Effet de l'orientation sur la commutation de polarisation et la fatigue des couches minces Bi3.15Nd0.85Ti2.99Mn0.01O12 à températures basses et élevées

Contexte

Bi₄ Ti₃ O₁₂ Les couches minces ferroélectriques à base de (BIT) ont toujours été l'un des matériaux ferroélectriques les plus potentiels pour remplacer le (Pb, Zr)TiO₃ commercial Mémoire ferroélectrique à accès aléatoire (FRAM) basée sur (PZT) pour sa température de curie élevée, sa grande polarisation rémanente et ses bonnes propriétés anti-fatigue [1,2,3]. Les constantes de réseau du cristal BIT le long du c -axe, a -axis, et b -axe étaient 3,284 nm, 0,544 nm et 0,541 nm à 300 K, respectivement. Les films minces BIT montrent également des polarisations anisotropes, qui sont d'environ 4 et 50 μC/cm ² le long de son c - et un -axe, respectivement [4]. Il existe de nombreux facteurs tels que l'épaisseur de la couche, la solution de précurseur et les conditions de recuit qui affectent l'orientation du BIT à substitution Nd (Bi_3.15 Nd_0,85 Ti₃ O₁₂ , BNT) [5,6,7]. Hu a découvert que différentes épaisseurs de chaque couche de revêtement vissé peuvent favoriser les films BNT avec différentes orientations [5]. Yu et al. ont proposé qu'une solution précurseur à 0,10 µM pour le BNT présentait les meilleures propriétés ferroélectriques et diélectriques [6]. Zhong et al. a signalé que Bi_3.15 Nd_0,85 Ti_2.99 Mn_0,01 O₁₂ (BNTM) film mince avec une température de recuit de 750 ^o C a montré une accordabilité et une constante diélectrique plus élevées que le recuit en couche mince BNT à une température de 700 °C [7]. Mais un courant de fuite élevé et de mauvaises propriétés de fatigue peuvent être causés par l'évaporation du bismuth à des températures de recuit élevées. De plus, il a également rapporté que les films minces de BNT avec différentes orientations présentent des comportements de fatigue de polarisation variables [8]. Cependant, la raison pour laquelle différentes orientations présentaient des caractéristiques de fatigue variables à des températures élevées n'était toujours pas très bien comprise.

Les mémoires ferroélectriques peuvent fonctionner dans une plage de températures de − 40 à 125 °C, ce qui peut être difficile à comprendre pour comprendre le changement dépendant de la température des comportements de fatigue des matériaux ferroélectriques. Il a été rapporté que l'endurance à la fatigue des films minces de BNT présentait une résistance à la fatigue améliorée de 25 à 125 °C, ce qui peut être attribué au fait que l'effet du débrochage du domaine s'améliore plus rapidement avec l'augmentation de la température que celui du blocage du domaine. [9]. Cependant, un comportement de fatigue inverse a été observé dans Bi_{3. 25} Sm_{0. 75} V_{0. 02} Ti_{0. 98} O₁₂ films minces, où la résistance à la fatigue se détériore avec l'augmentation des températures [10]. Il peut être élucidé que de nombreux facteurs affectant se réunissent pour décider de la tendance des comportements de fatigue à des températures élevées, comme indiqué dans nos travaux précédents [11]. Zhang et al. ont étudié les propriétés de commutation de polarisation des films minces de BNT à des températures élevées et ont conclu que l'effet accru de l'injection d'électrons peut produire des charges de défauts plus mobiles en raison d'une barrière Schottky plus faible à haute température qu'à basse température, ce qui peut induire un domaine bloqué murs et fatigue importante [12]. Cependant, des rapports antérieurs ont principalement étudié les tests de performance macroscopiques et la dynamique du domaine microscopique négligée qui est considérée comme affectant principalement les comportements de commutation de polarisation et de fatigue. À l'aide des techniques de spectres d'impédance, de la PFM et de la théorie des premiers principes, l'évolution du domaine microscopique et les énergies d'activation des lacunes d'oxygène de BiFeO₃ des couches minces peuvent être observées avec succès lors des tests de fatigue de polarisation [13]. Ainsi, les études de la dynamique du domaine microscopique et de la loi de transport des lacunes d'oxygène seront utiles pour mieux comprendre les comportements en fatigue des films minces anisotropes BNTM à température élevée (T ).

Dans la section suivante, les propriétés de commutation de polarisation et de fatigue des films minces BNTM avec des orientations (200), des orientations (117) et des orientations mixtes ont été étudiées à des températures élevées de 200 à 475 K. des films minces ont également été illuminés. La combinaison de spectres d'impédance dépendant de la température et de tests PFM a été réalisée pour apprendre les mécanismes de transport des lacunes d'oxygène et l'évolution microscopique des domaines. Différents mécanismes de transport des porteurs de films minces BNTM avec des orientations variables pour les comportements de fatigue à T élevé sera discuté en détail.

Méthodes

Tous les produits chimiques et réactifs ont été fournis par Sinopharm Chemical Regent, Co., Ltd. Les matériaux précurseurs de départ étaient Bi(NO₃ )₃ ·5H₂ O (pureté 99,0%), Nd(NO₃ )₃ ·6H₂ O (pureté ≥ 99,0%), Ti(OC₄ H₉ )₄ (pureté ≥ 99.0%) et Mn(CH₃ COO)₂ ·4H₂ O (pureté 99,0%). Les solvants étaient le 2-méthoxyéthanol (pureté 99,0 %) et l'acide acétique glacial (pureté 99,5 %) avec de l'acétylacétone (pureté 99,0 %) comme agent chélatant. Un excès de 10 % de nitrate de bismuth a été ajouté pour compenser une éventuelle perte de bismuth au cours du processus à haute température. Les solutions de précurseur ont été ajustées à 0,04 µM, 0,08 µM et 0,1 µM, ce qui correspond respectivement aux films minces BNTM-1, BNTM-2 et BNTM-3. Ces travaux de détail peuvent être trouvés dans nos études précédentes [14, 15]. Les films spin-on ont été répétés dix fois à 700 °C pendant 2,5 min dans O₂ pour BNTM-1 et ont été répétés quatre fois à 700 ^o C pendant 5 min en O₂ pour BNTM-3, tandis que les processus de recuit ont été répétés quatre fois à 650 ^o C pendant 2,5 min en O₂ , et la couche finale a subi un traitement thermique supplémentaire à 720°C pendant 5 min dans O₂ pour BNTM-2. Des électrodes supérieures en Pt ont été déposées avec un diamètre de 200  μm par pulvérisation cathodique CC.

Diffraction des rayons X (XRD) avec Cu-K Le rayonnement ɑ a été utilisé pour étudier l'état de texturation et la structure cristallographique de ces films minces. Un microscope électronique à balayage (SEM, Japon, Hitachi S4800) a été réalisé pour caractériser les morphologies de surface et de section transversale de ces films. Un analyseur de dispositif semi-conducteur (Agilent, USA, B1500A) qui a été combiné avec un système de sonde à température contrôlée a été utilisé pour mesurer les propriétés diélectriques dépendantes de la température et les spectres d'impédance CA de ces films. Un Z disponible dans le commerce Le logiciel -view a été utilisé pour analyser les résultats d'impédance. Des systèmes d'essais ferroélectriques (États-Unis, postes de travail Radiant Technologies Precisions) ont été utilisés pour mesurer les propriétés de fatigue de polarisation. Les tests PFM (piezoresponse force microscopy) ont été menés en utilisant le système AFM (atomic force microscopy) (MFP-3D, USA, Asylum Research) dans des conditions ambiantes. Un cantilever en silicium recouvert de platine (rayon 15 nm, constante de ressort 2 N/m) a été utilisé pour numériser avec une hauteur de levée de pointe de 30 nm à 35 kHz.

Résultats et discussion

Les modèles XRD des films minces BNTM-1, BNTM-2 et BNTM-3 ont été présentés sur la figure 1. Pour quantifier l'état de texturation, les degrés d'orientation sont définis comme α _hkl =Je _(hkl) /(Je ₍₀₀₆₎ + Je ₍₁₁₇₎ + Je ₍₂₀₀₎ ), où I _(hkl) est l'intensité du pic XRD du plan cristallin (hkl). Les degrés de α ₂₀₀ et α ₁₁₇ des films minces BNTM-1, BNTM-2 et BNTM-3 étaient respectivement de 63,50 % et 29,23 %, 43,22 % et 48,5 % et 32,11 % et 60,2 %. Une croissance orientée (200) de BNTM-1 et une croissance orientée (117) de BNTM-3 ont été observées, tandis qu'une croissance mixte préférée a été présentée dans BNTM-2. La surface et la section transversale de ces films minces sont observées par des méthodes SEM, comme le montre la figure 2a–g. La surface des films minces BNTM-1, BNTM-2 et BNTM-3 est principalement composée de grains en forme de balle, d'un mélange de grains en forme de plaque et de grains en forme de tige à travers l'observation de la Fig. 2a–c, respectivement , qui a également été rapporté dans les travaux d'autres [16]. Les épaisseurs de film de BNTM-1, BNTM-2 et BNTM-3 ont été estimées à 470 nm, 454 nm et 459 nm à travers les images SEM en coupe transversale (comme le montre la Fig. 2d–g), respectivement. Comme mentionné ci-dessus, la cristallisation couche par couche a été adoptée dans la préparation de films minces BNTM. La croissance des cristaux orientés (117) était favorisée par la couche de revêtement par centrifugation plus épaisse, tandis que la croissance des cristaux orientés (200) n'était pas limitée par l'épaisseur de la couche en raison de l'effet géométrique comme le montrent les figures 1b et c. Les épaisseurs de chaque couche de revêtement par centrifugation des films minces BNTM-1, BNTM-2 et BNTM-3 ont été estimées à 47 nm, 91 nm et 115 nm, respectivement, ce qui favorise l'orientation (200), le mélange -orientés, et les films minces BNTM orientés (117). Ces résultats ont également été rapportés par Hu et Wu [5, 17].

Modèles XRD de films minces BNTM-1, BNTM-2 et BNTM-3 (a ) et diagramme schématique de la croissance des grains (200) (b ) et (117)-croissance des grains de films minces (c )

Images SEM de surface et de coupe :a , d BNTM-1 ; b , e pour le BNTM-2 ; c , f pour BNTM-3

Le P-V boucles d'hystérésis des films minces BNTM-1, BNTM-2 et BNTM-3 de 200 à 400 K mesurées avec la tension maximale (V _m ) de 16 V ont été présentés dans les Fig. 3a–c. La polarisation rémanente 2P _r et tension coercitive 2V _c de ces films dépendent fortement de T comme le montre la Fig. 3d–f, où la tension coercitive moyenne V _c (V _c =(V _c ⁺ -V _c ^- )/2) et 2P _r en fonction de T sous différents V _m . On peut conclure que 2P _r de BNTM-1 augmente d'abord comme V _m est inférieur à 10  V et diminue lorsque V _m est supérieur à 10  V avec une T croissante , tandis que 2P _r de BNTM-2 et BNTM-3 augmente toujours d'abord de 220 à 300 K puis diminue de 300 à 400 K sous toute la plage de V _m . Cela peut s'expliquer par le champ de dépolarisation plus important aux interfaces film/électrode de BNTM-2 et BNTM-3 qui est causé par la densité plus élevée de parois de domaine, tandis que ses quantités aux interfaces sont plus faibles pour BNTM-1. Les valeurs de V _c de BNTM-1 diminue avec l'augmentation de T comme les valeurs de V _m augmenter de 6 à 16  V, tandis que ses valeurs de BNTM-2 et BNTM-3 augmentent d'abord puis diminuent avec l'augmentation de T sous les valeurs de V _m de 8 à 10  V. Il devrait être déclenché par la compétition du taux de nucléation des domaines et du brochage-débrochage des domaines avec l'augmentation de T , où le taux de nucléation des domaines (n ) et le champ électrique d'activation (α ) peut être exprimé par n exp(−α /E ). Ainsi, n joue un rôle décisif pour déterminer les valeurs de V _c à faible T et petit V _m , et un V croissant _c augmentera avec un taux de nucléation plus élevé des domaines. La vitesse de la paroi du domaine a fortement déterminé la probabilité d'épingler la paroi du domaine après avoir atteint le point de saturation du taux de nucléation des domaines à V élevé _m et T . Vitesse de paroi du domaine (v ) et la barrière énergétique pour la croissance du domaine (U ₀ ) peut être exprimé par ν exp(−U ₀ /k _B T ), où k _B signifie la constante de Boltzmann [18]. Avec l'augmentation du T , l'effet de désépinglage du domaine a été fortement renforcé par l'augmentation de v . Ainsi le fait que V _c diminue avec l'augmentation de T à la valeur de saturation de V _m peut être dû au v plus élevé .

P -V boucles d'hystérésis mesurées avec le V _m de 16 V à 1 kHz et tracés de V _c et 2P _r en fonction de V _m à des températures élevées :a , d pour le BNTM-1 ; b , e pour le BNTM-2 ; c , f pour BNTM-3

Les caractéristiques de fatigue de BNTM-1, BNTM-2 et BNTM-3 de 300 à 400 K ont été affichées sur la figure 4a–c. Les amplitudes d'impulsion étaient de 10 V et 8 V pour le processus de lecture et de fatigue, respectivement. La relation de \( \pm {dP}_N={\left(\pm {P}_r^{\ast}\right)}_N-{\left(\pm {P}_r^{\wedge}\right )}_N \) peut être décrit que N est le nombre de cycles de commutation,P _N est la polarisation totale, \( {P}_r^{\ast } \) est la polarisation rémanente commutée entre les deux impulsions de polarité opposée, et \( {P}_r^{\wedge } \) est la rémanente non commutée polarisation entre les deux mêmes impulsions de polarité. Après 1 × 10 ⁹ cycles de commutation d'impulsions, les réductions de dP _N de BNTM-1, BNTM-2 et BNTM-3 étaient à 0 %, 32,5 % et 41,2 % à 300 K, 7,4 %, 51,4 % et 31,2 % à 350 K et 11,3 %, 34,5 % et 15,7 % à 400 K, respectivement. Les caractéristiques de fatigue du BNTM-1 deviennent plus sérieuses et celles du BNTM-3 montrent une tendance inverse de 300 à 400 K, tandis que les caractéristiques de fatigue du BNTM-2 deviennent plus sérieuses de 300 à 350 K, et s'améliorent de 350 à 400 K. Au début, les propriétés de fatigue améliorées du BNTM-3 de 300 à 400 K devraient être dues à l'effet accru du désépinglage de la paroi du domaine [11, 18, 19, 20]. On peut en déduire que la compétition entre l'épinglage du domaine et la croissance de la couche morte a toujours eu un effet évident sur la fatigue de polarisation [21, 22]. Quant au BNTM-1, la croissance de la couche morte est le facteur dominant et la diffusion à longue distance des lacunes d'oxygène s'améliore avec l'augmentation de la T et contribue à l'augmentation de l'épaisseur de la couche morte, ce qui peut également être certifié par la diminution de la réponse diélectrique après le processus de fatigue de la figure 4d. Comme pour le BNTM-2, l'effet de croissance de la couche morte joue d'abord un rôle majeur avec T de 300 à 350 K lors des tests de fatigue, puis l'effet amélioré de débrochage du domaine conduit à des propriétés de fatigue améliorées de 350 à 400  K. Il a également été discuté dans d'autres travaux [22, 23].

Tracés des courbes de fatigue de polarisation et constante diélectrique (ε _r ) par rapport à la fréquence à la fois frais et fatigué :a , d pour le BNTM-1 ; b , e pour le BNTM-2 ; c , f pour BNTM-3

Les tracés de constante diélectrique (ε _r ) en fonction de la fréquence avant et après le processus de fatigue ont été menés plus avant pour étudier l'effet de croissance de la couche morte, comme le montre la figure 4d–f. Les valeurs de ε _r de ces films minces augmentent avec l'augmentation de T , ce qui indique que l'effet de désépinglage du domaine devient plus fort avec l'augmentation de T. Le changement des valeurs de ε _r de BNTM-1 et BNTM-3 après le processus de fatigue augmente avec l'augmentation de T . Cela peut s'expliquer par l'effet combiné de la diffusion à longue distance des supports amovibles et de la croissance de la couche morte à T élevé. . Comme pour BNTM-1 et BNTM-3, l'épaisseur de la couche morte augmente avec l'augmentation de T et devient la principale influence sur la valeur de ε _r , ce qui conduit à la réduction de ε _r de BNTM-1 et BNTM-3. Cependant, le changement dans le ε _r de BNTM-2 a montré une faible corrélation, ce qui a été expliqué qu'une grande quantité de paroi de domaine chargée formée par la migration des lacunes d'oxygène pendant le processus de fatigue avait participé à la réponse diélectrique, ce qui a provoqué l'augmentation de ε _r pour BNTM-2.

Des tests de spectres d'impédance CA ont été utilisés pour étudier le mécanisme de conductance avant et après le processus de fatigue avec la plage de température de 300 à 475 K. La figure 5a–c montre l'impédance réelle et imaginaire (Z´ et Z" ) lorsque la fréquence diminue de 1 MHz à 1 kHz. La contribution des grains peut être reflétée par des arcs à haute fréquence. L'ajustement des moindres carrés non linéaires a été effectué pour estimer les résistances des grains (R _g ) des films BNTM, qui a également été rapporté par Bai et al. [24]. Le R _g suit la relation d'Arrhenius en tant queR _g exp(−E _un /k _B T ), où E _un représente l'énergie d'activation moyenne des porteurs pendant le processus de conductance et k _B signifie la constante de Boltzmann [25]. Les courbes de ln(R _g ) vs 1000/T ont été montrés dans la Fig. 5d–f. Il a été constaté que la valeur de R _g augmente un peu après 1,6 × 10 ⁹ cycles d'impulsion, ce qui peut être élucidé que la population de porteurs a augmenté avec l'augmentation de T et une partie des lacunes d'oxygène ou des électrons injectés a été piégé par des parois de domaine chargées pendant le processus de fatigue [26, 27]. Les valeurs de E _un pour BNTM-1 étaient de 0,12-0,13 eV de 425 à 475 K et beaucoup plus petites que les valeurs de BNTM-2 et BNTM-3. Les grandes valeurs de E _un (0,12-0,31 eV) sont généralement considérés comme la contribution de la migration des lacunes d'oxygène au sein de leurs clusters [25]. On peut estimer que la diffusion à longue distance des lacunes d'oxygène se produit plus facilement dans le film mince BNTM-1, ce qui explique en outre que la densité des parois de domaine des films minces orientés (200) était inférieure à celle de (117)- films minces orientés et mixtes. Les schémas des domaines et des parois des domaines des films minces BNTM orientés (200) et orientés (117) ont été réalisés comme le montre la figure 6a–b. On peut voir que les films minces orientés (200) sont principalement constitués d'un domaine à 180° et que la largeur de la paroi du domaine est beaucoup plus petite que celle des domaines orientés (117), qui ont une forte composante horizontale de polarisation. Les configurations de polarisation queue-à-queue ou tête-à-tête qui peuvent induire l'effet d'épinglage pour les parois de domaine peuvent se produire plus facilement avec des domaines orientés (117). Ainsi, la question de savoir pourquoi les films minces BNTM orientés (200) présentent les comportements de fatigue opposés avec l'augmentation de T par rapport à celui des films minces BNTM orientés (117) peut être expliqué. Pour BNTM-1 principalement constitué de domaines orientés (200), la diffusion de la lacune d'oxygène devrait être un rôle déterminé pour les comportements en fatigue avec l'augmentation de T . Et pour le BNTM-3 avec une majorité de domaines orientés (117), les parois de domaines avec une plus grande largeur qui dépendent de la température devraient être la cause principale. La diffusion intense des lacunes d'oxygène avec l'augmentation de T peut faciliter la croissance d'une couche morte qui provoque une fatigue importante, tandis que la largeur de la paroi du domaine peut être plus petite avec l'augmentation de T. Ainsi, une amélioration des propriétés de fatigue peut être obtenue.

Diagrammes d'impédance à température élevée et Ln(R _g ) vs 1000/T Arrhenius trace à la fois frais et fatigué :a , d pour le BNTM-1 ; b , e pour le BNTM-2 ; c , f pour BNTM-3

un , b Structure schématique du domaine dans le a –b plan des films minces BNTM orientés (200) et orientés (117) (l'orientation du domaine peut tracer les flèches)

Afin de vérifier l'exactitude des modèles susmentionnés, les structures de domaine microscopiques des films minces BNTM-1, BNTM-2 et BNTM-3 ont été étudiées par la méthode PFM. Topographie de surface AFM, images d'amplitude PFM OP (hors plan), images de phase PFM OP, images d'amplitude PFM IP (dans le plan), images de phase PFM IP et images PFM agrandies d'une région spécifique dans le carré rouge plein de de tels films ont été montrés dans la Fig. 7a–o. Les régions avec des couleurs jaune vif et sombres dans les images de phase OP correspondent à des domaines de 180° verticalement vers le haut ou vers le bas, tandis que les régions avec des couleurs jaunes et sombres riches dans l'image IP correspondent à des domaines de 90° latéralement à gauche ou à droite. On peut voir que les phases des domaines à 90° latéralement droit ou gauche sont plus évidentes pour BNTM-2 et BNTM-3 que celles de BNTM-1, comme le montre la figure 7p–r, qui a en outre élucidé que (117) Les domaines orientés ont une forte composante horizontale de polarisation. Des images IP PFM de la région spécifique zoomée avec des carrés rouges pleins ont été présentées sur la figure 7p–r. Les lignes pointillées cyan correspondent aux limites des domaines verticalement haut et bas à 180° dans les images de phase OP, comme le montre la Fig. 7p–r, tandis que les lignes bleues en pointillé correspondent aux limites des domaines à 90° latéralement gauche et droit dans IP images. Lorsque les lignes pointillées cyan sont juste situées aux limites des régions sombres et lumineuses dans les images de phase IP qui sont marquées par des lignes pointillées bleues, les configurations de polarisation avec des structures queue-à-queue ou tête-à-tête qui étaient marquées par des lignes pointillées rouges sur la figure 7p–r se formera et conduira à l'accumulation de charges opposées pour les parois de domaine. On peut conclure que les configurations de polarisation queue-à-queue ou tête-à-tête non neutres peuvent se produire avec de plus grandes probabilités pour les films minces BNTM-2 et BNTM-3 par rapport à celles des films minces BNTM-1, comme le montre la figure .7p–r. Par conséquent, la densité des parois de domaine épinglées et la largeur de la paroi de domaine ont déterminé les comportements de fatigue dépendant de la température pour les films minces orientés (117). Ainsi, les parois de domaine avec une vitesse plus élevée et moins de possibilité de capturer les lacunes d'oxygène peuvent réaliser une fatigue améliorée à des températures élevées par rapport à celles à des températures plus basses [28].

Topographie de surface AFM, images d'amplitude OP PFM, images de phase OP PFM, images d'amplitude IP PFM, images de phase IP PFM et images PFM agrandies d'une région spécifique dans le carré rouge plein :a –e, p pour BNTM-1, f –j, q pour BNTM-2, k –o , r pour BNTM-3, respectivement, et la zone de balayage est de 2 × 2 μm ²

Conclusions

En conclusion, les mécanismes d'orientation sur la commutation de polarisation dépendant de la température et les propriétés de fatigue des films minces BNTM ont été systématiquement exposés. Il a été constaté que les propriétés de fatigue s'exacerbent pour les films minces orientés (200) et s'améliorent pour ceux orientés (117) avec l'augmentation de T . L'accumulation de lacunes d'oxygène à l'interface et les parois de domaine avec une plus grande largeur devraient être les rôles déterminés pour les comportements en fatigue des films minces orientés (200) et orientés (117) avec un T croissant. , respectivement. La diffusion intense des lacunes d'oxygène avec l'augmentation de T peut faciliter la croissance d'une couche morte qui provoque une fatigue importante, tandis que la largeur de la paroi du domaine devient plus petite et apporte des propriétés de fatigue améliorées affectées par un effet de détachement de domaine amélioré avec l'augmentation de T . Une énergie d'activation inférieure de 0,12-0,13 eV a été trouvée pour les films minces BNTM orientés (200) par rapport à ceux de 0,17-0,19 eV pour les films orientés (117). Les configurations de polarisation queue-à-queue non neutres avec de plus grandes probabilités pour les films minces orientés (117) et mixtes ont été trouvées, tandis qu'une majorité des configurations de polarisation tête-à-queue neutres peuvent être observées pour (200)- ceux orientés. Par conséquent, la diffusion intense des lacunes d'oxygène et les propriétés des parois de domaine ont déterminé les différences de comportements de fatigue dépendant de la température des films minces BNTM avec différentes orientations.

Abréviations

AFM :

Microscopie à force atomique

BIT :

Bi₄ Ti₃ O₁₂

BNT :

BIT Nd-substitué

BNTM :

Bi_3.15 Nd_0,85 Ti_2.99 Mn_0,01 O₁₂

E _un :

Énergie d'activation moyenne des porteurs

FRAM :

Mémoire ferroélectrique à accès aléatoire

IP :

En avion

k _B :

Constante de Boltzmann

n :

Taux de nucléation des domaines

OP :

Hors avion

PFM :

Microscopie à force de réponse piézoélectrique

P _N :

Polarisation totale

P _r :

Polarisation rémanente

P _r ^* :

Polarisation rémanente commutée

P _r ^{^} :

Polarisation rémanente non commutée

PZT :

(Pb, Zr)TiO₃

R _g :

Résistances des grains

SEM :

Microscope électronique à balayage

U ₀ :

Barrière énergétique pour la croissance du domaine

V _c :

Tension coercitive

V _m :

Tension maximale

XRD :

Diffraction des rayons X

Z ” :

Impédance imaginaire

Z ' :

Impédance réelle

α :

Champ électrique d'activation

ε _r :

Constante diélectrique