Summary
Oksidmaterialer viser mange eksotiske egenskaper som kan kontrolleres ved å justere oksygeninnholdet. Her demonstrerer vi innstilling av oksygeninnhold i oksider ved å variere de pulserende laseravsetningsparametrene og ved å utføre postannealing. Som et eksempel er elektroniske egenskaper til SrTiO3-baserte heterostrukturer innstilt av vekstmodifikasjoner og glødning.
Abstract
Elektriske, optiske og magnetiske egenskaper til oksidmaterialer kan ofte styres ved å variere oksygeninnholdet. Her skisserer vi to tilnærminger for å variere oksygeninnholdet og gir konkrete eksempler for å justere de elektriske egenskapene til SrTiO3-baserte heterostrukturer. I den første tilnærmingen styres oksygeninnholdet ved å variere avsetningsparametrene under en pulserende laseravsetning. I den andre tilnærmingen blir oksygeninnholdet innstilt ved å utsette prøvene for glødning i oksygen ved forhøyede temperaturer etter filmveksten. Tilnærmingene kan brukes til et bredt spekter av oksider og ikke-oksidmaterialer der egenskapene er følsomme for en endring i oksidasjonstilstanden.
Tilnærmingene skiller seg vesentlig fra elektrostatisk gating, som ofte brukes til å endre de elektroniske egenskapene til begrensede elektroniske systemer som de som observeres i SrTiO3-baserte heterostrukturer. Ved å kontrollere konsentrasjonen av oksygenledighet er vi i stand til å kontrollere bærertettheten over mange størrelsesordener, selv i ikke-begrensede elektroniske systemer. Videre kan egenskaper kontrolleres, som ikke er følsomme for tettheten av omreisende elektroner.
Introduction
Oksygeninnholdet spiller en viktig rolle i egenskapene til oksidmaterialer. Oksygen har høy elektronegativitet og tiltrekker i den fullt ioniske grensen to elektroner fra nærliggende kationer. Disse elektronene doneres til gitteret når en oksygenledighet dannes. Elektronene kan fanges og danne en lokalisert tilstand, eller de kan bli delokalisert og i stand til å lede en ladningsstrøm. De lokaliserte tilstandene er vanligvis plassert i båndgapet mellom valens- og ledningsbåndet med et totalt vinkelmoment som kan være ikke-null 1,2,3. De lokaliserte tilstandene kan dermed danne lokaliserte magnetiske momenter og ha stor innvirkning på for eksempel de optiske og magnetiske egenskapene 1,2,3. Hvis elektronene blir delokaliserte, bidrar de til tettheten av omreisende ladningsbærere. I tillegg, hvis en oksygenvakanse eller andre feil dannes, tilpasser gitteret seg til feilen. Tilstedeværelsen av defekter kan dermed naturlig føre til lokale tøyningsfelt, symmetribrudd og en modifisert elektronisk og ionisk transport i oksider.
Kontroll av oksygenstøkiometri er derfor ofte nøkkelen til å justere for eksempel de optiske, magnetiske og transportegenskapene til oksidmaterialer. Et fremtredende eksempel er SrTiO 3 og SrTiO3-baserte heterostrukturer, hvor grunntilstanden til materialsystemene er svært følsom for oksygeninnholdet. Undoped SrTiO 3 er en ikke-magnetisk isolator med et båndgap på3,2 eV; Men ved å introdusere oksygenledige stillinger, endrer SrTiO3 tilstanden fra isolerende til metallisk ledende med en elektronmobilitet som overstiger 10.000 cm 2 / Vs ved2 K4. Ved lave temperaturer (T < 450 mK) kan superledningsevne til og med være den foretrukne grunntilstanden 5,6. Oksygenledige stillinger i SrTiO3 har også vist seg å gjøre den ferromagnetisk7 og resultere i en optisk overgang i det synlige spekteret fra gjennomsiktig til ugjennomsiktig2. I mer enn et tiår har det vært stor interesse for å deponere forskjellige oksider, som LaAlO 3, CaZrO 3 og γ-Al2O 3, på SrTiO 3 og undersøke egenskapene som oppstår ved grensesnittet 8,9,10,11,12,13 . I noen tilfeller viser det seg at egenskapene til grensesnittet skiller seg markant fra de som observeres i foreldrematerialene. Et viktig resultat av SrTiO3-baserte heterostrukturer er at elektronene kan begrenses til grensesnittet, noe som gjør det mulig å kontrollere egenskapene knyttet til tettheten av omreisende elektroner ved hjelp av elektrostatisk gating. På denne måten blir det mulig å stille inn for eksempel elektronmobiliteten 14,15, superledningsevne 11, elektronparring 16 og magnetisk tilstand 17 i grensesnittet, ved hjelp av elektriske felt.
Dannelsen av grensesnittet muliggjør også en kontroll av SrTiO 3-kjemien, hvor avsetningen av toppfilmen på SrTiO3 kan brukes til å indusere en redoksreaksjon over grensesnittet18,19. Hvis en oksidfilm med høy oksygenaffinitet avsettes på SrTiO 3, kan oksygen overføres fra de nære overflatedelene av SrTiO 3 til toppfilmen, og dermed redusere SrTiO3 og oksidere toppfilmen (se figur 1).
Figur 1: Dannelse av oksygenvakanse i SrTiO3. Skjematisk illustrasjon av hvordan oksygenledige stillinger og elektroner dannes i grenseflaten nær regionen SrTiO3 under avsetning av en tynn film med høy oksygenaffinitet. Gjengitt figur med tillatelse fra en studie av Chen et al.18. Copyright 2011 av American Chemical Society. Klikk her for å se en større versjon av denne figuren.
I dette tilfellet dannes oksygen ledige stillinger og elektroner nær grensesnittet. Denne prosessen forventes å være opprinnelsen til konduktiviteten dannet under avsetningen ved grensesnittet mellom SrTiO 3 og romtemperaturdyrkede metallfilmer eller oksider som amorf LaAlO318,20 eller γ-Al2O3 10,21,22,23. Dermed er egenskapene til disse SrTiO3-baserte grensesnittene svært følsomme for oksygeninnholdet i grensesnittet.
Her rapporterer vi bruk av postdeponering og variasjoner i de pulserende laseravsetningsparametrene for å kontrollere egenskapene i oksidmaterialer ved å justere oksygeninnholdet. Vi bruker γ-Al2O 3 eller amorf LaAlO 3 avsatt på SrTiO 3 ved romtemperatur som eksempler på hvordan bærertetthet, elektronmobilitet og arkmotstand kan endres ved størrelsesordener ved å kontrollere antall ledige oksygenstillinger. Metodene gir noen fordeler utover de som oppnås med elektrostatisk gating, som vanligvis brukes til å justere de elektriske 9,11,14 og i noen tilfeller de magnetiske15,17-egenskapene. Disse fordelene inkluderer å danne en (kvasi-) stabil slutttilstand og unngå bruk av elektriske felt, noe som krever elektrisk kontakt til prøven og kan forårsake bivirkninger.
I det følgende gjennomgår vi generelle tilnærminger for å justere egenskapene til oksider ved å kontrollere oksygeninnholdet. Dette gjøres på to måter, nemlig 1) ved å variere vekstbetingelsene ved syntetisering av oksidmaterialene, og 2) ved glødning av oksidmaterialene i oksygen. Tilnærmingene kan brukes til å justere en rekke egenskaper i mange oksid- og noen monoksidmaterialer. Vi gir et konkret eksempel på hvordan man justerer bærertettheten ved grensesnittet til SrTiO3-baserte heterostrukturer. Sørg for at et høyt nivå av renslighet utøves for å unngå kontaminering av prøvene (f.eks. ved å bruke hansker, rørovner dedikert til SrTiO3 og ikke-magnetisk/syrebestandig pinsett).
Subscription Required. Please recommend JoVE to your librarian.
Protocol
1. Kontrollere egenskaper ved varierende vekstforhold
- Fremstilling av høykvalitets overflater av SrTiO3
- Kjøp blandede terminerte SrTiO 3-substrater (f.eks. 5 mm x 5 mm x 0,5 mm i størrelse) med en typisk overflatevinkel på 0,05°–0,2° i forhold til (001) krystallplan.
MERK: Feilskjæringsvinkelen bestemmer overflatenes flathet, noe som er viktig for epitaksiell vekst på underlaget, så vel som for de resulterende egenskapene ved grensesnittet. - Rengjør ønsket antall underlag ved ultralydbehandling i aceton i 5 minutter og etanol i 5 minutter ved romtemperatur i en standard ultralydsapparat.
- Ultralyd substratene i 20 minutter ved 70 ° C i rent vann, som oppløser SrO24 eller danner Sr-hydroksidkomplekser ved overflatedomener avsluttet med SrO 25, mens de kjemisk stabile TiO2-terminerte domenene forblir uendret 26.
- Ultralyd substratene i en 3: 1: 16 HCl: HNO 3: H 2 O sur løsning (f.eks. 9:3: 48 ml) ved 70 ° C i 20 minutter i en avtrekkshette for selektivt å etse SrO på grunn av den grunnleggende naturen til SrO-overflatedomener, surheten til TiO2og tilstedeværelsen av Sr-hydroksidkompleksene.
- Fjern restsyren fra underlagene ved ultralydbehandling i 100 ml rent vann i 5 minutter ved romtemperatur i en avtrekkshette.
MERK: TiO2-terminert SrTiO3 kan kjøpes kommersielt eller tilberedt på forskjellige måter basert på selektiv etsning av SrO på overflaten24,27. Den konvensjonelle etsingen i HF fører også til TiO2-terminert SrTiO 3, men dette unngås her på grunn av sikkerhetshensyn og risiko for utilsiktet F-doping av SrTiO328. - Termisk behandle substratene i en atmosfære på 1 bar oksygen i 1 time ved 1000 °C med en oppvarmings- og kjølehastighet på 100 °C/t i en keramisk rørovn, for å slappe av underlagsoverflaten til en tilstand med lav energi.
- Kjøp blandede terminerte SrTiO 3-substrater (f.eks. 5 mm x 5 mm x 0,5 mm i størrelse) med en typisk overflatevinkel på 0,05°–0,2° i forhold til (001) krystallplan.
- Deponering av tynnfilmen(e) på underlaget
- Monter underlagene på varmeren eller en sponbærer, avhengig av om in situ transportmålinger under avsetningen skal utføres.
NOTAT: En sølvpasta som herder ved romtemperatur kan enkelt brukes til montering av underlag. - Koble de fire hjørnene på SrTiO3-overflaten til en chipbærer elektrisk ved hjelp av, for eksempel, standard kiletrådbinding med 20 μm tykke Al-ledninger, hvis in situ transportmålinger er ønsket. Monter sponholderen på en chipholderholder, der ledninger kobler prøven til et elektrisk måleoppsett via en vakuumkompatibel kontakt.
- Plasser TiO 2-terminert substrat 4,7 cm fra det krystallinske Al 2 O 3-målet for entypisk avsetning av Al2 O 3 på SrTiO 3.
- Start arkmotstandsmålinger ved hjelp av Van der Pauw-geometrien29, hvis in situ transportmålinger skal utføres.
- Varm opp underlaget til 650 °C med en hastighet på 15 °C/min, eller hold underlaget i romtemperatur.
- Forbered deg på å ablatere fra et enkeltkrystallinsk Al2 O3-mål i et oksygentrykk på 1 x 10-5 mbar ved hjelp av for eksempel en nanosekundpulset KrF-laser med en bølgelengde på 248 nm, en laserfluens på 3,5 J / cm2og en frekvens på 1 Hz. Juster egenskapene ved hjelp av oksygeninnholdet ved å bruke et oksygenavsetningstrykk i området 10-6 til 10-1 mbar eller ved å variere andre Deponeringsparametere.
- Sett inn ønsket tykkelse påγ-Al2O3(vanligvis 0–5 enhetsceller).
MERK: Dette kan bestemmes ved hjelp av for eksempel reflekterende høyenergielektrondiffraksjon (RHEED) svingninger eller atomkraftmikroskopimålinger, hvor sistnevnte måles som høydeforskjellen produsert ved å forhindre avsetning av γ-Al2O3 på den delen av substratet ved hjelp av en fysisk maske. - Avkjøl γ-Al2O 3 / SrTiO3 heterostrukturen med en hastighet på 15 ° C / min ved avsetningstrykket uten å utføre et ekstra glødningstrinn hvis en høy temperatur avsetning utføres.
- Fjern prøven fra avsetningskammeret og stopp de elektriske målingene.
- Oppbevar prøven i vakuum, nitrogen eller alternativt ved omgivelsesforhold. Nedbrytningen av prøven er tregest når den oppbevares i vakuum eller nitrogen20.
- Monter underlagene på varmeren eller en sponbærer, avhengig av om in situ transportmålinger under avsetningen skal utføres.
2. Kontrollere egenskaper ved termisk glødning
- Monter prøven med sølvpasta på en chipholder.
- Koble prøven elektrisk til brikkeholderen ved hjelp av for eksempel kiletrådbinding av Al-ledninger i Van der Pauw-geometrien29.
- Koble sponholderen elektrisk til måleutstyret ved hjelp av en kontakt og ledninger med termisk motstandsdyktig isolasjon.
- Start arkmotstandsmålingene.
- Plasser sponholderen utstyrt med prøven i en lukket ovn.
- Skyll grundig med gassen som brukes til glødning mens du kontrollerer om prøvemotstanden er følsom for endringer i atmosfæren.
- Anneal prøven ved hjelp av ønsket glødningsprofil. Typiske glødningstemperaturer er 50–250 °C og 100–350 °C for henholdsvis a-LaAlO 3/SrTiO 3 og γ-Al2O3/SrTiO 3 heterostrukturer, avhengig av tykkelsen på toppfilmen og ønsket oksygeninkorporeringshastighet.
MERK: Bruk flere varmekompatible alternativer enn Al-ledninger og standard keramiske sponbærere hvis temperaturer over 350–400 °C er nødvendig. - Avbryt glødningen når en ønsket endring i arkmotstanden har oppstått.
- Kjøl ned prøven ved å trappe ned temperaturen, eller ta ut prøven.
- Stopp de elektriske målingene.
MERK: Motstanden er generelt temperaturavhengig, noe som må tas i betraktning hvis spesifikke transportegenskaper ved en viss temperatur er målet.
Subscription Required. Please recommend JoVE to your librarian.
Representative Results
Kontrollere egenskaper ved varierende vekstforhold
Variasjon av avsetningsparametrene under avsetning av oksider kan føre til en stor endring i egenskapene, spesielt for SrTiO3-baserte heterostrukturer, som vist i figur 2.
Figur 2: Kontrollere transportegenskapene ved å justere tykkelsen på det øverste laget. (a) Skjematisk illustrasjon av γ-Al2O 3 / SrTiO3 heterostrukturer. (b) Arkmotstand (Rs) for γ-Al 2 O 3 / SrTiO 3-grensesnittet som en funksjon av tykkelsen på γ-Al2O 3-laget. (c) Platebærertetthet (ns) som en funksjon av γ-Al2O3 lagtykkelsen. (d) Bærermobilitet (μ) som en funksjon av γ-Al2O3 lagtykkelsen. Gjengitt figur med tillatelse fra en studie av Christensen et al.12. Copyright 2016 av AIP Publishing. Klikk her for å se en større versjon av denne figuren.
Her varieres tykkelsen på γ-Al2O3 og den resulterende arkmotstanden måles etter atγ-Al2O3/SrTiO3-heterostrukturen er fjernet fra avsetningskammeret. Dette resulterer i en stor variasjon i transportoppførselen til γ-Al2O 3 / SrTiO3-grensesnittet, alt fra svært isolerende til metallisk ledning rundt en kritisk tykkelse på 1-enhetscelle (0,8 nm). Hvis tykkelsen kontrolleres nøye nær den kritiske tykkelsen, kan arkkonduktansen og bæretettheten justeres med flere størrelsesordener. Men ved romtemperatur forblir elektronmobiliteten stort sett uendret. En lignende innstilling kan bli funnet når andre avsetningsparametere varieres, for eksempel substrat-til-mål-avstanden30 og oksygenpartialtrykket31.
Mens elektronmobiliteten stort sett forblir uendret ved romtemperatur, endres den dramatisk når vi avkjøler prøven til 2 K og nårγ-Al2O3-tykkelseneller avsetningstrykket varieres (se figur 3).
Figur 3: Styring av elektronmobiliteten ved å variere avsetningsparametrene. Elektronmobiliteten (μ) til γ-Al 2O 3 / SrTiO 3 som en funksjon av bærertettheten (ns), innstilt ved å variere tykkelsen på γ-Al2O 3 (blå diamanter), primært variere oksygenpartialtrykket under pulserende laseravsetning (grå sirkler) eller ved å utføre postannealing i 1 bar oksygen ved ca. 200 ° C (røde sirkler). Gjengitt figur med tillatelse fra en studie av Christensen et al.31. Copyright 2018 av American Physical Society. Klikk her for å se en større versjon av denne figuren.
Her når elektronmobiliteten til γ-Al2O3/SrTiO3-heterostrukturen en verdi som overstiger 100 000 cm 2/Vs ved2 K når γ-Al2O3 avsettes med en tykkelse på 3,5 enhetscelleri et oksygenpartialtrykk på ca. 10-5 mbar. Å øke partialtrykket eller avvike fraγ-Al2O3-tykkelsenresulterer i både en reduksjon i bærertettheten og elektronmobiliteten med to størrelsesordener.
Kontrollere egenskaper ved termisk glødning
Oksygeninnholdet kan også kontrolleres ved hjelp av ex situ termisk glødning under oksiderende eller reduserende forhold. Her bestemmes den endelige tilstanden etter glødning av tre parametere: glødningstiden, temperaturen og atmosfæren. Et eksempel er gitt i figur 4a,b.
Figur 4: Kontroll av transportegenskapene ved glødning i oksygen. Normalisert arkkonduktans (Gs) av (a) γ-Al2O 3 / SrTiO 3 og (b) amorf LaAlO 3 / SrTiO 3 heterostrukturer som en funksjon av tiden hvor prøvene er annealed i 1 bar oksygen. (c) Platebærertettheten (n s) som funksjon av platekonduktans (G s) målt ved romtemperatur etter at to γ-Al2O 3 / SrTiO3-prøver har blitt glødet i 1 bar oksygen ved ca. 200 ° C. De to prøvene har blitt syntetisert ved hjelp av en pulserende laseravsetning av γ-Al2O3 på SrTiO3 ved bruk av et oksygenbakgrunnstrykk på 10-6 mbar og 10-5 mbar, noe som fører til forskjellige innledende bærertettheter etter avsetningen. Gjengitt figur med tillatelse fra en studie av Christensen et al.23. Copyright 2017 av American Physical Society. Klikk her for å se en større versjon av denne figuren.
Her måles arkkonduktansen til γ-Al2O 3 / SrTiO 3 og amorf LaAlO 3 / SrTiO 3 heterostrukturer mens prøvene glødes i 1 bar oksygen ved forskjellige temperaturer. Den raskeste reduksjonen i konduktansen observeres for amorfe-LaAlO 3 / SrTiO 3 heterostrukturer, og det er funnet at utslettelsen av ledige stillinger i SrTiO 3 skjer gjennom det 16 nm tykke amorfe LaAlO 3 lag23. γ-Al2O 3-filmen er imidlertid funnet å tjene som et blokkeringslag for oksygendiffusjon, og oksygenledighetene på SrTiO 3-siden blir tilintetgjort gjennom oksygendiffusjon gjennom SrTiO 3, noe som fører til en mer termisk motstandsdyktig grensesnittkonduktivitet23. Bærertettheten til heterostrukturene kan kontrolleres ved å stoppe glødningen i oksygen, som vist i figur 4c for tilfellet med γ-Al2O3/SrTiO3-heterostrukturen. I dette tilfellet anneres heterostrukturen i flere trinn ved ca. 200 °C. Etter hvert trinn kjøles heterostrukturen ned til romtemperatur, hvor bærertettheten måles. Glødningen resulterer i en kontrollert reduksjon av bærertettheten, samt i en overgang fra en metallisk ledende til en isolerende grenseflate.
Endringen i ledningstilstanden tilγ-Al2O3/SrTiO3-heterostrukturen kan brukes til å aktivere forskjellige egenskaper 23. Figur 5 viser et eksempel.
Figur 5: Aktivering av skriving av ledende polymer Firesondemotstand som en funksjon av tid som ledende nanoliner forsøkes å bli skrevet ved hjelp av en ledende atomkraftmikroskopi (c-AFM) spiss. Etter glødning ved ca. 150 °C i 3 timer kan ledende linjer skrives ved γ-Al 2O 3/SrTiO3-grensesnittet ved å bruke en positiv skjevhet på c-AFM-spissen og skanne på γ-Al2O3-overflaten. Når ledningslinjen kommer i kontakt med to elektroder, faller motstanden kraftig. Påføring av en negativ forspenning og skanning over ledningslinjen fører til sletting av polymeren. Gjengitt figur med tillatelse fra en studie av Christensen et al.23. Copyright 2017 av American Physical Society. Klikk her for å se en større versjon av denne figuren.
Her kan ledende nanoliner trekkes ved hjelp av ledende atomkraftmikroskopi (c-AFM) bare i høy resistiv tilstand. Etter avsetningen av γ-Al2O3 er heterostrukturen i en lav resistiv tilstand, og ingen observerbar endring oppstår når en c-AFM-spiss med positiv skjevhet skanner på γ-Al2O3-overflaten fra en elektrode til en annen. Etter glødning av heterostrukturen ved 150 °C i luft i 3 timer, kan man imidlertid oppnå en høy resistiv tilstand ved grensesnittet. Når den positivt partiske spissen skannes mellom elektrodene, kan en ledende linje med en bredde på ca. 50 nm dannes ved det høye resistive grensesnittet. Når nanolinen forbinder de to elektrodene, observeres en kraftig reduksjon i motstanden, som rapportert tidligere32,33. Nanolinen kan deretter slettes ved å bruke en negativ skjevhet på spissen og skanne over nanolinjen.
Subscription Required. Please recommend JoVE to your librarian.
Discussion
Metodene beskrevet her er avhengige av å bruke oksygeninnholdet til å kontrollere oksidegenskaper, og oksygenpartialtrykket og driftstemperaturen er dermed kritiske parametere. Hvis systemets totale oksidasjonstilstand er innstilt på en måte der systemet forblir i en termodynamisk likevekt med den omgivende atmosfæren (dvs. endret pO2 ved høy temperatur), kan endringene reversible. Imidlertid, når det gjelder SrTiO3-baserte heterostrukturer, dannes grensesnitt oksygen ledige stillinger vanligvis ved hjelp av pulserende laseravsetning, som kan fange oksidasjonstilstanden i en ikke-likevektstilstand34. I dette tilfellet er temperaturprofilen og oksygenpartialtrykket ved og etter avsetningen avgjørende for de resulterende egenskapene. Oksygenledige stillinger i SrTiO3 er typisk ustabile under omgivelsesforhold22, og endringer i oksygeninnholdet indusert av glødning vil generelt være irreversible.
Andre ulemper er bivirkningene fra forhøyet temperatur eller modifisert avsetning. Under forhøyet temperatur kan kationdiffusjon, for eksempel, forekomme. En signifikant kationinterdiffusjon er rapportert under pulserende laseravsetning av forskjellige oksider på SrTiO3 10,35,36. Kontroll av oksygeninnholdet gjøres vanligvis ved å endre oksygenavsetningstrykket. Under et trykk på ca. 10-3 mbar påvirkes plasmaskyen i den pulserende laseravsetningen knapt av bakgrunnstrykket, og en endring i oksidasjonstilstanden til SrTiO3 oppstår ved interaksjoner med den omgivende atmosfæren ved forhøyede temperaturer37. Når trykket økes fra 10-3 til 10-1 mbar, interagerer bakgrunnsgassen med plasmaplumen, noe som resulterer i oksidasjon av plume, samt senking av plasmaartens kinetiske energi37. Dette kan påvirke nivået av kationinterdiffusjon ettersom den effektive temperaturen ved SrTiO3-overflaten senkes og plasmaarter ankommer med lavere hastigheter. Argon stopper plasmaartene omtrent like effektivt som oksygen, og derfor kan bivirkningene av å endre den kinetiske energien omgås ved å fikse det totale avsetningstrykket, men variere oksygenpartialtrykket, ved hjelp av en argon / oksygenblanding37. Ved utføring av glødning kan kationdiffusjon unngås ved glødning ved temperaturer høye nok til å tillate oksygendiffusjon, men lave nok til å forhindre betydelig kationdiffusjon. Dette er tilfellet for SrTiO3-baserte heterostrukturer glødet ved 100-350 °C vurdert her23,36. Det skal imidlertid bemerkes at i noen tilfeller kan kationdiffusjon og variasjoner i defektkonfigurasjonen indusert av avsetningen eller postannealing også være en ønskelig måte å justere oksidegenskapene på.
De to forskjellige tilnærmingene for å endre oksygeninnholdet skiller seg fra hverandre på flere måter. Ved å bruke veksttilnærmingen der de pulserende laseravsetningsparametrene varieres, er det mulig å oppnå tilstander som enten er termodynamisk stabile eller termisk slukket i en ikke-likevektstilstand34. Glødningsmetoden driver prøven mot termisk likevekt ved de gitte glødebetingelsene, men mellomliggende ikke-likevektstilstander kan også oppnås. Glødningsmetoden minimerer dessuten variasjoner fra prøve til prøve, da egenskapene kan justeres i en enkelt prøve, mens forskjellige prøver med varierende egenskaper fremstilles i henhold til vekstmetoden. På den annen side kan den opprinnelige tilstanden gå tapt etter glødningsprosessen.
De to tilnærmingene skiller seg også fra elektrostatisk gating, som vanligvis brukes til å stille inn, spesielt bærertettheten til begrensede elektroniske systemer. Elektrostatisk gating drar nytte av en rask og allsidig endring i de elektriske egenskapene, som ofte kan gjøres in situ mens du måler andre egenskaper. Imidlertid er oppnåelsestilstanden ikke permanent, en signifikant hysterese kan observeres, og området der bærertettheten kan innstilles er begrenset (vanligvis i størrelsesorden mindre enn 10-12 / cm2 for back-gating med ~ 100 V til 0,5 mm tykk SrTiO3) 12,23,38,39 . Kontroll av egenskapene ved å justere oksygenvakansinnholdet fører til en (kvasi-)permanent tilstand med store endringer i bærertettheten10,23 og muligheten til å endre egenskaper som ikke nødvendigvis påvirkes av en endring i tettheten av omreisende elektroner. Videre kan en kombinasjon av gating- og annealing-prosessene utnytte sine respektive fordeler for en presis kontroll av grensesnittegenskapene.
Glødningsmetoden er spesielt kompatibel med en rekke tilleggsmålinger i tillegg til motstandsmålingene som er beskrevet her. Disse målingene kan inkludere Hall-, gate-, optiske og magnetiske målinger, som kan brukes til å undersøke innstillingen av forskjellige egenskaper. Målingene inkluderer også de der ledningstilgang eller elektrostatisk gating er utfordrende, for eksempel fotoutslippseksperimenter.
Subscription Required. Please recommend JoVE to your librarian.
Disclosures
Forfatterne har ingenting å avsløre.
Acknowledgments
Forfatterne takker J. Geyti fra Danmarks Tekniske Universitet for hans tekniske hjelp. F. Trier anerkjenner støtte fra forskningsstipend VKR023371 (SPINOX) fra VILLUM FONDEN. D. V. Christensen anerkjenner støtten fra Novo Nordisk Foundation NERD Programme: New Exploratory Research and Discovery, Superior Grant NNF21OC0068015.
Materials
| Name | Company | Catalog Number | Comments |
| SrTiO3 | Crystec | Single crystalline (001) oriented, 0.05-0.2 degree miscut angle | |
| LaAlO3 | Shanghai Daheng Optics and Fine Mechanics Co.Ltd. | Single crystalline | |
| Al2O3 | Shanghai Daheng Optics and Fine Mechanics Co.Ltd. | Single crystalline | |
| Chemicals and gases | Standard suppliers | ||
| Silver paste | SPI Supplies, Structure Probe Inc | 05001-AB, High purity silver paint | |
| Ultrasonicator | VWR | USC500D HF45kHz/100W | |
| Wedge wire bonder | Shenzhen Baixiangyuan Science & Technology Co.,Ltd. | HS-853A Aluminum wire bonder | |
| Pulsed laser deposition | Twente Solid State Technologies (TSST) | PLD from TSST with software version V3.0.29, equipped with a 248 nm KrF nanosecond laser (Compex Pro 205 F) from Coherent |
|
| Resistance measurement setup | Custom made | Based on the following electrical instruments and custom written software: Keithley 6221 DC and AC current source Keithley 2182A nanovoltmeter Keithley 7001 switch system with a matrix card Keithley 6487 picoammeter |
|
| Hall measurements | Cryogenics | Based on the following electrical instruments and custom written software: Keithley 2400 DC current source Keithley 2182A nanovoltmeter Keithley 7001 switch system with a matrix card |
|
| Furnace | Custom made | Custom written software control of a FTTF 500/70 tube furnace from Scandia Ovnen AS and a eurotherm 2216e temperature controller |
References
- Pavlenko, N., Kopp, T., Tsymbal, E. Y., Sawatzky, G. A., Mannhart, J. Magnetic and superconducting phases at the LaAlO3/SrTiO3 interface: The role of interfacial Ti 3d electrons. Physical Review B. 85 (2), 020407 (2012).
- Schütz, P., et al. Microscopic origin of the mobility enhancement at a spinel/perovskite oxide heterointerface revealed by photoemission spectroscopy. Physical Review B. 96, 161409 (2017).
- Choi, H., Song, J. D., Lee, K. -R., Kim, S. Correlated Visible-Light Absorption and Intrinsic Magnetism of SrTiO3 Due to Oxygen Deficiency: Bulk or Surface Effect. Inorganic Chemistry. 54 (8), 3759-3765 (2015).
- Frederikse, H. P. R., Hall Hosler, W. R.
- Schooley, J. F., Hosler, W. R., Cohen, M. L.
- Schooley, J. F., et al. Dependence of the Superconducting Transition Temperature on Carrier Concentration in Semiconducting SrTiO3. Physical Review Letters. 14 (9), 305-307 (1965).
- Coey, J. M. D., Venkatesan, M., Stamenov, P.
- Ohtomo, A., Hwang, H. Y. A high-mobility electron gas at the LaAlO3/SrTiO3 heterointerface. Nature. 427 (6973), 423-426 (2004).
- Thiel, S., Hammerl, G., Schmehl, A., Schneider, C. W., Mannhart, J. Tunable quasi-two-dimensional electron gases in oxide heterostructures. Science. 313 (5795), 1942-1945 (2006).
- Chen, Y. Z., et al. A high-mobility two-dimensional electron gas at the spinel/perovskite interface of γ-Al2O3/SrTiO3. Nature Communications. 4, 1371 (2013).
- Caviglia, A. D., et al. Electric field control of the LaAlO3/SrTiO3 interface ground state. Nature. 456 (7222), 624-627 (2008).
- Christensen, D. V., et al. Electric field control of the γ-Al2O3/SrTiO3 interface conductivity at room temperature. Applied Physics Letters. 109 (2), 021602 (2016).
- Chen, Y., et al. Creation of High Mobility Two-Dimensional Electron Gases via Strain Induced Polarization at an Otherwise Nonpolar Complex Oxide Interface. Nano Letters. 15 (3), 1849-1854 (2015).
- Bell, C., et al. Dominant Mobility Modulation by the Electric Field Effect at the LaAlO3/SrTiO3 Interface. Physical Review Letters. 103 (22), 226802 (2009).
- Niu, W., et al. Giant Tunability of the Two-Dimensional Electron Gas at the Interface of γ-Al2O3/SrTiO3. Nano Letters. 17, 6878 (2017).
- Cheng, G., et al.
- Bi, F., et al. Room-temperature electronically-controlled ferromagnetism at the LaAlO3/SrTiO3 interface. Nature Communications. 5, (2014).
- Chen, Y., et al. Metallic and Insulating Interfaces of Amorphous SrTiO3-Based Oxide Heterostructures. Nano Letters. 11 (9), 3774-3778 (2011).
- Chen, Y. Z., et al. On the origin of metallic conductivity at the interface of LaAlO3/SrTiO3. Applied Surface Science. 258 (23), 9242-9245 (2012).
- Trier, F., et al. Degradation of the interfacial conductivity in LaAlO3/SrTiO3 heterostructures during storage at controlled environments. Solid State Ionics. 230, 12-15 (2013).
- Christensen, D. V., Smith, A.
- Gunkel, F., et al. Thermodynamic Ground States of Complex Oxide Heterointerfaces. ACS Applied Materials & Interfaces. 9 (1), 1086-1092 (2017).
- Christensen, D. V., et al. Controlling the carrier density of SrTiO3-based heterostructures with annealing. Advanced Electronic Materials. 1700026. , (2017).
- Connell, J. G., Isaac, B. J., Ekanayake, G. B., Strachan, D. R., Seo, S. S. A. Preparation of atomically flat SrTiO3 surfaces using a deionized-water leaching and thermal annealing procedure. Applied Physics Letters. 101 (25), 251607-251607 (2012).
- Koster, G., Kropman, B. L., Rijnders, G. J., Blank, D. H., Rogalla, H. Quasi-ideal strontium titanate crystal surfaces through formation of strontium hydroxide. Applied Physics Letters. 73 (20), 2920-2922 (1998).
- Komiyama, M., Gu, M. Atomic force microscopy images of MgO (100) and TiO2 (110) under water and aqueous aromatic molecule solutions. Applied Surface Science. 120 (100), 125-128 (1997).
- Kawasaki, M., et al. Atomic control of the SrTiO3 crystal surface. Science. 266 (5190), 1540-1542 (1994).
- Chambers, S. A., Droubay, T. C., Capan, C., Sun, G. Y. Unintentional F doping of SrTiO3(001) etched in HF acid-structure and electronic properties. Surface Science. 606 (001), 554-558 (2012).
- vander Pauw, L. J. A method of measuring specific resistivity and Hall effect of discs of arbitrary shape. Philips Research Reports. 13, 1-9 (1958).
- Chen, Y. Z., et al. Room Temperature Formation of High-Mobility Two-Dimensional Electron Gases at Crystalline Complex Oxide Interfaces. Advanced Materials. 26, (2013).
- Christensen, D. V., et al.
- Cen, C., et al. Nanoscale control of an interfacial metal-insulator transition at room temperature. Nature Materials. 7 (4), 298-302 (2008).
- Cen, C., Thiel, S., Mannhart, J., Levy, J. Oxide Nanoelectronics on Demand. Science. 323 (5917), 1026-1030 (2009).
- Xu, C., et al. Disentanglement of growth dynamic and thermodynamic effects in LaAlO3/SrTiO3 heterostructures. Scientific Reports. 6, 22410 (2016).
- Chambers, S. A. Understanding the mechanism of conductivity at the LaAlO3/SrTiO3(001) interface. Surface Science. 605 (001), 1133-1140 (2011).
- Nakagawa, N., Hwang, H. Y., Muller, D. A. Why some interfaces cannot be sharp. Nature Materials. 5 (3), 204-209 (2006).
- Sambri, A., et al. Plasma plume effects on the conductivity of amorphous-LaAlO3/SrTiO3 interfaces grown by pulsed laser deposition in O2. and Ar. Applied Physics Letters. 100 (23), 231605 (2012).
- Biscaras, J., et al. Limit of the electrostatic doping in two-dimensional electron gases. of LaXO3(X = Al, Ti)/SrTiO3. Scientific Reports. 4, 6788 (2014).
- Christensen, D. V., et al. Controlling interfacial states in amorphous/crystalline LaAlO3/SrTiO3 heterostructures by electric fields. Applied Physics Letters. 102 (2), 021602 (2013).
