されるように改善されたＵＶ吸収性を有し、従ってＵＶ光のもとで感光性を示す。
【００２６】
所望の合成物のナノ粒子の調整は、本方法の第２ステップである。ナノ粒子は、前駆体ゾルと同じ又は異なる合成物でもよく、ゾルゲル処理により調整される。粒子サイズ及び粒子サイズの分布は重要パラメータである。図２は、ＰＺＴナノ粒子の粒子分布を示す。
【００２７】
ナノ粒子を光活性ゾルの中で超音波処理によって分散させ、安定かつ均質のゾルゲル懸濁液を調整する。最適化された分散を保証するため、有機分散剤を使用してもよい。どのようなタイプの基板にも、噴霧、スピン又は浸漬コーティングにより、前記懸濁液を塗布することができ、加熱処理サイクルを続けることができる。基板の物理的性質はまた、単結晶、多結晶、ガラス、金属、ポリマーと異なってもよく、基板は、好ましくは、白金単結晶、インジウムスズ酸化物（ＩＴＯ）被覆ガラス、低耐熱性金属箔、ポリマー板、ステンレス鋼板、炭素鋼板、及び多結晶セラミック基板からなる一群から選択される基盤である。付着の各サイクルに続いて、コーティングは、ホットプレート上で乾燥され、ＵＶ照射され、そして、ランプ照射（ＲＴＡ）を使用して低熱量で４００℃以下の温度で結晶化される。照射と結晶化とは、空気又は酸素中で適切に実施されてもよい。図３の模式的に示すように、付着、乾燥、照射及び結晶化は所望の厚さに到達するまで繰り返される。
【００２８】
代表的な成分は後述するが、後述する成分は必須のものではなく、マイクロ電子デバイスに用いられる異なる誘電性物質の薄膜に大幅に変更してもよい。本方法により処理されたＰＺＴ膜は、５μＣ／ｃｍ２から１５μＣ／ｃｍ２の間の残留電極値と、１０μＣ／ｃｍ２から２３μＣ／ｃｍ２まで変化する最大分極値とを有し、従来の方法により高温で処理されたＰＺＴ膜と比べても遜色がない。
【００２９】
前記ＰＺＴ合成物の他にも、本明細書で開示された方法で製造され得る他の膜合成物の例は、Ａ及びＢを一価、二価、三価、四価及び五価のイオンとした、タングステンブロンズ（Ａ２Ｂ２Ｏ６）、ペロブスカイト（ＡＢＯ３）、パイロクロア（Ａ２Ｂ２Ｏ７）及びビスマス層（Ｂｉ４Ｔｉ３Ｏ１２）の構造を有する、チタン酸塩、ニオブ酸塩、タンタル酸塩、ジルコ酸塩、タングス酸塩及びビスマスの一般的な複合酸化物を含み、本発明は前記合成物に適用できる。
【００３０】
［金属有機ゾルの調整］
１．  感光性のＰｂＺｒ１−ｘＴｉｘＯ３ゾル
例として、ｘ＝０．４８、  ＰＺＴ５２／４８で、過剰な鉛を含まないゾルをとりあげる。
【００３１】
液体１Ｌあたり０．２モルのＰｂＺｒ１−ｘＴｉｘＯ３を等量濃度含むゾルは、市販試薬のチタンオキシアセチルアセトネート（Ｔｉ（ＯＣ３Ｈ７）２（ＣＨ３ＣＯＣＨＣＯＣＨ３）２、ジルコニウムテトライソプロポキシド（Ｚｒ（ＯＣ３Ｈ７）４）、酢酸鉛（Ｐｂ（ＣＨ３ＣＯ２）２．３Ｈ２Ｏ）及びアルコール溶媒（エタノール，  Ｃ２Ｈ５ＯＨ）を使用して合成できる。０．４８／０．５２／１．００のＴｉ／Ｚｒ／Ｐｂのモル比で使用される。アセチルアセトン（ＡｃａｃＨ  ＣＨ３ＣＯＣＨ２ＣＯＣＨ３）をＺｒ（ＯＣ３Ｈ７）４に１／２のＺｒ／ＡｃａｃＨのモル比で添加する。加熱後、黄色透明のゾルが得られる。
【００３２】
２．ゾルゲル（二相性ゾル）の調整
ナノメートルサイズのＰＺＴ粉末をエタノールの中に溶解させる。懸濁液を感光性ＰＺＴゾルに添加し、調整した混合液を、安定したかつ均質な懸濁液が得られるまで超音波処理する。粒子サイズは、２０ｎｍから１００ｎｍまで変化する。粉末の重量パーセントは、懸濁液の重量の０から１０パーセントまで変化する。
【００３３】
化学的に改質された前駆体の役割の結果として、ナノ結晶粒子の働きにより低温で所望の結晶化相の核生成に関与し、核生成と結晶化相の成長を促進し、低温で熱処理された膜は、図４のＸＲＤパターンにより示されるように十分に高い結晶化度を示す。３７５℃程度の低温で製造されたＰＺＴ膜は、独立して各方法で製造された膜と比較して、明確な強誘電体の反応を有する。図５は、膜で測定された強誘電体ヒステリシスループを示している。強誘電体の反応は、６００℃以上の高温で製造した同じ合成物の報告と比較しても遜色がない。
【００３４】
開示された本方法は、埋め込みアプリケーション用の薄膜キャパシタ、半導体メモリの代替強誘電体メモリ、強誘電体薄膜導波ガイド及び光学メモリディスプレイ、弾性表面波基板、焦電センサ、マイクロ電子機械システム（ＭＥＭｓ）、インパクトプリンタヘッダの他に、低コストで非屈折性の基板が費用効率の高い製品に使用され得る変位変換器の組み立てのための、ミクロ電子工学又は光学工業に適用可能である。
【００３５】
(引用文献)  
［１］  Ｙ．Ａｒｉｍｏｔｏ  ａｎｄ  Ｈ．Ｉｓｈｉｗａｒａ．  Ｃｕｒｒｅｎｔ  ｓｔａｔｕｓ  ｏｆ  ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ  ｒａｎｄｏｍｍ−ａｃｃｅｓｓ  ｍｅｍｏｒｙ．  ＭＲＳ  Ｂｕｌｌｅｔｉｎ，  ２００４，  ２９，  １１，  ８２３．
［２］  Ｓ．  Ｔｒｏｌｉｅｒ−ＭｃＫｉｎｓｔｒｙ，  Ｐ．  Ｍｕｒａｌｔ．  Ｔｈｉｎ  ｆｉｌｍ  ｐｉｅｚｏｅｌｅｃｔｒｉｃｓ  ｆｏｒ  ＭＥＭＳ．  Ｊｏｕｒｎａｌ  ｏｆ  Ｅｌｅｃｔｒｏｃｅｒａｍｉｃｓ，  ２００４，  １２（１−２），  ７．
［３］  Ｎ．  Ｓｅｔｔｅｒ  ａｎｄ  Ｄ．  Ｄａｍｊａｎｏｖｉｃ，  Ｌ．  Ｅｎｇ，  Ｇ．  Ｆｏｘ，  Ｓ．  Ｇｅｖｏｒｇｉａｎ，  Ｓ．  Ｈｏｎｇ，  Ａ．  Ｋｉｎｇｏｎ，  Ｈ．  Ｋｏｈｌｓｔｅｄｔ，  Ｎ．  Ｙ．  Ｐａｒｋ，  Ｇ．  Ｂ．  Ｓｔｅｐｈｅｎｓｏｎ，  Ｉ．  Ｓｔｏｌｉｔｃｈｎｏｖ，  Ａ．  Ｋ．  Ｔａｇａｎｓｔｅｖ，  Ｄ．  Ｖ．  Ｔａｙｌｏｒ，  Ｔ．  Ｙａｍａｄａ，  Ｓ．  Ｓｔｒｅｉｆｆｅｒ．  Ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ  ｔｈｉｎ  ｆｉｌｍｓ：  Ｒｅｖｉｅｗ  ｏｆ  ｍａｔｅｒｉａｌｓ，  ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ，  ａｎｄ  ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ．  Ｊｏｕｒｎａｌ  ｏｆ  Ａｐｐｌｉｅｄ  Ｐｈｙｓｉｃｓ．  ２００６，  ０５１６０６，  １００．
［４］  Ｂ．  Ｊａｆｆｅ，  Ｗ．Ｒ．  Ｊｒ．  Ｃｏｏｋ，  ａｎｄ  Ｈ．  Ｊａｆｆｅ．  Ｐｉｅｚｏｅｌｅｃｔｒｉｃ  Ｃｅｒａｍｉｃｓ．  Ａｃａｄｅｍｉｃ  Ｐｒｅｓｓ，  Ｌｏｎｄｏｎ，  １９７１．
［５］  Ｗ．  Ｃａｏ  ａｎｄ  Ｌ．Ｅ．  Ｃｒｏｓｓ．  Ｔｈｅｏｒｅｔｉｃａｌ  ｍｏｄｅｌ  ｆｏｒ  ｔｈｅ  ｍｏｒｐｈｏｔｒｏｐｉｃ  ｐｈａｓｅ  ｂｏｕｎｄａｒｙ  ｉｎ  ｌｅａｄ  ｚｉｒｃｏｎａｔｅ  −  ｌｅａｄ  ｔｉｔａｎａｔｅ  ｓｏｌｉｄ  ｓｏｌｕｔｉｏｎｓ．  Ｐｈｙｓ．  Ｒｅｖ．  Ｂ，  １９９３，  ４７，  ４８２５．
［６］  Ｘ．Ｈ．  Ｄｕ，  Ｊ．  Ｚｈｅｎｇ，  Ｕ．  Ｂｅｌｅｇｕｎｄｕ  ａｎｄ  Ｋ．  Ｕｃｈｉｎｏ．  Ｃｒｙｓｔａｌ  ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ  ｄｅｐｅｎｄｅｎｃｅ  ｏｆ  ｐｉｅｚｏｅｌｅｃｔｒｉｃ  ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ  ｏｆ  ｌｅａｄ  ｚｉｒｃｏｎａｔｅ  ｔｉｔａｎａｔｅ  ｎｅａｒ  ｔｈｅ  ｍｏｒｐｈｏｔｒｏｐｉｃ  ｐｈａｓｅ  ｂｏｕｎｄａｒｙ．  Ａｐｐｌ．  Ｐｈｙｓ．  Ｌｅｔｔ．  １９９８，  ７２，  ２４２１．
［７］  Ｏ．  Ａｕｃｉｅｌｌｏ，  Ｃ．Ｍ．  Ｆｏｓｔｅｒ  ａｎｄ  Ｒ．  Ｒａｍｅｓｈ．  Ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ  ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｅｓ  ｆｏｒ  ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ  ｔｈｉｎ  ｆｉｌｍｓ  ａｎｄ  ｈｅｔｅｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ．  Ａｎｎｕ．  Ｒｅｖ．  Ｍａｔｅｒ．  Ｓｃｉ．  １９９８，  ２８，  ５０１．
［８］  Ｌ．Ｍ．  Ｓｈｅｐｐａｒｄ．  Ａｄｖａｎｃｅｓ  ｉｎ  ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ  ｏｆ  ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ  ｔｈｉｎ  ｆｉｌｍｓ．  Ｃｅｒａｍ．  Ｂｕｌｌ．  １９９２，  ７１，  ８５．
［９］  Ｒ．Ｗ．  Ｓｃｈｗａｒｔｚ，  Ｔ．Ｊ．  Ｂｏｙｌｅ，  Ｓ．Ｊ．  Ｌｏｃｋｗｏｏｄ，  Ｍ．Ｂ．  Ｓｉｎｃｌａｉｒ，  Ｄ．  Ｄｉｍｏｓ  ａｎｄ  Ｃ．Ｄ．  Ｂｕｃｈｈｅｉｔ．  Ｓｏｌ−Ｇｅｌ  Ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ  ｏｆ  ＰＺＴ  Ｔｈｉｎ−Ｆｉｌｍｓ  -  Ａ  Ｒｅｖｉｅｗ  ｏｆ  ｔｈｅ  Ｓｔａｔｅ−ｏｆ−ｔｈｅ−Ａｒｔ  ａｎｄ  Ｐｒｏｃｅｓｓ  Ｏｐｔｉｍｉｚａｔｉｏｎ  Ｓｔｒａｔｅｇｉｅｓ．  Ｉｎｔｅｇｒ．  Ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒ．  １９９５，  ７，  ２５９．
［１０］  Ｃ．Ｊ．  Ｂｒｉｎｋｅｒ，  Ａ．Ｊ．  Ｈｕｒｄ，  Ｐ．Ｒ．  Ｓｃｈｕｎｋ，  Ｇ．Ｃ．  Ｆｒｙｅ  ａｎｄ  Ｃ．Ｓ．  Ａｓｈｌｅｙ．  Ｒｅｖｉｅｗ  ｏｆ  Ｓｏｌ−Ｇｅｌ  Ｔｈｉｎ−Ｆｉｌｍ  Ｆｏｒｍａｔｉｏｎ．  Ｊ．  Ｎｏｎ−Ｃｒｙｓｔ．  Ｓｏｌｉｄｓ，  １９９２，  １４７，  ４２４．
［１１］  Ｉ．Ｍ．  Ｒｅａｎｅｙ，  Ｄ．Ｖ．  Ｔａｙｌｏｒ  ａｎｄ  Ｋ．Ｇ．  Ｂｒｏｏｋｓ．  Ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ  ＰＺＴ  ｔｈｉｎ  ｆｉｌｍｓ  ｂｙ  ｓｏｌ−ｇｅｌ  ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ．  Ｊ．  Ｓｏｌ−Ｇｅｌ  Ｓｃｉ．  Ｔｅｃｈｎ．  １９９８，  １３，  ８１３．
［１２］  Ｃ．Ｊ．  Ｂｒｉｎｋｅｒ  ａｎｄ  Ｇ．Ｗ．  Ｓｃｈｅｒｅｒ．  Ｓｏｌ  -  ｇｅｌ  ｓｃｉｅｎｃｅ：  ｔｈｅ  ｐｈｙｓｉｃｓ  ａｎｄ  ｃｈｅｍｉｓｔｒｙ  ｏｆ  ｓｏｌ−ｇｅｌ  ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ．  Ａｃａｄｅｍｉｃ  Ｐｒｅｓｓ，  Ｎｅｗ  Ｙｏｒｋ，  １９９０．
［１３］  Ｂ．Ａ．  Ｔｕｔｔｌｅ  ａｎｄ  Ｒ．Ｗ．  Ｓｃｈｗａｒｔｚ．  Ｓｏｌｕｔｉｏｎ  ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ  ｏｆ  ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ  ｔｈｉｎ  ｆｉｌｍｓ．  ＭＲＳ  Ｂｕｌｌｅｔｉｎ，  １９９６，  ２１，  ４９．
［１４］  Ｔ．  Ｈｏｒｉ  ａｎｄ  Ｈ．  Ｉｗａｓａｋｙ．  Ｉｍｐｒｏｖｅｄ  ｈｏｔ−ｃａｒｒｉｅｒ  ｉｍｍｕｎｉｔｙ  ｉｎ  ｓｕｂｍｉｃｒｏｍｅｔｅｒ  ｍｏｓｆｅｔｓ  ｗｉｔｈ  ｒｅｏｘｉｄｉｚｅｄ  ｎｉｔｒｉｄｅｄ  ｏｘｉｄｅｓ  ｐｒｅｐａｒｅｄ  ｂｙ  ｒａｐｉｄ  ｔｈｅｒｍａｌ−ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ．  ＩＥＥＥ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｄｅｖｉｃｅ  Ｌｅｔｔｅｒｓ，  １９８９，  １０（２），  ６４．
［１５］  Ｋ．Ｕｃｈｉｙａｍａ，  Ｋ．  Ａｒｉｔａ，  Ｙ．  Ｓｈｉｍａｄａ，  Ｓ．  Ｈａｙａｓｉ，  Ｅ．  Ｆｕｊｉｉ，  Ｔ．  Ｏｔｓｕｋｉ，  Ｎ．  Ｓｏｌａｙａｐｐａｎ，  Ｖ．  Ｊｏｓｈｉ  ａｎｄ  Ｃ．Ａ．Ｐａｚ  ｄｅ  Ａｒａｕｊｏ．  Ｌｏｗ  ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ  ｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ  ｏｆ  ＳｒＢｉ２Ｔａ２Ｏ９  （ＳＢＴ）  ｆｉｌｍｓ  Ｉｎｔｅｇｒａｔｅｄ  Ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃｓ，  ２０００，  ３０，  １０３．
［１６］  Ｓ．  Ｓ．  Ｎ．  Ｂｈａｒａｄｗａｊａ，  Ｔ．  Ｄｅｃｈａｋｕｐｔ，  Ｓ．Ｔｒｏｌｉｅｒ−Ｍｃｋｉｎｓｔｒｙ．  Ｅｘｃｉｍｅｒ  Ｌａｓｅｒ  Ｃｒｙｓｔａｌｌｉｚｅｄ  （Ｐｂ，Ｌａ）（Ｚｒ，Ｔｉ）Ｏ３  Ｔｈｉｎ  Ｆｉｌｍｓ，  Ｊ．  Ａｍ．  Ｃｅｒａｍ．  Ｓｏｃ．，  ２００８，  ９１  （５），  １５８０．
［１７］  Ｒ．  Ｗａｓｅｒ，  Ｓ．Ｈ．  Ｈｏｆｆｍａｎ，  Ｏ．  Ｂａｌｄｕｓ，  Ａ．  Ｓｃｈｕｓｔｅｒ．  Ｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ  ｏｆ  ｃｅｒａｍｉｃ  ｌａｙｅｒｓ  ｅｓｐｅｃｉａｌｌｙ  ｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃ  ｃｅｒａｍｉｃ  ｔｈｉｎ  ｆｉｌｍｓ  ｆｏｒ  ｉｎｔｅｇｒａｔｉｏｎ  ｗｉｔｈ  ｍｉｃｒｏｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃ  ａｎｄ  ｍｉｃｒｏｍｅｃｈａｎｉｃａｌ  ｄｅｖｉｃｅｓ  ｅ．ｇ．  ｆｏｒ  Ｆｅ−Ｒａｍ  ｐｒｏｄｕｃｔｉｏｎ．  Ｇｅｒｍａｎ  Ｐａｔｅｎｔ，  ＷＯ９９４１２１２，  １９９９．  
［１８］  Ｓ．Ｄ．  Ｒｕｓｓｅｌｌ，  Ｄ．Ａ．  Ｓｅｘｔｏｎ．  Ａｎｎｅａｌｉｎｇ  ｏｒ  ｐａｔｔｅｒｎｉｎｇ  ｏｆ  ｔｈｉｎ  ｆｉｌｍ  ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ  ｍａｔｅｒｉａｌｓ  ｂｙ  ｌａｓｅｒ  ｂｅａｍ  ｉｎ  ａｐｐｒｏｐｒｉａｔｅ  ａｔｍｏｓｐｈｅｒｅ．  ＵＳＡ  Ｐａｔｅｎｔ，  ＵＳ５３１０９９０，  １９９４．  
［１９］  Ｊ．  Ｋａｒａｓａｗａ，  Ｖ．  Ｊｏｓｈｉ，  Ｊ．  Ｋａｒａｓｗａｗ，  Ｋ．  Ｊｕｍａｈｉ，  Ｊ．  Ｖｉｋｒａｍ．  Ｍａｎｕｆａｃｔｕｒｅ  ｏｆ  ｉｎｔｅｇｒａｔｅｄ  ｃｉｒｃｕｉｔｓ  ｕｓｉｎｇ  ｔｈｉｎ  ｆｉｌｍ  ｌａｙｅｒｅｄ  ｓｕｐｅｒｌａｔｔｉｃｅ  ｍａｔｅｒｉａｌ  ｈａｖｉｎｇ  ｉｍｐｒｏｖｅｄ  ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ．  Ｊａｐａｎｅｓｓｅ  Ｐａｔｅｎｔ，  ＪＰ２００５５０５９１１，  ２００２．
［２０］  Ｔ．  Ｐ．  Ｃｏｍｙｎ，  Ｔ．  Ｃｈａｋｒａｂｏｒｔｙ，  Ｒ．  Ｅ．  Ｍｉｌｅｓ，  Ｓ．  Ｊ．  Ｍｉｌｎｅ，  Ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉｏｎ  ｏｆ  ｌａｓｅｒ−ｔｒａｎｓｆｅｒｒｅｄ  ｂｉｓｍｕｔｈ  ｆｅｒｒｉｔｅ  ｌｅａｄ  ｔｉｔａｎａｔｅ  ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ  ｔｈｉｃｋ  ｆｉｌｍｓ，  Ａｐｐｌ．  Ｐｈｙｓ．  Ｌｅｔｔｓ．，  ２００８，  ９３，  ０５２９０９．
［２１］  Ｃ．Ｋ．  Ｋｗｏｋ  ａｎｄ  Ｓ．Ｂ．  Ｄｅｓｕ．  Ｌｏｗ−ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ  ｐｅｒｏｖｓｋｉｔｅ  ｆｏｒｍａｔｉｏｎ  ｏｆ  ｌｅａｄ  ｚｉｒｃｏｎａｔｅ  ｔｉｔａｎａｔｅ  ｔｈｉｎ−ｆｉｌｍｓ  ｂｙ  ａ  ｓｅｅｄｉｎｇ  ｐｒｏｃｅｓｓ．  Ｊ．  Ｍａｔｅｒ．  Ｒｅｓ．  １９９３，  ８  （２），  ３３９．
［２２］  Ｈ．  Ｓｕｚｕｋｉ，  Ｔ．  Ｋｏｉｚｕｍｉ，  Ｙ．  Ｋｏｎｄｏ，  Ｓ．  Ｋａｎｅｋｏ．  Ｌｏｗ−ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ  ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ  ｏｆ  Ｐｂ（Ｚｒ０．５３Ｔｉ０．４７）Ｏ３  ｔｈｉｎ  ｆｉｌｍ  ｆｒｏｍ  ｓｔａｂｌｅ  ｐｒｅｃｕｒｓｏｒ  ｓｏｌ．  Ｊ．  Ｅｕｒ．  Ｃｅｒａｍ．  Ｓｏｃ．  １９９９，  １９，  １３９７．
［２３］  Ｚ．  Ｈｕａｎｇ，  Ｑ．  Ｚｈａｎｇ，  Ｒ．Ｗ．  Ｗｈａｔｍｏｒｅ．  Ｌｏｗ  ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ  ｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ  ｏｆ  ｌｅａｄ  ｚｉｒｃｏｎａｔｅ  ｔｉｔａｎａｔｅ  ｔｈｉｎ  ｆｉｌｍｓ  ｂｙ  ａ  ｓｏｌ−ｇｅｌ  ｍｅｔｈｏｄ．  Ｊ．  Ａｐｐｌ．  Ｐｈｙｓ．  １９９８，  ８５（１０），  ７３５５．
［２４］  Ｍ．  Ｍａｎｄｅｌｊｄ，  Ｍ．  Ｋｏｓｅｃ，  Ｂ．  Ｍａｌｉｃ，  Ｚ．  Ｓａｍａｒｄｚｉｊａ．  Ｌｏｗ  ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ  ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ  ｏｆ  ｌａｎｔｈａｎｕｍ  ｄｏｐｅｄ  ＰＺＴ  ｔｈｉｎ  ｆｉｌｍｓ．  Ｉｎｔｅｇｒａｔｅｄ  Ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃｓ，  ２０００，  ３０，  １４９．
［２５］  Ｔ．  Ｋｉｊｉｍａ，  Ｈ．  Ｉｓｈｉｗａｒａ．  Ｓｉ−ｓｕｂｓｔｉｔｕｔｅｄ  ｕｌｔｒａｔｈｉｎ  ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ  ｆｉｌｍｓ．  Ｊｐｎ．  Ｊ．  Ａｐｐｌ．  Ｐｈｙｓ．，  ２００２，  ４１（６Ｂ），  Ｌ７１６．
［２６］  Ｋ．  Ｋａｔｏ．  Ｌｏｗ−Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ  Ｓｙｎｔｈｅｓｉｓ  ｏｆ  ＳｒＢｉ２Ｔａ２Ｏ９  Ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ  Ｔｈｉｎ  Ｆｉｌｍｓ  ｔｈｒｏｕｇｈ  ｔｈｅ  Ｃｏｍｐｌｅｘ  Ａｌｋｏｘｉｄｅ  Ｍｅｔｈｏｄ：  Ｅｆｆｅｃｔｓ  ｏｆ  Ｆｕｎｃｔｉｏｎａｌ  Ｇｒｏｕｐ，  Ｈｙｄｒｏｌｙｓｉｓ  ａｎｄ  Ｗａｔｅｒ  Ｖａｐｏｒ  Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ．  Ｊｐｎ．  Ｊ．  Ａｐｐｌ．  Ｐｈｙｓ．，  １９９８，  ３７，  ５１７８．
［２７］  Ｙ．  Ｂｅｐｐｕ，  Ｙ．  Ｂｅｐｐｕ，  Ｋ．  Ｓｕｎａｈａｒａ，  Ｌｉｑｕｉｄ  ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ  ｆｏｒ  ｆｏｒｍｉｎｇ  ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ  ｔｈｉｎ  ｆｉｌｍ  ａｎｄ  ｐｒｏｃｅｓｓ  ｆｏｒ  ｐｒｏｄｕｃｉｎｇ  ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ  ｔｈｉｎ  ｆｉｌｍ．  ＵＳ  Ｐａｔｅｎｔ，  ＵＳ１１２６０２０９  （２００７）．
［２８］  Ｈ．  Ｉｍａｉ．  Ｕｌｔｒａｖｉｏｌｅｄ  （ＵＶ）  ｒａｄｉａｔｉｏｎ，  ｉｎ  Ｓｏｌ−Ｇｅｌ  Ｓｃｉｅｎｃｅ  ａｎｄ  Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ．  Ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ  ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉｏｎ  ａｎｄ  ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ．  Ｖｏｌ．Ｉ  Ｓｏｌ−ｇｅｌ  ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ，  Ｃｈｐ．２７，  ｐｇ．６３９．  Ｋｌｕｗｅｒ  Ａｃａｄｅｍｉｃ  Ｐｕｂ．，  Ｅｄ．ｂｙ  Ｓ．Ｓａｋｋａ．  Ｎｅｗ  Ｙｏｒｋ，  ２００５．
［２９］  Ｉ．Ｗ．  Ｂｏｙｄ，  Ｊ．Ｙ．  Ｚｈａｎｇ．  Ｐｈｏｔｏｉｎｄｕｃｅｄ  ｇｒｏｗｔｈ  ｏｆ  ｄｉｅｌｅｃｔｒｉｃｓ  ｗｉｔｈ  ｅｘｃｉｍｅｒ  ｌａｍｐｓ．  Ｓｏｌｉｄ−Ｓｔａｔｅ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃｓ．  ２００１，  ４５，  １４１３．
［３０］  Ｍ．  Ｂｒｉｎｋｍａｎｎ，  Ｖ．Ｚ．  Ｃｈａｎ，  Ｅ．Ｌ．  Ｔｈｏｍａｓ，  Ｖ．Ｙ．  Ｌｅｅ，  Ｒ．Ｄ．  Ｍｉｌｌｅｒ，  Ｎ．  Ｈａｄｊｉｃｈｒｉｓｔｉｄｉｓ，  Ａ．  Ａｕｇｅｒｏｐｏｕｌｏｓ．  Ｒｏｏｍ  ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ  ｓｙｎｔｈｅｓｉｓ  ｏｆ  ａ−ＳｉＯ２  ｔｈｉｎ  ｆｉｌｍｓ  ｂｙ  ＵＶ−ａｓｓｉｓｔｅｄ  ｏｚｏｎｏｌｙｓｉｓ  ｏｆ  ａ  ｐｏｌｙｍｅｒ  ｐｒｅｃｕｒｓｏｒ．  Ｃｈｅｍ．Ｍａｔｅｒ．，  ２００１，  １３，  ９６７．  
［３１］  Ｓ．  Ｍａｅｋａｗａ，  Ｔ．  Ｏｈｉｓｈｉ．  Ｅｖａｌｕａｔｉｏｎ  ｏｆ  ＳｉＯ２  ｔｈｉｎ  ｆｉｌｍｓ  ｐｒｅｐａｒｅｄ  ｂｙ  ｓｏｌ−ｇｅｌ  ｍｅｔｈｏｄ  ｕｓｉｎｇ  ｐｈｏｔｏｉｒｒａｄｉａｔｉｏｎ．  Ｊ．  Ｎｏｎ−Ｃｒｙｓｔ．  Ｓｏｌｉｄｓ，  １９９４，  １６９，  ２０７．
［３２］  Ｙ．  Ｎａｋａｏ，  Ｔ．  Ｎａｋａｍｕｒａ，  Ａ．  Ｋａｍｉｓａｗａ，  Ｈ．  Ｔａｋａｓｕ．  Ｅｌｅｃｔｒｉｃａｌ  ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ  ｏｆ  ＰＺＴ  ｔｈｉｎ  ｆｉｌｍｓ  ｄｅｒｉｖｅｄ  ｆｒｏｍ  ｓｏｌ−ｇｅｌ  ｓｏｌｕｔｉｏｎ  ｃｏｎｔａｉｎｉｎｇ  ｐｈｏｔｏ−ｓｅｎｓｉｔｉｖｅ  ｗａｔｅｒ−ｇｅｎｅｒａｔｏｒ．  Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓ  ｏｆ  ｔｈｅ  ９ｔｈ  Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ  Ｓｙｍｐｏｓｉｕｍ  ｏｎ  Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ  ｏｆ  Ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃｓ，  ＩＳＡＦ’９４．  Ｅｄ．  ｂｙ  Ｒ．Ｋ．  Ｐａｎｄｅｙ，  Ｍ．  Ｌｉｕ  ａｎｄ  Ａ．  Ｓａｆａｒｉ．  Ｐｅｎｎｓｙｌｖａｎｉａ  -  ＵＳＡ，  １９９４，  ４５０．
［３３］  Ｈ．  Ｕｃｈｉｄａ，  Ｎ．  Ｓｏｙａｍａ，  Ｋ．  Ｋａｇｅｙａｍａ，  Ｋ．  Ｏｇｉ，  Ｍ．Ｌ．  Ｓｃｏｔｔ，  Ｊ．Ｄ．  Ｃｕｃｈｉａｒｏ，  Ｌ．Ｄ．  ＭａｃＭｉｌｌａｎ，  Ｃ．Ａ．  Ｐａｚ  ｄｅ  Ａｒａｕｊｏ．  Ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｓａｔｉｏｎ  ｏｆ  ｓｅｌｆ−ｐａｔｔｅｒｎｅｄ  ＳＢＴ／ＳＢＮＴ  ｔｈｉｎ  ｆｉｌｍｓ  ｆｒｏｍ  ｐｈｏｔｏｓｅｎｓｉｔｉｖｅ  ｓｏｌｕｔｉｏｎｓ．  Ｉｎｔｅｇｒａｔｅｄ  Ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃｓ，  １９９７  １８，  ２４９．
［３４］  Ｍ．  Ａｚｕｍａ，  Ｌ．Ｄ．  ＭｃＭｉｌｌａｎ，  Ｃ．Ａ．  Ｐａｚ  ｄｅ  Ａｒａｕｊｏ，  Ｍ．Ｃ．  Ｓｃｏｔｔ．  ＵＶ  ｒａｄｉａｔｉｏｎ  ｐｒｏｃｅｓｓ  ｆｏｒ  ｍａｋｉｎｇ  ｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃ  ｄｅｖｉｃｅｓ  ｈａｖｉｎｇ  ｌｏｗ  ｌｅａｋａｇｅ−ｃｕｒｒｅｎｔ  ａｎｄ  ｌｏｗ  ｐｏｌａｒｉｚａｔｉｏｎ  ｆａｔｉｇｕｅ．  ＵＳＡ  Ｐａｔｅｎｔ，  ＵＳ５８７１８５３，  １９９９．
［３５］  Ｋ．  Ｋａｇｅｙａｍａ，  Ｋ．  Ｏｇｉ，  Ｎ．  Ｓｏｙａｍａ，  Ｌ．Ｄ．  ＭｃＭｉｌｌａｎ，  Ｃ．Ａ．  Ｐａｚ  ｄｅ  Ａｒａｕｊｏ，  Ｍ．Ｃ．  Ｓｃｏｔｔ．  Ｐｈｏｔｏｐａｔｔｅｒｎｉｎｇ  ｏｆ  ｔｈｉｎ  ｆｉｌｍ  ｆｏｒ  ｕｓｅ  ｉｎ  ｉｎｔｅｇｒａｔｅｄ  ｃｉｒｃｕｉｔｓ．  ＵＳＡ  Ｐａｔｅｎｔ，  ＵＳ５９４２３７６，  １９９９．
［３６］  Ｍ．Ｌ．  Ｃａｌｚａｄａ，  Ｉ．  Ｂｒｅｔｏｓ，  Ｒ．  Ｊｉｍｅｎｅｚ，  Ｈ．  Ｇｕｉｌｌｏｎ，  Ｌ．  Ｐａｒｄｏ．  Ｌｏｗ−ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ  ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ  ｏｆ  ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ  ｔｈｉｎ  ｆｉｌｍｓ  ｃｏｍｐａｔｉｂｌｅ  ｗｉｔｈ  ｓｉｌｉｃｏｎ  ｉｎｔｅｇｒａｔｅｄ  ｃｉｒｃｕｉｔ  ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ．  Ａｄｖ．  Ｍａｔｅｒ．，  ２００４，  １６（１８），  １６２０．
［３７］  Ｍ．Ｌ．  Ｃａｌｚａｄａ，  Ａ．  Ｇｏｎｚａｌｅｚ，  Ｒ．  Ｐｏｙａｔｏ，  Ｌ．  Ｐａｒｄｏ．Ｐｈｏｔｏ−ｓｅｎｓｉｔｉｖｅ  ｓｏｌ−ｇｅｌ  ｓｏｌｕｔｉｏｎｓ  ｆｏｒ  ｔｈｅ  ｌｏｗ−ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ  ＵＶ−ａｓｓｉｓｔｅｄ  ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ  ｏｆ  ＰｂＴｉＯ３  ｂａｓｅｄ  ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ  ｔｈｉｎ  ｆｉｌｍｓ．  Ｊ．  Ｍａｔｅｒ．  Ｃｈｅｍ．，  ２００３，  １３，  １４５１．
［３８］  Ｒ．Ｅ．  Ｖａｎ  ｄｅ  Ｌｅｅｓｔ．  ＵＶ  ｐｈｏｔｏ−ａｎｎｅａｌｉｎｇ  ｏｆ  ｔｈｉｎ  ｓｏｌ−ｇｅｌ  ｆｉｌｍｓ．  Ａｐｐｌ．  Ｓｕｒｆ．  Ｓｃｉ．，  １９９５，  ８６，  ２７８．
［３９］  Ｉ．  Ｂｒｅｔｏｓ，  Ｒ．  Ｊｉｍｅｎｅｚ，  Ｊ．  Ｇａｒｃｉａ−Ｌｏｐｅｚ，  Ｌ．  Ｐａｒｄｏ，  Ｍ．Ｌ．  Ｃａｌｚａｄａ．  Ｐｈｏｔｏｃｈｅｍｉｃａｌ  ｓｏｌｕｔｉｏｎ  ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ  ｏｆ  ｌｅａｄ−ｂａｓｅｄ  ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ  ｆｉｌｍｓ：  Ａｖｏｉｄｉｎｇ  ｔｈｅ  ＰｂＯ−ｅｘｃｅｓｓ  ａｄｄｉｔｉｏｎ  ａｔ  ｌａｓｔ．  Ｃｈｅｍ．  Ｍａｔｅｒ，  ２００８，  ２０（１８），  ５７３１．
［４０］  Ｉ．  Ｂｒｅｔｏｓ，  Ｒ．  Ｊｉｍｅｎｅｚ，  Ｅ．  Ｒｏｄｒｉｇｕｅｚ−Ｃａｓｔｅｌｌｏｎ，  Ｊ．  Ｇａｒｃｉａ−Ｌｏｐｅｚ，  Ｍ．Ｌ．  Ｃａｌｚａｄａ．  Ｈｅｔｅｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ  ａｎｄ  ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎａｌ  ｄｅｐｔｈ  ｐｒｏｆｉｌｅ  ｏｆ  ｌｏｗ−ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ  ｐｒｏｃｅｓｓｅｄ  ｌｅａｄ  ｔｉｔａｎａｔｅ  ｂａｓｅｄ  ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ  ｔｈｉｎ  ｆｉｌｍｓ  ｐｒｅｐａｒｅｄ  ｂｙ  ｐｈｏｔｏｃｈｅｍｉｃａｌ  ｓｏｌｕｔｉｏｎ  ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ．  Ｃｈｅｍ．  Ｍａｔｅｒ．，  ２００８，  ２０（４），  １４４３．
［４１］  Ｍ．Ｌ．  Ｃａｌｚａｄａ，  Ｉ．  Ｂｒｅｔｏｓ，  Ｒ．  Ｊｉｍｅｎｅｚ，  Ｈ．  Ｇｕｉｌｌｏｎ，  Ｊ．  Ｒｉｃｏｔｅ，  Ｌ．Ｐａｒｄｏ．  Ｌｏｗ−ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ  ｕｌｔｒａｖｉｏｌｅｔ  ｓｏｌ−ｇｅｌ  ｐｈｏｔｏａｎｎｅａｌｉｎｇ  ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ  ｏｆ  ｍｕｌｔｉｆｕｎｃｔｉｏｎａｌ  ｌｅａｄ−ｔｉｔａｎａｔｅ−ｂａｓｅｄ  ｔｈｉｎ  ｆｉｌｍｓ．  Ｊ．  Ｍａｔｅｒ．  Ｒｅｓ．，  ２００７，  ２２（７），  １８２４．
［４２］  Ｌ．  Ｐａｒｄｏ，  Ｒ．  Ｐｏｙａｔｏ，  Ａ．  Ｇｏｎｚａｌｅｚ，  Ｍ．Ｌ．  Ｃａｌｚａｄａ，  Ｅ．  Ｌｙｎｃｈ，  Ｓ．Ｏ’  Ｂｒｉｅｎ，  Ｐ．Ｖ．  Ｋｅｌｌｙ，  Ｉ．  Ｓｔｏｌｉｃｈｎｏｖ，  Ｈ．  Ｇｕｉｌｌｏｎ．  Ｃａ  ａｎｄ  Ｌａ−ｍｏｄｉｆｉｅｄ  ｌｅａｄ  ｔｉｔａｎａｔｅ  ｓｏｌ−ｇｅｌ  ｔｈｉｎ  ｆｉｌｍｓ  ｂｙ  ＵＶ−ａｓｓｉｓｔｅｄ  ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ  ｆｏｒ  ｐｉｅｚｏｅｌｅｃｔｒｉｃ  ｓｅｎｓｏｒｓ．  Ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃｓ，  ２００２，  ２６７，  ３３５．    
［４３］  Ａ．  Ｗｕ，  Ｉ．  Ｍ．  Ｍｉｒａｎｄａ  Ｓａｌｖａｄｏ，  Ｐ．Ｍ．  Ｖｉｌａｒｉｎｈｏ，  Ｊ．Ｌ．  Ｂａｐｔｉｓｔａ，  Ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ  ａｎｄ  ｓｅｅｄｉｎｇ  ｅｆｆｅｃｔｓ  ｏｎ  ｃｒｙｓｔａｌｌｉｓａｔｉｏｎ  ｏｆ  ＰＺＴ  ｔｈｉｎ  ｆｉｌｍｓ  ｆｒｏｍ  ｓｏｌ−ｇｅｌ  ｍｅｔｈｏｄ．  Ｊ．  Ｅｕｒ．  Ｃｅｒａｍ．  Ｓｏｃ．  １９９７，  １７，  １４４３．
［４４］  Ａ．  Ｗｕ，  Ｐ．Ｍ．  Ｖｉｌａｒｉｎｈｏ，  Ｉ．Ｍ．  Ｍｉｒａｎｄａ  Ｓａｌｖａｄｏ，  Ｊ．Ｌ．  Ｂａｐｔｉｓｔａ，  Ｃ．Ｍ．  ｄｅ  Ｊｅｓｕｓ，  Ｃ．  Ｍ．，  Ｍ．Ｆ．  ｄａ  Ｓｉｌｖａ．  Ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉｏｎ  ｏｆ  ｓｅｅｄｅｄ  ｓｏｌ−ｇｅｌ  ｌｅａｄ  ｚｉｒｃｏｎａｔｅ  ｔｉｔａｎａｔｅ  ｔｈｉｎ  ｆｉｌｍｓ．  Ｊ．  Ｅｕｒ．  Ｃｅｒａｍ．  Ｓｏｃ．  １９９９，  １９，  １４０３．
［４５］  Ａ．Ｗｕ，  Ｐ．  Ｍ．  Ｖｉｌａｒｉｎｈｏ，  Ｉ．  Ｍ．  Ｒｅａｎｅｙ，  Ｉ．  Ｍ．  Ｍｉｒａｎｄａ  Ｓａｌｖａｄｏ，  Ｊ．Ｌ．  Ｂａｐｔｉｓｔａ，  Ｓｅｅｄｉｎｇ  ｅｆｆｅｃｔ  ｏｎ  ｔｈｅ  ｆａｔｉｇｕｅ  ｂｅｈａｖｉｏｕｒ  ｏｆ  ＰＺＴ  ｔｈｉｎ  ｆｉｌｍｓ．  Ｉｎｔｅｇｒ．  Ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒ．  ２０００，  ３０，  ２６１．
［４６］  Ａ．  Ｗｕ，  Ｐ．Ｍ．  Ｖｉｌａｒｉｎｈｏ，  Ｉ．  Ｍｉｒａｎｄａ  Ｓａｌｖａｄｏ，  Ｊ．Ｌ．  Ｂａｐｔｉｓｔａ，  Ｚ．  Ｚｈｏｕ，  Ｉ．Ｍ．  Ｒｅａｎｅｙ，    Ａ．Ｒ．  Ｒａｍｏｓ，  Ｍ．Ｆ．  ｄａ  Ｓｉｌｖａ．  Ｅｆｆｅｃｔ  ｏｆ  ｌｅａｄ  ｚｉｒｃｏｎａｔｅ  ｔｉｔａｎａｔｅ  ｓｅｅｄｓ  ｏｎ  ＰｔｘＰｂ  ｆｏｒｍａｔｉｏｎ  ｄｕｒｉｎｇ  ｔｈｅ  ｐｙｒｏｌｙｓｉｓ  ｏｆ  ｌｅａｄ  ｚｉｒｃｏｎａｔｅ  ｔｉｔａｎａｔｅ  ｔｈｉｎ  ｆｉｌｍｓ．  Ｊ．  Ａｍ．  Ｃｅｒａｍ．  Ｓｏｃ．  ２００２，  ８５  （３），  ６４１．
［４７］  Ａ．  Ｗｕ，  Ｐ．  Ｍ．  Ｖｉｌａｒｉｎｈｏ，  Ｉ．  Ｒｅａｎｅｙ，  ａｎｄ  Ｉ．  Ｍ．  Ｍｉｒａｎｄａ  Ｓａｌｖａｄｏ，  Ｅａｒｌｙ  ｓｔａｇｅｓ  ｏｆ  ｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ  ｏｆ  ｓｏｌ−ｇｅｌ−ｄｅｒｉｖｅｄ  ｌｅａｄ  ｚｉｒｃｏｎａｔｅ  ｔｉｔａｎａｔｅ  ｔｈｉｎ  ｆｉｌｍｓ．  Ｃｈｅｍ．  Ｍａｔｅｒ．  ２００３，  １５，  １１４７．
［４８］  Ｐ．Ｍ．  Ｖｉｌａｒｉｎｈｏ，  Ａ．Ｗｕ，  Ｊ．  Ｇａｏ．  “Ｐｒｏｃｅｓｓｏ  ｄｅ  ｆａｂｒｉｃａｃａｏ  ｄｅ  ｆｉｌｍｅｓ  ｆｉｎｏｓ  ｄｅ  ｔｉｔａｎａｔｏ  ｄｅ  ｅｓｔｒｏｎｃｉｏ  ｅ  ｂａｒｉｏ  ａ  ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒａｓ  ｂａｉｘａｓ  ｐｏｒ  ｓｏｌ  ｇｅｌ  ｅ  ｄｅ  ｅｌｅｖａｄａ  ｓｉｎｔｏｎａｂｉｌｉｄａｄｅ  ｄａ  ｐｅｒｍｉｔｉｖｉｄａｄｅ  ｄｉｅｌｅｃｔｒｉｃａ”．  Ｐｏｒｔｕｇｕｅｓｅ  Ｐａｔｅｎｔ，  １０４０４８，  ２６  Ａｐｒｉｌ  ２００８．
［４９］  Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ  Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ  Ｒｏａｄｍａｐ  ｆｏｒ  Ｓｅｍｉｃｏｎｄｕｃｔｏｒｓ  （ＩＴＲＳ），  ２００７  Ｅｄｉｔｉｏｎ，  ｈｔｔｐ：／／ｗｗｗ．ｉｔｒｓ．ｎｅｔ／Ｌｉｎｋｓ／２００７ＩＴＲＳ／Ｈｏｍｅ２００７．ｈｔｍ．
［５０］  Ｍ．  Ｍｉｓｓａｙａｋａ，  Ｈ．  Ｈａｒａ，  Ｎ．  Ｋａｒａｋｉ，  Ｓ．  Ｉｏｎｕｅ，  Ｈ．  Ｋａｗａｉ，  Ｓ．  Ｎｅｂａｓｈｉ．  Ｔｅｃｈｎｉｃａｌ  ｏｂｓｔａｃｌｅｓ  ｔｏ  ｔｈｉｎ  ｆｉｌｍ  ｔｒａｎｓｉｓｔｏｒ  ｃｉｒｃｕｉｔｓ  ｏｎ  ｐｌａｓｔｉｃ．  Ｊａｐ．  Ｊ．  Ａｐｐｌ．  Ｐｈｙｓ．，  ２００８，  ４７（６），  ４４３０．
（関連特許）
１．  Ｐａｕｌａ  Ｍａｒｉａ  Ｖｉｌａｒｉｎｈｏ，  Ａｉｙｉｎｇ  Ｗｕ，  Ｊｉｅ  Ｇａｏ．  Ｐｒｏｃｅｓｓｏ  ｄｅ  ｆａｂｒｉｃａｃａｏ  ｄｅ  ｆｉｌｍｅｓ  ｆｉｎｏｓ  ｄｅ  ｔｉｔａｎａｔｏ  ｄｅ  ｅｓｔｒｏｎｃｉｏ  ｅ  ｂａｒｉｏ  ａ  ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒａｓ  ｂａｉｘａｓ  ｐｏｒ  ｓｏｌ  ｇｅｌ  ｅ  ｄｅ  ｅｌｅｖａｄａ  ｓｉｎｔｏｎａｂｉｌｉｄａｄｅ  ｄａ  ｐｅｒｍｉｔｉｖｉｄａｄｅ  ｄｉｅｌeｃｔｒｉｃａ．  Ｐｏｒｔｕｇｕｅｓｅ  Ｐａｔｅｎｔ，  １０４０４８  （２００８）．
２．  Ｓ．Ｄ．  Ｒｕｓｓｅｌｌ，  Ｄ．Ａ．  Ｓｅｘｔｏｎ．  Ａｎｎｅａｌｉｎｇ  ｏｒ  ｐａｔｔｅｒｎｉｎｇ  ｏｆ  ｔｈｉｎ  ｆｉｌｍ  ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ  ｍａｔｅｒｉａｌｓ  ｂｙ  ｌａｓｅｒ  ｂｅａｍ  ｉｎ  ａｐｐｒｏｐｒｉａｔｅ  ａｔｍｏｓｐｈｅｒｅ．  ＵＳ  Ｐａｔｅｎｔ，  ＵＳ５３１０９９０  （１９９４）．
３．  Ｊ．  Ｋａｒａｓａｗａ，  Ｖ．  Ｊｏｓｈｉ，  Ｊ．  Ｋａｒａｓｗａｗ，  Ｋ．  Ｊｕｍａｈｉ，  Ｊ．  Ｖｉｋｒａｍ．  Ｍａｎｕｆａｃｔｕｒｅ  ｏｆ  ｉｎｔｅｇｒａｔｅｄ  ｃｉｒｃｕｉｔｓ  ｕｓｉｎｇ  ｔｈｉｎ  ｆｉｌｍ  ｌａｙｅｒｅｄ  ｓｕｐｅｒｌａｔｔｉｃｅ  ｍａｔｅｒｉａｌ  ｈａｖｉｎｇ  ｉｍｐｒｏｖｅｄ  ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ．  Ｊａｐａｎｅｓｓｅ  Ｐａｔｅｎｔ，  ＪＰ２００５５０５９１１  （２００２）．
４．  Ｍ．  Ａｚｕｍａ，  Ｌ．Ｄ．  ＭｃＭｉｌｌａｎ，  Ｃ．Ａ．  Ｐａｚ  ｄｅ  Ａｒａｕｊｏ，  Ｍ．Ｃ．  Ｓｃｏｔｔ．  ＵＶ  ｒａｄｉａｔｉｏｎ  ｐｒｏｃｅｓｓ  ｆｏｒ  ｍａｋｉｎｇ  ｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃ  ｄｅｖｉｃｅｓ  ｈａｖｉｎｇ  ｌｏｗ  ｌｅａｋａｇｅ−ｃｕｒｒｅｎｔ  ａｎｄ  ｌｏｗ  ｐｏｌａｒｉｚａｔｉｏｎ  ｆａｔｉｇｕｅ．  ＵＳ  Ｐａｔｅｎｔ，  ＵＳ５８７１８５３  （１９９９）． 
５．  Ｋ．  Ｋａｇｅｙａｍａ，  Ｋ．  Ｏｇｉ，  Ｎ．  Ｓｏｙａｍａ，  Ｌ．Ｄ．  ＭｃＭｉｌｌａｎ，  Ｃ．Ａ．  Ｐａｚ  ｄｅ  Ａｒａｕｊｏ，  Ｍ．Ｃ．  Ｓｃｏｔｔ．  Ｐｈｏｔｏｐａｔｔｅｒｎｉｎｇ  ｏｆ  ｔｈｉｎ  ｆｉｌｍ  ｆｏｒ  ｕｓｅ  ｉｎ  ｉｎｔｅｇｒａｔｅｄ  ｃｉｒｃｕｉｔｓ．  ＵＳ  Ｐａｔｅｎｔ，  ＵＳ５９４２３７６  （１９９９）
６．  Ｙ．  Ｂｅｐｐｕ，  Ｙ．  Ｂｅｐｐｕ，  Ｋ．  Ｓｕｎａｈａｒａ，  Ｌｉｑｕｉｄ  ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ  ｆｏｒ  ｆｏｒｍｉｎｇ  ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ  ｔｈｉｎ  ｆｉｌｍ  ａｎｄ  ｐｒｏｃｅｓｓ  ｆｏｒ  ｐｒｏｄｕｃｉｎｇ  ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ  ｔｈｉｎ  ｆｉｌｍ．  ＵＳ  Ｐａｔｅｎｔ，  ＵＳ１１２６０２０９  （２００７）
７．  Ｆ．Ｓ．  Ｈｉｎｔｅｒｍａｉｅｒ，  Ｃ．  Ｄｅｈｍ，  Ｗ．  Ｈｏｅｎｌｅｉｎ，  Ｐ．  Ｃ．  Ｖａｎ  Ｂｕｓｋｉｒｋ，  Ｊ．Ｆ．  Ｒｏｅｄｅｒ，  Ｂ．Ｃ．  Ｈｅｎｄｒｉｘ，  Ｔ．Ｈ．  Ｂａｕｍ，  Ｄ．Ａ．  Ｄｅｓｒｏｃｈｅｒｓ．  Ｌｏｗ  ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ  ｃｈｅｍｉｃａｌ  ｖａｐｏｕｒ  ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ  ｐｒｏｃｅｓｓ  ｆｏｒ  ｆｏｒｍｉｎｇ  ｂｉｓｍｕｔｈ−ｃｏｎｔａｉｎｉｎｇ  ｃｅｒａｍｉｃ  ｆｉｌｍｓ  ｕｓｅｆｕｌ  ｉｎ  ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ  ｍｅｍｏｒｙ  ｄｅｖｉｃｅｓ．  ＵＳ  Ｐａｔｅｎｔ  ＵＳ６３０３３９１  （２００１）．
【図１】
2013505189.tif 000002
【図２】
2013505189.tif 000003
【図３】
2013505189.tif 000004
【図４】
2013505189.tif 000005
【図５】
2013505189.tif 000006
【国際調査報告】
2013505189.tif 000007
2013505189.tif 000008
2013505189.tif 000009