具有增强热敏性能的单斜 V1-x-yTixRuyO2 薄膜

介绍

微测辐射热计已广泛应用于民用和军用领域。重要的发展趋势之一是减小像素尺寸以降低产品成本并增加检测范围[1]。然而，小型化导致灵敏度降低。改进微机电系统 (MEMS) 制造工艺，优化填充因子、吸收系数、热导率等关键因素，可以有效提升灵敏度，但这种方法正在走向极限[1]。另一种有效的方法是使用更好的热敏材料 [2]。作为一种广泛使用的热敏材料，在 0.1-5.0 Ω·cm 范围内电阻率相对较低的 VOx 在室温下的 TCR 约为 2%/°C [3]。考虑到微测辐射热计的灵敏度与TCR成正比，使用TCR较高的热敏材料来提高小像素微测辐射热计的灵敏度更为有利。为了提高 VOx 薄膜的 TCR，Jin 等人。通过偏置靶离子束沉积制备 Mo 掺杂的 VOx 薄膜 [3]。该薄膜具有 - 4.5%/°C 的高 TCR，但大电阻率（> 1000 Ω·cm）不适合微测辐射热计应用。

为了制作典型的基于 VOx 的辐射热计阵列，需要在 VOx 热敏薄膜上覆盖一层钝化层（SiNx 或 SiOx），可以保护热敏薄膜免受后续工艺（去除光刻胶）的氧化、释放牺牲层等）[4]。钝化层的保护效果取决于其薄膜密度。更致密的钝化层导致更好的保护效果。通常，较高的制备温度有助于形成更致密的钝化层 [5, 6]，从而对 VOx 薄膜具有更好的保护效果。然而，通常在相对较低的温度（低于 300 °C）下制备的 VOx 热敏薄膜是无定形的 [3, 7, 8]。而无定形 VOx 在升高的温度下倾向于结晶 [9]。一旦发生结晶，薄膜的电参数将发生显着变化。因此，相对较低的 VOx 热敏薄膜制备温度限制了钝化保护层的工艺。这给制造辐射热计阵列带来了一个恼人的问题：对后续工艺的控制非常严格。

由于室温 (RT) 下的 TCR 高，单斜二氧化钒 (VO2) 薄膜被认为是高灵敏度微测辐射热计的潜在热敏材料。此外，单斜 VO2 薄膜是在高于 300 °C 的温度下制备的 [10]，这有利于在较高温度下制备更致密的钝化保护层。然而，单斜VO2的这两个特性，在一定程度上限制了其对微测辐射热计的实际应用。一方面，半导体到金属的转变 (SMT) 发生在 VO2 附近大约 68 °C。 VO2 SMT 过程中的滞后特性和应变变化会降低器件性能并降低器件的可靠性[11]。另一方面，相对较高的 RT 电阻率 (> 10 Ω·cm) 限制了器件工作参数的选择 [12, 13]。因此，制备具有高 TCR、非 SMT、低电阻率和结晶结构的二氧化钒薄膜成为开发用于微测辐射热计的高性能热敏材料的挑战。最近，Soltani 等人。为了抑制 SMT [14]，将 Ti 和 W 引入到 VO2 薄膜中，并制备了具有非 SMT 特征和高 TCR 的 Ti-W 共掺杂 VO2 薄膜。然而，Ti-W共掺杂的VO2薄膜与未掺杂的VO2薄膜具有相似的电阻率。

在本文中，我们通过将 Ti 和 Ru 离子引入 VO2 薄膜，通过 SMT 抑制策略展示了一种高性能单斜晶 V1-x-yTixRuyO2 热敏薄膜。通过反应溅射工艺制备薄膜，然后在 400 °C 下退火。与非晶 VOx 薄膜相比，更高的工艺温度为辐射热计器件的后续 MEMS 工艺提供了更多的参数选择。 V1-x-yTixRuyO2 薄膜具有与未掺杂的 VO2 相似的单斜结构，但由于高浓度掺杂剂的钉扎效应，SMT 特征被完全抑制。具有最佳掺杂浓度的薄膜比商业VOx薄膜具有更高的TCR（3.47%/°C），并且比未掺杂的单斜VO2薄膜具有更低的RT电阻率。

材料和方法

所有薄膜均通过直流（DC）反应磁控溅射在石英基板（23 mm×23 mm×1 mm）上制备。使用直径为80 mm、厚度为4 mm的高纯度钒靶材（99.99%）沉积薄膜，靶材与基板的距离约为11.5 cm。底压低于2.0×10 ^-3 后 Pa，溅射在 0.32A 下进行，O2/Ar 比为 1:50。在沉积过程中，衬底温度保持在 100 °C。然后将沉积后的薄膜在纯氧 (4.4 sccm) 中在 400 °C 下原位退火 60 分钟。根据校准的沉积速率，薄膜的厚度控制在约 380 nm。 Ti和Ru引入纯Ti片（纯度99.9%，10 mm×10 mm×2 mm）和V/Ru合金片（由10.0at.%Ru和90.0at.%V组成，10 mm×10 mm× 2 mm) 对称放置在 V 靶的溅射表面上。使用3片Ti和1、2、3 V/Ru合金片的V1-x-yTixRuyO2薄膜、使用3片Ti的Ti掺杂薄膜和未掺杂的VO2薄膜标记为VTRO-1、VTRO- 2、VTRO-3、VTO、VO分别。

使用 ESCALAB 250（Thermo 仪器）通过 X 射线光电子能谱（XPS）和 Al Kα 辐射（1486.6 eV）分析掺杂剂（Ti 和 Ru）的化学状态。结合能 (BE) 被校准到来自不定碳的 284.6 eV 处的 C 1 s 峰。通过能量色散 X 射线光谱 (EDS) 检查 V1-x-yTixRuyO2 薄膜中掺杂剂的浓度。通过在 Bruke D8 衍射仪（Cu Kα 辐射）上的 X 射线衍射（XRD）和在 Titan G2 60-300 上的透射电子显微镜（TEM）检查薄膜的晶体结构。拉曼光谱通过共焦ɑ-拉曼光谱仪进行表征，其激发波长为514 nm，照射功率约为0.5 mW（Renishaw inVia）。通过扫描电子显微镜（SEM，SU8020，Hitachi）观察样品的表面形貌。根据厚度和薄层电阻在2 °C的温度区间获得薄膜的温度相关电阻率，使用四点探针（SX1934）和加热板记录。

结果与讨论

薄膜中掺杂剂的化学状态通过 XPS 分析确定。图 1a 显示了 VO、VTO 和 VTRO-3 的 XPS 测量光谱，清楚地显示了 V2p、O1s、Ti2p 和 C1s 的强峰。 V1-x-yTixRuyO2 薄膜中 Ru 3d 的峰作为大约 281.4 eV 的肩峰信号可以在 C 1 s 峰附近观察到 [15]。 Ti ⁴⁺ 的成功掺入 和 Ru ⁴⁺ 离子进入 VO2 晶格由图 1b 和 c 中 VRTO-3 的 Ti 2p 峰和 Ru 3d 峰证明。 Ti 2p1/2 峰位于 464.0 eV，Ti 2p3/2 峰位于 458.3 eV，Ti 2p 双峰的分裂能为 5.7 eV 表明 Ti ⁴⁺ 的氧化态 VTO 和 VTRO-3 中的离子 [16]。图 1c 展示了 VTRO-3 的 Ru 3d XPS 光谱。 281.4 eV的结合能表明存在Ru ⁴⁺ VTRO-3 [16] 中的离子。如图 1f 所示，可以通过 EDS 分析进一步验证 Ti 和 Ru 元素的存在。通过EDS分析获得的所有样品的Ti和Ru元素的掺杂浓度（V1-x-yTixRuyO2中的x，y）列于表1中。高浓度Ti被引入V1-x-yTixRuyO2薄膜中。通过改变V/Ru合金片的数量，可以很好地控制薄膜中Ru的掺杂水平。

一 VO、VTO 和 VTRO-3 的 XPS 测量光谱，b 的解卷积 XPS 光谱 Ti 2p 和 c VTRO-3 的 Ru 3d，d VO 和 VTRO-3 的 V 2p3/2 XPS 光谱，e VTRO-3的EDS光谱

此外，还使用雪莉函数 [17,18,19] 从解卷积的 V 2p3/2 峰分析了薄膜中钒离子的氧化态。图 1 d 和 e 显示了 VO 和 VTRO-3 的高分辨率 V 2p3/2 XPS 光谱。 V 2p 光谱均由 517.4 eV 处的两个峰组成，表明 V ⁵⁺ , 和 516.1 eV，表示 V ⁴⁺ [20]。 V ⁵⁺ 的外观 离子可归因于样品表面在空气中储存期间的自然氧化 [21, 22]。具体来说，V ⁵⁺ 的相对内容 根据图 1d 和 e 所示的 V 2p 峰的积分强度估计，VO 和 VTRO-3 中的物种分别为 34.5% 和 28.0%。 V ⁴⁺ 的相关内容 VO 和 VTRO-3 中的物种分别为 65.5% 和 72.0%。这表明V1-x-yTixRuyO2薄膜比未掺杂的VO2表现出更高的稳定性。

为了确认晶体结构，收集了所有样品的 XRD 图案（图 2a）。所有薄膜都表现出 VO2 的单斜结构（PDF 编号 43-1051）[23]。对于所有薄膜，(011) 峰似乎比其他峰具有更高的强度，表明沿 (011) 面的优先增长。无法检测到来自其他氧化钒 (V2O3、V2O5) [22] 或钛/钌氧化物相的衍射峰 [24]。另外，值得注意的是 V ⁵⁺ 离子由 XPS 探测，而在 XRD 图中没有 V2O5 相的特征峰。考虑到 XPS 是一种表面敏感技术，XRD 分析揭示了整个样品的晶格结构，V ⁵⁺ 离子被认为是由储存过程中的表面氧化产生的，它只存在于样品表面，如之前报道的那样 [24,25,26,27]。

一 XRD图谱和b 所有样品的(011)峰特写图

图2b进一步显示了所有样品在用洛伦兹函数拟合后的（011）峰的特写视图。与VO相比，VTO的（011）衍射峰从27.78°移动到27.76°。这意味着由于 Ti 在单斜 VO2 中的替代存在，Ti 掺杂会导致 (011) 晶面的晶面间距略微增加 [28, 29]。对于 V1-x-yTixRuyO2，(011) 面的峰值位置向更大角度移动（从 VO 的 27.78° 到 VTRO-2 的 27.86°），表明晶格间距沿 (011) 面变化。这应该源于替换了一些V ⁴⁺ 单斜晶格中的离子由 Ru ⁴⁺ 具有更大的离子半径。根据 Scherrer 公式，平均微晶尺寸通过 Scherrer 方程 [30] 从 (011) 面的衍射数据估计。 VTO 具有比 VO 更大的微晶尺寸（表 1）。这表明 Ti 掺杂促进了 VO2 微晶的生长。但是加入 Ru 会降低薄膜的微晶尺寸。随着 Ru 浓度的增加，V1-x-yTixRuyO2 薄膜（VTRO-1、VTRO-2、VTRO-3）的微晶尺寸逐渐减小。我们之前的工作已经证明 Ru ⁴⁺ VO2 晶格中的离子会抑制 VO2 微晶在 Ru 掺杂的 VO2 薄膜中的生长 [24]。同样，Ru ⁴⁺ 离子抑制V1-x-yTixRuyO2薄膜中相邻微晶的聚结，从而减小薄膜的微晶尺寸。

VO 和 VTRO-3 中单斜晶格的直接观察是通过 TEM 分析进行的 [31,32,33]。图 3a 和 b 显示了 VO 和 VRTO-3 的选择性区域衍射 (SAD) 图案。它们显示出清晰的 Debye-Scherrer 衍射环系列，可以将其标记为单斜 VO2。这表明未掺杂的 VO2 和 V1-x-yTixRuyO2 薄膜具有单斜多晶特征，这与 XRD 分析一致。图 3c 和 d 中显示的高分辨率 TEM（HRTEM）图像显示了来自单斜 VO2 的清晰晶格条纹。这进一步证明了 V1-x-yTixRuyO2 薄膜具有与未掺杂薄膜 (VO) 一样的单斜结构 [34]。但图 3d 中的插图显示了 VTRO-3 微晶中局部晶格条纹的畸变。这说明Ti和Ru掺杂剂的引入对VO2单斜晶格产生了明显的扰动。

一 和 b SAD 模式，c 和 d VO和VTRO-3的HRTEM图像

图 4 显示了在室温下获得的薄膜的拉曼光谱。 VO 的所有拉曼峰都可以归因于来自单斜 VO2 的 Ag 和 Bg 声子模式 [35]。无法观察到来自 V2O5 的拉曼模式 [24]。三种突出的拉曼模式（ω1 约 193 cm ⁻¹ , ω2 约 223 cm ⁻¹ , ω3 约 613 cm ⁻¹ ) 用于进一步探讨掺杂对 VO2 薄膜晶体结构的影响。 Ti 掺杂的 VO2 薄膜 (VTO) 具有与 VO2 (VO) 相似的高频声子模式 (ω3)，这是单斜晶 VO2 的典型特征。不同的是，与未掺杂的 VO2 相比，VTO 中的两种低频模式（ω1 和 ω2）表现出明显的红移。低频模式 ω1 和 ω2 可归因于 V-V 振动 [36]。 ω1 和 ω2 的红移表明 Ti ⁴⁺ 离子被引入单斜 VO2 中的锯齿形 V-V 链中 [37]，由于 Ti ⁴⁺ 周围的局部结构扰动，这降低了 V-V 振动的拉曼频率 离子。

未掺杂VO2、Ti掺杂VO2和V1-x-yTixRuyO2薄膜的室温拉曼光谱

对于 V1-x-yTixRuyO2 薄膜，仍然观察到高频声子模式 ω3，这表明存在单斜晶 VO2。这与XRD和TEM分析一致。但与 VO 和 VTO 相比，它们的 ω3 拉曼强度显着降低。其他拉曼峰明显减弱，甚至随着 Ru 浓度的增加而消失。这表明由于 Ti 和 Ru 离子的存在，单斜 VO2 晶格存在局部扰动。之前的工作已经证明 Ru ⁴⁺ VO2 晶格中的 离子有助于诱导单斜晶格中的局部四方对称性，因为 Ru-O 配位表现出与四方 VO2 几乎相同的对称性 [24, 38]。四方对称的拉曼活性低于单斜相[39]。因此，V1-x-yTixRuyO2薄膜表现出低得多的拉曼强度。

图 5 显示了 VO、VTO 和 VTRO-3 的 SEM 表面形貌。未掺杂的 VO2 薄膜主要由尺寸在 50-100 nm 左右的颗粒组成（图 5a）。 Ti掺杂明显影响VO2薄膜的表面形貌。 VTO 的粒径比 VO 大（图 5b）。这进一步表明 Ti 掺杂促进了 VO2 微晶的生长，这与 XRD 数据一致。不同的是，VTRO-3 具有比 VO 和 VTO 更致密和更光滑的表面形态（图 5c），这对于在微辐射热计中制造高质量像素是优选的。 VTRO-3 致密的表面形态应源于 Ru ⁴⁺ 的抑制作用 XRD 分析揭示了晶体生长中 VO2 晶格中的离子。茹 ⁴⁺ 离子通过抑制晶界 (GB) 迁移率来抑制 VO2 晶粒的聚结 [24]。 VTRO-3 的微晶尺寸小于 VO 和 VTO（表 1）。因此，VTRO-3 中较小的晶粒构成比 VO 和 VTO 更致密的薄膜，如图 5 所示。

a 表面形貌的 SEM 图像 画外音，b VTO 和 c VTRO-3

图 6a 比较了未掺杂的 VO2 薄膜和 V1-x-yTixRuyO2 薄膜的电阻率 (ρ) 的温度依赖性。 VO 具有多晶 VO2 薄膜的典型 SMT 特征，其 SMT 幅度（26 °C 时的电阻率与 90 °C 时的电阻率之比）约为 3 个数量级，磁滞宽度为 13.4 °C，SMT温度为 72.1 °C（从图 6b 中的 dln ρ/dT vs. T 图中获得）[40,41,42]。有趣的是，尽管 Ti 掺杂薄膜 (VTO) 在 RT 下具有与 VO 相同的单斜结构，但从 RT 到 106 °C 的温度没有显示电阻率突然变化（图 6c）。这表明 VO2 的 SMT 受到高浓度 Ti 掺杂的抑制。无 SMT 功能可以避免由于 VO2 在 SMT 温度范围内的 SMT 引起的滞后和应变变化，这对于微测辐射热计中的应用很有价值。随着进一步掺杂 Ru，在 V1-x-yTixRuyO2 薄膜中保持无 SMT 特征（图 6c）。此外，随着Ru浓度的增加，室温下薄膜的电阻率明显降低（表1）。 VTRO-3 的 RT 电阻率 (1.55 Ω·cm) 仅为 VO (13.5 Ω·cm) 的八分之一。通常，多晶薄膜的电阻率包括晶粒电阻率和GB电阻率。薄膜中晶粒尺寸的减小导致 GB 密度的增加，从而由于 GB 散射而增加了电阻率 [43]。 SEM 分析显示，VTRO-3 的晶粒尺寸小于 VO（图 5）。由于 GB 密度增加，VTRO-3 中的 GB 电阻率应大于 VO 中的 GB 电阻率。但是GB电阻率随晶粒尺寸的预测变化趋势与薄膜电阻率随掺杂的变化相矛盾。因此，晶粒电阻率而不是 GB 电阻率可以在 VO2 多晶薄膜的电阻率中起主要作用。 VTRO-3 显着降低的电阻率可能是由于加入 Ru ⁴⁺ 导致晶粒电阻率显着降低 离子。替代Ru ⁴⁺ 离子有助于在单斜 VO2 晶格中诱导局部四方对称，这已被先前的工作证明 [24]。这导致价带最大值的上移和V 3​​d 电子态密度的增加，导致晶粒电阻率显着降低。因此，VTRO-3 表现出比 VO 低得多的电阻率。热敏材料的电阻率越低，通常意味着微测辐射热计设备的噪声越小，电放大倍数越大，因此微测辐射热计的灵敏度越高[2]。更重要的是，低电阻率的VTRO-3具有较大的TCR（3.47%/°C），类似于未掺杂的VO2薄膜（VO）。这是合理的，因为具有单斜结构的半导体 VO2 通常表现出较大的 TCR [44]。 XRD、Raman 和 TEM 分析表明，V1-x-yTixRuyO2 薄膜与未掺杂的 VO2 具有相同的单斜结构。因此，它们保持高 TCR 作为单斜 VO2。 VTRO-3 的 TCR 值是商业微测辐射热计中使用的 VOx 薄膜的 1.7 倍（约 2%/°C）。这对于提高微测辐射热计的灵敏度很有价值，因为它与热敏材料的 TCR 成正比 [1]。因此，具有优选掺杂浓度 (VTRO-3) 的 V1-x-yTixRuyO2 薄膜具有用于高性能微测辐射热计的热敏材料的有吸引力的特性（无 SMT 特性、低电阻率和高 TCR）。此外，如表 2 所示，V1-x-yTixRuyO2 薄膜与其他基于氧化钒的热敏薄膜相比表现出优异的折衷性能。这表明 V1-x-yTixRuyO2 可能是一种很有前途的微测辐射热计热敏材料.

一 所有样品的 ρ 的温度相关性，b 的 dln ρ/dT 与 T 的关系图 VO和c VTO 和 VTRO-3

为了研究在 Ti 掺杂的 VO2 和 V1-x-yTixRuyO2 薄膜中导致无 SMT 特征的机制，在不同温度下获得了 VTO 和 VTRO-3 的拉曼光谱。作为对照，未掺杂的 VO2 薄膜 (VO) 的拉曼光谱的温度依赖性也显示在图 7 中。考虑到高频模式ω3通常被认为是单斜VO2的指纹[36]，分析了该峰随温度的变化。如图 7a 所示，尽管积分拉曼强度从 RT 降低到 60 °C，但在 SMT 之前可以观察到来自 ω3 的清晰拉曼峰。在 SMT 之后，由于从单斜晶格到四方晶格的完全结构转变，无法探测到来自 ω3 的拉曼峰 [39]。不同的是，可以观察到 VTO 的 ω3 峰直到 106 °C（图 7b）。这表明从 RT 到 106 °C，VTO 中存在单斜晶 VO2。据报道，对于低掺杂水平，Ti 掺杂会增加 VO2 的 SMT 温度 [48, 49]。但是，随着掺杂水平达到约 8at% 以上，SMT 温度会在 80–85 °C 下饱和 [37, 50]。先前的文献表明，由于金属态的电阻率显着增加，Ti 掺杂的 VO2 薄膜的 SMT 幅度随 Ti 掺杂水平明显降低 [48]。这可能源于比 V-O 键更强的 Ti-O 键。众所周知，VO2 的 SMT 与从单斜相到四方相的结构转变有关 [51]。与四方相相比，单斜 VO2 的对称性显着降低，其特征是具有两个 V-V 距离（2.65 和 3.12 Å）的锯齿形 V-V 链 [51, 52]。随着温度在 SMT 温度范围内升高，单斜相中的锯齿形 V-V 链转变为线性 V-V 链，在四方相中具有约 2.85 Å 的独特 V-V 距离。 Ti 比 V 具有更多的负标准氧化物形成热 [53]。这表明 Ti-O 键比 V-O 键更稳定。对于掺钛的 VO2，由于钉扎效应，强的 Ti-O 键稳定了它们周围的锯齿形 V-V 链。这导致一些单斜晶畴在整个 SMT 中保持在四方晶格中。因此，Ti 掺杂的 VO2 薄膜的 SMT 后电阻率随着 Ti 掺杂水平的增加而明显增加，因为单斜晶 VO2 比四方晶 VO2 具有更高的电阻率。由于Ti的浓度达到相对较高的值，如VTO的17%左右，当温度高于VO2的SMT温度后，大部分单斜结构仍保持不变。因此，在 106 °C 之前，可以在 VTO 中检测到单斜结构（图 7b）。自 Ti ⁴⁺ 起，类似的机制适用于 V1-x-yTixRuyO2 薄膜 将与 VTO 浓度相等的离子掺杂到 VTRO 薄膜中。因此，在 VTRO-3 中也可以观察到单斜结构，直到 106 °C，如图 7c 所示。单斜结构稳定性的增强导致掺钛VO2薄膜和V1-x-yTixRuyO2薄膜的无SMT特征。

a 的温度相关拉曼散射特性 画外音，b VTO 和 c 加热过程中的VTRO-3

V1-x-yTixRuyO2薄膜的低RT电阻率是由于Ru ⁴⁺ 的置换掺杂增强了单斜晶格的局部对称性 离子 [24]。图 8 显示了 VO 和 VTRO-3 的 XPS 价带 (VB) 光谱。它们的 VB 光谱表现出两区域结构，由宽的 O 2p 带和 V 3d 带组成。约 0.3 eV 的能带边缘揭示了未掺杂的 VO2 (VO) 的半导体状态。与 VO 相比，可以观察到 VTRO-3 的 V 3d 带向费米能级 (EF) 移动。此外，VTRO-3的V 3d 带与O 2p 带的积分强度之比（6.23%）大于VO（4.62%）。这表明 VTRO-3 的 V3d 波段的状态密度 (DOS) 与 VO [24, 54] 相比有所增加。根据古迪纳夫模型，单斜 VO2 中的锯齿形 V-V 链导致 d|| 的分裂。带 V 3d 电子进入下和上 d||带，导致带隙。因此，单斜晶 VO2 表现出半导体状态 [41, 55]。掺杂Ru ⁴⁺ 后 离子，增强的局部对称性削弱了 d|| 的分裂乐队。这导致 VB 最大值的向上移动和 V 3d 波段的 DOS 增加 [24]。因此，更多的电子可以在 RT 处从 VB 跳跃到导带。因此，V1-x-yTixRuyO2薄膜的RT电阻率远低于未掺杂薄膜。

VO 和 VTRO-3 的 XPS VB 光谱。插图是EF周围VB光谱的特写视图

结论

V1-x-yTixRuyO2 薄膜已通过反应磁控共溅射工艺制备，然后在 400 °C 下退火。茹 ⁴⁺ 和 Ti ⁴⁺ 离子通过取代结合到 VO2 单斜晶格中。尽管 V1-x-yTixRuyO2 薄膜与未掺杂的 VO2 具有相同的单斜结构，但 Ti 和 Ru 离子的共存降低了薄膜的微晶尺寸。这导致比 VO2 薄膜更光滑的表面形态。 Ti ⁴⁺ 由于 Ti-O 键的键强度比 V-O 键强，因此单斜 VO2 的 V-V 链中的离子在一定程度上稳定了锯齿形 V-V 链，这是由于钉扎效应。这带来了 Ti 掺杂和 Ti-Ru 共掺杂薄膜的非 SMT 特性。具有单斜结构的 V1-x-yTixRuyO2 薄膜表现出较大的 TCR 作为单斜 VO2。由于 Ru 掺杂而增强的局部对称性导致 V1-x-yTixRuyO2 薄膜的 RT 电阻率比未掺杂的低得多。 V1-x-yTixRuyO2是制备高性能小像素微测辐射热计的有前景的热敏材料之一。

数据和材料的可用性

所有数据和材料均无限制地可用。

缩写

SMT：

半导体-金属过渡

VO2：

二氧化钒

TCR：

电阻温度系数

RT：

室温

MEMS：

微机电系统

VOx：

氧化钒

DC：

直流电

XPS：

X射线光电子能谱

BE：

结合能

EDS：

能量色散X射线光谱

XRD：

X射线衍射

TEM：

透射电子显微镜

SEM：

扫描电镜

悲伤：

选区衍射

FFT：

快速傅里叶变换