単斜晶V₁₋ₓ₋ᵧTiₓRuᵧO₂薄膜：マイクロボロメータ向け優れた熱感度

概要

高温度抵抗係数（TCR）と低抵抗率を持つ熱感度薄膜を、高互換性プロセスで調製することは、小画素マイクロボロメータの感度向上に有利である。ここでは、反応性スパッタリングプロセスに続き、400℃酸素雰囲気アニーリングを通じて、単斜晶構造、高TCR、低抵抗率を持つV₁₋ₓ₋ᵧTiₓRuᵧO₂熱感度薄膜を調製する効果的かつプロセス互換性の高いアプローチを報告する。X線光電子分光法（XPS）はTi⁴⁺とRu⁴⁺イオンがVO₂に取り込まれることを実証。X線回折（XRD）、ラマン分光法、透過電子顕微鏡（TEM）により、V₁₋ₓ₋ᵧTiₓRuᵧO₂薄膜が非ドープVO₂と同様の単斜晶格構造を持つことを明らかに。しかし、V₁₋ₓ₋ᵧTiₓRuᵧO₂薄膜は室温（RT）から106℃まで半導体-金属転移（SMT）特徴を示さず、これは単斜晶格内の高濃度Tiのピン留め効果による。さらに、V₀.₈₁₆₃Ti₀.₁₆₅Ru₀.₀₁₈₇O₂薄膜のRT抵抗率は非ドープVO₂薄膜のわずか1/8であり、TCRは3.47%/℃と高い。

はじめに

マイクロボロメータは民生・軍事分野で広く応用されている。重要な開発トレンドの一つは、製品コスト削減と検出範囲拡大のために画素サイズを縮小すること[1]。しかし、微細化は感度低下を招く。マイクロ電気機械システム（MEMS）製造プロセスを改善し、充填率、吸収係数、熱伝導率などの主要因子を最適化することで感度を効果的に向上できるが、このアプローチは限界に達しつつある[1]。もう一つの効果的な方法は、より優れた熱感度材料を使用すること[2]。広く用いられる熱感度材料として、比較的低抵抗率（0.1-5.0Ω·cm）のVOₓは室温で約2%/℃のTCRを持つ[3]。マイクロボロメータ感度はTCRに比例するため、小画素マイクロボロメータの感度向上にはより高TCRの熱感度材料使用が有利。VOₓ膜のTCR向上のため、Jinらはバイアスターゲットイオンビーム堆積でMoドープVOₓ薄膜を調製[3]。これらの膜は-4.5%/℃の高TCRを示すが、大きな抵抗率（>1000Ω·cm）はマイクロボロメータ応用に不向き。

典型的なVOₓベースボロメータアレイ製造では、VOₓ熱感度薄膜をパッシベーション層（SiNₓやSiOₓ）で覆う必要があり、これにより後続プロセス（レジスト除去、犠牲層解放等）による酸化から熱感度薄膜を保護する[4]。パッシベーション層の保護効果は膜密度に依存。より密なパッシベーション層はより良い保護効果。一般に高調製温度はより密なパッシベーション層に寄与[5, 6]、したがってVOₓ薄膜へのより良い保護効果。しかし、VOₓ熱感度薄膜は一般に比較的低温（300℃未満）で調製され、非晶質である[3, 7, 8]。一方、非晶質VOₓは高温で結晶化傾向がある[9]。一度結晶化すると、膜の電気パラメータが大幅に変化。したがって、VOₓ熱感度薄膜の比較的低い調製温度は、パッシベーション保護層プロセスを制約する。これはボロメータアレイ製造で厄介な問題を引き起こす：後続プロセスへの非常に厳しい制御。

単斜晶二酸化バナジウム（VO₂）薄膜は、室温（RT）での高TCRにより、高感度マイクロボロメータ向け潜在的熱感度材料と見なされてきた。さらに、単斜晶VO₂薄膜は300℃以上で調製される[10]、これはより高温でのより密なパッシベーション保護層調製に有利。しかし、単斜晶VO₂の2特性が、マイクロボロメータ実用応用を一定程度制限。一方、VO₂は約68℃付近で半導体-金属転移（SMT）が起こる。VO₂のSMTによるヒステリシス特性と歪み変化がデバイス性能を悪化させ、デバイス信頼性を低下[11]。他方、比較的高いRT抵抗率（>10Ω·cm）がデバイス動作パラメータ選択を制限[12, 13]。したがって、高TCR、非SMT、低抵抗率、結晶構造を持つ二酸化バナジウム膜調製は、高性能熱感度材料開発の課題となる。最近、SoltaniらはVO₂薄膜にTiとWを両方導入しSMT抑制[14]、非SMT特徴と高TCRを持つTi-W共ドープVO₂薄膜を調製。しかし、Ti-W共ドープVO₂薄膜は非ドープVO₂と類似の抵抗率を持つ。

本稿では、TiとRuイオンをVO₂薄膜に導入するSMT抑制戦略により、高性能単斜晶V₁₋ₓ₋ᵧTiₓRuᵧO₂熱感度薄膜を実証。薄膜は反応性スパッタリングプロセスに続き400℃アニーリングで調製。非晶質VOₓ薄膜より高いプロセス温度は、ボロメータデバイスの後続MEMSプロセスにより多くのパラメータ選択肢を提供。V₁₋ₓ₋ᵧTiₓRuᵧO₂薄膜は非ドープVO₂と類似の単斜晶構造を持つが、高濃度ドーパントのピン留め効果によりSMT特徴は完全に抑制。最適ドーパント濃度薄膜は市販VOₓ薄膜より高TCR（3.47%/℃）を持ち、非ドープ単斜晶VO₂薄膜よりはるかに低RT抵抗率を持つ。

材料と方法

すべての薄膜は、石英基板（23mm×23mm×1mm）上で直流（DC）反応性マグネトロンスパッタリングにより調製。直径80mm、厚さ4mmの高純度バナジウムターゲット（99.99%）を用い、ターゲット-基板距離約11.5cmで薄膜堆積。ベース圧力が2.0×10⁻³Pa以下になった後、O₂/Ar比1:50で0.32Aでスパッタリング実行。堆積中、基板温度を100℃に維持。堆積後薄膜を純粋酸素（4.4sccm）中で400℃、60分間in situアニーリング。膜厚は校正堆積レートに従い約380nmに制御。TiとRuを、純粋Ti片（99.9%純度、10mm×10mm×2mm）とV/Ru合金片（10.0at% Ru、90.0at% V、10mm×10mm×2mm）をVターゲットスパッタ面上に対称配置して導入。V₁₋ₓ₋ᵧTiₓRuᵧO₂薄膜（Ti片3枚とV/Ru合金片1、2、3枚）、Tiドープ薄膜（Ti片3枚）、非ドープVO₂薄膜をそれぞれVTRO-1、VTRO-2、VTRO-3、VTO、VOとマーク。

ドーパント（TiとRu）の化学状態を、Al Kα放射（1486.6eV）を用いたXPS（ESCALAB 250、Thermo）で分析。結合エネルギー（BE）を冒頭炭素由来のC 1sピーク（284.6eV）で校正。V₁₋ₓ₋ᵧTiₓRuᵧO₂薄膜のドーパント濃度をエネルギー分散型X線分光法（EDS）で確認。薄膜結晶構造を、Bruker D8 X線回折計（Cu Kα照射）でのXRDと、Titan G2 60-300でのTEMで調査。ラマンスペクトルを、励起波長514nm、照射出力約0.5mWの共焦点α-ラマン分光計（Renishaw inVia）で特性評価。サンプル表面形態を走査電子顕微鏡（SEM、SU8020、日立）で観察。薄膜厚とシート抵抗に基づき、4点プローブ（SX1934）と加熱プレートで記録し、2℃温度間隔で薄膜温度依存抵抗率を取得。

結果と考察

膜中ドーパントの化学状態をXPS分析で決定。図1aにVO、VTO、VTRO-3のXPSサーベイスペクトルを示し、V 2p、O 1s、Ti 2p、C 1sの強いピークが明確に見える。V₁₋ₓ₋ᵧTiₓRuᵧO₂薄膜のRu 3dピークは、C 1sピーク近くの約281.4eVのショルダー信号として観察可能[15]。VTRO-3のTi 2pピークとRu 3dピーク（図1b、c）により、Ti⁴⁺とRu⁴⁺イオンがVO₂格子に成功裏に取り込まれることが実証。Ti 2p_1/2ピーク464.0eV、Ti 2p_3/2ピーク458.3eV、Ti 2p二重項の分裂エネルギー5.7eVは、VTOとVTRO-3中のTi⁴⁺イオン酸化状態を示す[16]。図1cはVTRO-3のRu 3d XPSスペクトルを示す。281.4eVの結合エネルギーはVTRO-3中のRu⁴⁺イオン存在を示唆[16]。TiとRu元素の存在はEDS分析でさらに検証可能（図1f）。すべてサンプルのV₁₋ₓ₋ᵧTiₓRuᵧO₂中のTiとRu元素ドーピング濃度（x、y）をEDS分析で得て表1に列挙。高濃度TiがV₁₋ₓ₋ᵧTiₓRuᵧO₂薄膜に導入。薄膜中RuドーピングレベルはV/Ru合金片数を変えることで適切に制御。

a VO、VTO、VTRO-3のXPSサーベイスペクトル、b Ti 2p、c Ru 3dのデコンボリューションXPSスペクトル（VTRO-3）、d VOとVTRO-3のV 2p_3/2 XPSスペクトル、e VTRO-3のEDSスペクトル

さらに、膜中バナジウムイオン酸化状態を、Shirley関数[17,18,19]を用いたデコンボリューションV 2p_3/2ピークから分析。図1d、eにVOとVTRO-3の高分解能V 2p_3/2 XPSスペクトルを示す。V 2pスペクトルは両方とも517.4eV（V⁵⁺示唆）と516.1eV（V⁴⁺示唆）の2ピークで構成[20]。V⁵⁺イオン出現は、大気中保管時のサンプル表面自然酸化に起因[21, 22]。具体的に、図1d、eのV 2pピーク積分強度から推定されるVOとVTRO-3のV⁵⁺種相対含有量はそれぞれ34.5%と28.0%。V⁴⁺種相対含有量はそれぞれ65.5%と72.0%。これはV₁₋ₓ₋ᵧTiₓRuᵧO₂薄膜が非ドープVO₂より高い安定性を示すことを意味する。

結晶構造確認のため、全サンプルXRDパターンを収集（図2a）。すべての膜がVO₂単斜晶構造（PDF No. 43-1051）[23]を示す。すべての膜で（011）ピークが他ピークより高強度で、（011）面沿い優先成長を示唆。他バナジウム酸化物（V₂O₃、V₂O₅）[22]やチタン/ルテニウム酸化物相の回折ピークは検出されず[24]。また、XPSでV⁵⁺イオン検出されるが、XRDパターンにV₂O₅相特性ピークがない点に注目。XPSは表面感受性技術、XRDは試料全体格子構造を明らかにするため、V⁵⁺イオン存在は保管時表面酸化由来で、サンプル表面のみに存在すると考えられる[24,25,26,27]。

a 全サンプルXRDパターンとb（011）ピーク拡大図

図2bはローレンツ関数フィッティング後の全サンプル（011）ピーク拡大図。VOと比較して、VTOの（011）回折ピークは27.78°から27.76°へ移動。これはTiドープが単斜晶VO₂中のTi置換存在により（011）面面間隔わずかな増加をもたらすことを示唆[28, 29]。V₁₋ₓ₋ᵧTiₓRuᵧO₂では、（011）面ピーク位置がより大きな角度側へシフト（VOの27.78°からVTRO-2の27.86°）、これは（011）面沿い面間隔変動を示唆。これはより大きなイオン半径を持つRu⁴⁺による単斜晶格中V⁴⁺イオン置換に起因。Scherrer式で（011）面回折データから平均結晶子サイズ推定[30]。VTOはVOより大きな結晶子サイズ（表1）。これはTiドープがVO₂結晶子成長促進を示唆。しかしRu添加で膜結晶子サイズ減少。Ru濃度増加に伴い、V₁₋ₓ₋ᵧTiₓRuᵧO₂薄膜（VTRO-1、VTRO-2、VTRO-3）は徐々に減少する結晶子サイズ示す。先行研究で、VO₂格子中Ru⁴⁺イオンがRuドープVO₂薄膜でVO₂結晶子成長抑制すること実証[24]。同様に、Ru⁴⁺イオンがV₁₋ₓ₋ᵧTiₓRuᵧO₂薄膜で隣接結晶子凝集抑制し、膜結晶子サイズ減少。

VOとVTRO-3単斜晶格直接観察をTEM分析[31,32,33]で実施。図3a、bにVOとVRTO-3選択領域回折（SAD）パターン示す。明確なデバイ-シェラー回折リング系列示し、単斜晶VO₂としてインデックス可能。これは非ドープVO₂とV₁₋ₓ₋ᵧTiₓRuᵧO₂薄膜単斜晶多結晶特徴示し、XRD分析と合致。図3c、d高分解能TEM（HRTEM）画像は単斜晶VO₂から明確な格子縞示し、V₁₋ₓ₋ᵧTiₓRuᵧO₂薄膜が非ドープ（VO）と同じ単斜晶構造持つことさらに実証[34]。しかし図3d挿入図はVTRO-3結晶子内局所格子縞歪み示す。これはTiとRuドーパント導入が単斜晶VO₂格子に明らかな攪乱引き起こすこと示唆。

aとb SADパターン、cとd VOとVTRO-3 HRTEM画像

図4は膜室温ラマンスペクトル。VOすべてラマンピークは単斜晶VO₂からのA_gとB_gフォノンモードに帰属[35]。V₂O₅からのラマンモード観察されず[24]。3顕著ラマンモード（ω₁約193cm⁻¹、ω₂約223cm⁻¹、ω₃約613cm⁻¹）でドーピング結晶構造影響さらに探査。TiドープVO₂薄膜（VTO）はVO₂（VO）と類似高周波フォノンモード（ω₃）持つ、単斜晶VO₂典型的。異なる点として、2低周波モード（ω₁、ω₂）がVTOで非ドープVO₂比較明確赤方偏移示す。低周波モードω₁、ω₂はV-V振動に帰属可能[36]。ω₁、ω₂赤方偏移はTi⁴⁺イオンが単斜晶VO₂ジグザグV-V鎖導入されたこと示し[37]、Ti⁴⁺イオン周囲局所構造摂動によりV-V振動ラマン周波数減少示唆。

非ドープVO₂、TiドープVO₂、V₁₋ₓ₋ᵧTiₓRuᵧO₂薄膜室温ラマンスペクトル

高周波フォノンモードω₃はV₁₋ₓ₋ᵧTiₓRuᵧO₂薄膜でも観察され、単斜晶VO₂存在示唆。これはXRDとTEM分析と一致。しかしω₃ラマン強度がVOとVTO比較顕著減少。他ラマンピーク顕著弱化、Ru濃度増加で消失。これはTiとRuイオン存在による単斜晶VO₂格子局所攪乱存在示唆。先行研究で、VO₂格子中Ru⁴⁺イオンが単斜晶フレームワーク内局所四方晶対称性誘導寄与実証[24, 38]、Ru-O配位が四方晶VO₂とほぼ同一対称性示すため。四方晶対称性は単斜晶相より低ラマン活性[39]。したがって、V₁₋ₓ₋ᵧTiₓRuᵧO₂薄膜は非常に低ラマン強度示す。

図5にVO、VTO、VTRO-3 SEM表面形態示す。非ドープVO₂膜主に50-100nmサイズ粒子構成（図5a）。Tiドープ明確にVO₂膜表面形態影響。VTOはVOより大き粒子サイズ（図5b）。これはさらにTiドープがVO₂結晶子成長促進示唆、XRDデータと合致。異なる点として、VTRO-3はVOとVTOより緻密滑らか表面形態（図5c）、マイクロボロメータ高品質画素製造に好ましい。VTRO-3緻密表面形態は、XRD分析で明らかなVO₂格子中Ru⁴⁺イオン結晶成長阻害効果由来。Ru⁴⁺イオンが粒界（GB）移動性抑制しVO₂粒子凝集抑制[24]。VTRO-3はVOとVTOより小結晶子サイズ（表1）。結果、VTRO-3小粒子がVOとVTOより緻密膜構成（図5）。

a VO、b VTO、c VTRO-3表面形態SEM画像

図6aに非ドープVO₂膜とV₁₋ₓ₋ᵧTiₓRuᵧO₂薄膜抵抗率（ρ）温度依存性比較示す。VOは多結晶VO₂薄膜典型的SMT特徴示し、SMT振幅（26℃抵抗率/90℃抵抗率比）約3桁、ヒステリシス幅13.4℃、SMT温度72.1℃（図6b dlnρ/dT vs Tプロットから取得）[40,41,42]。興味深いことに、Tiドープ薄膜（VTO）はRTから106℃まで温度で抵抗率急激変化示さず（図6c）、RTでVOと同じ単斜晶構造持つにもかかわらず。これは高濃度TiドープでVO₂ SMT抑制されること示唆。非SMT特徴はVO₂ SMTによるヒステリシスと歪み変化回避可能、マイクロボロメータ応用に価値。さらにRuドープで非SMT特徴維持（図6c）。さらに、薄膜RT抵抗率はRu濃度増加で明確減少（表1）。VTRO-3 RT抵抗率（1.55Ω·cm）はVO（13.5Ω·cm）わずか1/8。一般に多結晶膜抵抗率は粒子抵抗率とGB抵抗率含む。膜粒子サイズ減少はGB密度増加、GB散乱で抵抗率増加[43]。VTRO-3はVOより小粒子サイズ（図5）。VTRO-3 GB抵抗率はGB密度増加でVOより大きいはず。しかしGB抵抗率粒子サイズ予測変化傾向がドープによる膜抵抗率変化と矛盾。したがって、GB抵抗率ではなく粒子抵抗率がVO₂多結晶薄膜抵抗率で主要役割果たす可能性。VTRO-3顕著抵抗率低下は、Ru⁴⁺イオン導入による粒子抵抗率著減結果可能。置換Ru⁴⁺イオンが単斜晶VO₂格子内局所四方晶対称性誘導寄与、先行研究実証[24]。これにより価電子帯最大値上方シフトとV 3d電子状態密度増加、粒子抵抗率著減結果。したがってVTRO-3はVOよりはるか低抵抗率示す。熱感度材料低抵抗率一般にマイクロボロメータデバイス小ノイズと大電気増倍意味し、より高感度[2]。より重要なのは、VTRO-3は低抵抗率ながら大TCR（3.47%/℃）持つ、非ドープVO₂薄膜（VO）類似。単斜晶構造半導体VO₂一般に大TCR示す[44]ため合理的。XRD、ラマン、TEM分析で明らかなように、V₁₋ₓ₋ᵧTiₓRuᵧO₂薄膜は非ドープVO₂と同じ単斜晶構造持つ。したがって単斜晶VO₂として高TCR保持。VTRO-3 TCR値は市販マイクロボロメータ用VOₓ薄膜（約2%/℃）の1.7倍。熱感度材料TCRに比例してマイクロボロメータ感度向上に価値[1]。したがって、好ましいドーパント濃度V₁₋ₓ₋ᵧTiₓRuᵧO₂薄膜（VTRO-3）は高性能マイクロボロメータ向け熱感度材料魅力的特性（非SMT特徴、低抵抗率、高TCR）持つ。さらに、V₁₋ₓ₋ᵧTiₓRuᵧO₂薄膜は他バナジウム酸化物ベース熱感度薄膜より優れたトレードオフ性能示す（表2）。これはV₁₋ₓ₋ᵧTiₓRuᵧO₂がマイクロボロメータ向け有望熱感度材料となり得ること示唆。

a 全サンプルρ温度依存性比較、b VO、c VTOとVTRO-3 dlnρ/dT vs Tプロット

TiドープVO₂とV₁₋ₓ₋ᵧTiₓRuᵧO₂薄膜非SMT特徴もたらすメカニズム調査のため、VTOとVTRO-3ラマンスペクトル異温度取得。対照として、非ドープVO₂薄膜（VO）ラマンスペクトル温度依存性も図7示す。高周波モードω₃一般に単斜晶VO₂指紋と見なされる[36]ため、このピーク温度変化分析。図7a示すように、VOでSMT前まで明確ω₃ラマンピーク観察可能、積分ラマン強度RTから60℃減少。SMT後、単斜晶から四方晶格子完全構造転移によりω₃ラマンピーク検出不可[39]。異なり、VTOでω₃ピーク106℃まで観察可能（図7b）。これはVTOでRTから106℃まで単斜晶VO₂存在示唆。Tiドープが低ドープレベルでVO₂ SMT温度上昇報告[48, 49]。しかしドープレベル約8at%以上でSMT温度80-85℃飽和[37, 50]。先行文献でTiドープVO₂薄膜SMT振幅がTiドープレベルで明確減少実証、金属状態抵抗率顕著増加起因[48]。これはTi-O結合がV-O結合より強いこと起因可能。VO₂ SMTは単斜晶相から四方晶相へ構造転移伴う[51]こと知られる。四方晶相比較で単斜晶VO₂は顕著低対称性、ジグザグV-V鎖（2.65と3.12Å 2 V-V距離）特徴[51, 52]。温度上昇SMT温度跨ぐと、単斜晶相ジグザグV-V鎖が四方晶相独自V-V距離約2.85Å直線V-V鎖へ転移。TiはVより酸化物生成標準生成熱より負[53]。これはTi-O結合がV-O結合より安定示唆。TiドープVO₂で、強いTi-O結合がピン留め効果で周囲ジグザグV-V鎖安定化。これにより一部単斜晶ドメインがSMT温度超えて四方晶格子内維持。結果、TiドープVO₂膜SMT後抵抗率はTiドープレベルで明確増加、単斜晶VO₂が四方晶よりはるか高抵抗率持つため。Ti濃度比較的高値、VTO約17%達すると、大部分単斜晶構造がVO₂ SMT温度超えて温度上昇後維持。結果、VTOで単斜晶構造106℃まで検出可能（図7b）。類似メカニズムV₁₋ₓ₋ᵧTiₓRuᵧO₂薄膜働く、VTO同等濃度Ti⁴⁺イオンがVTRO薄膜ドープされるため。したがって単斜晶構造VTRO-3でも106℃まで観察可能（図7c）。単斜晶構造増強安定性がTiドープVO₂薄膜とV₁₋ₓ₋ᵧTiₓRuᵧO₂薄膜非SMT特徴もたらす。

加熱中a VO、b VTO、c VTRO-3温度依存ラマン散乱特性

V₁₋ₓ₋ᵧTiₓRuᵧO₂薄膜低RT抵抗率は、置換Ru⁴⁺イオンドープによる単斜晶格内局所対称性増強結果[24]。図8にVOとVTRO-3 XPS価電子帯（VB）スペクトル示す。両VBスペクトルは広いO 2pバンドとV 3dバンドからなる2領域構造示す。約0.3eVバンドエッジが非ドープVO₂（VO）半導体状態示唆。VO比較で、VTRO-3でV 3dバンドがフェルミ準位（E_F）方向へシフト観察。さらに、VTRO-3 V 3dバンド積分強度/O 2pバンド積分強度比（6.23%）がVO（4.62%）より大。これはVTRO-3 V 3dバンド状態密度（DOS）がVO比較増加示唆[24, 54]。Goodenoughモデルによれば、単斜晶VO₂ジグザグV-V鎖がV 3d電子d_||バンド分裂させ下位と上位d_||バンド形成、バンドギャップ結果。したがって単斜晶VO₂半導体状態示す[41, 55]。Ru⁴⁺イオンドープ後、増強局所対称性がd_||バンド分裂弱化。これにより価電子帯最大値上方シフトとV 3dバンドDOS増加[24]。したがってRTでより多く電子が価電子帯から伝導帯へ飛躍可能。したがってV₁₋ₓ₋ᵧTiₓRuᵧO₂薄膜は非ドープよりはるか低RT抵抗率持つ。

VOとVTRO-3 XPS VBスペクトル。インセットはE_F周辺VBスペクトル拡大図

結論

V₁₋ₓ₋ᵧTiₓRuᵧO₂薄膜を反応性マグネトロン共スパッタリングプロセスに続き400℃アニーリングで調製。Ru⁴⁺とTi⁴⁺イオンが置換によりVO₂単斜晶格に取り込まれる。V₁₋ₓ₋ᵧTiₓRuᵧO₂薄膜は非ドープVO₂と同じ単斜晶構造持つが、TiとRuイオン共存で膜結晶子サイズ減少。これによりVO₂薄膜より滑らか表面形態実現。単斜晶VO₂ V-V鎖中Ti⁴⁺イオンが、Ti-O結合V-O結合より強い結合強度によるピン留め効果で、ある程度ジグザグV-V鎖安定化。これによりTiドープとTi-Ru共ドープ薄膜非SMT特徴もたらす。単斜晶構造V₁₋ₓ₋ᵧTiₓRuᵧO₂薄膜は単斜晶VO₂として大TCR示す。Ruドープによる増強局所対称性でV₁₋ₓ₋ᵧTiₓRuᵧO₂薄膜RT抵抗率非ドープよりはるか低。V₁₋ₓ₋ᵧTiₓRuᵧO₂は高性能小画素マイクロボロメータ製造向け有望熱感度材料の一つ。

データと材料の入手可能性

すべてのデータと材料は制限なく完全に入手可能。

略語

SMT:

半導体-金属転移

VO₂:

二酸化バナジウム

TCR:

温度抵抗係数

RT:

室温

MEMS:

マイクロ電気機械システム

VOₓ:

酸化バナジウム

DC:

直流

XPS:

X線光電子分光法

BE:

結合エネルギー

EDS:

エネルギー分散型X線分光法

XRD:

X線回折

TEM:

透過電子顕微鏡

SEM:

走査電子顕微鏡

SAD:

選択領域回折

FFT:

高速フーリエ変換