物理学报 Acta Phys.Sin.Vol.67,No.15(2018)157701 如图8(a)所示.这一结构设计有望用于制成高密体,其稳定性以及可能形成的结构主要由容差因 TA+ro所决定,其中 度存储的单原子内存并且,卤素功能化的姨烯双子t=√2(B+70 rA,rB,To分别 层磁性可以由其铁电性控制,在高自旋极化、高p指的是A原子、B原子和O原子的半径.当t较大 掺杂的“开”状态和无磁绝缘的“关”状态之间转换 时(t≈1),氧八面体没有明显的倾斜,晶格为菱 如图8()所示,从而使“电写磁读”成为可能该面体( rhombohedral)结构(三方晶系)当t较小时 功能单元还可集成于二维材料的晶圆中,形成类似 (t<1),氧八面体发生明显倾斜,对称性转变为四 于硅晶圆的PN沟道结构.此外, Chandrasekaran方( tetragona)或斜方( (orthorhombic)结构 等对氧修饰的过渡金属碳化物Sc2CO2进行了 Xang课题组对二维钙钛矿氧化物薄膜的 理论研究,发现其既有平面内自发极化,也有垂铁电性进行了理论研究,发现三种可能的平面铁电 直平面自发极化,并且在铁电极化翻转过程中出微观机制.对于BATO3等具有较大容差因子且有 现反铁电中间态垂直平面的极化起源是O与空的3d轨道的结构,研究发现其薄膜有两种铁电 C之间的共价相互作用,且垂直平面极化值达到 态:一种由B原子的空3d轨道与O原子的2p轨道 160C/cm2.在双层Sc2CO2中,层与层之间的极杂化形成的二阶 Jahn-Teller效应而产生的本征铁 化是铁电堆叠,层间电极化的不连续性导致了上层 电性,极化方向如图9(b)所示沿[1方向,称为铁 的导带和下层的价带之间的重叠,从而在上层出现电10P相,其铁电性随着薄膜厚度的减小而变弱 维电子气,下层出现二维空穴气,在极化光伏器另一种则是由表面效应引起的铁电性,如图9(c) 件领域有着潜在的应用前景 所示,称为铁电FE-100S相.和顺电相相比,铁电 3.3低维钙钛矿材料 100S相沿着100方向有较大畸变,理论计算发现 其极化值和铁电转变能垒均随薄膜厚度的减小而 传统的铁电设备大多是基于钙钛矿氧化物的,增大.对于 SrSic3等具有较大容差因子但不含空 为了能更方便地与当前技术衔接制备二维铁电3d轨道的结构,其体结构不是铁电体,但在薄膜材 设备,钙钛矿氧化物薄膜中的二维铁电性也有非料中存在由表面引起的铁电性,极化会随薄膜厚度 常重要的研究价值.通常对于ABO3型钙钛矿晶减小而增大 (a)Top view (b) FE110-P FE100-S 图9TiO2封端的2-单元厚度 BariC薄膜(a)顺电相、(b)铁电110P相和(c)铁电100-S相几何结构俯视图和侧 视图;蓝色箭头代表极化方向,和顺电相相比,铁电100S相沿着[0方向有较大畸变;数字代表TO键的键长 (单位为A)15 Fig 9. Top and side views of the geometrical structure of the 2-UC BaTio thin film with TiO2 termination for the(a) paraelectric(Pe),(b)FE 110-P, and (c) FE 100-S phase. The blue arrow represents the polarization direction. Compared with the PE phase, the FE 100-s phase has a big distortion along the [100] direction The numbers denote the Ti-O bond lengths(in A 另外,对于较小容差因子的 CaSno3等材料而薄膜则含有奇数层CaO2层,因此具有净的沿[110 言,其奇数层SnO2的薄膜含有偶数层极化方向相方向的铁电极化,如图10(a)所示.该铁电为非本 反的CaO2层,因而没有铁电性,但偶数层SnO2的征的铁电性,称为铁电110IP相.由于只有一个 157701-9物 理 学 报 Acta Phys. Sin. Vol. 67, No. 15 (2018) 157701 如图 8 (a)所示. 这一结构设计有望用于制成高密 度存储的单原子内存. 并且, 卤素功能化的磷烯双 层磁性可以由其铁电性控制, 在高自旋极化、高p 掺杂的“开”状态和无磁绝缘的“关”状态之间转换, 如图 8 (b)所示, 从而使 “电写磁读”成为可能. 该 功能单元还可集成于二维材料的晶圆中, 形成类似 于硅晶圆的PN沟道结构. 此外, Chandrasekaran 等[57] 对氧修饰的过渡金属碳化物Sc2CO2 进行了 理论研究, 发现其既有平面内自发极化, 也有垂 直平面自发极化, 并且在铁电极化翻转过程中出 现反铁电中间态. 垂直平面的极化起源是O与 C 之间的共价相互作用, 且垂直平面极化值达到 1.60 µC/cm2 . 在双层Sc2CO2 中, 层与层之间的极 化是铁电堆叠, 层间电极化的不连续性导致了上层 的导带和下层的价带之间的重叠, 从而在上层出现 二维电子气, 下层出现二维空穴气, 在极化光伏器 件领域有着潜在的应用前景. 3.3 低维钙钛矿材料 传统的铁电设备大多是基于钙钛矿氧化物的, 为了能更方便地与当前技术衔接制备二维铁电 设备, 钙钛矿氧化物薄膜中的二维铁电性也有非 常重要的研究价值. 通常对于ABO3 型钙钛矿晶 体, 其稳定性以及可能形成的结构主要由容差因 子t = rA + rO √ 2(rB + rO) 所决定, 其中rA, rB, rO 分别 指的是A原子、B 原子和O原子的半径. 当t较大 时(t ≈ 1), 氧八面体没有明显的倾斜, 晶格为菱 面体(rhombohedral)结构(三方晶系); 当t较小时 (t < 1), 氧八面体发生明显倾斜, 对称性转变为四 方(tetragonal)或斜方(orthorhombic)结构. Xiang课题组 [58] 对二维钙钛矿氧化物薄膜的 铁电性进行了理论研究, 发现三种可能的平面铁电 微观机制. 对于BaTiO3 等具有较大容差因子且有 空的3d 轨道的结构, 研究发现其薄膜有两种铁电 态: 一种由B 原子的空3d轨道与O原子的2p轨道 杂化形成的二阶Jahn-Teller效应而产生的本征铁 电性, 极化方向如图 9 (b)所示沿[110]方向, 称为铁 电110-P相, 其铁电性随着薄膜厚度的减小而变弱; 另一种则是由表面效应引起的铁电性, 如图 9 (c) 所示, 称为铁电FE-100-S 相. 和顺电相相比, 铁电 100-S相沿着[100]方向有较大畸变, 理论计算发现 其极化值和铁电转变能垒均随薄膜厚度的减小而 增大. 对于SrSiO3 等具有较大容差因子但不含空 3d轨道的结构, 其体结构不是铁电体, 但在薄膜材 料中存在由表面引起的铁电性, 极化会随薄膜厚度 减小而增大. (a) (b) (c) a a b b c c 图 9 TiO2 封端的 2-单元厚度 BaTiO 薄膜 (a) 顺电相、(b) 铁电 110-P 相和 (c) 铁电 100-S 相几何结构俯视图和侧 视图; 蓝色箭头代表极化方向, 和顺电相相比, 铁电 100-S 相沿着 [100] 方向有较大畸变; 数字代表 Ti—O 键的键长 (单位为 Å) [58] Fig. 9. Top and side views of the geometrical structure of the 2-UC BaTiO thin film with TiO2 termination for the (a) paraelectric (PE), (b) FE 110-P, and (c) FE 100-S phase. The blue arrow represents the polarization direction. Compared with the PE phase, the FE 100-S phase has a big distortion along the [100] direction. The numbers denote the Ti—O bond lengths (in Å) [58] . 另外, 对于较小容差因子的CaSnO3 等材料而 言, 其奇数层SnO2 的薄膜含有偶数层极化方向相 反的CaO2 层, 因而没有铁电性, 但偶数层SnO2 的 薄膜则含有奇数层CaO2 层, 因此具有净的沿[110] 方向的铁电极化, 如图 10 (a)所示. 该铁电为非本 征的铁电性, 称为铁电110-IP相. 由于只有一个 157701-9