基板上に形成され、m10配向19≧m≧2しているペロフスカイト型マンガン酸化物薄膜。mが2であり、210配向している請求項1に記載のペロフスカイト型マンガン酸化物薄膜。前記ペロフスカイト型マンガン酸化物薄膜が強磁性金属相を示す請求項1または請求項2に記載のペロフスカイト型マンガン酸化物薄膜。前記ペロフスカイト型マンガン酸化物薄膜の3d電子が軌道整列する請求項1または請求項2に記載のペロフスカイト型マンガン酸化物薄膜。前記ペロフスカイト型マンガン酸化物薄膜の3d電子が電荷整列する請求項1または請求項2に記載のペロフスカイト型マンガン酸化物薄膜。前記基板が210面方位のペロフスカイト型単結晶である請求項1または請求項2に記載のペロフスカイト型マンガン酸化物薄膜。前記基板が、薄膜形成前に大気雰囲気中において設定温度1100°Cでアニール処理されている請求項6に記載のペロフスカイト型マンガン酸化物薄膜。化学式La0.7Sr0.3MnO3で表される請求項1または請求項2に記載のペロフスカイト型マンガン酸化物薄膜。化学式Pr0.48Sr0.52MnO3で表される請求項1または請求項2に記載のペロフスカイト型マンガン酸化物薄膜。化学式Pr0.5Ca0.5MnO3またはPr0.65Ca0.35MnO3で表される請求項1または請求項2に記載のペロフスカイト型マンガン酸化物薄膜。前記基板が、LSAT基板である請求項6に記載のペロフスカイト型マンガン酸化物薄膜。上述したように、これらのスイッチング現象は電荷整列相や軌道整列相といった電子相の相転移を動作原理としている。ペロフスカイト型マンガン酸化物を採用して実用性の高い電子装置デバイスを実現するためには、電荷整列相や軌道整列相への転移温度自体を、デバイスの通常の動作温度に近付けること、より具体的には、例えば絶対温度300K以上といった室温または室温よりも高い温度にすることが必要となる。しかしながら、従来技術に開示されている例では、バルク、あるいは薄膜形態いずれにおいてもスイッチング現象が発現する温度は室温以下であり、実用化に際して大きな課題となっている。本発明は上記問題点に鑑みてなされたものであり、本発明は、室温以上の転移温度を示すペロフスカイト型マンガン酸化物薄膜を提供することにより、ペロフスカイト型マンガン酸化物薄膜を利用する各種のデバイスの作製に貢献するものである。本願の発明者は、薄膜の配向方向に着目し上記課題を吟味した結果、結晶格子の持つ対称性と基板歪を巧みに利用することにより、バルクに比べて著しく上昇した転移温度を示すペロフスカイト型マンガン酸化物薄膜が得られることを見出した。すなわち、本発明のある態様においては、基板上に形成され、m10配向19≧m≧2しているペロフスカイト型マンガン酸化物薄膜が提供される。上記構成により、面内の対称性が破れることによって一次相転移が可能となり、さらに基板歪により転移温度を上昇させることが可能となる。なお、m10配向とは、基板面に平行である薄膜表面すなわち膜面を指定するミラー指数がm10面となるように形成されるような結晶格子の配向以下、配向と記すを意味している。m=1の場合は110配向となり、100面が、その面に含まれる[001]軸面内[001]軸を中心として45度傾いているような配向を表している。薄膜表面に対する100面の角度は、一般のmについて、次式θ=arctan1/m式1により求められる。例えばm=1を式1に代入すれば上述した角度θが45度と算出され、同様に、m=2に対して角度θが26.56度となることがわかる。このように、整数mが増加すると、m10配向を有している薄膜における100面が、薄膜表面あるいは基板面に対して平行となる向きに近づいていく。ここで、式1に従えば、m=19に対応する角度θは3.013度となる。このように、薄膜面を指定するためには、面指数をもって記述する以外に、上記角度θにより表現することもある。この場合の角度θを、特に基板面傾斜が微小である場合にoff角とも呼ぶ。この角度θと面指数との対応関係はやはり式1により与えられる。特にmの上限をみると19≧mが成り立つ。このmに関する上限は、100面のoff角角度θが3度より大きくなるべきことに対応している。m=1では、従来技術で述べたように一次相転移が可能となるが、実施例で示すように転移温度はバルクと同様な値を示す。このためmの下限は2となる。これは、off角が3度以下となると、一次相転移に必要な格子変形が抑制されてしまうことが実験的に確認されたためである。また、本発明の上記態様のペロフスカイト型マンガン酸化物薄膜において、好ましくは、mが2であり、210配向している。本構成により、基板の面内の対称性が破れることによって一次相転移が可能となり、しかも基板歪により転移温度を高めた薄膜を最も容易に作製することが可能となる。上述したように、m10面は、面内[001]軸を中心として式1を満たすように100面を傾けたものと等価である。この傾斜に伴い、薄膜の面に沿った格子間隔が影響を受ける。具体的には、面内[001]軸の方向については100面方位の場合と何ら変わらないのに対し、面内[001]軸と直交する[1-m0]軸方向に関しては、mが増すにつれて、格子間隔が長くなる。このため、mの値が大きくなるにつれて原子位置が定まりにくくなるとともに、結晶成長が一層困難になる。加えて、薄膜成長方向である面直方向においてはmが増すごとに原子層の間隔が狭くなり表面の規定も困難になる。これらの理由から、m10面のうち薄膜作製の観点から最も好ましいものは、最も指数の小さい210配向である。さらに、本発明の上記態様のペロフスカイト型マンガン酸化物薄膜において、好ましくは、ペロフスカイト型マンガン酸化物薄膜が強磁性金属相を示す。本構成により、上記態様のペロフスカイト型マンガン酸化物薄膜の強磁性転移温度TCを、バルク結晶のものよりも上昇させることが可能となる。加えて、本発明の上記態様のペロフスカイト型マンガン酸化物薄膜において、好ましくは、ペロフスカイト型マンガン酸化物薄膜の3d電子が軌道整列することを特徴とする。本構成により、上記態様のペロフスカイト型マンガン酸化物薄膜の軌道整列転移温度Tooを、バルク結晶のものよりも上昇させることが可能となる。なお、軌道整列する3d電子は、例えば形式価数で表わされるMn3に属するeg軌道の電子である。さらにまた、本発明の上記態様のペロフスカイト型マンガン酸化物薄膜において、好ましくは、ペロフスカイト型マンガン酸化物薄膜は、3d電子が電荷整列することを特徴とする。本構成により、上記態様のペロフスカイト型マンガン酸化物薄膜の電荷整列転移温度Tcoを、バルク結晶のものよりも上昇させることが可能となる。なお、本構成においても、電荷整列する3d電子は、例えば形式価数で表わされるMn3に属するeg軌道の電子である。また、本発明の上記態様のペロフスカイト型マンガン酸化物薄膜において、好ましくは、ペロフスカイト型マンガン酸化物薄膜が形成される前記基板が210面ペロフスカイト型単結晶である。ここで、210面ペロフスカイト型単結晶の基板とは、成膜面が210面とされているペロフスカイト型単結晶の基板をいう。本構成により、上記態様において基板面方位を利用したエピタキシャル成長が可能となるため210配向したペロフスカイト型マンガン酸化物の単結晶薄膜作製が容易となる。さらに、本発明の上記態様のペロフスカイト型マンガン酸化物薄膜において、好ましくは、ペロフスカイト型マンガン酸化物薄膜が形成される前記基板が、薄膜形成前に大気雰囲気中において設定温度1100°Cでアニール処理されている。本構成により、上記態様において約0.5nm程度を上限とする高さのステップと原子層レベルで平坦なテラスとによって規定される基板表面を得ることができ、原子層レベルで同程度に平坦化した表面を有するペロフスカイト型マンガン酸化物薄膜を得ることができる。本発明のいずれかの態様においては、電荷整列相や軌道整列相の転移温度が室温以上に上昇したペロフスカイト型マンガン酸化物薄膜が提供される。以下、本発明に係るペロフスカイト型マンガン酸化物薄膜の実施形態を説明する。以下の説明に際し特に言及がない限り、全図にわたり共通する部分または要素には共通する参照符号が付されている。また、図中、各実施形態の要素のそれぞれは、必ずしも互いの縮尺比を保って示されてはいない。<第1実施形態>本実施形態のm10配向したペロフスカイト型マンガン酸化物薄膜として、主にm=2の場合に相当する210配向の例を取り上げ、本発明の実施形態について説明する。次に、より具体的な薄膜の表面平坦性、結晶構造、軌道整列面、転移温度に関して、実施例および比較例を用いて説明する。図1に、基板1の面の上に形成したペロフスカイト型マンガン酸化物薄膜2以下、酸化物薄膜2と記すの概略断面図を示す。酸化物薄膜2の性質を測定するサンプルにおいては、薄膜上部にAu-Pd合金からなる電極図示しないをスパッタ法により形成する。その電極は、転移温度として調査される軌道整列転移温度transitiontemperaturefororbitalorderedphaseToo、および、電荷整列転移温度transitiontemperatureforchargeorderedphaseTcoあるいは軌道整列と電荷整列が同時に起こる電荷軌道整列温度transitiontemperatureforchargeandorbitalorderedphaseTCOOの調査のために実施される電気抵抗あるいは抵抗率の温度依存性を測定するための四端子法に用いる。なお、本実施形態においては、Too、Tco、およびTCOOに加え、強磁性転移温度transitiontemperatureforferromagneticphaseTCも調査する。基板1として採用されるものは、例えば210面を表面に有するLSAT基板以下、LSAT210基板というである。また、本実施形態において取り上げる酸化物薄膜2に採用する物質は、1La0.7Sr0.3MnO3、2Pr0.48Sr0.52MnO3、3Pr0.5Ca0.5MnO3、そして、4Pr0.65Ca0.35MnO3の4種類である。図2は、スピン、電荷軌道秩序の様子を示す模式図である。図2aは、A-typeと呼ばれるスピン秩序を伴う軌道秩序相を示し、図2bは、CE-typeと呼ばれるスピン秩序を伴う電荷軌道秩序相を示す。図2aにおいては、電荷秩序化はしていないため便宜上全てのMnサイトでeg軌道の一つである3dx2-y2タイプの電子軌道を示している。これに対し、図2bにおいては、Mn原子の電子軌道のうち、電子相に影響する形式価数Mn3のeg軌道の電子を、3d3x2-r2/3y2-r2タイプの電子軌道とスピンを示す矢印とによって模式図によって表現している。また、ペロフスカイト酸化物のa、bおよびc軸の向きを示している。上記各物質のうち、La0.7Sr0.3MnO3は強磁性金属相を示す。また、Pr0.48Sr0.52MnO3は、A-typeと呼ばれるスピン秩序と、3dx2-y2タイプの軌道整列とを示す反強磁性層状金属である。図2aにおいて塗りつぶした面が軌道整列面を示している。さらに、そこからプラセオジムPrの組成比を増大させたPr0.5Ca0.5MnO3は、図2bに示すように、CE-typeと呼ばれるスピン秩序と、チェッカボード状にMn3およびMn4が整列する電荷秩序と、それに伴う3d3x2-r2/3y2-r2タイプの軌道整列とを示す。そして、Pr0.65Ca0.35MnO3は、Pr0.5Ca0.5MnO3と同様のスピン秩序および電荷軌道秩序を示す。ただし、Pr0.65Ca0.35MnO3は、は、Pr0.5Ca0.5MnO3よりもMn3の割合が多く金属化しやすい性質を有している。なお、A-typeのスピン秩序とは、図2において矢印によって示すように、図2の電荷軌道整列しているMnの各原子層におけるスピンが、各原子層の軌道整列面内では互いに平行に揃っており、隣接する軌道整列面内のMnの原子層に属するスピンとは互いに反平行となるスピン秩序である。これに対して、CE-typeのスピン秩序とは、スピンがジグザグの配列をするスピン秩序である。つまり、CE-typeにおけるスピンは、Mn3のうち隣り合うもの同士が、Mnの含まれる原子層のうち、一方向図2bにおいてb軸方向にみた場合には反平行に、また、もう一方向図2bにおいてa軸方向にみた場合には平行になり、さらにMnの含まれている原子層の方向図bにおいてc軸方向にみると反平行となる。これに対し、Mn4のうち隣り合うもの同士は、a軸、b軸、c軸のすべての向きで、反平行になる。ただし、図2に示した矢印は、スピン相互の組み合わせによるスピン秩序を説明するために明示したものであり、各電子のスピンの実際の方向は図示した以外の方向を向く場合があることに注意されたい。次に図3を参照して、本実施形態において採用される210面方位の立方晶ペロフスカイト構造について説明する。図3は、立方晶ペロフスカイト構造が210面方位に成長する場合の結晶格子の傾斜の様子を示す概略側面図である。この立方晶ペロフスカイト構造は、本実施形態においては、基板1と、その上にエピタキシャルに形成される酸化物薄膜2との両方がとる結晶構造であるため、一般性を失わない表現によって説明する。ペロフスカイト構造は一般にABO3と表記され、立方晶のユニットセルにおいて、Aが頂点、Bが体心、O酸素が面心の各位置を占めている。本実施形態の説明において、頂点のサイトをAサイトとよび、そこを占める原子をA原子と呼ぶ。体心のBサイトの原子も同様にB原子と呼ぶ。なお、本実施形態において説明するペロフスカイト構造を図3において立方晶により説明しているのは単に説明の簡明さのためである。本実施形態に含まれるペロフスカイト構造は、立方晶以外にも、正方晶、斜方晶、単斜晶monoclinicなど、何らかの変形を伴う任意の結晶格子の位置に上述のA、B、O原子を配置しているものも含んでいる。さらに、例えば、上述のユニットセルを複数つなげてはじめて結晶格子の基本単位格子が得られるような結晶構造の物質も、本実施形態に含まれている。図3においては、紙面に向かって図の上下方向を薄膜成長方向[210]軸;以降面直方向と呼ぶとし、それに垂直な基板面および薄膜表面210面、つまり[0-20]軸および[001]軸方向を含む面を図の左右方向にとっている。図3aと図3bは、面内[1-20]軸に向かってみたユニットセルの側面図図3a、および、面内[001]軸に向かってみたユニットセルの側面図図3bである。210面が基板面に対して有する角度、すなわち傾斜前の100面からの210面の角度θは、式1で求めたように約26.56度である。また、基板1または酸化物薄膜2においては、面直方向にAO-BO2-AOと交互に原子面が積み重なっている。LSAT210基板では、面直方向210面の面間隔はd210=asinθ式2から求められる。θに26.56度、aに0.387nmを代入すると、d210として0.173nmが得られる。また、立方晶のユニットセルが100面方位から26.56度傾いたという見方をすると、面直方向の間隔は、3d210である0.519nmとなる。図3aには、d210および3d210によって示されている間隔を例示している。さらに、面内原子位置における周期性まで考慮した面直方向の長さは5d210である0.865nmとなる。次に、210面方位を採用した酸化物薄膜2において一次相転移と転移温度の上昇の双方が可能となる原理を説明する。一次相転移の可能性については、従来技術に関連して説明したように、電荷整列相あるいは軌道整列相への一次相転移には、ヤーンテラーモードと呼ばれる格子変形が必要である。ここで、110面方位を採用した酸化物薄膜においては、100面方位を採用した場合とは異なり、4回対称性が破れることを利用して、形成された薄膜がスイッチングする際の結晶格子のずり変形が可能になる。つまり、110面方位を採用した薄膜においては、基板の面内の格子に対し結晶格子が固定されている単結晶の薄膜であっても格子変形が可能となるために一次相転移が実現される。この110面方位に関する結果から、4回対称性が破れていれることによって、ずり変形が可能となり一次相転移が実現されると考えることができる。本実施形態の210面方位を採用した酸化物薄膜2は、面内[1-20]軸について、100面方位の場合の4回対称性ばかりか、110面方位の2回対称性も失い非対称となる。つまり、本質的に中心対称性が破れていることから、210面方位を採用した酸化物薄膜2では110面方位を採用する場合と同様に一次相転移が可能になると考えられる。次に転移温度の上昇の可能性について説明する。例えば、LSAT100面方位基板上に作製し100配向した電荷軌道整列相を示すペロフスカイト型Mn酸化物薄膜の多くにおいては、基板からの伸長歪により室温での格子定数が変化する。具体的には、そのようなペロフスカイト型Mn酸化物薄膜の格子間隔では、バルクでの低温における電荷軌道整列相の格子定数と同様に、軌道整列面内の二軸この場合、薄膜面内の格子すなわちd010=d001が長くなり、軌道整列面間の格子定数この場合、薄膜面直の格子すなわちd100が最短となる。これは、LSAT基板からの伸長歪の影響である。この現象は、ペロフスカイト型Mn酸化物薄膜における室温における格子定数が、同酸化物のバルクでの低温における電荷軌道整列相の格子定数と同様となる現象である。結果として、LSATの100面方位基板上にペロフスカイト型Mn酸化物薄膜が作製されると、当該基板の基板歪のために、100配向したペロフスカイト型Mn酸化物薄膜の格子定数が、室温での電荷軌道整列相に適する値を有することとなる。本願の発明者は、このような機構によって、基板歪による格子変形がヤーンテラー相互作用を通じて軌道秩序を安定化させると考えている。100面における基板からの伸長歪は、電荷軌道整列相を安定化させる役目を果たす結果、薄膜でのTCOOが上昇すると考えられる。次に、110面方位基板を採用した場合を考えてみる。110配向した電荷軌道整列相を示すペロフスカイト型マンガン酸化物薄膜における軌道整列面は、100面あるいは010面である。この軌道整列面は、基板面に対しほぼ45度の角度で傾斜している。したがって、基板面に平行方向に格子を伸張させる歪は、その軌道整列面に対する作用は、軌道整列面内の格子を伸ばすと同時に軌道整列面間の格子をも伸ばすものとなる。ところが、その伸張歪みが作用している際には、同時に、ポアソン比で決定される膜厚方向には圧縮させる歪も生じている。この圧縮歪みは、上記軌道整列面に対しても影響を及ぼす。具体的には、その圧縮歪みは、軌道整列面内の格子を縮めると同時に軌道整列面間の格子も縮めるように作用する。すなわち、110面方位基板を採用した場合には、100面方位で見られた基板歪による軌道整列面内の格子変形の効果が打ち消され最小になるため、転移温度がバルクでの値から大きく変わることはないと考えられる。これらに対し、210面方位を採用する場合には、軌道整列面の基板面に対する角度は26.56度と110面方位の場合よりも小さくなり、軌道整列面が基板面と平行な向きに近づく。このため、210面配向した単結晶薄膜において基板歪が与える軌道整列面内における格子変形の効果は、110面方位の場合のようには打ち消されないため、110面方位の場合に比べて大きくなる。すなわち100面方位基板上に形成し100配向した薄膜に対して期待される転移温度上昇の効果は、210面方位基板上に形成し210配向した薄膜においても同様に発現するものと考えられる。ただし繰り返しになるが、100面では、面内の4回対称性により一次相転移が許されないためスイッチング現象は発現しない。これに対し210面方位を採用する場合、格子変形を伴う一次相転移が面内対称性の破れにより許されることと、100面方位でみられるような、基板歪による格子変形と電荷軌道整列相の安定化とがともに利用できると考えられる。このような原理により、210面方位を採用する場合には、一次相転移と転移温度の上昇の2つが同時に実現されることになる。勿論、m>2のm10面方位を採用する場合も上記の原理が適用可能である。一次相転移のしやすさと転移温度の上昇がどの程度になるかはこの面指数に依存する。図4は、本発明のある実施形態における210面方位を採用した立方晶ペロフスカイト構造において、結晶格子の一部を拡大して示す構成図である。図4は、面内[001]軸に向かう向きに描かれている。また、図5は、基板1および酸化物薄膜2における結晶格子において、基板面内の原子層の原子配置を、基板面および薄膜表面に対して平行な二つの面に関して示す水平断面図である。これらのうち、図5aは、A原子およびO酸素原子を含む面つまりAO層における断面図であり、図5bは、B原子およびO原子を含む面つまりBO2層における断面図である。各断面の位置を図4に明示している。図5aおよびbは、ともに、紙面に向かって図の上下方向を面内[001]軸、左右方向を面内[1-20]軸としている。図4に示したように、210面方位を採用した場合には、基板1および酸化物薄膜2のすべての原子層は、AO層と、BO2層とによって構成される。これらの原子層は、面直方向の長さ周期として説明した最も短いものであるd210の1/2の距離だけ互いに離れている。これらの原子層においては、図5aおよび図5bに示されるように、面内[001]軸方向の格子間隔は、成長面として100面を採用した場合の格子間隔と同一であるのに対し、面内[1-20]軸方向の格子間隔は100面を採用した場合に比べて拡がることとなる。[実施例および比較例]次に、上述した本実施形態に従って作製した実施例を挙げて本発明をさらに具体的に説明する。以下の実施例に示す材料、使用量、割合、処理内容、処理手順等は本発明の趣旨を逸脱しない限り適宜変更することかできる。したがって、本発明の範囲は以下の具体例に限定されるものではない。各実施例において作製した酸化物薄膜2の材質は、La0.7Sr0.3MnO3実施例1、Pr0.48Sr0.52MnO3実施例2、Pr0.5Ca0.5MnO3実施例3、そして、Pr0.65Ca0.35MnO3実施例4とした。最初にこれらの実施例に共通する基板の処理と成膜処理について説明し、その後に各実施例について行った測定結果について説明する。まず、LSAT210基板を基板1として準備した。LSAT210基板は作製されたままの段階において、100基板のような、いわゆるステップ出しは行われていない。実際、SrTiO3210基板1の表面をAFM原子間力顕微鏡観察して確認したところ、表面はnmレベルでは平坦だが原子ステップとテラスのような規則構造は見られなかった。通常、SrTiO3の100や110面方位の基板においては、ステップ出しをしていない場合でもペロフスカイト型マンガン酸化物薄膜のための成膜条件基板温度800~900°C、酸素分圧0.1~10mTorr1.3×102~1.3Paを経ることにより、ステップとテラスを呈する表面が得られる。しかし、LSAT210の基板1ではそのような表面は見られなかった。その原因としては、発明者は、上述したように、210面では面直方向の表面を規定することが100や110よりも困難なためと考えている。そこで、各実施例の基板1としては、規則構造を伴う表面平坦化を狙い、作製されたままのLSAT210の基板サンプルを対象に、大気雰囲気におけるアニール処理を実施したものを採用した。そのアニール処理の条件は、アニール時間を固定してアニール炉の設定温度アニール温度を変更することにより、事前に決定した。具体的には、アニール時間を12時間とし、アニール温度は、基板サンプルごとに1000°C、1100°C、1150°Cと変更した。各温度でのアニール後に各基板サンプルの表面観察を行った。その結果を図6に示す。図6に示すように、1000°Cで処理した基板サンプルには表面構造の変化はなかった図6a。これに対し、1100°Cでのアニールによりステップとテラス状の規則構造が形成されるとともにテラス領域は原子層レベルで平坦化することが明らかとなった図6b。210面直方向の原子層段差は1/2d210が0.087nmと非常に小さいが、アニールによりステップバンチングが生じることにより、3d210に相当する0.519nmや6d210に相当する1.038nmのステップが形成されたと考えられる。さらに、1150°Cの基板サンプルにおいては析出物が生じた図6c。このような事前検討に基づいて、基板の最適アニール温度は1100°Cとし、その条件により処理した基板を表面が平坦化された基板1とした。なお、薄膜成長中のRHEED観察に関連して後述するように、アニール済の基板を用いることにより、薄膜成長初期に見られるファセットfacetが抑制されるという効果も生じる。続いて、各実施例に採用したレーザーアブレーション法による成膜手法を、Pr0.5Ca0.5MnO3薄膜作製を例に説明する。ターゲットには固相反応法で作製した多結晶材料を用いた。ターゲットの形状は、φ20mm×5mmの円筒形に成形したものとした。基板1であるLSAT210基板と上記ターゲットとを真空チャンバー内に取り付けた後、3×109Torr5.3×107Pa以下に真空排気した。その後、高純度の酸素ガスを1mTorr1.3×101Paの分圧となるように導入し、その状態で基板1を900°Cに加熱した。この加熱によって基板表面に吸着したカーボンや水和物などを除去した。その後成膜条件として、基板温度を860°Cに設定し酸素分圧を0.2mTorr2.7×102Paに調整した。圧力を制御した後、波長248nmのKrFエキシマレーザを、真空チャンバーのレーザー光導入ポートを通じて90mJのパワーでターゲットに1または2Hzのパルスレートにより照射し、膜厚20~50nmのPr0.5Ca0.5MnO3薄膜を形成した。なお、膜厚はレーザーのパルス数を調整することにより制御した。薄膜成長中はRHEEDにより成膜面のその場観察を行った。RHEEDを用いれば、210基板は異方的であるため、面内[001]軸に平行に電子線を入射させると1-20面に関する回折が得られる。同様に面内[1-20]軸に平行に入射させると面内001面に関する情報が得られる。基板表面平坦化の項で述べたように、アニール処理を行っていない基板を用いた場合には、面内[001]軸に平行に電子線を入射すると成長初期約50パルスにfacet形成を示すくさび型のパターンが観察された。次いでトータルで数層分の堆積後、つまり約120パルス程度の照射が完了した後、ラウエスポットとストリークからなるRHEEDパターンが観察された。これに対し1100°Cアニールを行った基板ではfacet形成なしに成長可能であった。この時、面内[1-20]軸に平行に電子線を入射するとアニールの有無によらず100面方位基板と同様にラウエスポットとストリークからなるRHEEDパターンが観察され、nmレベルで平坦な薄膜が、基板に対してエピタキシャルに成長することを確認した。Pr0.5Ca0.5MnO3薄膜の場合には[001]軸に平行に電子線を入射すると図7に示すようにラウエスポットと菊池線のみからなるRHEEDパターンが得られており、超平坦かつ結晶性の優れた膜が得られている。薄膜成長後、AFM観察すると原子層レベルで平坦な表面が確認された。次に、形成された薄膜の逆格子空間マッピング測定を行った。この測定は、4軸X線回折により行い、211、310周りにマッピングを行った。図8に、得られた逆格子空間マッピングの結果を示す。図示されるように、形成された酸化物薄膜2における面内の格子間隔は、[001]軸、[1-20]軸ともに基板のものと一致しており、酸化物薄膜2が基板1にコヒーレントに成長した単結晶薄膜であることが明らかとなった。またその反射ピークは基板から得られるものと同等であり、酸化物薄膜2が優れた結晶性を示すことも確認された。以上のようにして、各実施例においてLSAT210基板である基板1上に形成されたペロフスカイト型マンガン酸化物薄膜2が、原子層レベルで平坦な表面を有し、ミスフィット等の欠陥もなく、基板1にコヒーレントに成長した210配向の単結晶薄膜であることを確認した。続いて、このようにして作製したペロフスカイト型マンガンの210配向した単結晶薄膜である酸化物薄膜2における転移温度について測定したので、実施例ごとに説明する。まず始めに、実施例1といくつかの比較例によって、強磁性金属相を示すLa0.7Sr0.3MnO3の強磁性転移温度TCを調べた。図9に、実施例1のLa0.7Sr0.3MnO3について得られた磁化の温度依存性のグラフを示す。比較のため、同一の材料La0.7Sr0.3MnO3について、他の面方位のLSAT基板を用いて作製された単結晶薄膜の比較例、および、バルク単結晶の比較例についても同様の測定を行ったいずれも、図示しない。実施例1について0.1Tの磁場を印加し5~380Kの範囲で磁化の温度依存性を調べたところ、TCは370Kであった。La0.7Sr0.3MnO3のバルク単結晶のTCが360Kであったため、実施例1の210配向した単結晶薄膜において、TCがバルクのものよりも高い値であることが確かめられた図9。また、実施例1と同様の成膜条件を用いて100や110面方位基板上に形成した100や110配向した比較例の単結晶薄膜においては、TCが310K程度であった。つまり、実施例1において確認されたTCは、これらの比較例と比べ、70KものTCの高い値であった。発明者は、このような実験結果が得られた理由を次のように推測している。元来、La0.7Sr0.3MnO3の結晶格子は、LSATとの間における格子ミスマッチが比較的小さい。その両者の格子定数を詳細に比較すると、La0.7Sr0.3MnO3の結晶格子に圧縮歪が作用していることがわかる。100面方位を採用した比較例においてはこの圧縮歪により強磁性が抑制されている。同様に、110面方位を採用した比較例においても格子が歪み斜方晶から単斜晶や三斜晶へと対称性が低下することによってバンド幅が僅かに狭くなり強磁性相への転移が抑制されている。このような相転移の抑制は、強磁性転移温度TCをバルクに比べて大幅に低下させている。ところが、実施例1の210面方位基板上に形成した210配向単結晶薄膜においては、100面が傾いていることにより適度な圧縮歪が生じ、その効果によりバンド幅が増大することによってTC上昇の効果が得られたものと考えられる。すなわち210配向では、強磁性金属相に適した格子変形が実現しており、これにより、実施例1において転移温度がバルクよりも高く上昇したと考えられる。次に、実施例2といくつかの比較例によって、A-typeと呼ばれるスピン秩序と3dx2-y2タイプの軌道整列を示す反強磁性層状金属であるPr0.48Sr0.52MnO3のTooを調べた結果について説明する。実施例2は、LSAT210基板に成長させたPr0.48Sr0.52MnO3薄膜である。この物質は、軌道整列した面内の伝導においてはスピンが揃っているために金属的であり、面間の伝導においてはスピンが反対向き反強磁性となるため高抵抗となる。この性質の違いを利用して軌道整列面がどの面であるかを決定することができる。つまり、面内の抵抗率の異方性を測定すれば、軌道整列面の向きが特定される。なお、実施例2における210配向した薄膜の基板に平行な面内は上述のように基板歪みの影響によってTooより低温では対称性が破れている。このため、対称性が維持されていた立方晶においては等価であった面群{100}に含まれる3種の面、つまり100面、010面、001面は、実施例2においては等価とはいえなくなっている。実施例2においてこれらの面すべてが軌道整列面の候補となる。まず、実施例2のPr0.48Sr0.52MnO3薄膜における反強磁性転移温度TNと[001]軸方向と[1-20]軸方向との間の異方性とを調べた。図10には、実施例2における磁化の温度依存性を示している。図中に記載したZFCFWやFCは磁場印加プロトコルを示したものである。ZFC-FWは零磁場で301Kから冷却し5Kで磁場0.1Tを印加した後、昇温しながら測定するプロトコルであり、FCは磁場を301Kで印加した後、冷却しながら測定するプロトコルである。図10に示されるように、磁化の温度依存性から、反強磁性転移温度TNは約220Kであった。つまり、実施例2の薄膜の反強磁性転移温度TNは、Pr0.48Sr0.52MnO3のバルク結晶の反強磁性転移温度TN180Kよりも上昇している。なお、50K以下での磁化の増大は基板によるものであり無視してよい。次に電気伝導の異方性を判別するため、実施例2のPr0.48Sr0.52MnO3薄膜における電気抵抗の温度依存性を調べた。図11aは[001]軸方向図5において紙面の上下方向の電気抵抗の温度依存性である。測定は、0、1、2、3、4、5Tの磁場下で5~301Kの範囲で実施した。温度を下げていくと、磁化の温度依存性図10と対応するように、強磁性転移する250Kから電気抵抗が下がりはじめ、反強磁性転移温度として測定しておいた約220K付近で電気抵抗の減少が停止する。つまり、ここで電子軌道が整列した軌道整列相も実現している。このため、実施例2の薄膜においては、軌道整列転移温度Tooは、約220K付近といえる。抵抗値の値は、全温度領域で1kΩ以下と低く、50K以下のアップターンを除けば金属的振る舞いを示している。次に、ここで得られた結果を説明しうるような軌道整列面を決定した。もし軌道整列面が001面であると仮定すると、[001]軸方向の電気抵抗は、軌道整列している面に垂直方向の伝導に伴って生じていることとなる。ところが、上記1kΩ以下という測定値は、そのような伝導によるものとしては抵抗値が低い。よって、上記仮定は妥当でないと判断できる。残された可能性は、基板面から軌道整列面が26.56度あるいはその補角である63.5度傾いた面のいずれかとなる。これらの角度は、それぞれ軌道整列面が、100面および010面である場合に対応している。そこで続けて[1-20]軸方向図5において紙面の左右方向の伝導特性を調べた。図11bは、0、1、2、3、4、5Tの磁場下で5~301Kの範囲で測定した実施例2の[1-20]軸方向の電気抵抗の温度依存性である。この軸方向の電気抵抗は、[001]軸方向と同様に金属的振る舞いを示す領域があり、その値も全温度領域で1kΩ以下である。ただし、[001]軸方向の抵抗値よりはやや高いという特徴が見て取れる。もし仮に膜面に垂直成分が大きい63.44度傾いた面が軌道整列面であるなら、[1-20]軸方向に対する測定は、主に軌道整列面間の電気抵抗を測定していることになる。ところが、実際の測定値は、軌道整列面間の電気抵抗を測定している場合に予測される抵抗値に比べると低い。このため、上記仮定自体が妥当でないと判断できる。こうして、実施例2のPr0.48Sr0.52MnO3薄膜においては、基板表面から約26.56度傾いた面、すなわち100面が軌道整列面であることが確認された。図12には、軌道整列面となっている100面を点線により明示している。軌道整列面が100面である場合、[001]軸方向が軌道整列面に含まれるために、その方向の電気抵抗が、[1-20]軸の場合よりも小さくなることとも符合し、測定結果を矛盾無く説明することが可能である。なお、実施例2に用いた材料であるPr0.48Sr0.52MnO3は、実施例1に説明したLa0.7Sr0.3MnO3に比較して格子定数が小さくLSAT基板とのミスマッチも大きい。このため、Pr0.48Sr0.52MnO3はLSAT基板から伸長歪の影響を受ける。既に説明したように、100面方位基板を採用して作製したPr0.48Sr0.52MnO3の単結晶薄膜における結晶格子に対しては、軌道整列相に適した値の格子定数が、基板歪によってもたらされている。その格子定数とは、軌道整列相での格子配置、すなわち軌道整列面内の二軸が長くて軌道整列面間の一軸が短いというものである。これが理由となって、100面方位基板上に作製した単結晶薄膜のPr0.48Sr0.52MnO3において軌道整列相が安定化し転移温度Tooが上昇すると考えられる。同様に、実施例2の210配向したPr0.48Sr0.52MnO3の単結晶膜においても、軌道整列面の基板面に対する傾きが小さいため、100面を採用した場合に期待されるような軌道整列相の安定化が実現していると考えられる。このように210面では面内対称性が破れているため転移温度が上昇するとともに、一次相転移が実現されることがわかる。次いで、実施例3として、Pr0.5Ca0.5MnO3の薄膜を、LSAT210基板に形成した。この実施例3を、他の方位の基板に形成したPr0.5Ca0.5MnO3の薄膜の比較例と対比させて説明する。Pr0.5Ca0.5MnO3は、CE-typeと呼ばれるスピン秩序と、チェッカボード状にMn3とMn4が整列する電荷秩序と、それに伴う3d3x2-r2/3y2-r2タイプの軌道整列とを示す物質である。実施例3および関連の比較例に対しては、電荷軌道整列転移温度TCOOを調べた。ここでは、比較のために、二つの比較例と実施例3として、それぞれ、100、110、および210面方位のLSAT基板上にPr0.5Ca0.5MnO3薄膜をそれぞれ作製した。いずれも原子層レベルで平坦な表面を有し、基板にコヒーレントに成長させた100、110、および210配向した単結晶薄膜である。これら3種類のPr0.5Ca0.5MnO3薄膜の[001]軸方向の抵抗率の温度依存性を図13に示す。比較例の100配向した薄膜では電荷整列に伴う明瞭な抵抗変化は見られず、290K付近に活性化エネルギーの変化が僅かに認められるのみである。一方、別の比較例の110配向した薄膜では230K付近で明瞭な抵抗変化が認められ、一次相転移が可能であることが確認できる。なお、単結晶バルクでのTcoは240Kである。これらの比較例に対し、実施例3の210配向した薄膜では、抵抗変化が認められる温度が320K付近であった。この実施例2において抵抗変化が観察された温度は、単結晶バルクの転移温度と比べて80Kも高く、かつまた室温としてよく用いられる300Kを超える値であった。このように、LSAT210基板の上に形成されたPr0.5Ca0.5MnO3の薄膜の実施例3においては、一次相転移が可能であり、その相転移温度が室温程度となることが確認された。最後に、実施例4のLSAT210基板の上に形成されたPr0.65Ca0.35MnO3の単結晶膜について説明する。この実施例4は、実施例3のPr0.5Ca0.5MnO3において電荷軌道整列相が非常に安定であるために、磁束密度が5Tとなる磁場印加の範囲で磁気抵抗効果などが確認できなかったことに応じて検討したものである。つまり、転移温度が低下することを前提として、5Tの磁場下において磁気抵抗効果が確認できるであろうとの予測の下に実施例4のPr0.65Ca0.35MnO3薄膜を形成した。実施例4においても、比較のため、110面方位のLSAT基板上に形成したPr0.65Ca0.35MnO3の単結晶膜を比較例とした。図14aは基板にコヒーレントに成長させた比較例の110配向した単結晶薄膜の電気抵抗の温度依存性である。図中の実線は冷却、点線は昇温でのデータである。転移温度は約200Kであり冷却時よりも昇温時の電気抵抗が高くなるという温度ヒステリシスが生じることを確認した。また、磁束密度が5Tとなる磁場印加により転移温度以下では電気抵抗が減少する負の磁気抵抗効果も確認された。図14bには、基板にコヒーレントに成長させた実施例4の210配向した単結晶薄膜の電気抵抗の温度依存性を示す。実施例4も、比較例の110配向した単結晶薄膜と同様に明瞭な転移を示した。ただし、実施例4における転移温度は約230Kであり、比較例の110配向した単結晶薄膜よりも高い値が確認された。実施例4においても、温度ヒステリシス、磁気抵抗効果についても比較例と同様に確認されたことから、これまでの例と同様に一次相転移が可能であり、そのうえ転移温度が上昇する効果が得られることが実証された。なお、ここで示した実施例1~4の材質のなかでは、実施例3の薄膜の材質であるPr0.5Ca0.5MnO3が最も格子定数が小さく、基板との格子ミスマッチも最大となる。このため、実施例3では、LSAT基板から受ける伸長歪の影響も最も大きい。Too上昇に関連して説明したのと同様に、100面上のPr0.5Ca0.5MnO3の単結晶膜においては、電荷軌道整列相での格子配置、すなわち軌道整列面内の二軸が長くて軌道整列面間の一軸が短いという電荷軌道整列相に適した値の格子定数が基板歪によってもたらされている。このため、100面上のPr0.5Ca0.5MnO3の単結晶膜においては、電荷整列相、軌道整列相が安定化し電荷整列転移温度Tcoが上昇すると考えられる。同様に、210配向した単結晶膜の場合にも、100面で期待されるような軌道整列相の安定化が実現していると考えられる。210面上のPr0.5Ca0.5MnO3の単結晶膜では、軌道整列面の傾きが小さいためである。というのも、100面を採用した単結晶膜のままであれば一次相転移が抑制されるため図13や図14bに示したような一次相転移は見られないことになる。それに対して210面を採用した単結晶膜においては、面内対称性が破れているため一次相転移が実現し、さらに転移温度も室温以上にまで上昇することを確認した。以上説明したように、210配向したペロフスカイト型マンガン酸化物薄膜においては一次相転移が可能であり、加えて転移温度の上昇が可能であることが確認された。特にPr0.5Ca0.5MnO3では、室温またはそれを超える転移温度を得ることができる。これらから、一般にm10配向した19≧m≧2ペロフスカイト型マンガン酸化物薄膜において、一次相転移が可能であり、また、転移温度を単結晶バルクよりも上昇指せることを十分に期待することができる。以上、本発明の実施形態を具体的に説明した。上述の各実施形態および実施例は、発明を説明するために記載されたものであり、本実施形態で例示した薄膜や基板の材料やその組成、膜厚、形成方法等は、上記実施形態に限定されるものではない。本出願の発明の範囲は、特許請求の範囲の記載に基づいて定められるべきものである。また、各実施形態の他の組合せを含む本発明の範囲内に存在する変形例もまた、特許請求の範囲に含まれるものである。