CN116848294A - 具有改善的平滑度的a-轴约瑟夫森结 - Google Patents
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Abstract
本发明的各种实施方案涉及可以生长具有低表面粗糙度的高质量a‑轴XBCO。根据本发明的各种实施方案，低表面粗糙度可以通过以下获得：1)制备合适的基底；2)校准组成原子的通量率；和/或3)在晶体生长期间适当的温度控制。本发明的各种实施方案涉及一种晶片，其包含：c‑轴XBCO的平滑层；形成于所述平滑层上的a‑轴XBCO的第一导电层；形成于所述第一导电层上的绝缘层；和形成于所述绝缘层上的a‑轴XBCO的第二导电层，其中，对于相同的表面粗糙度，组合的平滑层和第一导电层的厚度大于没有平滑层的第一导电层的厚度。
Description
相关申请的交叉引用
本申请要求享有以下各项专利申请的优先权：
1)U.S.临时专利申请No.63/035,162，标题为“Forming A-axis YBCO byMolecular Beam Epitaxy”，于2020年6月5日提交；
2)U.S.临时专利申请No.63/055,065，标题为“A-axis Josephson Junctionswith Improved Smoothness”，于2020年7月22日提交；
3)U.S.临时专利申请No.63/093,267，标题为“A-axis Josephson Junctionswith Improved Smoothness”，于2020年10月18日提交；以及
4)U.S.临时专利申请No.63/105,230，标题为“A-axis Josephson Junctionswith Improved Smoothness”，于2020年10月24日提交。
上述各项专利申请整体援引加入本文。
技术领域
本发明一般涉及约瑟夫森结(Josephson Junction)，更具体地，涉及由具有改善的平滑度的a-轴YBCO制造约瑟夫森结的技术。
背景技术
最近，在a-轴晶体取向上使用YBCO材料已经变得可取，包括用于制造约瑟夫森结。为了简化a-轴约瑟夫森结(以及其他采用a-轴材料的电路)的制造，需要a-轴材料厚层(例如，大于100nm)和低表面粗糙度(例如，小于1nm)。然而，研究人员发现某些a-轴材料的厚度与其表面粗糙度(有时也被称为表面光滑度)之间存在正相关。例如，厚度为100nm的a-轴材料的表面粗糙度为2nm，表面粗糙度随厚度增加而增加。
需要增加a-轴材料的厚度，并改善(即降低)表面粗糙度。
发明内容
本发明的各种实施方案提供一种晶片，其包含：c-轴XBCO的平滑层；形成于所述平滑层上的a-轴XBCO的第一导电层；形成于所述第一导电层上的绝缘层；和形成于所述绝缘层上的a-轴XBCO的第二导电层，其中，对于相同的表面粗糙度，组合的平滑层和第一导电层的厚度大于没有平滑层的第一导电层的厚度。
根据本发明的各种实施方案，a-轴薄膜YBCO层可以使用称为分子束外延(molecular beam epitaxy，MBE)的技术进行沉积。MBE是一种在半导体领域用于改进薄膜的具有良好特性的晶体生长技术。根据本发明的各种实施方案，MBE可用于以a-轴晶体取向生长非常高质量的YBCO(和类似材料)薄膜。本发明的各种实施方案提供更高的结晶质量、更高的膜厚度精度，更高的a-轴取向以及YBCO相关的薄膜材料的晶格匹配的或应变晶格匹配的单晶生长。
本发明的各种实施方案利用各种钙钛矿材料，包括但不限于YBa2Cu3O7-x、PrBa2Cu3O7-x、DyBa2Cu3O7-x、NdBa2Cu3O7-x以及其他钙钛矿，如将理解的，这些钙钛矿通常分别简称为YBCO、PBCO、DBCO、NBCO等。如将理解的，这些材料可以通常共同地表示为XBa2Cu3O7-x(XBCO)，其中X可以是诸如Y、Pr、Dy、Nd等元素。
本发明的各种实施方案涉及可以生长具有低表面粗糙度的高质量a-轴XBCO。“表面粗糙度”通常可以描述为材料的实际表面与理想表面在法向量方向的偏差。
根据本发明的各种实施方案，在a-轴XBCO中实现低表面粗糙度可以通过以下获得：1)制备合适的基底；2)校准MBE通量；和3)在晶体生长期间适当的温度控制。
下面详细描述本发明的这些和其他特征。
附图说明
图1示出根据本发明的各种实施方案的约瑟夫森结组成层，其具有两个导电层和在导电层之间的绝缘层。
图2示出根据本发明的各种实施方案的在平滑层顶部的约瑟夫森结组成层的晶片。
图3示出根据本发明的各种实施方案的a-轴约瑟夫森结。
图4示出根据本发明的各种实施方案的在堆叠的约瑟夫森结组成层之间的平滑层。
图5示出根据本发明的各种实施方案的多个a-轴约瑟夫森结。
图6示出根据本发明的各种实施方案的在平滑层顶部的约瑟夫森结组成层的晶片，其间配置有过渡层。
图7示出根据本发明的各种实施方案的超晶格。
图8示出根据本发明的各种实施方案的生长温度曲线。
图9(a)-9(g)示出在基底上生长YBCO/PBCO/YBCO三层及其相关的RHEED图像。
图10一般地示出YBCO/PBCO/YBCO三层的X-射线衍射。
图11一般地示出YBCO/PBCO/YBCO三层如AFM显示的表面形态。
图12一般地示出YBCO/PBCO/YBCO三层的传输特性。
图13一般地示出显示YBCO/PBCO/YBCO三层的微观结构和界面突变的横截面高分辨率STEM图像。
图14一般地示出CuO校准膜的生长。
图15一般地示出BaO校准膜的生长。
图16一般地示出Y2O3校准膜的生长。
图17一般地示出PrO2校准膜的生长。
图18一般地示出对于不同厚度YBCO/PBCO/YBCO三层的102族峰的离轴φ扫描。
图19一般地示出温度上升过程和相关的RHEED图像。
图20一般地示出显示YBCO/PBCO/YBCO三层的微观结构的横截面高分辨率STEM图像。
图21一般地示出较不理想的YBCO/PBCO/YBCO三层的XRD扫描。
图22一般地示出较不理想的YBCO/PBCO/YBCO三层的横截面高分辨率STEM图像。
图23一般地示出较不理想的YBCO/PBCO/YBCO三层的低放大倍率的横截面高分辨率STEM图像。
具体实施方式
本发明的各种实施方案利用各种钙钛矿材料，包括但不限于YBa2Cu3O7-x、PrBa2Cu3O7-x、DyBa2Cu3O7-x、NdBa2Cu3O7-x以及其他钙钛矿，如将理解的，这些钙钛矿通常分别简称为YBCO、PBCO、DBCO、NBCO等。如将理解的，这些材料可以通常共同地表示为XBa2Cu3O7-x(XBCO)，其中X可以是诸如Y、Pr、Dy、Nd等元素。
根据本发明的各种实施方案，如将理解的，虽然也可以使用其他用于生长a-轴XBCO的工艺，分子束外延(MBE)可用于生长非常高质量的以a-轴晶体取向的XBCO薄膜。本发明的各种实施方案提供更高的结晶质量、更高的膜厚度精度，更高的a-轴取向以及XBCO相关的薄膜材料的晶格匹配的或应变晶格匹配的单晶生长。
根据本发明的各种实施方案，可以生长具有低表面粗糙度的高质量a-轴XBCO。“表面粗糙度”通常可以描述为材料的实际表面与理想表面在法向量方向的偏差。U.S.临时专利申请No.63/035,162中描述一种对于a-轴XBCO实现低表面粗糙度的机制，其申请日期为2020年6月5日，标题为“Forming A-axis YBCO by Molecular Beam Epitaxy”，该申请是上述援引加入的优先权申请之一，现予以说明。
本发明的各种实施方案涉及在基底上生长高质量的a-轴XBCO。虽然本发明的各种实施方案描述为用于生长高质量的a-轴XBCO，如将理解的，这些实施方案可用于生长高质量的a-轴YBCO或其他钙钛矿。
出于本说明的目的，“表面粗糙度”可用于评估a-轴XBCO的质量，较低的表面粗糙度测量值通常优于较高的粗糙度测量值。如将理解的，其他方法可用于评估a-轴XBCO的质量。在本发明的一些实施方案中，表面粗糙度小于10nm。在本发明的一些实施方案中，表面粗糙度小于2nm。在本发明的一些实施方案中，表面粗糙度小于1.5nm。在本发明的一些实施方案中，表面粗糙度小于0.5nm。
根据本发明的各种实施方案，高质量的a-轴XBCO可以通过以下获得：1)合适地制备基底；2)校准MBE通量；和3)在晶体生长期间控制温度。下面将逐一描述。
根据本发明的各种实施方案，合适地制备用于后续XBCO晶体生长的基底对于产生高质量a-轴XBCO可能是重要的。“平滑”的基底(即具有低粗糙度的基底)确保更平滑的XBCO表面。根据本发明的各种实施方案，反射高能电子衍射(RHEED)可用于表征基底的表面。根据本发明的各种实施方案，平滑的基底表面会产生清晰的RHEED图像，并最终产生平滑的XBCO表面。
在本发明的一些实施方案中，铝酸镧(LaAlO3或通常称为LAO)可用作基底。LAO是具有扭曲钙钛矿结构的无机陶瓷氧化物。如将理解的，其他类似材料可用作基底。
在本发明的一些实施方案中，基底可以有均匀终止的原子平滑表面。在本发明的一些实施方案中，为了稳定性，可以用氧化铝(AlO2)终止LAO。在一些实施方案中，可以如以下中所述用AlO2终止LAO：J.R.Kim et al.,“Experimental realization of atomicallyflat and AlO2-terminated LaAlO3(001)substrate surfaces,”Phys.Rev.Mater.,vol.3,no.2,pp.1–8,2019(“Kim”)，其作为附录A包含在U.S.临时申请No.63/035,162中，该申请是上述援引加入的优先权申请之一。Kim概述一种用于去除镧并创造平滑的氧化铝表面的方法。
在一些实施方案中，可在沸水中蚀刻基底，在1300℃的空气中退火10小时，然后在沸水中再次蚀刻，以获得具有阶梯和平台形态的AlO2终止的表面。
在本发明的一些实施方案中，终止LAO以产生AlO2表面可通过以下完成：LAO基底在1200℃的氧气中退火标称值3小时，然后将退火的LAO基底在去离子水中超声标称值2小时。
在本发明的一些实施方案中，如将理解的，为了稳定性，可以用氧化镧(La2O3)终止LAO。在本发明的一些实施方案中，如将理解的，可以用一些氧化铝和氧化镧的混合物终止LAO。
根据本发明的各种实施方案，校准MBE中的原子通量率对于产生高质量的a-轴XBCO可能是重要的。例如，当XBCO是YBCO，精确控制钇、钡和铜的各原子通量率对产生高质量的a-轴YBCO可能是重要的。在这些晶体中，每三个铜原子有一个钇原子和两个钡原子，所以原子的进入率应精确设定并控制在这些比例(即，钇的通量率是铜通量率的三分之一，而钡的通量率是铜通量率的三分之二)。如将理解的，当使用钇以外的稀土金属，可以使用其他比例。
在本发明的一些实施方案中，如将理解的，可以使用化学计量通量校准。在本发明的一些实施方案中，RHEED或原子吸收光谱可用于测量各原子的进入率。
在本发明的一些实施方案中，可用四步校准方法来校准MBE中的原子通量率。在第一步中，如将理解的，使用标准的通量监测工具，例如石英晶体微天平(QCM)、束通量监测器(BFM)或其他通量监测工具，将各组成原子的通量调整到其目标化学计量比附近。这第一步可称为“粗略校准”。
在第二步中，或“精确校准”，因为YBCO(钇、钡、铜)的各组成原子都有易于形成的二元氧化物(例如Y2O3、BaO和/或BaO2、CuO和/或Cu2O等)，这些二元氧化物可以在与用于最终生长YBCO类似的条件下，在晶格匹配的基底或缓冲层上顺序生长(例如，在YSZ上的Y2O3、在STO上的BaO或BaO2、在MgO上的CuO或Cu2O)。如将理解的，在这个精确校准期间，原位RHEED和非原位X-射线反射率可提供这些二元氧化物生长率的非常精确的测量，这可以用于使用膜和基底的标准晶格常数确定精确的通量值。如将理解的，当使用钇以外的稀土金属时，可以使用其他二元氧化物进行类似的精确校准。
在第三步中，重复进行粗略校准和精确校准直到获得目标通量比。在本发明的一些实施方案中，可以设定组成原子之一的通量率，然后其余组成原子的通量率可以迭代调整至其相应的通量比。在本发明的一些实施方案中，可以设定铜的通量率，然后将钇和钡的通量率分别迭代调整至铜的三分之一和三分之二。
在第四步中，可以小规模完成校准XBCO的试验样品，例如1cm x 1cm的基底。在一些实施方案中，校准试验样品可以通过非原位X-射线衍射(XRD)进行分析，其可以提供通过标准工具诸如原子力显微镜(AFM)、透射电子显微镜(TEM)、扫描电子显微镜(SEM)等测量的关于校准试验样品的组成和质量的信息。在一些实施方案中，校准试验样品可以通过原位X-射线光电子能谱(XPS)进行分析，其可以提供关于校准试验样品的组成和质量的信息。其他可以提供组成性信息的技术可以为卢瑟福反向散射光谱(Rutherford backscatterspectrometery,RBS)、电子能量损失谱(EELS)、电子色散X-射线光谱(EDX)等。基于校准试验样品的组成，可以重复上述任何步骤以进一步精确调整通量率。
根据本发明的各种实施方案，在MBE期间控制在晶体生长期间的温度对于产生高质量a-轴XBCO可能是重要的。在本发明的一些实施方案中，在晶体生长期间，可能需要正的温度斜率。在本发明的一些实施方案中，在低温下开始晶体生长可迫使XBCO晶体以a-轴取向形成。在本发明的一些实施方案中，缓慢地升高温度可保持XBCO晶体的a-轴取向，同时改善晶体质量和材料性能，包括但不限于超导性能。
图8示出根据本发明的各种实施方案的生长温度曲线800。生长温度曲线800以腔室温度与XBCO的厚度作图。在曲线800的第一曲线(profile)部分810中，在初始温度，优化的a-轴XBCO可生长为薄模板层。在本发明的一些实施方案中，初始温度可以在400-500℃的范围内；在本发明的一些实施方案中，初始温度可以在400-440℃的范围内；在本发明的一些实施方案中，初始温度可以在410-430℃的范围内；在本发明的一些实施方案中，初始温度可以标称为420℃；如将理解的，也可以用其他初始温度或温度范围。在本发明的一些实施方案中，薄模板层的厚度可以小于20nm；在本发明的一些实施方案中，薄模板层的厚度可以为10-20nm；在本发明的一些实施方案中，薄模板层的厚度可以为1-10nm；在本发明的一些实施方案中，薄模板层的厚度可以为1-5nm；如将理解的，也可以使用其他厚度。
在第二曲线部分820期间，腔室温度可以上升至中间温度，而不会改变或扰乱晶体生长。在本发明的一些实施方案中，腔室温度可以按温度斜率上升至中间温度。在本发明的一些实施方案中，中间温度可以为505℃，但如将理解的，也可以用其他中间温度。在本发明的一些实施方案中，温度斜率可以为10℃/nm，但温度斜率可以为0.5℃/nm-30℃/nm；如将理解的，也可以用其他温度斜率，包括各种温度斜率、不同的温度斜率等。在本发明的一些实施方案中，温度斜率可以为线性的；在本发明的一些实施方案中，温度斜率可以为亚线性的；或在本发明的一些实施方案中，温度斜率可以为超线性的。在本发明的一些实施方案中，温度上升可以为非线性的。在本发明的一些实施方案中，温度上升可以以阶梯式的方式变化。在本发明的一些实施方案中，温度可以为上述的任意组合。
在第三曲线部分830期间，当腔室温度达到中间温度时开始，且当腔室温度达到最终生长温度时结束，XBCO的组成原子(即，X、B、C)的通量被关闭，只有氧被保持。在本发明的一些实施方案中，腔室温度可以调整至最终生长温度。在本发明的一些实施方案中，腔室温度可以按第二温度斜率上升至最终生长温度。在本发明的一些实施方案中，在第二曲线部分820期间，第二温度斜率可以与温度斜率相同或标称上相近；但如将理解的，也可以用其他第二温度斜率。在本发明的一些实施方案中，最终生长温度可以为570℃，但如将理解的，也可以使用其他最终生长温度或最终生长温度范围。
在第四曲线部分840期间，当腔室温度达到最终生长温度时开始，XBCO的组成原子(即，X、B、C)的通量重新打开。在本发明的一些实施方案中，如将理解的，腔室温度在最终生长温度保持恒定直到获得XBCO期望的厚度。
在本发明的一些实施方案中，一旦获得XBCO期望的厚度，可以在XBCO顶部生长X2BCO层，其中X2可以不同于X。例如，PBCO层可以生长在YBCO层顶部。在该实施例中，通过用镨的通量交换钇的通量，PBCO可以生长在YBCO顶部上。如将理解的，也可以进一步的生长交替层或不同层。
表1比较根据本发明的各种实施方案的a-轴YBCO生长与以下论文中的所述的a-轴YBCO生长：1)Takeuchi et al.,“Fabrication of in-plane aligned a-axis orientedYBa2Cu3O7-x trilayer Josephson junctions,”Appl.Phys.Lett.,vol.69,no.1,pp.112–114,1996；2)Trajanovic,et al.,“Oxygen pressure dependence of the grain sizeand surface morphology in YBa 2Cu 3O 7-x a-axis films,”Appl.Phys.Lett.,vol.66,no.12,pp.1536–1538,Mar.1995；3)Takeuchi et al.,“Fabrication of all in-plane oriented a-axis YBa 2Cu 3O 7-x/insulator/YBa 2Cu 3O 7-xheterostructures,”Appl.Phys.Lett.,vol.66,no.14,pp.1824–1826,Apr.1995；and 4)Trajanovic,et al.,“Growth Optimization and Characterization of a-axisOriented Y-Ba-Cu-O Thin Films on(100)LaSrGa04 Substrates,”IEEETrans.Appl.Supercond.,vol.5,no.2,pp.1237–1240,1995。这些论文各篇都包括在U.S.临时申请No.63/035,162的附录B中，该申请是上述援引加入的优先权申请之一。
为了清楚起见，这些论文描述在SLGO基底上PLD中生长的YBCO样品。
图1示出用于描述本发明的各种实施方案的约瑟夫森结(JJ)组成层100。在本发明的各种实施方案中，JJ组成层100可以包括两个a-轴X1BCO的导电层110(作为导电层110A和导电层110B在图1示出)和在导电层110之间的X2BCO的绝缘层120。在一些实施方案中，X2BCO可以沿着a-轴(即，a-轴X2BCO)取向，或如将理解的，沿着其他轴取向。在一些实施方案中，如将理解的，X1和X2是不同元素(因此X1BCO和X2BCO是不同材料)。在一些实施方案中，X1和X2是相同元素，但X1BCO和X2BCO设置为不同取向(例如，一个a-轴和一个c-轴等)。在一些实施方案中，X1和X2是相同元素，X1BCO和X2BCO设置为相同的大体取向，但具有不同的角偏移量(例如，一个具有0°偏移的a-轴和一个具有30°偏移的a-轴等)。在一些实施方案中，各导电层110包含a-轴YBCO且绝缘层120包含PBCO，但如将理解的，也可以用其他导电层和/或绝缘层。在一些实施方案中，各导电层110包含a-轴YBCO且绝缘层120包含a-轴PBCO，但如将理解的，也可以用其他导电层、绝缘层和/或取向。
如上所述，期望厚的导电层110，以促进使用常规的半导体工艺制造具有其他半导体组成的半导体JJ组成100。例如，在一些实施方案中，导电层110A可以具有100nm或更大的期望厚度。但是，增加a-轴XBCO(例如，YBCO)层的厚度通常导致表面粗糙度增加。例如，对于100nm或更大的厚度，a-轴YBCO的表面粗糙度超过2nm。这样的表面粗糙度可能不利于制造具有其他堆叠的半导体组成的JJ组成100。
本发明的各种实施方案，为了实现实际上导电层110A的更厚的层，在导电层110A下方使用初始c-轴XBCO的平滑层。C-轴XBCO不会像a-轴XBCO，随着厚度的增加而出现表面粗糙度的增加。因此，与a-轴XBCO层相比，更厚的c-轴XBCO层可用于实现给定的表面粗糙度。
图2示出根据本发明的各种实施方案的晶片200，其包括层叠在平滑层220和基底210之上的JJ组成层100。根据本发明，平滑层220可用于增加导电层110A的有效厚度(即平滑层220和导电层110A的组合厚度)而不增加导电层110A的表面粗糙度。在本发明的一些实施方案中，平滑层220包含c-轴X1BCO。在本发明的一些实施方案中，平滑层220包含c-轴XnBCO，其中X1和Xn是不同元素(因此X1BCO和XnBCO是不同材料)。一般地，平滑层220的厚度可以为1nm-1μm或更大。
在本发明的一些实施方案中，平滑层220可以图案化，例如，通过后外延蚀刻作为布线层，作为额外的优势。在实施方案中，如将理解的，其中平滑层220包含c-轴XBCO，超导电流可以在两个水平方向上最佳流动，而在a-轴XBCO中，超导电流仅在一个水平方向上与垂直方向上最佳流动。
图3示出根据本发明的各种实施方案的a-轴约瑟夫森结300。如所示，蚀刻晶片200(更具体地，蚀刻晶片200的JJ组成层100)以部分地露出平滑层220。进一步的处理可在平滑层220上铺设端子板310A和在导电层110B上铺设端子板310B，为a-轴约瑟夫森结300提供电连接。根据本发明的各种实施方案，当使用时，施加到端子板310A的电流流经平滑层220到导电层110A，通过导电层110A，穿过绝缘层120，并通过导电层110B到端子板310B。
图4示出根据本发明的各种实施方案的JJ组成层100的堆叠400(以JJ组成层100A和JJ组成层100B示出)，其间设置有额外的平滑层220B。根据本发明的各种实施方案，可以使用平滑层220B减少在第一JJ组成层100A的顶部上存在的任何表面粗糙度，以用于制备第二JJ组成层100B。如将理解的，以这种方式，由各JJ组成层100所引入的表面粗糙度不会通过给定的堆叠累积，并可以通过引入中间平滑层220来减轻。
图5示出根据本发明的各种实施方案的a-轴约瑟夫森结的堆叠装置500的实施例。如所示，蚀刻堆叠400以部分地露出平滑层220A和平滑层220B。进一步的处理可在平滑层220A上铺设端子板310A，在平滑层220B上铺设端子板310B，以及在JJ组成层100B的顶部上铺设端子板310C，以提供用于两个a-轴约瑟夫森结的电连接。如将理解的，也可以使用其他配置和数量的约瑟夫森结。
图6示出根据本发明的各种实施方案的JJ组成层100在平滑层220顶部上的晶片600，JJ组成层100和平滑层220之间设置有过渡层610。在本发明的一些实施方案中，过渡层610包含材料的混合，或材料取向的混合，作为在平滑层220(例如，c-轴XBCO层)和导电层110A(例如a-轴XBCO层)之间各自层的过渡。在本发明的一些实施方案中，过渡层610具有约1nm的厚度，但在其他实施方案中，如将理解的，过渡层610可以具有20nm或更大的厚度，取决于材料的生长质量。在一些实施方案中，过渡层610可以提供无源电气功能，如将理解的，例如阻抗和/或电容。
在本发明的一些实施方案中，不同材料层710组成的超晶格700可以如图7中所示构造。在一些实施方案中，超晶格700可以用来代替上述提到的任何层或层的组合。在本发明的一些实施方案中，超晶格700可以包含在层710A和层710B之间以交替模式形成的任何数量的层710A。如将理解的，虽然以具有两种不同材料的交替层710示出，但这种超晶格700的配置不是必要的，可以用任何数量不同和/或交替层710或层710的模式。在本发明的一些实施方案中，超晶格700可以包含任何数量的相同或不同的绝缘层710。在本发明的一些实施方案中，超晶格700可以包含任何数量的相同或不同的导电层710。如将理解的，在本发明的一些实施方案中，超晶格700可以包含任何数量的绝缘和/或导电层710。如将理解的，在一些实施方案中，层710可以具有1nm-50nm或更大的厚度。
在一些实施方案中，层710A可以包含XaBCO且层710B可以包含XbBCO。在一些实施方案中，可以用任何数量的不同层710，各层包含不同XiBCO，以模式或其他方式重复。在一些实施方案中，XaBCO是与XbBCO(和/或XiBCO等，可视情况而定)不同的材料；例如，其中Xa是与Xb(和/或Xi等)不同的元素。在一些实施方案中，XaBCO和XbBCO(和/或XiBCO等，可视情况而定)是以互不相同取向的相同材料；例如，其中XaBCO是以a-轴取向的材料而XbBCO是以b-轴取向的相同材料，或其中XaBCO是以b-轴取向的材料而XbBCO是以c-轴取向的相同材料，或其中XaBCO是以a-轴取向的材料而XbBCO是以c-轴取向的相同材料。如将理解的，在一些实施方案中，XaBCO和XbBCO(和/或XiBCO等，可视情况而定)可以是互为相近取向的相同材料，但具有不同偏移量；例如，其中XaBCO是沿着a-轴取向的具有0°偏移的材料，而XbBCO沿着a-轴取向的具有30°偏移或其他偏移的相同材料。在一些实施方案中，XaBCO和XbBCO(和/或XiBCO等，可视情况而定)可以是具有互不相同化学计量的相同材料。在一些实施方案中，XaBCO和XbBCO之间的前述差异的任何组合可用于形成超晶格700；例如，层710A可以包含a-轴XaBCO而层710B可以包含c-轴XbBCO，其中除了不同取向外，元素Xa和Xb也是不同元素。如将理解的，也可以使用其他的层组合。
实施例
实施例1:
为了在沉积的Y(Pr)Ba2Cu3O7-x膜中实现期望的Y(Pr):Ba:Cu＝1:2:3的组成比，假定这些元素在用于Y(Pr)Ba2Cu3O7-x生长条件下具有一致的粘附系数。在此假设下，钇、镨、钡和铜的单独通量是通过单独合成其分别的二元氧化物的外延薄膜来确定的，并且使用X-射线反射率(XRR)或RHEED振荡来确定这些校准膜的厚度。根据测量的膜厚度并且假定(1)用于生长二元氧化物的校准膜的生长条件下对于这些阳离子的粘附系数一致并且(2)这些校准膜是完全松弛的且具有这些二元氧化物的堆积密度，计算出各自的元素通量。确定在这些所述假定下的元素通量后，调整含有钇、镨、钡和铜的MBE泻流室的温度，直到以这些来源生长的二元氧化物校准膜示出Y(Pr):Ba:Cu之间是期望的1:2:3的通量比。此时，Y(Pr)Ba2Cu3O7-x和YBa2Cu3O7-x/PrBa2Cu3O7-x/YBa2Cu3O7-x三层开始生长。这些二元氧化物的通量校准可以每天在开始Y(Pr)Ba2Cu3O7-x和YBa2Cu3O7-x/PrBa2Cu3O7-x/YBa2Cu3O7-x三层的生长之前立即进行，以实现化学计量膜的生长。在生长相纯Y(Pr)Ba2Cu3O7-x薄膜和YBa2Cu3O7-x/PrBa2Cu3O7-x/YBa2Cu3O7-x三层所示出的成功证明该校准程序中假定的有效性。
表2中列出了用于生长各二元氧化物—Y2O3、PrO2、BaO和CuO的条件。还显示所用基底和所得到的二元氧化物校准膜的外延取向。在所有情况下，使用的氧化剂是蒸馏臭氧(～80％ O3+20％ O2)，即，对于后续的Y(Pr)Ba2Cu3O7-x薄膜和YBa2Cu3O7-x/PrBa2Cu3O7-x/YBa2Cu3O7-x三层的生长使用相同的氧化剂和背景压力。对于Y2O3、PrO2和CuO，校准膜的厚度通过XRR测量。对于吸湿性BaO，RHEED振荡周期性对应BaO最小的电荷中性公式单位，其对于BaO而言，是BaO立方晶格常数的一半，用于计算钡通量。图14-17为各二元氧化物示出用于这个校准方法的RHEED图像、RHEED振荡、XRDθ-2θ扫描和XRR扫描的实施例。二元氧化物校准层的取向关系为：(111)Y2O3||(111)YSZ和(111)PrO2||(111)YSZ和 (100)BaO||(100)SrTiO3和[100]BaO||[110]SrTiO3和(111)CuO||(100)MgO和/>(YSZ＝(ZrO2)0.905(Y2O3)0.095(或9.5mol％氧化钇稳定的氧化锆。))
图14(a)-14(d)一般地示出CuO校准膜的生长。图14(a)和14(b)示出沿着MgO的[110]和[100]方位角的RHEED图像。图14(c)示出θ-2θXRD扫描而图14(d)示出X-射线反射率扫描。所示实施例对应12.2nm厚的CuO校准膜。
图15(a)-15(c)一般地示出BaO校准膜的生长。图15(a)和15(b)示出沿着SrTiO3的[110]和[100]方位角的RHEED图像。图15(c)示出轮廓红框中衍射条纹的RHEED振荡，其显示出逐层生长。所示实施例对应～7nm厚的BaO校准膜。
图16(a)-16(c)一般地示出Y2O3校准膜的生长。图16(a)和图16(b)示出沿着YSZ的和/>方位角的RHEED图像。图16(c)示出θ-2θ扫描而图16(d)示出x-射线反射率扫描。所示实施例对应11.5nm厚的Y2O3校准膜。
图17(a)-17(d)一般地示出PrO2校准膜的生长。图17(a)和图17(b)示出沿着YSZ的和/>方位角的RHEED图像。图17(c)示出θ-2θ扫描而图17(d)示出x-射线反射率扫描。所示实施例对应11.1nm厚的PrO2校准膜。
图18(a)-18(d)一般地示出102族峰在χ≈56.8°(红)和χ≈33.2°(蓝)的离轴φ扫描。图18(a)示出对于24nm/8nm/24nm的YBa2Cu3O7-x/PrBa2Cu3O7-x/YBa2Cu3O7-x三层的扫描；图18(b)示出对于32nm/8nm/32nm的YBa2Cu3O7-x/PrBa2Cu3O7-x/YBa2Cu3O7-x三层的扫描；图18(c)示出对于64nm/8nm/64nm的YBa2Cu3O7-x/PrBa2Cu3O7-x/YBa2Cu3O7-x三层的扫描；图18(d)示出对于100nm/8nm/100nm的YBa2Cu3O7-x/PrBa2Cu3O7-x/YBa2Cu3O7-x三层的扫描。峰面积积分表明在这些三层中a-轴取向的Y(Pr)Ba2Cu3O7-x的体积分数分别为97％、97％、96％和99％。
图19(a)-19(f)一般地示出温度上升过程和相关的RHEED图像。图19(a)示出用于生长YBa2Cu3O7-x/PrBa2Cu3O7-x/YBa2Cu3O7-x三层的四步升温法。图19(b)示出在(100)的LaAlO3基底上生长的YBa2Cu3O7-x层的示意图。在温度上升过程期间，获得单一YBa2Cu3O7-x层在四个不同温度的实时RHEED图像，即在热电偶温度TTc＝440℃(图19(c))、TTc＝470℃(图19(d))、TTc＝500℃(图19(e))和TTc＝540℃(图19(f))。图19(c)-19(f)中添加的红色箭头指向与位于平面内的YBa2Cu3O7-x的c-轴相关的衍射条纹。随着温度升高，这些条纹变得更强烈且更清晰，表明在生长期间a-轴取向的YBa2Cu3O7-x膜的结晶质量提高。
图20(a)示出24nm/8nm/24nm的YBa2Cu3O7-x/PrBa2Cu3O7-x/YBa2Cu3O7-x三层的代表性横截面HAADF-STEM图像，突出了观察到的微观结构的各方面。六个(1-6)粉色圆圈示出在生长期间获得的在图9(a)中RHEED图像显示的位置。立方(Y,Ba)CuO3-x缓冲层的厚度为10±2nm。图20(b)示出高放大倍率HAADF-STEM图像，显示出在图20(a)中以绿色矩形突出的感兴趣区域。橙色箭头示出由于具有双链层的YBa2Cu4O8-x堆叠层错，额外的CuO层(暗色特征)的插入。图20(c)示出图20(a)中以灰色矩形突出的区域的高放大倍率视图，显示在“冷”生长期间形成的在立方(Y,Ba)CuO3-x层顶部上存在的YBa2Cu3O7-x和PrBa2Cu3O7-x面内旋转孪晶。灰色双向箭头标示出90°面内旋转孪晶的宽度。图20(d)示出图20(a)中以粉色矩形突出的区域的高放大倍率视图，显示立方(Y,Ba)CuO3-x和a-轴YBa2Cu3O7-x层之间的边界，以粉色线条标示。
图21(a)-21(b)一般地示出含有较高c-轴晶粒浓度的较不理想的32nm/8nm/32nm的YBa2Cu3O7-x/PrBa2Cu3O7-x/YBa2Cu3O7-x三层的XRD扫描。图21(a)示出θ-2θ扫描，图21(b)示出该较不理想的三层在χ≈56.8°(红)和χ≈33.2°(蓝)的102族峰的φ扫描，表明其含有～84％体积分数的a-轴YBa2Cu3O7-x。
图22示出较不理想的32nm/8nm/32nm YBa2Cu3O7-x/PrBa2Cu3O7-x/YBa2Cu3O7-x三层的代表性横截面的HAADF-STEM图像，显示出增加的粗糙度、c-轴和a-轴域以及YBa2Cu4O8-x堆叠层错(暗色线条)和立方(Y,Ba)CuO3-x缓冲层。红色箭头标示出从立方(Y,Ba)CuO3-x层底部开始的c-轴域。橙色箭头表明一些YBa2Cu4O8-x堆叠层错(对比度较暗的特征)。灰色双头箭头标示出90°平面内旋转孪晶的实施例的宽度，其中c-轴指向图像平面。立方(Y,Ba)CuO3-x缓冲层的厚度为11±2nm。
图23(a)示出同一较不理想的32nm/8nm/32nm YBa2Cu3O7-x/PrBa2Cu3O7-x/YBa2Cu3O7-x三层的低放大倍率横截面的HAADF-STEM图像，显示出增加的粗糙度。用虚线分开单独的YBa2Cu3O7-x和PrBa2Cu3O7-x层，粉色箭头表示标称界面。图23(b)示出代表性区域的高放大倍率的扫描，示出相当突兀的界面和YBa2Cu4O8-x堆叠层错，用橙色箭头标示，其来源于下层YBa2Cu3O7-x或PrBa2Cu3O7-x层。图23(c)-23(e)示出原子分辨的Pr–M5,4边缘(红)、Y–L3,2边缘(绿)和Ba–M5,4边缘(蓝)元素图，证明界面的急剧的化学突变。图23(f)示出RGB叠加图，图23(g)示出与图23(a)中以棕褐色矩形突出的相同区域同时获得的ADF-STEM图像。
实施例2:
根据本发明的各种实施方案实现a-轴XBCO的低表面粗糙度的实施例以及对这种a-轴XBCO的评估，在标题为“a-axis YBa2Cu3O7-x/PrBa2Cu3O7-x/YBa2Cu3O7-x trilayers withsubnanometer rms roughness”的文献中和在标题为“Supplementary Material,a-axisYBa2Cu3O7-x/PrBa2Cu3O7-x/YBa2Cu3O7-x trilayers with subnanometer rms roughness”的文献中(统称“平滑度文献”)中描述，其中每个都包括在U.S.临时申请No.63/105,230的附录Y中，该申请标题为“A-axis Josephson Junctions with Improved Smoothness”，在2020年10月24日提交，该申请是上述援引加入的优先权申请之一。生长温度曲线800及其相关温度似乎与平滑度文献中的相应曲线和温度不同，因为生长温度曲线800的温度是热电偶温度，而在平滑度文献中所述的温度是高温计温度。如将理解的，这是两种完全不同的测量温度的方法，每一种有其自身的不准确性。尽管由于测量传感器/技术的不同而出现的差异，但实际温度是彼此完全一致的。
在这个实施例中，具有改善的界面平滑度的a-轴YBa2Cu3O7-x/PrBa2Cu3O7-x/YBa2Cu3O7-x三层生长在(100)LaAlO3基底上。所述三层是通过臭氧辅助分子束外延合成的。PrBa2Cu3O7-x层的厚度保持在8nm不变，YBa2Cu3O7-x层的厚度在24nm-100nm之间变化。X-射线衍射测量显示出全部三层的a-轴含量都>95％。最薄的三层的均方根(rms)粗糙度<0.7nm，且这个粗糙度随着YBa2Cu3O7-x层的厚度增加。YBa2Cu3O7-x层的厚度也影响传输特性：虽然所有样品在85K及以上都展现出开始超导转变，更薄的样品显示出更宽的转变宽度，ΔTc。高分辨率扫描透射电子显微镜显示出连贯且化学上清晰的界面，并且随着基底温度升高，生长从立方(Y,Ba)CuO3-x钙钛矿相开始，转变为a-轴取向的YBa2Cu3O7-x。
如图9(a)所示，通过臭氧辅助的MBE在10mm x 10mm(100)取向的LaAlO3基底上生长24nm、32nm、64nm的YBa2Cu3O7-x/PrBa2Cu3O7-x/YBa2Cu3O7-x三层和100nm厚的YBa2Cu3O7-x层，其中PrBa2Cu3O7-x层厚度保持在8nm不变。虽然高质量a-轴YBa2Cu3O7-x膜生长在(100)LaSrGaO4基底上，但是本文使用(100)LaAlO3基底是为了确定可以扩展到大直径的路径，以使其转变为可行的技术。3英寸直径的LaAlO3基底目前是可行的；在过去，甚至4英寸直径的LaAlO3基底被商业化生产。
在Veeco GEN10 MBE中合成YBa2Cu3O7-x/PrBa2Cu3O7-x/YBa2Cu3O7-x三层。钇(99.6％)、钡(99.99％)、镨(99.1％)和铜(99.99％)分别以1.1x1013 cm-2s-1、2.2x1013 cm- 2s-1和3.3x1013 cm-2s-1的通量从热泻流室蒸发。在生长前，在沸水中蚀刻(100)LaAlO3基底(CrysTec GmbH)，在1300℃的空气中退火10小时，然后在沸水中再次蚀刻，以获得具有阶梯和平台形态的AlO2终止的表面。在此表面处理之后，在(100)LaAlO3基底的背面涂覆10nm厚的钛粘合层，然后是200nm的铂，使得原本透明的基底在MBE期间生长中能够被辐射加热。通过在蒸馏臭氧(～80％ O3+20％ O2)的持续的通量下，产生1x10-6Torr的背景压力，将钇(或镨)、钡和铜同时沉积到加热的基底上，来生长YBa2Cu3O7-x(或PrBa2Cu3O7-x)层。在生长后，在相同的蒸馏臭氧压力下，样品被冷却到100℃以下，然后关闭臭氧分子束并从真空中取出样品。
由于YBa2Cu3O7-x是一种点状化合物(point compound)，不能容纳明显的非化学计量，因此，通量校准是一个重大挑战，因为次级杂质相容易成核并显著降低膜质量。如上所述，各元素的通量是通过生长组成的二元氧化物，即Y2O3、PrO2、BaO和CuO，来分别计算的。从这些单独的二元通量校准中，含有钇、钡、镨和铜的泻流室的温度被调整为匹配期望的Y(Pr):Ba:Cu之间的1:2:3的通量比。在生长期间中，通过靠近但不直接接触基底的热电偶(TTc)和在1550nm波长下工作的光学高温计(TPyr)测量基底的温度。三层的生长在低温下开始，TTc≈420℃(TPyr≈530℃)，导致前几层出现立方过钙钛矿(Y,Ba)CuO3-x相，并随温度上升过程在TTc≈570℃(TPyr≈620℃)时结束。图14-18中示出通量校准方法的细节(包括单独二元氧化物的特征)。作为优化的生长过程的一部分，生长的参考a-轴YBa2Cu3O7-x单相膜的温度梯度细节和原位反射高能电子衍射(RHEED)特征如图19中所示。
在生长期间，用KSA-400软件和Staib电子枪在13kV和1.45A的运行条件下对膜进行原位RHEED监测。图9(b)-9(g)示出在24nm YBa2Cu3O7-x/8nm PrBa2Cu3O7-x/24nmYBa2Cu3O7-x三层的生长期间拍摄的RHEED图像。用PANalytical Empyrean x-射线衍射仪(XRD)在45kV和40mA的Cu Kα1辐射下对样品的结构质量和a-轴/c-轴比例进行探索。对于膜的表面形态特征，使用Asylum Cypher ES环境AFM系统(Enviro nmental AFMsystem)进行非原位原子力显微镜(AFM)测量。使用自制的四点范德堡几何系统(four-point van der Pauw geometry system)，将样品缓慢地浸入液氦杜瓦瓶中，测量作为温度函数的电阻。/>
使用原子级分辨率扫描透射电子显微镜(STEM)对膜进行详细研究。横截面的TEM样品是用Thermo Fisher Helios G4 UX双光束系统通过聚焦离子束(FIB)提升制备的。样品在300kV在像差校正的FEI Titan Themis上成像。以21.4mrad的探针会聚半角和68-340mrad的内部和外部采集角进行STEM高角度环形暗场(HAADF)成像。在同一Titan系统上进行STEM电子能量损失光谱(EELS)测量，该系统配备了965GIF Quantum ER和Gatan K2Summit直接探测器，在电子计数模式下运行，光束电流～50pA，扫描时间为每像素2.5或5ms。使用多变量加权主成分分析程序(Digital Micrograph中的MSA插件)降低STEM数据的噪音水平。
图9(a)示出在(100)LaAlO3基底上生长的YBa2Cu3O7-x/PrBa2Cu3O7-x/YBa2Cu3O7-x三层。图9(b)-9(g)示出在图9(a)所示的六个不同水平的24nm YBa2Cu3O7-x/8nm PrBa2Cu3O7-x/24nm YBa2Cu3O7-x三层的生长过程中，沿(100)LaAlO3基底的[010]方位角获得的实时RHEED图像。图9(b)示出来自底部YBa2Cu3O7-x层的RHEED图像；图9(c)示出在YBa2Cu3O7-x/PrBa2Cu3O7-x界面的RHEED图像；图9(d)-9(e)示出PrBa2Cu3O7-x层在不同生长水平下的RHEED图像；图9(f)示出PrBa2Cu3O7-x/YBa2Cu3O7-x界面的RHEED图像；以及图9(g)示出顶部YBa2Cu3O7-x层的RHEED图像。图9(b)和9(g)中添加的红色箭头指向位于与平面内的YBa2Cu3O7-x的c-轴相关的衍射条纹。
通过XRD测量来评估样品的结构质量。一般地，图10(a)-10(c)示出24nm、32nm、64nm厚度的YBa2Cu3O7-x/PrBa2Cu3O7-x/YBa2Cu3O7-x三层和100nm厚度YBa2Cu3O7-x层的X射线衍射。在图10(a)中，三层的θ-2θ扫描仅显示出h00、0k0和反射。在图10(b)中，具有24nm厚度的YBa2Cu3O7-x层的三层在χ≈56.6°(红)和χ≈33.4°(蓝)的离轴102反射φ扫描显示出没有c-轴晶粒。在图10(c)中，在具有24nm厚度的YBa2Cu3O7-x层的相同三层的LaAlO3/>反射(伪立方)周围的RSM显示出YBa2Cu3O7-x的a-轴和b-轴正交/>和/>反射，以及钙钛矿(Y,Ba)CuO3-x的103反射。这些膜反射的位置由“+”符号和相应反射标记附近的虚线椭圆表示。
在图10(a)的耦合θ-2θXRD扫描中，只有指示出YBa2Cu3O7-x和PrBa2Cu3O7-x相的h00、0k0和反射，表明膜只包含所期望的化学计量的相；它们没有与非化学计量有关的杂质相。随着YBa2Cu3O7-x层厚度的增加，出现/>反射，显示出膜中c-轴晶粒的成核和传播。用在χ≈56.6°和χ≈33.4°的正交YBa2Cu3O7-x/PrBa2Cu3O7-x的102族反射的离轴φ扫描来分别测量正交晶粒的a-轴和c-轴含量。需注意，χ＝90使衍射矢量垂直于基底平面。在图10(b)所示的三层样品的102φ扫描中，观察到四个与a-轴晶粒相关的峰值，对应于90°面内旋转孪晶：YBa2Cu3O7-x和PrBa2Cu3O7-x的c-轴在一组孪晶域中平行于(100)LaAlO3基底的[010]方向，在另一组孪晶域中平行于(100)LaAlO3的[001]方向。没有观察到与c-轴晶粒相关的强度，表明在我们的XRD扫描分辨率内，膜不包含c-轴晶粒。在图18中示出所有三层样品的离轴φ扫描表明所有四个三层的Y(Pr)Ba2Cu3O7-x正交相的a-轴含量都超过95％。除了正交相之外，还观察到了一个立方钙钛矿相。该相以前在文献中报道为低温、动力学稳定的/中心立方相或原始简单立方相。下面将结合通过HAADF-STEM的观察，讨论该相的形成及其在稳定a-轴YBa2Cu3O7-x/PrBa2Cu3O7-x/YBa2Cu3O7-x三层中的作用。在图10(c)中LaAlO3 103反射(伪立方)周围的互换空间图(RSM)中，观察到钙钛矿类/>反射(表示为p-(Y,Ba)CuO3-x)和正交相/>和/>反射，其分别与a-轴和b-轴YBa2Cu3O7-x晶粒有关。
通过非原位AFM在敲击(tapping)模式下建立与生长的YBa2Cu3O7-x/PrBa2Cu3O7-x/YBa2Cu3O7-x三层相同的表面形态。随着YBa2Cu3O7-x层厚度的增加，在2μm x 2μm测绘扫描中，拉长的YBa2Cu3O7-x晶粒以及这些矩形特征的平面内90°旋转孪晶变得可见，如图11(a)-11(e)所示。图11一般地示出通过AFM所显示的YBa2Cu3O7-x/PrBa2Cu3O7-x/YBa2Cu3O7-x三层的表面形态。图11(a)-11(d)所分别示出在敲击模式下，24nm/8nm/24nm、32nm/8nm/32nm、64nm/8nm/64nm和100nm/8nm/100nm三层的2μm x 2μm测绘扫描。图11(e)示出从图11(a)-11(d)计算出的均方根粗糙度与YBa2Cu3O7-x层厚度的函数。虚线作为肉眼的引导。
表面形态的产生源于YBa2Cu3O7-x晶粒沿[001]的生长速度比在(001)面内慢得多。均方根(rms)粗糙度也随着YBa2Cu3O7-x层厚度的增加而增加，从最薄的24nm/8nm/24nm三层中的0.62nm到最厚的100nm/8nm/100nm三层中的2.3nm。表面粗糙度是影响涉及外部界面的基于YBa2Cu3O7-x的JJ产量和电气性能的一个重要指标，即隧道势垒。观察到的0.62nm的均方根粗糙度是文献中报道的最平滑的粗糙度，与之前已知的在(100)LaAlO3基底上生长具有270nm厚度的YBa2Cu3O7-x层的a-轴YBa2Cu3O7-x/PrBa2Cu3O7-x双层上的11.3nm相比，显著减少。
图12(a)-12(c)一般地示出相同的YBa2Cu3O7-x/PrBa2Cu3O7-x/YBa2Cu3O7-x三层的传输特性。从图12(a)中的电阻与温度(R-T)图可以明显看出，所有的三层都是超导的。如图12(b)所示，随着YBa2Cu3O7-x层厚度的增加，正常状态的电阻下降，而超导转变的起始温度(Tonset)增加-从24nm/8nm/24nm三层的85K到100nm/8nm/100nm三层的90K。(图12(b)-12(c)中的虚线是对肉眼的引导)。T起始(Tonset)是指在200-300K范围内，电阻下降到低于R对T行为的从其斜率的线性外推的温度。超导转变宽度(ΔTc)，这里指的是Tonset和电阻为零(在我们测量的噪声内)的温度差ΔTc，随着YBa2Cu3O7-x层厚度的增加，从24nm/8nm/24nm三层的29K下降到100nm/8nm/100nm三层的10K，如图12(c)所示。然而，与c-轴YBa2Cu3O7-x膜相比，这些转变宽度仍然比较宽。这种情况在孪生的a-轴YBa2Cu3O7-x膜中普遍存在，特别是当a-轴YBa2Cu3O7-x的厚度低于100nm时。这可能是由于样品中的局部无序和不均匀性、不充分的氧化或样品随着时间的推移而劣化造成的。
用横截面高分辨率STEM研究两个三层样品，以显示出样品的微观结构和界面突变，如图13所示。图13(a)示出24nm/8nm/24nm YBa2Cu3O7-x/PrBa2Cu3O7-x/YBa2Cu3O7-x三层的低放大倍率的横截面HAADF-STEM图像，显示出原子尺度上的微观结构和界面突变。用虚线分开单独的YBa2Cu3O7-x和PrBa2Cu3O7-x层，粉色箭头表示界面。图13(b)示出图13(a)中以橙色矩形突出的区域的高放大倍率扫描，表明界面是完全连贯的。图13(c)-13(e)分别示出原子分辨的Pr–M5,4边缘(红)、Y–L3,2边缘(绿)和Ba–M5,4边缘(蓝)元素图，证明界面的急剧的化学突变。图13(f)示出RGB叠加图，图13(g)示出与图13(a)中以棕褐色矩形突出的相同区域同时获得的ADF-STEM图像。
图13(a)示出24nm/8nm/24nm YBa2Cu3O7-x/PrBa2Cu3O7-x/YBa2Cu3O7-x三层的低放大倍率HAADF-STEM图像，是完整样品的代表。由于HAADF成像的原子序数(Z)对比，单独层被区分为较暗和较亮的区域。PrBa2Cu3O7-x层与YBa2Cu3O7-x层相比，对比度更亮，因为镨(ZPr＝59)比钇(ZY＝39)重。由于同样的原因，LaAlO3基底也显示出相对明亮的对比度(ZLa＝57)。图13(b)所示的较高放大倍率图像，聚焦于代表性的界面区域，显示出YBa2Cu3O7-x/PrBa2Cu3O7-x/YBa2Cu3O7-x三层中的界面是连贯的。在这些STEM图像中，无论是低放大倍率还是高放大倍率扫描都没有观察到c-轴晶粒，这与XRD测量的a-轴生长的高体积分数是一致的。尽管如此，结构上的一致性并不能证明涉及铜酸盐高温超导体的界面上的化学突变。
通过STEM-EELS的原子级分辨率元素图评估YBa2Cu3O7-x/PrBa2Cu3O7-x/YBa2Cu3O7-x界面的化学突变。图13(c)-13(e)示出在图13(a)中以棕褐色矩形所勾勒的区域内使用Pr-M5,4(红)、Y-L3,2(绿)和Ba-M5,4(蓝)边缘获得的元素图。图13(f)是该区域元素图的红、绿、蓝(RGB)叠加图，而图13(g)是同一区域同时获得的ADF-STEM图像。原子级分辨率EELS图显示出突变的界面轮廓，证实STEM-HAADF图像。两个界面都显示出最小的Y-Pr相互混合，尽管可以看到界面轮廓的一些不对称性。靠下的YBa2Cu3O7-x/PrBa2Cu3O7-x界面显示出几乎完美的界面轮廓，没有Y-Pr的相互混合；靠上的界面(PrBa2Cu3O7-x/YBa2Cu3O7-x)呈现出稍微粗糙的局部轮廓，粗糙度限于1-2个单层。
图13中STEM和STEM-EELS显示出界面粗糙度与这个相同的YBa2Cu3O7-x/PrBa2Cu3O7-x/YBa2Cu3O7-x三层的原位RHEED(图9(b)-9(g))生长期间的定性观察是一致的。图9(b)中a-轴取向的YBa2Cu3O7-x的箭头条纹在从靠下的YBa2Cu3O7-x层过渡到图9(c)中的PrBa2Cu3O7-x阻挡层时迅速消失，表明PrBa2Cu3O7-x阻挡层均匀地覆盖在靠下的YBa2Cu3O7-x层。然而，在靠上的界面，靠上的YBa2Cu3O7-x层的箭头条纹重新出现需要可观的更长的时间(图9(f)和9(g))。此外，从PrBa2Cu3O7-x阻挡到YBa2Cu3O7-x层，a-轴取向的YBa2Cu3O7-x的箭头条纹重新出现的时间对于较厚的三层来说是逐渐变长的。这与图11中AFM看到的随着YBa2Cu3O7-x层厚度的增加而增加的表面粗糙度一致。
除了连贯且化学上清晰的界面之外，通过STEM观察到一些缺陷。例如，可以看到插入到YBa2Cu3O7-x结构中额外的Cu-O层的共生长，从而局部形成YBa2Cu4O8-x(图20)。这种共生长层在YBa2Cu3O7-x中是众所周知的和常见的——在块体、薄膜和异质结构中。
横截面的HAADF-STEM成像也揭示了XRD测量中检测到的立方钙钛矿(Y,Ba)CuO3-x相的位置。发现立方(Y,Ba)CuO3-x层的厚度为～10纳米，该层位于底部YBa2Cu3O7-x层之下(图20(a))。这个立方(Y,Ba)CuO3-x层在生长初期形成，此时基底最冷，表面扩散受到最大限制。钇和钡无法扩散到足够远以建立在YBa2Cu3O7-x的晶胞中发现的Y-Ba-Ba-...有序排列；相反，钇和钡共享所产生的钙钛矿结构的A位，而铜在B位上。47
随着基底温度的升高，扩散长度增加，出现面内结构有序。所产生的a-轴YBa2Cu3O7-x晶粒以两种对称等效的取向之一外延生长：c-轴平行于立方(Y,Ba)CuO3-x层的[010]或[001]，其在(100)LaAlO3基底上成核。在图20中可以清楚地看到一组这样的域：c-轴沿着图像的水平方向的组。另一组的c-轴取向指向图像的面内是更难确定的，因为它们沿水平方向的间距与它们成核的立方(Y,Ba)CuO3-x层的钙钛矿间距相同。
认为约10nm厚的立方(Y,Ba)CuO3-x层仅位于a-轴取向的YBa2Cu3O7-x层之下，并且这种钙钛矿结构看起来进一步延伸的区域，即穿过并一直延伸到三层的表面的区域，实际上是一组a-轴域，其取向为c-轴延伸到图像平面中。这与图11(a)-11(d)中AFM图像中看到的a域的晶粒大小一致，也与其他人发表的生长在(100)LaAlO3上的a-轴YBa2Cu3O7-x的晶粒大小一致。从XRD扫描(图10(b)和图18)来看，两种90°面内旋转孪晶变体的体积分数相等，尽管在STEM研究中取样的体积很小，但这也与STEM观察结果一致。一旦基底温度足够高，使a-轴YBa2Cu3O7-x晶粒成核，两种孪晶变体就会继续穿过整个YBa2Cu3O7-x/PrBa2Cu3O7-x/YBa2Cu3O7-x三层。
最后，对较不理想的32nm/8nm/32nm的样品进行额外的横截面STEM研究，以便深入了解三层中c-轴晶粒的影响。XRD显示，所选择的样品含有较高体积分数(16％)的c-轴取向的YBa2Cu3O7-x/PrBa2Cu3O7-x(图21)，与图10-12中表征的32nm/8nm/32nm三层相比，具有较高的均方根粗糙度。这种不太理想的32nm/8nm/32nm三层的HAADF-STEM成像(图22)证实结构中存在c-轴取向的晶粒，还显示出更粗糙的界面。虽然界面更粗糙，但STEM-EELS(图23)显示，它们仍然是化学上的突变。当一起评估这些结果时，解释了较厚样品的更粗糙的表面。底部YBa2Cu3O7-x层的c-轴晶粒形成不仅扰乱了PrBa2Cu3O7-x层(和界面)的轮廓，而且随着生长的第一层局部结构均匀性的变化直接影响了顶部的表面粗糙度。之前已经注意到表面粗糙度与a-轴YBa2Cu3O7-x膜中c-轴晶粒的体积分数之间的强烈关联。为了避免c-轴取向的YBa2Cu3O7-x，在只有立方(Y,Ba)CuO3-x能成核的基底温度下开始生长。
总而言之，a-轴YBa2Cu3O7-x/PrBa2Cu3O7-x/YBa2Cu3O7-x三层的生长具有改善的结构质量。通过充分利用从立方(Y,Ba)CuO3-x缓冲层开始的温度上升过程，生长出高质量的a-轴三层，如非原位XRD测量所证实。AFM研究显示，最薄的YBa2Cu3O7-x/PrBa2Cu3O7-x/YBa2Cu3O7-x三层的表面质量有所改善，其均方根粗糙度小于ξa。STEM分析揭示c-轴取向区域和表面粗糙度之间的相互关系。电阻对温度的测量显示，在Tonset～85K时开始出现超导转变，并且随着YBa2Cu3O7-x膜厚度的减少，超导转变的宽度也在变宽。原子级分辨率HAADF-STEM和STEM-EELS证明了具有有限元素相互混杂的清晰和连贯界面。这些发现表明，对生长条件的精确控制带来基于a-轴的YBa2Cu3O7-x异质结构所需的清晰界面和平滑表面，例如约瑟夫森结和其他氧化物电子产品。
虽然本发明已根据各种实施方案在本文中进行了描述，但并不受此限制，并只受以下权利要求书范围的限制，这对本领域的技术人员来说是显而易见的。本发明的这些和其他实施方案在考虑上面提供的描述和附图后将变得显而易见。此外，如将理解的，关于本发明的一个实施方案描述的各种组成和特征可以在其他实施方案中使用。
Claims (7)
1.一种用于生长a-轴XBCO的方法，其包括：
制备铝酸镧基底；
校准组成原子的通量率；和
控制所述XBCO生长期间的腔室温度。
2.权利要求1所述的方法，其中制备铝酸镧基底包括：
用氧化铝终止铝酸镧。
3.权利要求1所述的方法，其中校准组成原子的通量率包括：
根据XBCO中各组成原子各自的化学计量比，粗略校准XBCO的各组成原子的通量率；和
通过在晶格匹配的基底上生长组成原子的二元氧化物，精确校准各组成原子的通量率。
4.权利要求3所述的方法，其中重复粗略校准通量率或精确校准通量率中的一种或两种。
5.权利要求3所述的方法，还包括：
生长XBCO校准试验样品；
分析所述校准试验样品以确定所述校准试验样品的组成；和
重复粗略校准通量率或精确校准通量率中的一种或两种。
6.权利要求1所述的方法，其中控制所述XBCO生长期间的腔室温度包括：
在所述基底上生长XBCO的模板层，所述腔室温度设置为初始温度；
在所述腔室温度从初始温度上升至中间温度时，在所述模板层上生长额外的XBCO；
在所述腔室温度从中间温度上升至最终生长温度时，停止额外的XBCO的生长；和
在所述最终生长温度下生长额外的XBCO。
7.一种晶片，其包含：
c-轴XBCO的平滑层；
形成于所述平滑层上的a-轴XBCO的第一导电层；
形成于所述第一导电层上的绝缘层；和
形成于所述绝缘层上的a-轴XBCO的第二导电层，
其中，对于相同的表面粗糙度，组合的平滑层和第一导电层的厚度大于单独的第一导电层的厚度。
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Legal Events
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| PB01 | Publication | ||
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| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
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