Ce travail a été soutenu par le Royaume-Uni et en génie Conseil de recherches en sciences physiques sous le numéro de subvention EP/G065640/1 et par la US National Science Foundation sous le numéro de subvention DMR-0908767 [ML et LHL] et le numéro de subvention DMR-0907007 [DH].

Dans ce protocole, des films minces de l&#39;alliage ordonné FeRh sont faites avec cc-pulvérisation magnétron sur MgO (001) substrats. Les échantillons sont cultivés dans un champ magnétique d&#39;environ 200 Oe fournie par un réseau d&#39;aimants permanents, qui est utilisé pour définir une anisotropie magnétique dans le plan. Le diamètre de la cible est de 50 mm et la distance entre la cible et les substrats est d&#39;environ 10 cm. Pour grandir FeRh, un Torus magnétron pistolet dc magnétique approprié pour les matériaux magnétiques est utilisé. Les éléments chauffants sont positionnés ampoules de 2 cm au-dessus des substrats et entouré par un cylindre métallique afin de maintenir le volume chauffé petite. La température maximale possible dans ce système est d&#39;environ 1050 K. Ce système est capable de contenir 24 des substrats différents, mais notre croissance typiquement moins de 10 lors de la prise d&#39;échantillons d&#39;épitaxie en raison des contraintes de temps. Les détails présentés ici pour ce protocole de préparation des échantillons sont connus pour bien fonctionner dans notre système de vide. Comme il ya beaucoup de systèmes de vide équivalentes qui diffèrent dans le détails, les conditions requises pour les paramètres quantitatifs tels que la température, le temps, etc. peuvent ainsi prendre différentes valeurs optimales dans d&#39;autres systèmes. Toutefois, la description ci-dessous sera un guide utile pour le lecteur. Dans le protocole détaillé ci-dessous, on suppose que le lecteur est familier avec les bases de bonnes pratiques de vide, comme l&#39;utilisation de gants pour manipuler tous les composants qui entrent dans la chambre à vide [voir, par exemple, la référence 26]. Une. Substrat et préparation cible Cette section décrit la préparation de la chambre de dépôt par pulvérisation cathodique et les substrats de cristaux de MgO simples. <ol><li> Rincer les substrats (001) de MgO dans de l&#39;isopropanol et de les monter dans des supports de substrat. Charger dans la chambre à vide. </li><li> Montez la cible FeRh dans le canon de magnétron et remonter le pistolet. Pour un échantillon avec une composition équiatomique, nous avons trouvé qu&#39;une cible 47 avec FeRh 53 est le plus approprié, ce qui donne le plus clair de transition de phase magnetostructural. Testez qu&#39;il n&#39;y a pas de court-circuit entre le magnétron et le blindage environnant. De même, préparer n&#39;importe quelle cible (s) à utiliser pour la couche de forme. </li><li> Fermez la chambre à vide et la pompe vers le bas. </li><li> Une fois que le vide est supérieure à 1 x 10 -6 Torr, chauffer les substrats à 870 K. moniteur, le taux de niveau de vide et de chauffage afin de s&#39;assurer que la pression ne monte pas au-dessus de ce niveau. Maintenir à cette température pendant la nuit. </li><li> Une heure avant le début de la croissance, commencent à circuler de l&#39;azote liquide à travers le piège Meissner. Le vide devrait améliorer de mieux que 4 x 10 -7 Torr. </li><li> Régler le régulateur de débit massique à 65 sccm d&#39;écoulement de gaz de travail. Le gaz de pulvérisation est Ar avec 4% d&#39;hydrogène pour éviter l&#39;oxydation de l&#39;échantillon au cours de la croissance. Ouvrez la vanne de débit de gaz. La pression dans la chambre devrait passer à la gamme de mTorr bas. </li><li> Avant de la croissance, de pré-pulvérisation de la cible pour FeRh1200 sec à 30 W. </li></ol> 2. Épicouche dépôt Cette section décrit le dépôt de la couche FeRh par cc-pulvérisation magnétron. <ol><li> Ajuster le point du dispositif de commande de débit massique de consigne à donner à une pression de chambre de 4 x 10 -3 Torr. Permettre à la pression de régler à une valeur stable. </li><li> Vérifiez que la température du substrat reste à 870 K et est stable. </li><li> Mettez le magnétron pour obtenir un taux de dépôt global de 0,4 Å / s. Dans des chambres équipées d&#39;un moniteur à cristal de quartz, ce qui peut être fait en utilisant le moniteur qui, s&#39;ils sont convenablement étalonné. Si la chambre ne dispose pas d&#39;un écran à cristaux de quartz, des mesures d&#39;épaisseur post-croissance peuvent être utiles, ainsi qu&#39;un niveau élevé de reproductibilité entre les courses. </li><li> Ouvrir l&#39;obturateur et de le déposer sur le substrat FeRh chauffé pendant un laps de temps approprié pour donner l&#39;épaisseur souhaitée. Par exemple, un dépôt de 500 sec donnera un échantillon de 20 nm d&#39;épaisseur. &lt;/ Li&gt; <li> Fermez le volet. </li><li> Coupez l&#39;alimentation du magnétron. </li><li> Fermez le robinet de gaz. </li><li> Augmenter la température de l&#39;échantillon à 970 K. Maintenir les échantillons à cette température pendant une heure. La pression doit rester inférieure à 1 x 10 -6 Torr long. Les effets de la variation de cette température de recuit peuvent être trouvés dans de Vries et al. Vingt </li><li> Coupez l&#39;alimentation électrique de chauffage et refroidir les échantillons à la température ambiante. Dans ce système, cela prend au moins trois heures. </li><li> Déposer une couche de recouvrement nécessaire, en utilisant des mesures similaires aux étapes 2.1 à 2.7. Le dépôt de la couche de recouvrement à une température inférieure à 370 K ~ est essentielle pour empêcher une interdiffusion dans la couche FeRh 27. </li><li> Purger la chambre avec de l&#39;azote sec, ouvrez-le et retirez les échantillons. Ils devraient apparaître lumineux et brillant. </li></ol> 3. Caractérisation de routine post-croissance Cette section donne un aperçu de la base characterizatisur les mesures effectuées sur la majorité de nos échantillons Ferh. Comme il ya beaucoup de méthodes équivalentes possibles pour faire ces mesures, la nature des descriptions ici sont moins détaillées et prescriptives, et plutôt se concentrer sur les caractéristiques essentielles de ces mesures. <ol><li> Effectuer un faible angle Χ-ray balayage de réflectivité pour déterminer l&#39;épaisseur de l&#39;échantillon. Monter l&#39;échantillon dans le diffractomètre et l&#39;aligner dans ω l&#39;angle de détecteur 2 θ ≈ 1 °. Si disponible, χ devrait également être aligné. Exécutez une norme θ-2θ scan avec θ allant de 0 ° jusqu&#39;à ce que le bruit de fond de l&#39;instrument est atteint, généralement une fois θ ≥ 6 ° pour un bon échantillon de la qualité. Effacer Kiessig (déranger couche mince) franges doivent être visibles, d&#39;où l&#39;épaisseur de la couche épitaxiale peut être déterminée. </li><li> Effectuer un angle élevé Χ-ray balayage de diffraction pour déterminer le degré d&#39;ordre chimique. Cela peut être la voitureRied avec l&#39;échantillon encore monté dans le diffractomètre de l&#39;étape 3.1. Le substrat de MgO pic devrait être conclu (à 2 θ = 42,9 ° si Cu K α rayonnement est utilisé) et l&#39;échantillon aligné de nouveau dans ω. Encore une fois, exécuter un θ -2 θ, couvrant au moins la gamme de 12,5 ° &lt;θ &lt;62,5 ° (en supposant encore Cu K α rayonnement) de sorte que le FeRh (001) et (002) des pics, ainsi que le pic de substrat, sont capturés. </li><li> Effectuer une mesure de la dépendance en température de la résistivité de l&#39;échantillon pour déterminer la température de transition. Des contacts électriques à l&#39;échantillon de telle sorte qu&#39;une mesure 4 points standard peut être fait pour éviter le contact des problèmes de résistance. Si une méthode de courant continu est utilisé, effectuer des mesures pour avant et arrière orientations actuelles et les résistances moyennes pour null hors tout fem thermique générée à des températures élevées. Ensuite, placez l&#39;échantillon sur une suite de températurestade laminé à chaud (dans ce set-up de la scène est dans une petite chambre haute vide turbo-pompée pour être sûr d&#39;éviter toute oxydation), et mesurer la résistance en fonction de la température sur le chauffage et le refroidissement des balayages de sorte que toute hystérésis magnetostructural la transition de phase du premier ordre peut être déterminé. </li></ol>

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B. 80, 174413 (2009).</li><li>Saerbeck, T., et al. <a target="_blank" href="http://www.ncbi.nlm.nih.gov/entrez/query.fcgi?db=PubMed&cmd=Search&doptcmdl=Citation&defaultField=Title+Word&term=Artificially+modulated+chemical+order+in+thin+films:+A+different+approach+to+create+ferro/antiferromagnetic+interfaces.">Artificially modulated chemical order in thin films: A different approach to create ferro/antiferromagnetic interfaces.</a> Phys. Rev. B. 82, 134409 (2010).</li></ol>

Les auteurs déclarent qu&#39;ils n&#39;ont aucun intérêt financier concurrents.

Ici, nous avons montré que cette méthode peut être utilisée pour préparer des échantillons de la couche épitaxiale FeRh de bonne qualité cristallographique et un degré élevé de commande B2 chimique. La méthode est adaptée à la préparation d&#39;une grande variété de couches épitaxiales métalliques, y compris les alliages ordonnés. Alors que nous avons utilisé l&#39;alliage de FeRh B2-ordonné, par exemple, ici, comme il présente une transition de phase dramatique lorsque la stoechiométrie est exacte et la commande de produit chimique est présent, ce procédé peut également être utilisé pour d&#39;autres matériaux. Par exemple, à la fois FePd et FePt ont des phases L1 0, ce qui conduit à une très forte anisotropie magnétocristalline uniaxiale. Nous avons développé avec succès ce produit dans le passé, montrant la résistance de la paroi de domaine dans FePt 8, et de grands effets anormaux Hall à la fois FePd et FePt 10. Pour un réglage approprié de la température et de taux de croissance et un choix convenable de substrat, ce procédé devrait être utile pour la préparation d&#39;une grande variété de différents couches épitaxiées de métaux magnétiques et non magnétiques affichant ordre chimique. Toutefois, une limitation de cette approche est la nécessité d&#39;un substrat monocristallin de réaliser l&#39;épitaxie. Cela signifie difficultés seront rencontrées dans la réalisation d&#39;expériences telle que vue en plan microscopie électronique ou la transmission ou l&#39;intégration de rayons X dans une technologie intégrée sur un autre substrat tel que la plaquette de Si à court ubiquitaire. Un moyen possible de contourner ce problème est de faire croître une couche mince de MgO sur lequel le FeRh peut alors être déposé. Cela peut donner une texture hors du plan qui nucléation croissance épitaxiale locale sur le dessus de chaque grain de MgO 37. Fait étonnant, il est possible de faire croître une couche mince de MgO qui a à la fois (001), la texture et l&#39;alignement dans le plan cristallographique sur une surface amorphe en utilisant un procédé avec un faisceau d&#39;ions aider pistolet qui est orienté à 45 ° par rapport à la normale au substrat 38. Cela pourrait permettre la croissance de B2-commandé FeRh sur par exemple électrons ou rayons X transparent Si 3 N 4, les membranes qui sont capables de survivre à des températures de croissance élevées requises dans notre protocole, ou sur la couche d&#39;oxyde natif d&#39;une tranche de silicium. D&#39;autres améliorations de la méthode comprennent l&#39;utilisation de sous-couches de B2-commandé, comme NiAl 39, à promouvoir B2-commande dans la couche épitaxiale FeRh quand il est ultra fin, ou son utilisation pour construire des hétérostructures impliquant plusieurs couches chimiquement ordonnés 37. Depuis FeRh peut être dopé sur le site Rh pour ajuster la température de transition T T vers le haut (par exemple en utilisant Ir 40, 41 ou Pt 40, 42) ou vers le bas (par exemple à l&#39;aide 40 de Au, Pd 27 ou 40, 43), la création d&#39; dopage profils en couches Ferh peut conduire à des profils magnétiques conçus en tant que l&#39;échantillon est chauffé et refroidi. Cela ouvre une voie à la génération stratification purement magnétique d&#39;une couche épitaxiale de manière contrôlable 44.

Le paradigme central de l&#39;industrie de la microélectronique est la méthode de transformation plane: le dépôt séquentiel et la structuration de couches minces sur la surface d&#39;une plaquette de matériau de substrat. Très souvent, le substrat est un monocristal, et les films doivent être épitaxiale, c&#39;est-à-dire dans le registre de cristal avec le substrat sous-jacent. Avec des matériaux semi-conducteurs, ceci est généralement réalisée soit en utilisant l&#39;épitaxie par jets moléculaires (MBE) dans un cadre 1 ou organométallique épitaxie en phase vapeur (MOVPE) dans la fabrication de 2 laboratoire. Alors que la croissance épitaxiale de métaux par MBE est possible, ils sont facilement déposés par pulvérisation cathodique, et c&#39;est la méthode la plus commune pour le dépôt de couches minces magnétiques dans la recherche et les milieux industriels. Bien que cette méthode est couramment associée à la croissance de couches polycristallines, la croissance épitaxiale sur un substrat monocristallin est possible sous certaines conditions, <sjusqu&#39;à&gt; 3. Ceux-ci comprennent généralement une élévation de la température du substrat (au moins pour les couches initiales), une lente vitesse de dépôt, et une faible pression de base de la chambre à vide. Cette approche a été utilisée pour préparer le matériel magnétorésistance géante de multicouches 4, 5, par exemple. Dans notre laboratoire, nous avons utilisé la pulvérisation épitaxiale pour préparer une variété de matériaux magnétiques sur des substrats monocristallins. Il a été possible de faire croître des couches épitaxiées d&#39;alliage CoFe sur GaAs (001), par exemple, en sélectionnant la composition du réseau adapté Co 70 Fe 30 6. Ce matériau est une solution solide, où les atomes de Co et Fe peupler de manière aléatoire les sites du réseau bcc. Nous avons également pris l&#39;ordre chimique des alliages magnétiques, où les différentes espèces atomiques sont tenus de prendre certains sites du réseau. Le protocole de croissance que nous allons décrire ici a été initialement développé pour la croissance de L1 0 ordonnés FePd et FePt alliages, qui sont de l&#39;intérêt deepuis ils possèdent une anisotropie magnétocristalline très élevé 7. Nous avons étudié la relation entre balistique et de diffusion spin polarisé transports 8, 9 et l&#39;effet Hall anormal dans 10 de ces matériaux, qui sont d&#39;une qualité comparable à des couches cultivées par MBE 11. Ici, nous allons illustrer notre méthode de croissance épitaxiale en utilisant l&#39;exemple de couches épitaxiées Ferh B2-commandé. Fe et Rh formeront alliages à toute composition, mais un composé de B2-commandé est l&#39;état d&#39;équilibre pour stoechiométries dans le proche-équiatomique 49-53% atomique Fe 12. Ce soi-disant α &quot;- phase est un antiferromagnétique (AF) qui présente une transition de phase de premier ordre sur le chauffage, devenir un α &#39;phase ferromagnétique (FM) autour de T T = 350 → 400K 13, 14, 15. Cette transition métamagnétique entre les deux états magnétiques différents, mais tous deux entièrement commandés (type II AF 16 et FM)s&#39;accompagne d&#39;une expansion de volume de 1% de isotrope dans le réseau de B2 17, 18, ​​une grande entropie de presse 19, une forte baisse de la résistivité 14, et une forte augmentation de la concentration de porteurs 20. Neutron diffraction 21, 16 et, plus récemment, des mesures XMCD 22 indiquent que la partie de 3,3 μ B moment magnétique centrée sur le Fe dans la phase AF est transféré au Rh dans la phase de FM, avec μ Fe ~ 2,2 μ B et μ Rh ~ 0,6 μ B. La température de Curie de la FM α &#39;phase est de 14 ~ 670 K, comparable à la température de Curie des alliages avec x&gt; 0,53 23. La température de transition métamagnétique T T est très sensible à la composition × × Rh dans Fe 1 - × 23, 24, et est supprimée par ~ 8 K / T de fi magnétique appliquéchamp 25, 15. Ce riche éventail de comportement physique dépend essentiellement de la réalisation de la structure B2 ordonné bonne et ainsi permet une grande variété de techniques de mesure d&#39;être déployé pour détecter ordre chimique approprié dans un échantillon, ce qui en fait un exemple pratique pour montrer une méthode de plus en plus haut qualité ordonné de couches épitaxiées d&#39;alliage.

<table border="1">
	<tbody>
		<tr>
			<td>Name of Reagent/Material</td>
			<td>Company</td>
			<td>Catalog Number</td>
			<td>Comments</td>
		</tr>
		<tr>
			<td>Sputter Deposition System</td>
			<td>Kurt J. Lesker Company</td>
			<td>Bespoke</td>
			<td></td>
		</tr>
		<tr>
			<td>MgO Single Crystal Substrate</td>
			<td>Pi-Kem</td>
			<td>Single-sided epi-polished</td>
			<td>(001) orientation</td>
		</tr>
		<tr>
			<td>FeRh sputtering target</td>
			<td>Pi-Kem</td>
			<td>Bespoke</td>
			<td>50 mm diameter</td>
		</tr>
		<tr>
			<td>Transmission Electron Microscope</td>
			<td>FEI</td>
			<td>Tecnai TF20</td>
			<td></td>
		</tr>
		<tr>
			<td>X-ray Diffractometer</td>
			<td>Br&#252;ker</td>
			<td>D8 Discover</td>
			<td></td>
		</tr>
		<tr>
			<td>SQUID Magnetometer</td>
			<td>Quantum Design</td>
			<td>MPMS-XL 5</td>
			<td></td>
		</tr>
	</tbody>
</table>

sputter growth and characterization of metamagnetic b2-ordered ferh epilayers

Alliages ordonnés chimiquement sont utiles dans une variété de nanotechnologies magnétiques. Ils sont le plus commodément préparés à l&#39;échelle industrielle en utilisant des techniques de pulvérisation cathodique. Ici, nous décrivons un procédé de préparation de films minces épitaxiales de B2-FeRh commandé par dépôt par pulvérisation sur des substrats uniques en cristal de MgO. Dépôt à un rythme lent sur un substrat chauffé laisse du temps pour les adatomes à la fois s&#39;installer dans un réseau avec une relation épitaxiale bien définie avec le substrat et aussi de trouver leur place dans les sous-réseaux Fe et Rh de la structure B2. La structure est idéalement caractérise par réflectométrie de rayons X et la diffraction et peut être visualisé directement en utilisant un microscope électronique à transmission sections. B2-commandé FeRh présente une transition de phase métamagnétique inhabituel: l&#39;état du sol est antiferromagnétique mais l&#39;alliage se transforme en un matériau ferromagnétique sur le chauffage avec une température typique de transition d&#39;environ 380 K. Ceci est accompagné par un 1%l&#39;expansion du volume de la cellule unitaire: isotrope en vrac, mais latéralement serrée dans une couche épitaxiale. La présence de l&#39;état fondamental antiferromagnétique et la transition de phase du premier ordre associée est très sensible à la stoechiométrie équiatomique correcte et commande B2 bonne, et est donc un moyen commode pour démontrer la qualité des couches qui peuvent être déposés avec cette approche. Nous donnons également quelques exemples des différentes techniques par lesquelles le changement de phase peut être détectée.

Nous avons préparé de nombreux échantillons Ferh selon ce protocole. Dans cette section, nous montrons des résultats typiques obtenus en utilisant des procédures de caractérisation les plus courantes pour une sélection d&#39;échantillons représentatifs. De tels résultats sont attendus pour les échantillons dans la gamme de 20 à 50 nm d&#39;épaisseur. D&#39;autres méthodes que nous avons utilisées pour caractériser notre matériel plus en profondeur comprennent des rayons X dichroïsme circulaire magnétique 28, incidence rasante diffusion des rayons X 29, et de neutrons polarisés réflectométrie 30. Nous avons également étudié les effets du dopage de l&#39;alliage avec Au 27. D&#39;autres données sur les propriétés que l&#39;on peut attendre de ce matériau peuvent être trouvés dans ces rapports, et les références qui y sont contenues. La structure de l&#39;une de nos couches épitaxiées est représenté en détail sur les micrographies électroniques à transmission de la figure 1. La section échantillon a été préparé par le capitonnage classique et le polissage d&#39;ions technologie-nique d&#39;une méthode de préparation des échantillons standard (voir, par exemple, Williams et Carter 31) - et observées en utilisant un faisceau d&#39;électrons à 200 kV. La structure globale de couche est visible sur la figure 1 (a). Dans ce cas, un film FeRh de 30 nm a été obtenue par croissance épitaxiale sur un substrat de MgO, suivie d&#39;une couche de Cr ~ 4 nm et un ~ 1 nm d&#39;épaisseur couche d&#39;Al. (La couche de Cr a été inclus ici pour une expérience particulière et n&#39;est pas nécessaire en général). La rugosité des interfaces FeRh / MgO et FeRh / Cr est de 0,6 nm et 2,8 nm, respectivement, mesurés à partir de l&#39;image. Sur la figure 1 (b) une grande résolution micrographie de l&#39;interface MgO / FeRh est signalée. La relation d&#39;épitaxie confirmé de la zone sélectionnée diffraction est FeRh [100] (001) | | MgO [110] (001). L&#39;adaptation du réseau à travers l&#39;interface montre la qualité de la croissance épitaxiale. Nous ne montrons pas les données ici, mais avons utilisé la spectroscopie à dispersion d&#39;énergie des rayons X dans le TEM pour vérifier la composition sur une sélection d&#39;échantillons:il a toujours été équiatomique à l&#39;intérieur de l&#39;incertitude de la mesure. Χ données de réflectométrie des rayons sont présentés dans la figure 2 pour une épaisseur nominale de 25 nm coiffé FeRh couche épitaxiale avec une couche mince polycristalline d&#39;Al. La mesure a été effectuée dans un diffractomètre deux-cercle standard dans la géométrie Bragg-Brentano, en utilisant Cu K α rayonnement (λ = 0,1541 nm), avec un filtre de Ni pour atténuer le rayonnement K α. Les franges Kiessig prononcées, qui découlent de l&#39;interférence des faisceaux de rayons X qui reflètent de différentes interfaces dans l&#39;empilement de couches, indiquent que ces interfaces sont lisses et bien corrélées. La ligne rouge représente un solide ajustement aux données qui a été effectuée en utilisant le logiciel GenX 32. Les meilleurs paramètres d&#39;ajustement pour la structure multicouche sont présentés dans le tableau 1. Le fait qu&#39;une partie de la couche Al aura oxydé et d&#39;auto-passivation, une fois l&#39;échantillon est exposé to l&#39;air est pris en compte dans le modèle. Les données de diffraction des rayons Χ pour un même échantillon sont représentés sur la figure 3, recueillies sur le même instrument. (002) la réflexion du substrat de MgO est fort et assez forte pour résoudre simplement le Cu K α 1et K α 2 lignes. Les couches Ferh montre à la fois (001) et (002) réflexions. Il existe un certain élargissement dû à l&#39;épaisseur finie de la couche épitaxiale et de déformation des gradients. (002) FeRh B2 pic est centré à 2 θ = 61,3 ° ± 0,02, ce qui donne une moyenne hors plan constante de réseau de 3,02 ± 0,05 Å. Il est possible de déterminer le paramètre d&#39;ordre S chimique de la structure B2 FeRh à partir des intensités intégrées relatives de ces deux pics. Cette quantité est définie comme S = r Fe + r Rh -1, où est la fraction de Fe (Rh) sites occupés par Fe (Rh) atomes 33. Une brève inspection de la formule montre tchapeau quand r = r Fe Rh = 1 et la structure est parfaite, S = 1, tandis que, lorsque r = r Rh Fe = 0,5, de sorte que tous les sites du réseau sont occupées de façon aléatoire, S = 0. La raison en est que lorsque S = 0 la structure de site est une moyenne bcc, pour laquelle le facteur de structure interdit l&#39;(001) de réflexion, tandis que lorsque S = 1 la structure est cubique primitif, pour lequel le (001) de réflexion est autorisée. Cela signifie que dans la pratique, <img alt="Equation 1" fo:content-width="2.5in" src="/files/ftp_upload/50603/50603eq1.jpg" width="230px" /> , Où <img alt="Equation 2" fo:content-width=".2in" src="/files/ftp_upload/50603/50603eq2.jpg" width="20px" /> et <img alt="Equation 3" fo:content-width=".2in" src="/files/ftp_upload/50603/50603eq3.jpg" width="20px" /> sont les intensités expérimentales et théoriques de l&#39;(00 I) réflexion de Bragg, respectivement 33. Pour le calculment des intensités théoriques les facteurs de Debye-Waller de mesures EXAFS sur FeRh ont été utilisés 34. Dans ce cas, S = 0,855 ± 0,001, typique d&#39;un film mince pulvérisé de ce matériau. La transition de phase métamagnétique peut être détectée de plusieurs manières. Sa présence indique la stoechiométrie équiatomique correcte et B2-commande du réseau. L&#39;expansion de réseau qui accompagne la transition métamagnétique peut être détectée par le changement dans la position des pics de Bragg le 27, mais cela nécessite un diffractomètre à une étape de chauffage. Peut-être la méthode la plus évidente consiste à détecter l&#39;apparition de l&#39;instant ferromagnétique que l&#39;échantillon est chauffé à T T. Cela peut être fait en utilisant n&#39;importe quel magnétomètre dépendant de la température avec une sensibilité suffisante, par exemple en utilisant l&#39;effet Kerr magnéto-optique ou un magnétomètre à échantillon vibrant. Sur la figure 4, nous montrons ledépendance à la température de l&#39;aimantation M, mesurée en utilisant un dispositif d&#39;interférence quantique supraconducteur (SQUID) du magnétomètre. Les mesures ont été faites dans le domaine de température de 275 à 400 K avec un débit de 2 K / min de balayage en température. La courbe représentée affiche la transition prévue AF → FM (chauffage) et FM → AF transition (refroidissement) avec une hystérésis thermique 15 K. Cette mesure a été faite à haut champ (50 kOe) et a abouti à une température de transition de 365 K. La température de transition de T T est dépendant du champ, comme un champ magnétique plus élevé réduit l&#39;énergie libre de la phase FM par rapport à la phase AF. Typiquement dT T / DH de 0,8 mK / Oe 14,15, 27. A noter que le moment magnétique dans la phase AF n&#39;est pas tout à fait nul, mais est de quelques dizaines de emu / cm 3 en moyenne sur le volume de l&#39;échantillon entier. Ce moment réside dans les régions près d&#39;interface de la couche épitaxiale FeRh, qui restent ferromagnétique (quoique avec une aimantation réduite) lorsque la majeure partie de l&#39;échantillon se transforme en la phase AF 28, 30. Un moyen de détecter la transition qui utilise un équipement plus simple et est souvent utilisé dans notre laboratoire est de faire une mesure de transport d&#39;électrons. La mesure la plus simple est de la résistivité ρ de la couche, étant donné que dans la phase ρ FM est bien moindre que dans la phase AF 35, 36, 20. La dépendance de la température de ρ pour le même 25 nm FeRh couche épitaxiale pour lesquels les données de rayons X ont été présentés est tracée sur la figure 5, mesurée à l&#39;aide d&#39;une méthode en quatre points sonde standard:, broches plaqués or ressort ont été pressés sur l&#39;échantillon pour établir un contact de surface à l&#39;échantillon, qui a été montée sur un étage de chauffage dans une petite chambre à vide sur mesure pour empêcher toute oxydation de l&#39;échantillon quand il est chaud. A linéaire, métallique ρ (T) la dépendance est considérée à la fois dans l&#39;AF et FM phases, mais on constate une baisse sensible de resistivité entre les deux. L&#39;hystérésis montre la figure 5 est une empreinte digitale claire de la magnetostructural transition se déroule de phase et est une méthode pratique pour mesurer la température de transition, qui est donnée par le point minimum dans dρ / dT (indiqué dans l&#39;encadré de la figure 5). Une autre propriété de transport facile à mesurer, l&#39;effet Hall, peut également être utilisé pour confirmer la présence de la transition, car il existe une grande différence dans le coefficient de Hall entre les deux phases 20. <img alt="Figure 1" fo:content-width="5in" src="/files/ftp_upload/50603/50603fig1highres.jpg" width="600" /> Figure 1. Des micrographies électroniques à transmission d&#39;une couche épitaxiale sur un substrat FeRh MgO. (A) Image en montrant la structure de la couche. Le FeRh est de 30 nm d&#39;épaisseur avec un autre ~ 4 nm couche de Cr et ~ 1 nm Al bouchon déposé sur le dessus. La région amorphe dans la partie supérieure de l&#39;i<html> mage est une résine époxy utilisée pendant section préparation de l&#39;échantillon. (b) Une image à haute résolution de l&#39;interface MgO FeRh. La correspondance épitaxiale à travers l&#39;interface est vu ici, et la relation associée, comme l&#39;a confirmé de la zone sélectionnée diffraction, est FeRh [100] (001) | |. MgO [110] (001) <a href="https://www.jove.com/files/ftp_upload/50603/50603fig1highres.jpg" target="_blank">Cliquez ici pour agrandir la figure</a> <img alt="Figure 2" fo:content-width="5in" src="/files/ftp_upload/50603/50603fig2.jpg" width="600" /> Figure 2. Spectre de rayons X de réflectométrie à partir d&#39;une épaisseur de 25 nm FeRh couche épitaxiale coiffé d&#39;Al polycristallin. La ligne continue est un ajustement tel que décrit dans le texte, en utilisant les paramètres donnés dans le tableau 1. L&#39;encart montre le profil de densité de longueur de diffusion associé à cet ensemble de paramètres d&#39;ajustement.g2highres.jpg &quot;target =&quot; _blank &quot;&gt; Cliquez ici pour agrandir la figure <img alt="Figure 3" fo:content-width="5in" src="/files/ftp_upload/50603/50603fig3.jpg" width="500" /> Figure 3. X-spectre de diffraction d&#39;une épaisseur de 25 nm FeRh épicouche coiffé d&#39;Al polycristallin. La présence de la (001) FeRh pic indique que la commande de B2 a eu lieu. Le paramètre d&#39;ordre chimique est S = 0,855 ± 0,001, déterminée selon la méthode décrite dans le texte. <a href="https://www.jove.com/files/ftp_upload/50603/50603fig3highres.jpg" target="_blank">Cliquez ici pour agrandir la figure</a> <img alt="Figure 4" fo:content-width="5in" src="/files/ftp_upload/50603/50603fig4.jpg" width="500" /> Figure 4. Influence de la température de l&#39;aimantation M d&#39;une couche épitaxiale 50 nm d&#39;épaisseur FeRh coiffé d&#39;polycristallinLa ligne Al. Ces données ont été prises avec un champ de 50 kOe appliqué dans le plan du film. La température de transition T T est considéré comme ~ 365 K avec une largeur d&#39;hystérésis d&#39;environ 15 K. <a href="https://www.jove.com/files/ftp_upload/50603/50603fig4highres.jpg" target="_blank">Cliquez ici pour agrandir la figure</a> <img alt="Figure 5" fo:content-width="5in" src="/files/ftp_upload/50603/50603fig5.jpg" width="500" /> Figure 5. Influence de la température de la résistivité ρ de nm d&#39;une couche épaisse de 25 FeRh coiffé d&#39;Al. Encart est la dérivée de ρ par rapport à la température T. La température de transition T T est considérée comme 447 K sur le réchauffement dans la phase de FM et 375 K sur de refroidissement dans la phase AF. <a href="https://www.jove.com/files/ftp_upload/50603/50603fig5highres.jpg" target="_blank">Cliquez ici pour agrandir la figure</a> <table border="1"><tbody><tr><td> Couche </td><td> Densité (atomes / nm 3) </td><td> Epaisseur (nm) </td><td> Rugosité (nm) </td></tr><tr><td> Al 2 O 3, la couche de passivation </td><td> 25,5 ± 0,9 </td><td> 2,18 ± 0,08 </td><td> 1,0 ± 0,1 </td></tr><tr><td> Al bouchon </td><td> 60,6 ± 0,6 </td><td> 0,91 ± 0,02 </td><td> 0,6 ± 0,2 </td></tr><tr><td> FeRh couche épitaxiale </td><td> 38,7 ± 0,3 </td><td> 25,09 ± 0,06 </td><td> 0,400 ± 0,002 </td></tr><tr><td> Substrat de MgO </td><td> 53,4 ± 1,3 </td><td> ∞ </td><td> 0,1761 ± 0,0003 </td></tr></tbody></table> Tableau 1. Des paramètres de montage pour le spectre de réflectivité des rayons X représenté sur la figure 2, ce qui conduit à un profil de densité de longueur de diffusion représentée dans l&#39;encart de cette figure.

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Sputter Growth and Characterization of Metamagnetic B2-ordered FeRh Epilayers

Un procédé pour préparer des couches épitaxiales d&#39;alliages ordonnés par pulvérisation cathodique est décrit. Le composé FeRh B2 ordonnée est utilisée en exemple, car il présente une transition métamagnétique sensible qui dépend du degré d&#39;ordre chimique et la composition exacte de l&#39;alliage.

Pulvérisation croissance et caractérisation de métamagnétique B2-commandé Ferh couches épitaxiées

Chemically ordered alloys are useful in a variety of magnetic nanotechnologies. They are most conveniently prepared at an industrial scale using ...

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Research

JoVE Journal

Engineering

14.5K vues.  University of Leeds.  Un procédé pour préparer des couches épitaxiales d'alliages ordonnés par pulvérisation cathodique est décrit. Le composé FeRh B2 ordonnée est utilisée en exemple, car il présente une transition métamagnétique sensible qui dépend du degré d'ordre chimique et la composition exacte de l'alliage. 

Vidéo: Sputter Growth and Characterization of Metamagnetic B2-ordered FeRh Epilayers

Simulation, Fabrication and Characterization of THz Metamaterial Absorbers

Metamaterials (MM), artificial materials engineered to have properties that may not be found in nature, have been widely explored since the first theoretical1 and experimental demonstration2 of their unique properties. MMs can provide a highly controllable electromagnetic response, and to date have been demonstrated in every technologically relevant spectral range including the optical3, near IR4, mid IR5 , THz6 , mm-wave7 , microwave8 and radio9 bands. Applications include perfect lenses10, sensors11, telecommunications12, invisibility cloaks13 and filters14,15. We have recently developed single band16, dual band17 and broadband18 THz metamaterial absorber devices capable of greater than 80% absorption at the resonance peak. The concept of a MM absorber is especially important at THz frequencies where it is difficult to find strong frequency selective THz absorbers19. In our MM absorber the THz radiation is absorbed in a thickness of ~ &lambda;/20, overcoming the thickness limitation of traditional quarter wavelength absorbers. MM absorbers naturally lend themselves to THz detection applications, such as thermal sensors, and if integrated with suitable THz sources (e.g. QCLs), could lead to compact, highly sensitive, low cost, real time THz imaging systems.

This protocol outlines the simulation, fabrication and characterization of THz metamaterial absorbers. Such absorbers, when coupled with an appropriate sensor, have applications in THz imaging and spectroscopy.

Simulation, fabrication et caractérisation de THz Absorbeurs métamatériaux

Metamaterials (MM),  artificial materials engineered to have properties that may not be found in  nature, have been widely explored since the first ...

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Fabrication And Characterization Of Photonic Crystal Slow Light Waveguides And Cavities

Slow light has been one of the hot topics in the photonics community in the past decade, generating great interest both from a fundamental point of view and for its considerable potential for practical applications. Slow light photonic crystal waveguides, in particular, have played a major part and have been successfully employed for delaying optical signals1-4 and the enhancement of both linear5-7 and nonlinear devices.8-11
Photonic crystal cavities achieve similar effects to that of slow light waveguides, but over a reduced band-width. These cavities offer high Q-factor/volume ratio, for the realization of optically12 and electrically13 pumped ultra-low threshold lasers and the enhancement of nonlinear effects.14-16 Furthermore, passive filters17 and modulators18-19 have been demonstrated, exhibiting ultra-narrow line-width, high free-spectral range and record values of low energy consumption.
To attain these exciting results, a robust repeatable fabrication protocol must be developed. In this paper we take an in-depth look at our fabrication protocol which employs electron-beam lithography for the definition of photonic crystal patterns and uses wet and dry etching techniques. Our optimised fabrication recipe results in photonic crystals that do not suffer from vertical asymmetry and exhibit very good edge-wall roughness. We discuss the results of varying the etching parameters and the detrimental effects that they can have on a device, leading to a diagnostic route that can be taken to identify and eliminate similar issues.
The key to evaluating slow light waveguides is the passive characterization of transmission and group index spectra. Various methods have been reported, most notably resolving the Fabry-Perot fringes of the transmission spectrum20-21 and interferometric techniques.22-25 Here, we describe a direct, broadband measurement technique combining spectral interferometry with Fourier transform analysis.26 Our method stands out for its simplicity and power, as we can characterise a bare photonic crystal with access waveguides, without need for on-chip interference components, and the setup only consists of a Mach-Zehnder interferometer, with no need for moving parts and delay scans.
When characterising photonic crystal cavities, techniques involving internal sources21 or external waveguides directly coupled to the cavity27 impact on the performance of the cavity itself, thereby distorting the measurement. Here, we describe a novel and non-intrusive technique that makes use of a cross-polarised probe beam and is known as resonant scattering (RS), where the probe is coupled out-of plane into the cavity through an objective. The technique was first demonstrated by McCutcheon et al.28 and further developed by Galli et al.29

Use of photonic crystal slow light waveguides and cavities has been widely adopted by the photonics community in many differing applications. Therefore fabrication and characterization of these devices are of great interest. This paper outlines our fabrication technique and two optical characterization methods, namely: interferometric (waveguides) and resonant scattering (cavities).

Fabrication et caractérisation de guides d&#39;ondes à cristal photonique lumière lente et les cavités

Slow light has been one of the hot topics in the photonics community in the past decade, generating great interest both from a fundamental point of view ...

Design, Fabrication, and Experimental Characterization of Plasmonic Photoconductive Terahertz Emitters

In this video article we present a detailed demonstration of a highly efficient method for generating terahertz waves. Our technique is based on photoconduction, which has been one of the most commonly used techniques for terahertz generation 1-8. Terahertz generation in a photoconductive emitter is achieved by pumping an ultrafast photoconductor with a pulsed or heterodyned laser illumination. The induced photocurrent, which follows the envelope of the pump laser, is routed to a terahertz radiating antenna connected to the photoconductor contact electrodes to generate terahertz radiation. Although the quantum efficiency of a photoconductive emitter can theoretically reach 100%, the relatively long transport path lengths of photo-generated carriers to the contact electrodes of conventional photoconductors have severely limited their quantum efficiency. Additionally, the carrier screening effect and thermal breakdown strictly limit the maximum output power of conventional photoconductive terahertz sources. To address the quantum efficiency limitations of conventional photoconductive terahertz emitters, we have developed a new photoconductive emitter concept which incorporates a plasmonic contact electrode configuration to offer high quantum-efficiency and ultrafast operation simultaneously. By using nano-scale plasmonic contact electrodes, we significantly reduce the average photo-generated carrier transport path to photoconductor contact electrodes compared to conventional photoconductors 9. Our method also allows increasing photoconductor active area without a considerable increase in the capacitive loading to the antenna, boosting the maximum terahertz radiation power by preventing the carrier screening effect and thermal breakdown at high optical pump powers. By incorporating plasmonic contact electrodes, we demonstrate enhancing the optical-to-terahertz power conversion efficiency of a conventional photoconductive terahertz emitter by a factor of 50 10.

We describe methods for the design, fabrication, and experimental characterization of plasmonic photoconductive emitters, which offer two orders of magnitude higher terahertz power levels compared to conventional photoconductive emitters.

Conception, fabrication et expérimentale Caractérisation des plasmoniques émetteurs térahertz Photoconductive

In this video article we present a detailed demonstration of a highly efficient method for generating terahertz waves. Our technique is based on ...

Writing and Low-Temperature Characterization of Oxide Nanostructures

Oxide nanoelectronics is a rapidly growing field which seeks to develop novel materials with multifunctional behavior at nanoscale dimensions. Oxide interfaces exhibit a wide range of properties that can be controlled include conduction, piezoelectric behavior, ferromagnetism, superconductivity and nonlinear optical properties. Recently, methods for controlling these properties at extreme nanoscale dimensions have been discovered and developed. Here are described explicit step-by-step procedures for creating LaAlO3/SrTiO3 nanostructures using a reversible conductive atomic force microscopy technique. The processing steps for creating electrical contacts to the LaAlO3/SrTiO3 interface are first described. Conductive nanostructures are created by applying voltages to a conductive atomic force microscope tip and locally switching the LaAlO3/SrTiO3 interface to a conductive state. A versatile nanolithography toolkit has been developed expressly for the purpose of controlling the atomic force microscope (AFM) tip path and voltage. Then, these nanostructures are placed in a cryostat and transport measurements are performed. The procedures described here should be useful to others wishing to conduct research in oxide nanoelectronics.

Oxide nanostructures provide new opportunities for science and technology. The interfacial conductivity between LaAlO3 and SrTiO3 can be controlled with near-atomic precision using a conductive atomic force microscopy technique. The protocol for creating and measuring conductive nanostructures at LaAlO3/SrTiO3 interfaces is demonstrated.

Écrit et à basse température Caractérisation des nanostructures d&#39;oxyde

Oxide nanoelectronics is a rapidly growing field which seeks to develop novel materials with multifunctional behavior at nanoscale dimensions.  Oxide ...

Patterning via Optical Saturable Transitions - Fabrication and Characterization

This protocol describes the fabrication and characterization of nanostructures using a novel nanolithographic technique called Patterning via Optical Saturable Transitions (POST). In this technique the chemical properties of organic photochromic molecules that undergo single-photon reactions are exploited, enabling rapid top-down nanopatterning over large areas at low light intensities, thereby, allowing for the circumvention of the far-field diffraction barrier.4 Simple, cost-effective, high throughput and resolution alternatives to nanopatterning are being explored, such as, two-photon polymerization5,6, beam pen lithography (BPL)7, scanning electron beam lithography (SEBL), and focused ion beam (FIB) patterning. However, multi-photon approaches require high light intensities, which limit their potential for high throughput and offer low image contrast. Although, electron and ion beam lithographic processes offer increased resolution, the serial nature of the process is limited to slow writing speeds, which also prevents patterning of features over large areas. Beam-pen lithography is an approach towards parallel near-field optical lithography. However, the gap between the source of the beam and the surface of the photoresist needs to be controlled extremely precisely for good pattern uniformity and this is very challenging to accomplish for large arrays of beams. Patterning via Optical Saturable Transitions (POST) is an alternative optical nanopatterning technique for patterning sub-wavelength features1-3. Since this technique uses single photons instead of electrons, it is extremely fast and does not require high light intensities1-3, opening the door to massive parallelization.

We report that the diffraction limit of conventional optical lithography can be overcome by exploiting the transitions of organic photochromic derivatives induced by their photoisomerization at low light intensities.1-3 This paper outlines our fabrication technique and two locking mechanisms, namely: dissolution of one photoisomer and electrochemical oxidation.

Patterning par Transitions Optical saturable - Fabrication et caractérisation

This protocol describes the fabrication and characterization of nanostructures using a novel nanolithographic technique called Patterning via Optical ...

Protocol of Electrochemical Test and Characterization of Aprotic Li-O2 Battery

We demonstrate a method for electrochemical testing of an aprotic Li-O2 battery. An aprotic Li-O2 battery is made of a Li-metal anode, an aprotic electrolyte, and an O2-breathing cathode. The aprotic electrolyte is a solution of lithium salt with aprotic solvent; and porous carbon is commonly used as the cathode substrate. To improve the performance, an electrocatalyst is deposited onto the porous carbon substrate by certain deposition methods, such as atomic layer deposition (ALD) and wet-chemistry reaction. The as-prepared cathode materials are characterized by scanning electron microscopy (SEM), transmission electron microscopy (TEM), and X-ray absorption near edge structure (XANES). A Swagelok-type cell, sealed in a glass chamber filled with pure O2, is used for the electrochemical test on a battery test system. The cells are tested under either capacity-controlled mode or voltage controlled mode. The reaction products are investigated by electron microscopy, X-ray diffraction (XRD), X-ray photoelectron spectroscopy (XPS), attenuated total reflection Fourier transform infrared (ATR-FTIR) spectroscopy, and Raman spectroscopy to study the possible pathway of oxygen reduction reaction (ORR) and oxygen evolution reaction (OER). This protocol demonstrates a systematic and efficient arrangement of routine tests of the aprotic Li-O2 battery, including the electrochemical test and characterization of battery materials.

Protocol of Electrochemical Test and Characterization of Aprotic Li-O2 Battery

A protocol for the electrochemical testing of an aprotic Li-O2 battery with the preparation of electrodes and electrolytes and an introduction of the frequently used methods of characterization is presented here.

Protocole de test électrochimiques et caractérisation de aprotique Li-O<sub&gt; 2</sub&gt; Batterie

We demonstrate a method for electrochemical testing of an aprotic Li-O2 battery. An aprotic Li-O2 battery is made of a Li-metal anode, an aprotic ...

Fabrication and Characterization of Superconducting Resonators

Superconducting microwave resonators are of interest for a wide range of applications, including for their use as microwave kinetic inductance detectors (MKIDs) for the detection of faint astrophysical signatures, as well as for quantum computing applications and materials characterization. In this paper, procedures are presented for the fabrication and characterization of thin-film superconducting microwave resonators. The fabrication methodology allows for the realization of superconducting transmission-line resonators with features on both sides of an atomically smooth single-crystal silicon dielectric. This work describes the procedure for the installation of resonator devices into a cryogenic microwave testbed and for cool-down below the superconducting transition temperature. The set-up of the cryogenic microwave testbed allows one to do careful measurements of the complex microwave transmission of these resonator devices, enabling the extraction of the properties of the superconducting lines and dielectric substrate (e.g., internal quality factors, loss and kinetic inductance fractions), which are important for device design and performance.

Superconducting microwave resonators are of interest for detection of light, quantum computing applications and materials characterization. This work presents a detailed procedure for fabrication and characterization of superconducting microwave resonator scattering parameters.

Fabrication et caractérisation de supraconductrices Resonators

Superconducting microwave resonators are of interest for a wide range of applications, including for their use as microwave kinetic inductance detectors ...

Production and Characterization of Vacuum Deposited Organic Light Emitting Diodes

A method for producing simple and efficient thermally-activated delayed fluorescence organic light-emitting diodes (OLEDs) based on guest-host or exciplex donor-acceptor emitters is presented. With a step-by-step procedure, readers will be able to repeat and produce OLED devices based on simple organic emitters. A patterning procedure allowing the creation of personalized indium tin oxide (ITO) shape is shown. This is followed by the evaporation of all layers, encapsulation and characterization of each individual device. The end goal is to present a procedure that will give the opportunity to repeat the information presented in cited publication but also using different compounds and structures in order to prepare efficient OLEDs.

A protocol for the production of simple structured organic light-emitting diodes (OLEDs) is presented.

Production et caractérisation du vide a déposé des Diodes électroluminescentes organiques

A method for producing simple and efficient thermally-activated delayed fluorescence organic light-emitting diodes (OLEDs) based on guest-host or exciplex ...

Growth and Electrostatic/chemical Properties of Metal/LaAlO3/SrTiO3 Heterostructures

The quasi 2D electron system (q2DES) that forms at the interface between LaAlO3 (LAO) and SrTiO3 (STO) has attracted much attention from the oxide electronics community. One of its hallmark features is the existence of a critical LAO thickness of 4 unit-cells (uc) for interfacial conductivity to emerge. Although electrostatic mechanisms have been proposed in the past to describe the existence of this critical thickness, the importance of chemical defects has been recently accentuated. Here, we describe the growth of metal/LAO/STO heterostructures in an ultra-high vacuum (UHV) cluster system combining pulsed laser deposition (to grow the LAO), magnetron sputtering (to grow the metal) and X-ray photoelectron spectroscopy (XPS). We study step by step the formation and evolution of the q2DES and the chemical interactions that occur between the metal and the LAO/STO. Additionally, magnetotransport experiments elucidate on the transport and electronic properties of the q2DES. This systematic work not only demonstrates a way to study the electrostatic and chemical interplay between the q2DES and its environment, but also unlocks the possibility to couple multifunctional capping layers with the rich physics observed in two-dimensional electron systems, allowing the fabrication of new types of devices.

Growth and Electrostatic/chemical Properties of Metal/LaAlO3/SrTiO3 Heterostructures

We fabricate metal/LaAlO3/SrTiO3 heterostructures using a combination of pulsed laser deposition and in situ magnetron sputtering. Through magnetotransport and in situ X-ray photoelectron spectroscopy experiments, we investigate the interplay between electrostatic and chemical phenomena of the quasi two-dimensional electron gas formed in this system.

Croissance et propriétés électrostatiques et chimiques du métal/LaAlO3/SrTiO3 hétérostructures

The quasi 2D electron system (q2DES) that forms at the interface between LaAlO3 (LAO) and SrTiO3 (STO) has attracted much attention from the oxide ...

Plasma-Assisted Molecular Beam Epitaxy Growth of Mg3N2 and Zn3N2 Thin Films

This article describes a procedure for growing Mg3N2 and Zn3N2 films by plasma-assisted molecular beam epitaxy (MBE). The films are grown on 100 oriented MgO substrates with N2 gas as the nitrogen source. The method for preparing the substrates and the MBE growth process are described. The orientation and crystalline order of the substrate and film surface are monitored by the reflection high energy electron diffraction (RHEED) before and during growth. The specular reflectivity of the sample surface is measured during growth with an Ar-ion laser with a wavelength of 488 nm. By fitting the time dependence of the reflectivity to a mathematical model, the refractive index, optical extinction coefficient, and growth rate of the film are determined. The metal fluxes are measured independently as a function of the effusion cell temperatures using a quartz crystal monitor. Typical growth rates are 0.028 nm/s at growth temperatures of 150 &#176;C and 330 &#176;C for Mg3N2 and Zn3N2 films, respectively.

Plasma-Assisted Molecular Beam Epitaxy Growth of Mg3N2 and Zn3N2 Thin Films

This article describes the growth of epitaxial films of Mg3N2 and Zn3N2 on MgO substrates by plasma-assisted molecular beam epitaxy with N2 gas as the nitrogen source and optical growth monitoring.

Plasma-Assisted Molecular Beam Epitaxy Growth of Mg 3 N 2 and Zn 3 N 2 Thin Films Plasma-Assisted Molecular Beam Epitaxy Growth of Mg 3 N 2 and Zn 3 N 2 Thin Films Plasma-Assisted Molecular Beam Epitaxy Growth of Mg3N2 and Zn3N2 Thin Films Plasma-

This article describes a procedure for growing Mg3N2 and Zn3N2 films by plasma-assisted molecular beam epitaxy (MBE). The films are grown on 100 oriented ...