CN110621492B - 具有同构的金属绝缘体转变的二氧化钒异质结构 - Google Patents
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Abstract
提供了异质结构，其包括由具有不同的金红石至单斜相变温度的二氧化钒的外延层组成的双层。还提供了包含异质结构的电气开关。双层的特征在于它们在电子转变温度下经历了单步、集体的金属‑绝缘体转变。在电子转变温度以下的温度，二氧化钒的具有较高金红石至单斜相变温度的层具有绝缘的单斜晶相，其在电子转变温度以上的温度下转化为金属单斜晶相。
Description
相关申请的交叉引用
本申请要求于2017年5月10日提交的美国专利申请No.15/591,454的优先权，其全部内容通过引用并入本文。
技术领域
本发明是在国家科学基金会授予的DMR-1629270和海军研究办公室授予的N00014-13-1-0183的政府支持下完成的。政府拥有本发明的某些权利。
背景技术
理解强相关材料中的金属-绝缘体转变是凝聚态物理的主要挑战之一，对基础科学和技术都有影响。相关材料在电荷、自旋和晶格自由度之间表现出强耦合，因此金属-绝缘体转变几乎总是伴随着相关联的结构相变。这种共存掩盖了基础的物理原理，从而使得难以理清控制金属-绝缘体转变的不同内在交互。此外，基于这些相关材料中的金属-绝缘体转变，结构转变一般会限制新型超快电子应用的极限开关速度和耐久性。从基础和技术的角度来看，实现同构金属-绝缘体转变的预测性指引都引起了极大的兴趣。
VO2是具有接近室温的金属-绝缘体转变(总体为341K)的相关氧化物材料的示例。但是，VO2中从金属相到绝缘相的转变伴随着经由形成V-V二聚体而从高对称金红石结构到低对称单斜结构的结构转变。这是由于体VO2的固有的电子和结构相耦合引起的。
发明内容
提供了异质结构，其包括由具有不同的金红石至单斜结构转变温度的二氧化钒的外延层组成的双层。还提供了结合该异质结构的电气开关。
双层的一个实施例包括：(a)第一层二氧化钒，其特征在于它在第一结构转变温度下经历金红石至单斜结构相变；(b)与第一层二氧化钒相邻的第二层二氧化钒。第二层二氧化钒的特征在于它在高于第一结构转变温度的第二结构转变温度下经历金红石至单斜结构相变。该双层可以特征在于它在电子转变温度下经历单步金属-绝缘体电子转变。
在本文所述类型的双层中引起单步金属-绝缘体电子转变的方法的一个实施例包括：将双层维持在第一结构转变温度以上的温度；以及向双层施加外部激励，其中外部激励引起第二层二氧化钒经历从电绝缘单斜相到导电单斜相的同构电子相变。
电开关设备的一个实施例包括双层，该双层包括：第一层二氧化钒，其特征在于它在第一结构转变温度下经历金红石至单斜结构相变；以及与第一层二氧化钒相邻的第二层二氧化钒，第二层二氧化钒的特征在于它在高于第一结构转变温度的第二结构转变温度下经历金红石至单斜结构相变。该设备还包括与双层的第一区域电连通的第一导电触点；与双层的第二区域电连通的第二导电触点；以及外部激励源，其被配置为向双层施加诱导金属-绝缘体转变的外部激励。
通过阅读以下附图、详细描述和所附权利要求书，本发明的其它主要特征和优点对于本领域技术人员将变得清楚。
附图说明
在下文中将参考附图描述本发明的说明性实施例，其中相同的标号表示相同的元件。
图1是示出二氧化钒双层的关断-接通切换的示意图。
图2是结合有二氧化钒三层的平行板电容器的示意图。
图3是结合有二氧化钒双层的平面开关的示意图。
图4是结合有二氧化钒双层的场效应开关的示意图。
图5A-5F描述了稳定的金属单斜晶VO2相的出现。图5A示出了DFT计算中使用的金红石/单斜异质结构，包括V原子(金红石VO2和单斜VO2)。图5B描绘了金红石/单斜异质结构中局部单斜区域的状态的计算密度[在A中以(a)表示]。体单斜VO2的状态的密度也示出作为参考。图5C示出了恰好在转变温度以下的287K时体VO2的自由能态。图5D描绘了在金红石/单斜异质结构中随tm变化的总能量。图5E示出了对于tm＞tc的金红石/单斜异质结构的稳定状态。图5F示出了对于tm＜tc.的金红石/单斜异质结构的稳定状态。箭头表示两成分序参数(ηS，ηEC)，并且阴影表示范数(ηS 2+ηEC 2)0.5。
图6A-6B示出了人造VO2-δ/VO2双层的设计。图6A描述了在(001)TiO2基板上8nm厚的外延VO2和VO2-δ(大约δ～0.01)单层膜的随温度变化的测得的电阻率。图6B示出了VO2-δ/VO2双层(插图)中氧空位分布的原子级成像。线指示测得的通过原子列的对比分布，并且白色虚线表示VO2与VO2-δ之间的标称界面。
图7A-7E描绘了VO2-δ/VO2双层中的结构相变。图7A示出了在各种温度下VO2-δ(8nm)/VO2(8nm)的拉曼光谱。来自单斜畸变的拉曼峰由ω1、ω2和ω3表示。图7B示出了随温度变化的相对单斜部分，其是根据图7A中的单斜拉曼强度估计的。插图描绘了在中间温度下VO2-δ/VO2双层的原子结构示意图。图7C示出了在冷却时测得的围绕TiO2(002)Bragg峰的X射线衍射(XRD)(00L)扫描。图7D示出了在300、284和272K温度下的代表性XRD峰。在图7E中，使用高斯曲线(实线)拟合了实验数据(空心圆)。随温度变化的相对单斜部分是根据图7D中的XRD峰分析估算的。插图示出了在低温和高温下测得的双层的电子衍射图。
图8A-8C描绘了VO2-δ/VO2双层中的同构金属-绝缘体转变。图8A示出了在冷却时测得的VO2-δ(8nm)/VO2(8nm)双层(实线)和8nm厚的VO2-δ单层(黑色虚线)的电阻率对温度的关系。金属相和绝缘相分别由红色和蓝色表示。图8B描绘了随温度变化的单斜部分(来自图7B和7E)。图8C示出了单斜拉曼位移(即，图7A所示的ω2和ω3)的温度依赖性。
图9A和9B示出了金红石/单斜异质结构的计算出的电子结构。图9A描绘了被金红石型VO2夹在中间的单斜VO2的6晶胞(包括VO2的23个平面)的计算出的原子结构。虽然两晶胞单斜区域的原子位置固定在下部界面附近，呈体状，但在所有其它单斜区域中允许完全原子弛豫。图9B示出了随能量E-EF变化的计算出的每一层的状态密度。灰色指示状态密度低于0.05的区域。V-V-V键角的值也沿着[001]Rutile轴表示，通过开口的红色正方形指示每一层的单斜畸变。
图10A和10B示出了捕获的局部单斜结构的状态密度计算。图10A示出了金红石/单斜晶格中的局部单斜结构(由M1、M2、M3、M4和M5表示)，然后将其用作体结构以进行状态密度计算。图10B示出了采用捕获的局部单斜结构的体单斜的计算出的状态密度。
图11A和11B示出了计算出的掺杂空穴和电子的单斜VO2的电子结构。图11A示出了计算出的掺杂空穴的单斜VO2的状态密度，其示出了随着空穴浓度的增加而带隙显著变窄。图11B示出了计算出的掺杂电子的单斜VO2的状态密度，其示出了随着电子浓度增加而带隙变窄可忽略不计。
图12A和12B描绘体VO2中的模拟相变。图12A示出了体VO2在287K(左)和292K(右)时的自由能分布。图12B示出了ηS和ηEC的温度依赖性，它们使每个温度下的自由能(即，平衡相)全局最小。
图13A-13C示出了稳定的金属单斜相的出现。图13A是体摩尔Landau势能的示意图，示出了非平衡(亚稳态)的金属单斜相以及平衡(稳太)的绝缘单斜相。图13B是金红石/单斜异质结构中单位面积总能量随厚度变化的示意图。图13C示出了对于T＝291K、283K和277K的温度通过相场模拟计算的VO2-δ/VO2双层的稳定状态。箭头表示两组分序参数(ηS，ηEC)，并且阴影表示范数(ηS 2+ηEC 2)0.5。每层的厚度设置为低于tc～9.4nm。
图14A和14B示出了VO2-δ/VO2双层的生长。通过改变膜生长过程中的氧分压(PO2)(如图14A所示)，可以制备VO2-δ/VO2双层纳米结构(如图14B所示)，该结构在上部(即，VO2-δ)和较低的(VO2)层具有两个不同的转变温度。
图15A-15D示出了VO2-δ/VO2双层的结构特点。图15A示出了VO2单层、VO2-δ/VO2单层和VO2-δ/VO2双层的X射线衍射(XRD)2θ-ω扫描。还表示了VO2-δ/VO2双层的模拟结果，该结果与实验数据非常吻合。图15B示出了VO2-δ/VO2双层的XRD(002)反射的摇摆曲线。图15C示出了围绕VO2-δ/VO2双层和TiO2基板的(112)反射的XRD互易空间图。图15D是VO2-δ/VO2双层的原子力显微镜图像，示出了膜的光滑表面。
图16A和16B示出了氧化学计量的粗略估计。图16A示出了金红石氧化物中rM和V1/3之间的线性关系。图16B示出了VO2膜中的测得的晶胞体积和估计的氧空位浓度δ，其随着在膜生长期间使用的氧分压(PO2)而变化。
图17A和17B示出了PO2的“生长后”改变没有影响。图17A示出了两个VO2样本的X射线衍射(XRD)2θ-ω扫描。一条线用于在PO2＝21mTorr下生长并冷却的样本。另一条线用于在PO2＝21mTorr下生长、在降低的PO2＝17mTorr下退火10分钟并在PO2＝17mTorr下冷却的样本。图13B示出了图17A中两个VO2样本的电阻率与温度的关系。
图18A和18B描绘了纳米工程氧气化学计量。图18A示出了高角度环形暗场(HAADF)图像，并且图18B示出了低角度环形暗场(LAADF)图像，这两个图像分别对V原子晶格和氧空位都敏感。细实线指示测得的通过原子列的对比分布，而白色虚线表示VO2和VO2-δ之间的标称界面。图18C示出了B中LAADF对比分布的拟合线(粗实线)的导数。
图19A-19C示出了氧化学计量的EELS分析。图19A是VO2-δ/VO2双层的LAADF-STEM图像。图19B示出了针对VO2-δ/VO2双层的顶部VO2-δ和底部VO2层的测得的V-L2，3(a和b峰)和O-K边缘(c、d和e峰)。图19C示出了针对钒L2，3(左)和氧K(右)边缘的计算出的EELS数据。
图20A和20B示出了输运测量。图20A示出了针对VO2-δ(8nm)/VO2(8nm)双层、VO2(8nm)/VO2-δ(8nm)双层和8nm厚VO2-δ单层(黑色虚线)在冷却时随温度变化的电导率。图20B示出了针对VO2-δ(8nm)/VO2(8nm)双层在冷却时随温度变化的载流子浓度。黑色实线是对眼睛的引导。
图21A和21B示出了三层的金属-绝缘体转变。图21A示出了针对没有任何界面交互的简单并联的8nm厚VO2和8nm厚的VO2-δ层的冷却时预测的金属-绝缘体转变。图21B示出了针对VO2-δ(8nm)/TiO2(2nm)/VO2(8nm)三层的冷却时测得的金属-绝缘体转变。
图22描绘了VO2单层的金属-绝缘体和结构相变。在VO2单层中冷却时测得的金属绝缘体和结构相变示出单步特征。
具体实施方式
提供了异质结构，其包括由具有不同的金红石至单斜结构转变温度的二氧化钒的外延层组成的双层。还提供了结合异质结构的电气开关。双层的特征在于，它们在电子转变温度Telectric下经历了单步、集体的金属-绝缘体转变。在低于Telectric的温度下，具有较高结构转变温度的二氧化钒层包括绝缘的单斜相，其在Telectric以上的温度下转化为金属单斜相。因为Telectric可以接近室温，所以双层非常适合于接近室温的开关应用。
在双层中，将二氧化钒的两层中的第一层设计为具有比两层中的第二层更低的结构转变温度。这可以通过外在掺杂二氧化钒或在第一层的二氧化钒中引入氧空位来实现。可以在生长基板(诸如TiO2基板)上外延生长二氧化钒双层，从VO2的化学计量层开始，在其上生长外在掺杂或缺氧的二氧化钒层。可以引入到二氧化钒中以降低其结构转变温度的外在掺杂剂包括金属掺杂剂，诸如钨、钼、铬和铌。对于掺杂的二氧化钒V1-xMxO2，典型的掺杂剂浓度是0.01≤x≤0.1。可替代地，可以通过在降低的氧分压下进行外延生长，将氧空位引入二氧化钒中以产生非化学计量的、缺氧的VO(2-δ)。仅作为说明，在双层的一些实施例中，δ在大约0.005至0.02的范围内。
出于本公开的目的，术语二氧化钒是指化学计量的VO2，也指非化学计量的、外在掺杂的二氧化钒(V(1-x)DxO2)，其中掺杂原子(D)取代了一部分钒原子，并且也指含氧空位的非化学计量、缺氧的二氧化钒(VO(2-δ))。
结果所得的外在掺杂或缺氧的VO(2-δ)的特征在于，它在比化学计量VO2更低的结构转变温度下经历金红石至单斜结构的相变。这在双层中产生了两步结构相变。就像单步、集体的电子相变一样，结构相变可以在接近室温的温度下发生。例如，在双层的一些实施例中，电子转变温度在大约274K至大约284K的范围内，二氧化钒的第一层的金红石至单斜结构相变在大约274K至大约284K的范围内，并且二氧化钒的第二层的金红石至单斜结构相变在大约282K至大约292K的范围内。(除非另有说明，否则本公开中所指的结构和电子相变温度是指在没有施加外场或应变的情况下的转变温度。)
不受限于本发明的任何特定理论，建议可以将单斜二氧化钒中的同构电子转变归因于双层中的界面能贡献，其稳定非平衡金属单斜相。因为双层的金属绝缘体电子相变不伴有金红石至单斜结构相变，所以相对于其中电子金属-绝缘体转变是金红石到单斜相变的结果的开关，结合双层的开关可以具有改进的电子开关速度和耐久性。为了稳定双层中的金属单斜相，经历同构电子转变的二氧化钒层应足够薄，以使界面能的贡献在结构中整体能的贡献中占主要地位，如在实施例中详细讨论的。双层的实施例包括其中具有较高金红石至单斜结构转变温度的二氧化钒层的厚度小于10nm(包括厚度小于9.5nm)的双层。在双层的一些实施例中，两层均满足这些厚度标准。
二氧化钒双层可以通过急剧的单步金属-绝缘体电子相变来表征，其中转变的急剧度通过加热曲线的导数曲线的半峰全宽(FWHM)来表征。双层的一些实施例具有3K或更小的电子相变急剧度。这包括电子相变急剧度为2K或更小的双层，并且还包括电子相变急剧度为1K或更小的双层。电子相变伴随着双层电阻量值的大幅下降(ΔR)。双层的一些实施例具有至少2个数量级的ΔR。这包括具有至少3个数量级的ΔR的双层，并且还包括具有至少4个数量级的ΔR的双层。
可以将双层结合到具有三层或更多层的多层设备结构中，其中附加层可以由二氧化钒或其它材料组成。例如，双层可以是三层结构的一部分，其中具有较低结构相变温度的二氧化钒层被夹在具有较高结构转变温度的一对二氧化钒层之间，反之亦然。双层或多层结构中的层不必具有相同的形状或维度，并且给定的层不必完全覆盖结构中其(一个或多个)相邻层的表面。因此，构成双层的各个层和双层的整体形状可以具有各种几何形状，只要构成双层的两个层形成能够稳定双层内的金属单斜相的界面即可。
在图1中提供了说明双层作为热激活开关的操作的示意图。最初，开关在第一层二氧化钒101的结构转变温度(Tstruct1)以上但低于双层的电子转变温度(Telectric)的工作温度下处于关断状态(1)。在关断状态下，第二层二氧化钒102包括绝缘的单斜相。通过将双层加热到Tstruct1以上并且也为Telectric以上的第二工作温度，可以将开关转换成接通状态(2)。在接通状态下，第二层二氧化钒102包括金属单斜相。在反向开关循环中，双层可以从第二工作温度冷却到低于Telectric但Tstruct1以上的温度，以使开关返回到其关断状态。
虽然在图1中相对于热激活的开关示出了双层的切换，但是可以使用其它激活方式。即，除了加热和冷却之外，外部激励可以用于诱导双层的电子相变。例如，可以将电场、光场、机械应变或它们的组合施加到双层上，以通过移动Telectric来诱导电子相变。可以使用温度调制器、电压源、光源或色斑调制器来施加这些激励，温度调制器、电压源、光源或色斑调制器中的每一个被配置为将其各自的激励施加到双层。
双层可以结合到各种电气开关结构中，包括电容器、平面开关和场效应开关，以用于各种开关应用。例如，双层可以用在用于存储器设备(例如，CMOS芯片)和通信设备的电路(包括集成电路)中。在这些设备中的每一个中，双层从其电绝缘到其导电金属状态的转换(反之亦然)改变了双层的电阻(并因此改变了电导)，从而调制设备的电流或电容。图2中示意性地示出了平行板电容器的一个实施例。电容器在支撑基板201上包括三层二氧化钒，其中二氧化钒的中间层202夹在二氧化钒的另外两层204、206之间。中间层202具有比层204和206更高的金红石至单斜结构转变温度，并且三层结构在某个电子转变温度下经历单步、集体的金属-绝缘体转变。当电容器维持在外部二氧化钒层204、206的结构转变温度以上的温度时，这些层将包括金属金红石二氧化钒，因此可以充当电容器的导电(金属)电极。当电容器处于其电子转变温度以下的温度时，二氧化钒层202处于电绝缘状态，该设备具有高电容，并且电荷在外二氧化钒层204和206上累积。但是，当将诱导电子相变的激励施加到电容器上从而将二氧化钒层202转换成其金属状态时，设备的电容下降并且外部二氧化钒层204和206能够通过层202放电。激励可以是例如通过连接在二氧化钒层204和206之间的电压源跨结构施加的电压。
在图3中示意性地示出了平面开关的一个实施例。该开关包括二氧化钒的沟道层302，其在支撑基板301上桥接二氧化钒的第一接触层304和二氧化钒的第二接触层306。第一和第二接触层304和306具有比沟道层302更低的金红石至单斜结构转变温度。当开关维持在第一接触层304和第二接触层306的结构转变温度以上的温度时，这些层将包含金属金红石型二氧化钒，因此可以充当开关的导电(金属)电极。当开关处于其电子转变温度以下的温度时，沟道层302的二氧化钒处于电绝缘单斜相并且电流不能在第一接触层304和第二接触层306之间流动。但是，当将引起电子相变的激励施加到开关上从而将二氧化钒层302转换成金属单斜状态时，开关接通并且电流能够在接触层之间流动。激励可以是例如通过连接在二氧化钒接触层304和306之间的电压源跨结构施加的电压。
图4是三端子场效应开关的一个实施例的示意图。开关包括源极412、漏极414以及部署在源极412和漏极414之间的沟道层402，该沟道层包括二氧化钒。包括栅极电介质416和栅极触点418的栅极堆叠部署在沟道层402上。二氧化钒的第二层404位于沟道层402下面。二氧化钒的第二层404具有比沟道层402更低的金红石至单斜结构转变温度。场效应开关还包括介电基板407。当开关处于其电子转变温度以下的温度时，沟道层402的二氧化钒处于电绝缘单斜相，并且电流无法在源极412和漏极414之间流动。但是，当将栅极电压施加到栅极触点418时，沟道层402的二氧化钒转化为金属单斜相，该开关接通并且电流能够在源极和漏极之间流动。
在图2-4的开关设备中，具有较低结构转变温度的二氧化钒层可以由例如钨掺杂的二氧化钒构成，而具有较高结构转变温度的二氧化钒层可以由例如化学计量的VO2构成。在双层的一些实施例中，只要第一层保持比第二层低的金红石至单斜相变，就可以对两层都进行外在掺杂。
示例
本示例说明纯电子驱动的金属-绝缘体转变，其保持二氧化钒(VO2)的晶体结构。提出了用于在VO2中稳定金属单斜相并展示金属单斜相和绝缘单斜相之间可逆相变的通用框架。
VO2在相变附近显示本征相共存。基于此，在金红石相和单斜相之间构想了异质结构(图5A)，其中电子相关性和界面能将有利于金属单斜相。第一原理性密度泛函理论(DFT)计算预测了金红石/单斜异质结构中单斜层的金属性质(图5B)，与体单斜VO2的绝缘性质不同。在单斜区域内，电子结构被强烈地改变，从而导致显著的带隙变窄。这主要是由金红石相和单斜相的不同功函数引起的单斜区的空穴掺杂驱动的(图5B)。这种空穴掺杂降低了电子相关性，造成单晶VO2中的带隙完全塌陷。同时，DFT结果表明金红石/单斜异质结构具有非常小的界面能，这也可能在稳定金属单斜相中起作用。
为了探索电子相关性和界面能的影响，在相场建模中采用了广义的Landau热力学方法。图5C示出了恰好在转变温度以下的体VO2的预测相图。这基于两个不同的序参数：描述结构转变[即，从金红石(ηS＝0)到单斜(ηS＝1)相]的ηS；以及描述电子相关性的ηEC，它控制金属-绝缘体转变[即，从金属(ηEC＝0)到绝缘体(ηEC＝1)]]。仅发现了两个体平衡相：在高温下几乎没有电子相关性(ηS＝ηEC＝0)的金属金红石相；以及低温下的相关绝缘单斜相(ηS＝ηEC＝1)。这表明在体晶体中，电子和结构相变总是在同一温度下同时发生，这与对这种材料的常规理解一致。但是，除了这些体平衡相以外，还预测到存在非平衡金属单斜相，且相关性受到抑制(ηS＝1和ηEC＝0)，如Landau势能的局部最小值所表示的(图5C)。如果可以稳定这个金属单斜相，而不仅仅是使其瞬变，那么可以在相关的绝缘单斜VO2中实现同构金属转变。
在金红石/单斜异质结构中，金属单斜相通过界面能的贡献而稳定。图5D示出了通过相场模拟获得的金红石/单斜异质结构的总能量，其随单斜层的厚度tm而变化。由于在前一种情况下的同质ηEC，在相场模型中金属金红石相和金属单斜相之间的界面能自然小于金属金红石相和绝缘单斜相之间的界面能。当tm低于临界厚度tc时，界面能的贡献超过整体能的贡献，因此，具有抑制的相关性(即，ηEC＝0)的金属单斜相变得在能量上是优选的并被稳定。使用相场模拟，tc被估计为9.4nm附近，这清楚地表明针对tm＞tc(图5E)和tm＜tc(图5F)时绝缘和金属单斜相之间的反向稳定性。因此，理论建模预测了金红石/单斜异质结构中稳定的金属单斜相，而无需非平衡条件。
根据理论预测，设计了由两个VO2层组成的纳米级双层，其转变温度不同(即，T1和T2；图6A)。在这个双层中，金红石/单斜异质结构可以发生在介于T1和T2之间的中间温度。为了实验控制VO2中的转变温度，利用本征点缺陷，即，氧空位和结果产生的电子掺杂。引入微量的氧空位可以降低VO2的转变温度，而不会损害金属-绝缘体的急剧转变。(参见，Griffiths，C.H.等人的Influence of stoichiometry on the metal-semiconductortransition in vanadium dioxide。J.Appl.Phys.45，2201-2206(1974)。)通过改变膜生长期间的氧分压，制备了人造双层(图6B中的插图)，该层在TiO2(001)基板上完全相干，由少量缺氧的VO2-δ和化学计量的VO2层组成。每个VO2-δ和VO2层的转变温度分别为T1～279K和T2～287K(图6A)，厚度设置为8nm附近，即，在估计的tc～9.4nm以下。
为了可视化双层中的氧空位分布，使用扫描透射电子显微镜(STEM)执行了原子级成像。在STEM中，低角度环形暗场(LAADF)图像对来自氧空位的应变场非常敏感，而高角度环形暗场(HAADF)图像则由(高Z)阳离子位点主导。所获得的HAADF图像(图6B左侧)在VO2-δ/VO2界面(用白色虚线表示)上显示出很小的强度变化。相对于此，LAADF图像(图6B右侧)在VO2-δ/VO2界面上显示出明显的强度突然变化，从而使VO2-δ/VO2层中的缺氧可见。这个结果强调了引入少量的氧空位而不是外在掺杂剂会产生化学上明显的界面，其界面宽度小于1nm，并允许双层具有准同质的单晶特征。考虑到这种纳米工程的氧空位分布，预期在顶层VO2-δ和底层VO2中将出现两个不同的转变温度。
使用拉曼光谱法，在VO2-δ/VO2双层中监视结构相变(图7A和7B)。随着温度降低，结构转变过程中，从单斜畸变突然出现了几个明显的拉曼峰(例如，图7A中的ω1、ω2和ω3峰)。定量分析(图7B)清楚地显示了VO2-δ/VO2双层中的两步结构相变，这与VO2单层中的单步转变相反。与温度有关的X射线衍射测量(图7C和7D)和相场模拟进一步证实了双层中的两步结构相变。这种两步结构的相变可以用两个单独的结构转变来解释，即，针对顶部VO2-δ层在T～279K和针对底部VO2层在T～287K。在T～279K和287K之间的中间温度下(如图7B和7E所示)，顶部VO2-δ和底部VO2层分别具有金红石和单斜结构，其形成所需的金红石/单斜异质结构，如图7B的插图所示。
通过测量电阻率(图8A)和载流子浓度，探索了VO2-δ/VO2双层中的电子相变。与两步结构转变形成鲜明对比的是，双层膜在T～279K示出了单步、集体的金属-绝缘体转变。双层的电子相变看上去几乎与VO2-δ单层的电子相变完全相同(图8A中的黑色点线)，这意味着，在VO2-δ/VO2双层中，VO2层的电子相(即，金属的或绝缘的)共同跟随VO2-δ层的电子相。值得注意的是，当在VO2-δ和VO2之间插入超薄(～2nm)的TiO2层时，VO2-δ/TiO2/VO2系统仅表现出两步金属-绝缘体转变。这确认了在VO2-δ/VO2双层中观察到的单步、集体的金属-绝缘体转变之后金红石/单斜界面的内在影响。
综上所述，对两步结构和单步电子相变的这些观察明确地确认了VO2-δ/VO2双层中存在稳定的金属单斜相。随着温度的降低，底部VO2层在T～287K处表现出金红石至单斜结构转变(图8B)，但整个双层的整体金属性保持不变(图8A)。这解释了，当与金属金红石VO2-δ层接合时，底部VO2层变成稳定的金属单斜相。与理论预测一致(图5F)，这在单步金属-绝缘体转变中起着决定性作用。重要的是，图8C示出了在～279K的金属-绝缘体转变期间，归因于V-V二聚体的离子运动，ω2和ω3峰值位置几乎没有改变。这直接说明了在底部化学计量VO2层中在～279K处无晶格畸变的同构金属-绝缘体转变。值得注意的是，这种同构的金属-绝缘体转变已经在真正的VO2的设备相关的薄膜几何形状中实现，无论是在非平衡条件下还是在表面状态的限制下。结论是，非平衡电子相的人造稳定化是在相关材料中实现异常稀少的同构、纯电子驱动的金属-绝缘体转变的有效方法。
材料和方法
密度泛函计算
使用在维也纳从头算模拟包(VASP)中实现的密度泛函理论(DFT)进行计算。(参见G.Kresse等人的From ultrasoft pseudopotentials to the projector augmented-wavemethod.Phys.Rev.B59，1758-1775(1999)；G.Kresse等人的Efficient iterative schemesfor ab initio total-energy calculations using a plane-wave basis set，Phys.Rev.B54，11169-11186(1996)。)投影增强波(PAW)方法用于近似电子离子势。(参见P.E.
的Projector augmented-wave method.Phys.Rev.B50，17953-17979(1994)。)为了处理交换和相关效应，局部密度近似(LDA)被用在半经验+HubbardU(LDA+U)方法和旋转不变形式中，以更好地描述局部转变金属d电子。(参见J.P.Perdew等人的Self-interaction correction to density-functional approximations for many-electronsystems.Phys.Rev.B23，5048-5079(1981)；V.I.Anisimov等人的First-principlescalculations of the electronic structure and spectra of strongly correlatedsystem:the LDA+U method.J.Phys.Condens.Matter 9，767-808(1997)；Z.Zhu等人的Comprehensive picture of VO2 from band theory.Phys.Rev.B86，075149(2012)；
S.L.Dudarev等人的Electron-energy-loss spectra and the structuralstability of nickel oxide:An LSDA+U study.Phys.Rev.B57，1505-1509(1998)。)这里，金红石结构的V-3d轨道使用Ud＝3.8eV和Jd＝0.8eV，并且单斜结构的V-3d轨道使用Ud＝4.63eV和Jd＝0.7eV，以产生正确的基态相位。对钒和氧分别使用3s23p63d34s2和2s22p4价电子构型。为了放宽内部坐标，使用所使用的
的离子收敛准则，且具有500eV的平面波截止能量(对于金红石和单斜体，以及金红石/单斜超晶格)。在四面体方法中采用具有
校正的6×3×1的以Γ为中心的k网格。
对于异质结构，使用1×2×10[(金红石)5/(单斜晶)5]超晶胞。为了描述异质结构中的弛豫和突变(001)Rutile界面，在突变界面附近分别固定了七层和八层金红石相和单斜相。固定平面内晶格参数，而松弛平面外晶格参数和内部坐标。对金红石层和单斜层分别使用面内晶格参数
以及面外晶格参数
和
超晶格弛豫后，弛豫界面附近的两层金红石相示出V-V-V的二聚化，类似于单斜相并且面外晶格参数为
图9B示出了超晶格中的状态密度(DOS)的层解析分布。在计算中使用的晶胞尺寸内，整个单斜区域表现出金属特点，即，费米能级(EF)处的非零DOS。为了检查界面处结构弛豫(即，单斜畸变和V-V-V键角的变化)的可能贡献，考虑了突变的界面(即，图9A中的下部界面)以及弛豫宽界面(即，图9A中的上部界面)。已经发现，不管界面的类型如何，都会发生单斜VO2的金属化。此外，通过捕获超晶格的单斜区域内的局部单斜结构来计算状态密度(图10A和10B)，并且发现局部结构修改本身不会在单斜VO2中引起任何金属性。这个结果排除了界面结构弛豫的主要贡献，并表明单斜VO2的金属化作用背后的纯电子起源。
通过从单斜(n)/金红石(m)(001)Rutile超晶格的总能量中减去单斜和金红石相的体能来计算弛豫和突变的(001)Rutile界面能(Ei，rel，Ei，abr)(图9A)：
Ei，rel＝EHS-nEMC-mER-Ei，abr (等式1)
Ei，abr＝(EHS，fix-nEMC-mER)/2A (等式2)
此处，n和m是单位晶胞的数量，EMC和ER分别是每个单位晶胞的单斜和金红石相的体能。EHS是超晶格的总能量，EHS，fix是超晶格在弛豫前的总能量，A是单位晶胞的平面内侧面面积，并且因子2考虑了超晶格中存在两个界面。发现计算出的界面能Ei，rel小，即Ei，rel～60mJm-2，与计算的正确度相当。这个值比金属/绝缘体界面中的典型界面能～1Jm-2小得多。
图11A和11B分别示出了在空穴/电子浓度为0.025(上面板)、0.25(中间面板)和0.5(底部面板)下的空穴掺杂和电子掺杂单斜VO2的计算出的状态密度。发现增加空穴浓度造成显著的带隙变窄，而电子掺杂对间隙的影响不大。间隙随着空穴掺杂的增加而减小(即，较低的d带占据)，并最终在高空穴掺杂时塌陷，这可以解释为电子相关强度的降低。值得注意的是，空穴掺杂的单斜VO2的状态密度看起来与金红石/单斜超晶格中的金属单斜区的状态密度相似(图5B)。
相场模拟
VO2中的金属-绝缘体和结构转变可以分别由电子相关级参数ηEC和结构级参数ηS表征。ηEC表示两个相邻的V原子的电子之间的电子自旋密度相关性，并且ηS表征V原子的二聚化。非零ηEC表示动态单态的形成，从而表示自旋间隙，对应于绝缘相，而ηEC＝0表示金属相。体摩尔Landau势能可以写成
其中a1，b1，c1，a2，b2，c2，g1和g2是Landau多项式的系数，并基于在这项工作和其它实验中测得的转化熵和临界温度进行拟合。(请参见J.H.Park等人的Measurement of asolid-state triple point at the metal-insulator transition in VO2，Nature500，431-434(2013)。)表1中列出了所有系数的值。要注意的是，实验数据不足以唯一确定所有系数。但是，分析和相场模拟对所有单独系数的值并不非常敏感，只要它们再现诸如转变温度之类的临界特征即可，因此本文中给出的物理现象对其中一些系数的选择不敏感。
在相场模拟中，考虑了梯度能量
其中k1和k2分别为ηEC和ηS的梯度能量系数。梯度能量系数k1和k2为正，并适合于50mJm-2的界面能，其在实验估计的25mJm-2和从DFT模拟计算的上限～60mJm-2之间任意选择。虽然实验无法区分来自ηEC的变化和ηS的变化的贡献，但是可以合理地假设k1＞k2，因为，基于表1中的系数和金属-绝缘体界面的界面能，电子序参数的体自由能与等式3中的结构序参数的体自由能同序，其通常大于分隔两个纯结构域的界面的界面能。[金属-绝缘体的界面能典型值为～1Jm-2，而两个纯结构域的界面能在0.01-0.2Jm-2范围内。]梯度能量系数在表1中列出。
表1.所使用的Landau系数的值。
| a<sub>1</sub> | b<sub>1</sub> | c<sub>1</sub> | T<sub>1</sub> | a<sub>2</sub> | b<sub>2</sub> |
| 8626J/mol | -1675J/mol | 1294J/mol | 273K | 5176J/mol | -668.3J/mol |
| c<sub>2</sub> | T<sub>2</sub> | g<sub>1</sub> | g<sub>2</sub> | k<sub>1</sub> | k<sub>2</sub> |
| 696.5J/mol | 283K | 0.8625J/mol | 155.3J/mol | 0.40eV/nm | 0.16eV/nm |
图12A的左面板和右面板分别示出了低温和高温时体Landau势能的能量分布。在转变温度TPT以上时，金红石相(ηEC＝0，ηS＝0)始终显示为全局最小值，即，稳定相。在临界温度以下，除了绝缘单斜稳定相(ηEC＝1，ηS＝1)以外，还可以看到序参数为ηEC＝0和ηS＝1的局部最小值，其被识别为亚稳态金属单斜相。在Tm～TPT-12K以下，亚稳态金属单斜相消失。图12B示出了ηS和ηEC的温度依赖性。
对于VO2-δ，假设非化学计量将(等式3中的)T1和T2减小相同的量。因此，对于单独的VO2-δ层，虽然降低了转变温度，但是电子转变和结构转变总是耦合的。但是，对于VO2-δ/VO2双层几何结构，当温度Tm在VO2和VO2-δ层的转变温度之间时，情况就不同了。在Tm处，VO2-δ层处于金红石相。对于VO2层，可能的相可以是绝缘单斜相或金属单斜相。在整个金红石/绝缘单斜界面上，序参数ηEC和ηS在空间上都变化，而在整个金属金红石/金属单斜界面上，仅ηS变化，从而导致后者的界面能较小。在k1和k2均为正的条件下，这个结论对k1和k2的具体值不敏感，这几乎总是正确的。将绝缘单斜相和金属单斜相的体摩尔自由能差表示为Δfb，并将它们的单位面积界面能差表示为Δfint(图13A和13B)，可以计算出临界厚度(Vm是金红石相的摩尔体积)，
低于该值，金属单斜/金红石几何结构的总自由能将低于绝缘单斜/金红石几何结构的总自由能，从而在VO2层中产生稳定的金属单斜相。因此，虽然金属单斜相具有比绝缘单斜相大的体自由能，但是由于较小的界面能，它可以稳定在临界厚度以下。要注意的是，tc的具体值取决于k1和k2的选择。
接下来，采用相场模拟来确认上述假设。(参见L.-Q.Chen，Phase-field modelsfor microstructure evolution，Ann.Rev.Mater.Res.，第32卷，第113-140页(2002)。)通过求解时间依赖的Ginzburg-Landau(TDGL)等式演化了序参数。
其中LEC和LS是与畴壁迁移率相关的动力学系数，而F由F＝∫fbdn+Fgrad给出。在图13C中，示出了在不同温度下双层系统的稳定相的相场模拟。如可以看出的，由于两层之间的相互作用，金属单斜相在VO2层中稳定在T＝283K。
薄膜制造
VO2外延薄膜是使用脉冲激光沉积(PLD)方法在金红石TiO2(001)基板上生长的。将KrF准分子激光(248nm)束聚焦在钒金属靶上，使能量密度为～2.0Jcm-2，并以10Hz脉动。VO2膜在300℃的基板温度和12至24mTorr的氧分压(PO2)下生长。化学计量的VO2和略微缺氧的VO2-δ膜分别在21mTorr和18mTorr的PO2处沉积。[δ值粗略估计为～0.01(图16B)。]使用高分辨率四圆XRD机(BrukerD8advance)确定薄膜的晶体结构。图15A-15C分别表示针对VO2膜的XRD 2θ-ω扫描、摇摆曲线和倒易空间图(RSM)的结果。测得的摇摆曲线的半峰全宽(FWHM)小至0.017°(图15B)，表明VO2-δ/VO2双层具有出色的结晶质量。从RSM数据(图15C)，确认VO2-δ/VO2双层与TiO2基板完全粘合，而没有任何应变弛豫。膜表面通过原子力显微镜(AFM；图15D)成像。
膜中氧空位的浓度由所测量的单位晶胞体积粗略估计。根据经验模型，单位晶胞体积V可以表示为：
rM＝A·V1/3-B (等式8)
其中rM是阳离子的离子半径，V是单位晶胞体积，并且A和B是常数。(参见L.Q.Jiang等人的Prediction of lattice constant in cubic perovskites，J.Phys.Chem.Solids67，1531-1536(2006)。)根据金红石氧化物中rM与V之间的关系，确定A和B为分别为0.4555和1.2001(图16A)。为简单起见，通过假设缺氧的VO2-δ，可以将有效阳离子半径定义为：
其中rV4+和rV3+分别是V4+和V3+的离子半径。(参见D.Marrocchelli等人的Understanding chemical expansion in non-stoichiometric oxides：ceria andzirconia case studies，Adv.Funct.Mater.第22卷，1958-1965页(2012))。这些半径的值都可以从Shannon的工作中获得(参见R.D.Shannon，Revised effective ionic radii andsystematic studies of interatomic distances in halides and chalcogenides.ActaCrystallogr.Sect.A32，751-767页(1976)。)然后，如下根据测得的单位晶胞体积确定δ值(即，氧空位浓度)(图16B)
其中Vstoichiometric和Vstoichiometric+ΔV分别是化学计量的VO2和缺氧的VO2-δ的单位晶胞体积。如图15B所示，对于在PO2＝18mTorr处生长的VO2-δ膜，δ值大致估计为～0.01。
通过首先在PO2＝21mTorr下生长VO2层，然后在PO2＝18mTorr下生长VO2-δ层来制备VO2-δ/VO2双层(图14A和14B)。为了确认生长后的PO2变化不会影响已经生长的VO2膜的物理特性，制备两个样本(图17A和17B)。一个样本在PO2＝21mTorr下生长并冷却，另一个样本在PO2＝21mTorr下生长，然后在降低的PO2＝17mTorr下退火10分钟，然后在PO2＝17mTorr下冷却。图17A和17B表现出分别针对那些样本的XRD和输运数据，即使在降低的PO2下进行附加的退火之后，也示出样本特性的可忽略不计的改变。这表明，虽然生长期间的PO2变化影响氧化学计量以及由此产生的VO2膜的金属-绝缘体转变，但生长之后的PO2变化并没有太大影响。
为了检查双层中的VO2-δ和VO2层的顺序是否影响相变，在TiO2(001)基板上生长两个不同的双层，即，VO2-δ/VO2和VO2/VO2-δ双层。通过首先在PO2＝18mTorr下生长VO2-δ层，然后在PO2＝21mTorr下生长VO2层，制备VO2/VO2-δ双层。如图20A所示，双层中VO2-δ和VO2层的顺序没有引起相变的任何变化。VO2-δ/VO2和VO2/VO2-δ双层的金属-绝缘体转变都遵循VO2-δ单层的金属-绝缘体转变。
扫描透射电子显微术(STEM)和EELS
对于电子显微镜分析，使用常规的方法(机械减薄至～10μm或更小；并且使用Ar离子束在加速电压为0.5-3.5kV的情况下将离子束研磨至电子透明)来制备薄的电子透明样本。使用STEM(JEOLJEM-2100F，JEOLLtd.，日本)和像差校正器(CEOSGmbH，海德堡，德国)观察原子结构；并且在200kV加速电压下，射束的探针直径和会聚角分别为～0.9A和～24mrad。用于高角度环形暗场(HAADF)和低角度环形暗场(LAADF)成像的检测器的收集半角分别大于80-200和30-60mrad。对获得的STEM图像进行局部维纳滤波以减少背景噪声(HREMResearchInc.，日本)。
与提供原子量的HAADF(所谓的Z对比)相反，LAADF可以提供主要由由于电子的低阶衍射(接近轴上)引起的空位或应变所导致的原子退道化的定性信息。如图18A和18B所示，分别对HAADF和LAADF对比进行了轮廓分析，以实现更好的可视化效果，其中上半部分的LAADF对比更强，指示存在氧空位。LAADF图像确认膜由VO2和VO2-δ层组成。
使用电子能量损失谱仪(EELS；量子GIF，Gatan，美国)，以0.8eV的能量分辨率在200kV下获得能量损失谱(图19B)。V-L2，3和O-K边缘EELS的理论计算是通过使用DFT计算、嵌入在Materials Studio(材料工作室)(Biovia，美国)中的CASTEP执行的。对于计算，使用金红石VO2的3×3×3超晶胞；电子之间的交互通过使用核-孔法计算；以及电子交互被视为局部密度近似。
V-L2，3中第一个峰(图19C，左面板)和O-K中第二个峰(图19C，右面板)的抑制与氧空位引起的p-V和s-O轨道中较小的电子密度相关。用于VO2和VO2-δ层的测得的EELS数据与用于VO2和VO1.98的计算结果一致(图19C，左和右面板)。
电气输运测量
VO2膜中金属-绝缘体转变通过测量其电阻率随温度的变化来监视。电阻率是使用四触点VanderPauw技术测量的。对于输运测量，尝试了铟和铝金属触点，但几乎没有发现数据中的改变。发现VO2-δ/VO2双层的金属-绝缘体转变(例如，转变温度)与VO2-δ单层的几乎完全相同(图8A)。如果双层中的VO2和VO2-δ层彼此独立而没有任何交互，那么如图21A所示，在金属-绝缘体转变中应当有清晰的两步特征(signature)。为了确认这一点，通过在VO2-δ和VO2之间插入超薄(～2nm)TiO2层来有意地抑制界面效应。VO2-δ/TiO2/VO2三层示出了清晰的两步金属-绝缘体转变(图2IB)，这核实了作为VO2-δ/VO2双层中的集体、单步金属-绝缘体转变的内在起源的界面效应。
进行霍尔测量，提供DC电流并在-7T至7T的范围内扫描磁场。所有霍尔数据相对于磁场都是线性的。因此，使用
提取载流子密度，来拟合单频带模型(图20B)。在前面的表达式中，I是DC电流，VH是霍尔电压，t是薄膜厚度，并且q是电子电荷。
拉曼光谱
使用配备有液氮冷却的多通道电荷耦合设备检测器的JobinYvonT64000三重光谱仪，以与膜表面垂直的反散射几何结构测量了在TiO2(001)基板上生长的VO2薄膜的拉曼光谱。尝试了几种激发波长，可见光(442和488nm)和紫外光(325和363.8nm)。已经发现，在可见光激发下，光谱受基板信号支配。选择363.8-nm激发是因为它导致来自VO2膜的更强信号。使用可变温度闭环氦低温箱在250-300K的温度范围内测量光谱。体VO2的高温金属相具有带空间组
和四个拉曼活性声子的四方金红石结构。在金属相中，声子峰很宽很弱；即使在体中，也很难观察到它们。在薄膜样本中，转变温度以上的光谱仅包含TiO2基板特征。低温相具有带空间组
的单斜畸变结构。在单斜相中，单位晶胞的尺寸增加了一倍，具有18个拉曼活性声子(9Ag和9Bg模式)。在低温光谱中，可以在151、225、196、316、393、457和499cm-1处区分出七个Ag模式(通过612cm-1的TiO2基板的强峰遮蔽应当在595和618cm-1附近出现的另外两个Ag模式)。而且，在335、437和812cm-1处可以看到三个Bg模式；其它的或者太弱，或者被基板特征重叠。
获得了两个最强的VO2峰(即，在196和316cm-1附近的ω2和ω3)的相对拉曼强度的温度依赖性，其源于VO2中的单斜畸变(图7B)。这些峰的积分强度通过TiO2基板的612cm-1峰的积分强度进行归一化。最初在高温下，VO2处于四方金红石相，单斜VO2峰的强度基本为零。随着温度的降低，在金红石至单斜结构相变期间，单斜VO2的拉曼峰突然出现(图7A和7B)。拉曼光谱测量显示，VO2-δ/VO2双层具有两步结构的相变(图7B)，而VO2单层具有单步结构的相变(图22)。
X射线衍射测量
通过在300K(图7D，上面板)、284K(图7D，中间面板)和272K(图7D，底部面板)冷却时进行X射线衍射(XRD)(00L)扫描来监视金红石到单斜的结构相变。在测量之前，使用TiO2基板的(002)反射将样本对齐。由于单斜畸变期间面外晶格的增加，XRD峰的中心L(倒易晶格单位-RLU)位置从～2.080(对于高温金红石)转移到了～2.072(对于低温单斜晶)。基于此，使用L值为2.080±0.0005RLU(对于金红石)和2.072±0.0005RLU(对于单斜晶)的两条高斯曲线(图7D中所示)拟合测得的XRD峰。相对单斜部分被估计为AMc/(AMc+AR)，其中AR和AMc与两条拟合的高斯曲线下的面积对应。在图7C和7D中，最大峰强度用300K处的值进行归一化。
词“说明性”在本文中用来表示用作示例、实例或说明。本文中被描述为“说明性”的任何方面或设计不必被解释为相对于其它方面或设计是优选的或有利的。另外，出于本公开的目的，除非另有说明，否则“一”或“一个”表示“一个或多个”。
为了说明和描述的目的，已经给出了本发明的说明性实施例的前述说明。其并不旨在是详尽的或将本发明限制为所公开的精确形式，并且修改和变化根据以上教导是可能的，或者可以从本发明的实践中获得。选择和描述实施例是为了解释本发明的原理以及作为本发明的实际应用，以使本领域技术人员能够在各种实施例中以适合预期的特定用途的各种修改来利用本发明。本发明的范围旨在由所附的权利要求书及其等同物来限定。
Claims (25)
1.一种双层，其包含：
第一层二氧化钒，其特征在于它在第一结构转变温度下经历金红石至单斜结构相变；以及
第二层二氧化钒，与第一层二氧化钒相邻，第二层二氧化钒的特征在于它在高于第一结构转变温度的第二结构转变温度下经历金红石至单斜结构相变，其中第二层二氧化钒在第一结构转变温度和第二结构转变温度之间的温度下具有稳定的金属单斜相。
2.如权利要求1所述的双层，其中第一结构转变温度和第二结构转变温度在275K至290K的范围内，并且第一结构转变温度比第二结构转变温度低至少5K。
3.如权利要求1所述的双层，其中第二层二氧化钒的厚度小于10nm。
4.如权利要求1所述的双层，其单步金属-绝缘体电子转变温度在275K至285K的范围内。
5.如权利要求1所述的双层，其中第一层二氧化钒包括外在掺杂的二氧化钒，并且第二层二氧化钒包括化学计量的VO2。
6.如权利要求5所述的双层，其中外在掺杂的二氧化钒是钨掺杂的二氧化钒。
7.如权利要求1所述的双层，其中第一层二氧化钒包括非化学计量的、缺氧的VO(2-δ)，其中δ表示氧空位的量，并且第二层二氧化钒包括化学计量的VO2。
8.如权利要求1所述的双层，其中所述双层的特征在于，通过加热曲线的导数曲线的半峰全宽(FWHM)来表征时，它在3K或更小的温度范围内经历单步金属-绝缘体电子转变。
9.如权利要求3所述的双层，其中第一层二氧化钒具有小于10nm的厚度。
10.如权利要求1所述的双层，其中所述双层是仅包含第一层二氧化钒和第二层二氧化钒的异质结构。
11.如权利要求10所述的双层，其中第一层二氧化钒和第二层二氧化钒具有小于10nm的厚度。
12.一种在双层中引起单步金属-绝缘体电子转变的方法，所述双层包括：
第一层二氧化钒，其特征在于它在第一结构转变温度下经历金红石至单斜结构相变；以及
第二层二氧化钒，与第一层二氧化钒相邻，第二层二氧化钒的特征在于它在高于第一结构转变温度的第二结构转变温度下经历金红石至单斜结构相变，其中第二层二氧化钒在第一结构转变温度和第二结构转变温度之间的温度下具有稳定的金属单斜相，所述方法包括：
将双层维持在第一结构转变温度以上的温度；以及
向双层施加外部激励，其中外部激励引起第二层二氧化钒经历从电绝缘单斜晶相到导电单斜晶相的同构电子相变。
13.如权利要求12所述的方法，其中向双层施加外部激励包括跨双层施加电压。
14.如权利要求12所述的方法，其中向双层施加外部激励包括加热该双层。
15.如权利要求12所述的方法，其中所述双层的特征在于，通过加热曲线的导数曲线的半峰全宽(FWHM)来表征时，它在3K或更小的温度范围内经历单步金属-绝缘体电子转变。
16.如权利要求12所述的方法，其中第一层二氧化钒和第二层二氧化钒具有小于10nm的厚度。
17.如权利要求12所述的方法，其中所述双层是仅包含第一层二氧化钒和第二层二氧化钒的异质结构。
18.如权利要求17所述的方法，其中第一层二氧化钒和第二层二氧化钒具有小于10nm的厚度。
19.一种电气开关设备，包括：
双层，包括：
第一层二氧化钒，其特征在于它在第一结构转变温度下经历金红石至单斜结构相变；以及
第二层二氧化钒，与第一层二氧化钒相邻，第二层二氧化钒的特征在于它在高于第一结构转变温度的第二结构转变温度下经历金红石至单斜结构相变，其中第二层二氧化钒在第一结构转变温度和第二结构转变温度之间的温度下具有稳定的金属单斜相；
第一导电触点，与双层的第一区域电连通；
第二导电触点，与双层的第二区域电连通；以及
外部激励源，被配置为向双层施加诱导金属-绝缘体转变的外部激励。
20.如权利要求19所述的开关设备，其中外部激励源是被配置为跨双层施加电压的电压源。
21.如权利要求19所述的开关设备，其中开关设备是电容器，其中第二层二氧化钒层部署在第一层二氧化钒与第三层二氧化钒之间，第三层二氧化钒的特征在于它在低于第二结构转变温度的第三结构转变温度下经历金红石至单斜结构相变，并且其中第一导电触点与第一层二氧化钒电连通并且第二导电触点与第三层二氧化钒电连通。
22.如权利要求19所述的开关设备，其中开关设备是场效应开关，包括：
源极，与第一导电触点电连通；
漏极，与第二导电触点电连通，其中，源极和漏极被配置为在场效应开关接通时通过第二层二氧化钒电连通；以及
栅极堆叠，包括：第二层二氧化钒上的栅极电介质和栅极电介质上的栅极触点。
23.一种使用开关设备来开关电流的方法，所述开关设备包括：
双层，包括：
第一层二氧化钒，其特征在于它在第一结构转变温度下经历金红石至单斜结构相变；以及
第二层二氧化钒，与第一层二氧化钒相邻，第二层二氧化钒的特征在于它在高于第一结构转变温度的第二结构转变温度下经历金红石至单斜结构相变，其中第二层二氧化钒在第一结构转变温度和第二结构转变温度之间的温度下具有稳定的金属单斜相；
第一导电触点，与双层的第一区域电连通；
第二导电触点，与双层的第二区域电连通；以及
外部激励源，被配置为向双层施加诱导金属-绝缘体转变的外部激励，所述方法包括：
将双层维持在第一结构转变温度以上的温度；
向双层施加来自外部激励源的外部激励，其中外部激励引起第二层二氧化钒经历从电绝缘单斜晶相到导电单斜晶相的同构电子相变；以及
使电流从第一导电触点通过双层流到第二导电触点。
24.一种对电容器进行开关的方法，所述电容器包括：
双层，包括：
第一层二氧化钒，其特征在于它在第一结构转变温度下经历金红石至单斜结构相变；以及
第二层二氧化钒，与第一层二氧化钒相邻，第二层二氧化钒的特征在于它在高于第一结构转变温度的第二结构转变温度下经历金红石至单斜结构相变，其中第二层二氧化钒在第一结构转变温度和第二结构转变温度之间的温度下具有稳定的金属单斜相；
第三层二氧化钒，其中第二层二氧化钒被部署在第一层二氧化钒和第三层二氧化钒之间，并且第三层二氧化钒的特征在于它在低于第二结构转变温度的第三结构转变温度下经历金红石至单斜结构相变；
第一导电触点，与第一层二氧化钒电连通；
第二导电触点，与第三层二氧化钒电连通；以及
外部激励源，被配置为向双层施加诱导金属-绝缘体转变的外部激励，所述方法包括：
将电容器维持在第一结构转变温度和第三结构转变温度以上的温度；
当第二层二氧化钒处于电绝缘状态时，对第一层二氧化钒和第三层二氧化钒进行充电；以及
向电容器施加来自外部激励源的外部激励，其中外部激励引起第二层二氧化钒经历从电绝缘单斜晶相到导电单斜晶相的同构电子相变，由此第一层二氧化钒和第三层二氧化钒通过第二层二氧化钒放电。
25.一种使用场效应开关来开关电流的方法，所述场效应开关包括：
双层，包括：
第一层二氧化钒，其特征在于它在第一结构转变温度下经历金红石至单斜结构相变；以及
第二层二氧化钒，与第一层二氧化钒相邻，第二层二氧化钒的特征在于它在高于第一结构转变温度的第二结构转变温度下经历金红石至单斜结构相变，其中第二层二氧化钒在第一结构转变温度和第二结构转变温度之间的温度下具有稳定的金属单斜相；
第一导电触点，与双层的第一区域电连通；
第二导电触点，与双层的第二区域电连通；
外部激励源，被配置为向双层施加诱导金属-绝缘体转变的外部激励；
源极，与第一导电触点电连通；
漏极，与第二导电触点电连通，其中，源极和漏极被配置为在场效应开关接通时通过第二层二氧化钒电连通；以及
栅极堆叠，包括：第二层二氧化钒上的栅极电介质和栅极电介质上的栅极触点，所述方法包括：
将双层维持在第一结构转变温度以上的温度；
向栅极触点施加来自外部电压源的栅极电压，其中栅极电压引起第二层二氧化钒经历从电绝缘单斜晶相到导电单斜晶相的同构电子相变；以及
使电流从第一导电触点通过第二层二氧化钒流到第二导电触点。
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Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN101853806A (zh) * | 2009-03-16 | 2010-10-06 | 索尼公司 | 形成功能元件的方法以及其形成的功能元件、制造功能装置的方法以及其制造的功能装置 |
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|---|---|---|---|---|
| US3547594A (en) | 1967-06-26 | 1970-12-15 | Teeg Research Inc | Process for producing low thermal hysteresis vanadium dioxide |
| US20060060834A1 (en) | 2002-09-05 | 2006-03-23 | Konica Minolta Holdings, Inc. | Organic thin-film transistor and method for manufacturing organic thin-film transistor |
| US6653704B1 (en) | 2002-09-24 | 2003-11-25 | International Business Machines Corporation | Magnetic memory with tunnel junction memory cells and phase transition material for controlling current to the cells |
| JP4742533B2 (ja) | 2004-08-06 | 2011-08-10 | 独立行政法人科学技術振興機構 | Ｂｉ層状化合物ナノプレート及びその配列体並びにその製造方法とそれを用いた装置 |
| US7035498B2 (en) * | 2004-09-28 | 2006-04-25 | General Electric Company | Ultra-fast all-optical switch array |
| US7642881B1 (en) | 2006-03-08 | 2010-01-05 | Lockheed Martin Corporation | Vanadium oxide RF/microwave integrated switch suitable for use with phased array radar antenna |
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| US9419209B2 (en) | 2013-12-13 | 2016-08-16 | The Regents Of The University Of California | Magnetic and electrical control of engineered materials |
| US10160660B1 (en) * | 2014-05-28 | 2018-12-25 | National Technology & Engineering Solutions Of Sandia, Llc | Vanadium oxide for infrared coatings and methods thereof |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN101853806A (zh) * | 2009-03-16 | 2010-10-06 | 索尼公司 | 形成功能元件的方法以及其形成的功能元件、制造功能装置的方法以及其制造的功能装置 |
| US9627490B1 (en) * | 2015-12-18 | 2017-04-18 | Wisconsin Alumni Research Foundation | Epitaxial growth of high quality vanadium dioxide films with template engineering |
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