Les précurseurs déterminent la performance ferroélectrique des films minces Hf0.5Zr0.5O2 par ALD : TEMA vs TDMA

Résumé

Les propriétés chimiques, physiques et électriques des films minces Hf₀.₅Zr₀.₅O₂ déposés par couche atomique (ALD) en utilisant les précurseurs tétrakis(éthylméthylamino) (TEMA) et tétrakis(diméthylamino) (TDMA) sont comparées. Le ligand des précurseurs organométalliques affecte fortement la concentration résiduelle en carbone, la taille des grains et les propriétés ferroélectriques résultantes. Le dépôt de films Hf₀.₅Zr₀.₅O₂ avec les précurseurs TDMA entraîne une concentration en C plus faible et une taille de grain légèrement plus grande. Ces résultats favorisent la croissance de films à phase ferroélectrique dominante, atténuant l'effet de « wake-up ». D'après le test de wake-up du film TDMA-Hf₀.₅Zr₀.₅O₂ avec champ de cyclage 2,8 MV/cm, l'effet de wake-up défavorable est bien supprimé jusqu'à 10⁵ cycles, avec une double rémanence de polarisation raisonnablement élevée de ~40 μC/cm². Le film montre aussi une commutation fiable jusqu'à 10⁹ cycles avec champ 2,5 MV/cm sans wake-up mais avec comportement de fatigue typique.

Introduction

Les films minces Hf₁₋ₓZrₓO₂ (HZO, x ~ 0,5) déposés par couche atomique sont les principaux candidats comme couche ferroélectrique (FE) ultra-mince pour dispositifs semi-conducteurs mémoire et logique. La structure fluorite FE HZO peut être réduite même en dessous de 10 nm, et déposée homogènement sur nanostructures 3D par ALD mature. De plus, elle est compatible avec l'électrode TiN conventionnelle [1, 2], difficilement réalisable avec les ferroélectriques conventionnels à structure perovskite. Malgré les progrès significatifs dans le traitement des films HZO et la fabrication de dispositifs par films minces ALD ces dernières années, plusieurs lacunes persistent. Notamment, la fiabilité des ferroélectriques à structure fluorite est incertaine. Actuellement, l'effet de wake-up et l'endurance limitée sont considérés comme les problèmes les plus graves [3]. Généralement, les courbes polarisation-champ électrique (P-E) sont pincées à l'état vierge, suggérant que le champ coercitif (Ec) est spatialement non-uniforme et plusieurs domaines FE sont épinglés [4]. Après cyclage champ électrique > Ec, des courbes P-E plus symétriques et carrées sont obtenues : phénomène de wake-up. Dans certains cas, ce processus dure 10⁴–10⁵ cycles, endurance typique mémoire flash, compliquant le fonctionnement dispositif/système [5]. L'endurance limitée est un autre problème critique si utilisation comme mémoire de travail (endurance > 10¹⁵ requise). Pour structure condensateur métal-ferroélectrique-métal, endurance max rapportée < 10¹¹ [6], et pour grille métal-ferroélectrique-semiconducteur en transistor à effet de champ ferroélectrique, endurance limitée ~10⁵ fois [3, 7].

Diverses origines du wake-up ont été suggérées : épinglage des parois de domaines par défauts (impuretés, lacunes d'oxygène), présence de phase non-ferroélectrique (cubique ou tétragonale) aux interfaces adjacentes aux électrodes ou canal semiconducteur à l'état vierge [5, 8,9,10]. La concentration de sites d'épinglage devrait diminuer pendant le cyclage de commutation de polarisation. Le cyclage champ électrique transforme aussi les phases tétragonale/cubique interfaciales en phase orthorhombique FE [5]. Cette étude se concentre sur l'amélioration des performances électriques du film HZO ou l'élimination du wake-up en adoptant des précurseurs Hf et Zr alternatifs pendant ALD, pouvant résulter en concentration d'impuretés plus faible, surtout carbone.

Pour les procédés ALD utilisant précurseurs organométalliques, il est presque inévitable d'induire des impuretés résiduelles (C, N, H) dans le film déposé, provenant probablement des ligands organiques. Kim et al. [11, 12] ont montré qu'en changeant la température de dépôt HfO₂ et HZO, la polymorphisme et propriétés électriques pouvaient être contrôlées. Par spectroscopie Auger (AES), la concentration en C dans film HZO ALD augmente avec la diminution de température de dépôt, résultant probablement de réactions d'échange de ligands imparfaites [11, 12]. Le diamètre latéral des grains diminue aussi avec l'augmentation de la concentration en C. La formation de phases instables/métastables (tétragonale, orthorhombique, cubique) plutôt que monoclinique stable dans ces films structure fluorite est étroitement liée à l'effet de taille de grain [13,14,15,16]. Contrôler la concentration d'impuretés est crucial pour obtenir la phase désirée (FE orthorhombique) et améliorer la fiabilité électrique.

Pour l'ALD de films minces FE HZO, les précurseurs organométalliques Hf et Zr les plus utilisés sont tétrakis[éthylméthylamino]hafnium (TEMAH) et tétrakis[éthylméthylamino]zirconium (TEMAZ) [11, 12, 17]. Développés pour CVD organométallique avec décomposition de ligand facilitée par transfert de charge entre groupes méthyle et éthyle [18,19,20]. Cependant, cette décomposition thermique induite et élimination subséquente des ligands (fragments) interfère défavorablement avec la réaction ALD aisée, incorporant impuretés (C, H, N) dans le film [11, 17,18,19,20].

En contraste, les précurseurs tétrakis[diméthylamino]hafnium (TDMAH) et tétrakis[diméthylamino]zirconium (TDMAZ), aussi utilisés pour déposer films FE HZO [21,22,23,24], n'ont que des groupes méthyle dans leurs ligands. Un tel effet défavorable pourrait être moins grave, bien que la suppression complète de la décomposition thermique ne soit pas garantie.

Cette étude réalise une analyse comparative entre films HZO déposés par ALD avec deux précurseurs métalliques différents : TEMAH/TEMAZ et TDMAH/TDMAZ. Le second procédé donne une concentration en C plus faible dans le film, améliorant significativement les performances électriques. Sous conditions de cyclage de commutation optimisées, quasi aucun effet de wake-up n'est observé tandis que la polarisation commutable reste ~40 μC/cm².

Méthodes / Expérimental

Préparation des films minces Hf₀.₅Zr₀.₅O₂

Cette étude examine l'influence des types de précurseurs organométalliques sur la structure et les performances électriques des films minces Hf₀.₅Zr₀.₅O₂ déposés par ALD. Les films HZO ont été déposés dans un réacteur ALD thermique 4 pouces avec TDMAH (ou TEMAH), TDMAZ (ou TEMAZ) et ozone (190 g/m³) comme précurseurs Hf, Zr et source d'oxygène. Le procédé ALD optimisé avec TEMAH/TEMAZ était comme dans les études antérieures des auteurs [5, 9, 11–16]. Les films HZO avec TDMAH/TDMAZ préparés par ALD thermique à 260 °C. Ratio Hf:Zr 50:50 choisi pour tests électriques, cette composition montrant la plus grande polarisation rémanente (Pr) dans études antérieures [17, 25, 26]. Films HZO avec précurseurs TDMAH/TDMAZ déposés avec ratio cycle ALD 1:1 Hf:Zr sur substrat TiN/Ti/SiO₂/Si. Un cycle ALD : alimentation source (2 s) - purge source (20 s) - alimentation ozone (3 s) - purge ozone (10 s). Taux de croissance 0,13 nm/cycle, films 10 nm préparés par TDMAH/TDMAZ. Conditions optimales peuvent varier selon volume chambre ALD. Tableau 1 compare propriétés physiques sources TEMA et TDMA. Films TiN (50 nm) et Ti (5 nm) déposés par pulvérisation cathodique 5 kW sur substrats Si p-type oxydés thermiquement (outil Endura, Applied Materials). Films HZO déposés partiellement cristallins ou amorphes, recuit rapide (RTP) 450 °C sous N₂ pour cristallisation.

Caractérisation propriétés chimiques/physiques films Hf₀.₅Zr₀.₅O₂

Structures cristallines analysées par diffractomètre RX (XRD, X'pert pro, Panalytical) géométrie incidence rasante angle 0,5°. Microstructures par MEB (S-4800, Hitachi), distribution taille grains par logiciel Gwyddion [29] méthode ligne de partage des eaux. Compositions chimiques par fluorescence RX (XRF, Quant'X, Thermo SCIENTIFIC). Variations en profondeur compositions, incluant impuretés C, par spectroscopie Auger temps de vol (AES, PHI-700, ULVAC-PHI).

Caractérisation propriétés électriques films Hf₀.₅Zr₀.₅O₂

Électrodes TiN supérieures déposées par pulvérisation réactive 100 W sous atmosphère 92,6 % Ar / 7,4 % N₂. Électrodes TiN supérieures patterning par masque ombre trous circulaires 300 μm. Caractéristiques P-E par testeur ferroélectrique (TF analyzer 2000, Aixacct) fréquence 1 kHz. Test endurance par impulsions bipolaires rectangulaires hauteurs/largeurs 2,8–3,8 MV/cm et 10 μs, générateur impulsions (81110A, Agilent) et testeur ferroélectrique. Caractéristiques C-V par analyseur impédance (4194A, Hewlett-Packard) impulsions AC sinusoïdales 10 kHz, 50 mV combinées biais DC. Constantes diélectriques calculées capacitance mesurée, aire électrode microscopie optique, épaisseur ellipsométrie spectroscopique (ESM-300, J.A. Woollam). Caractéristiques J-E par analyseur paramètres semiconducteur (4155B, Hewlett-Packard) biais DC délai 1 s.

Résultats et discussion

Fig. 1a : diagrammes DRX incidence rasante (GIXRD) films Hf₀.₅Zr₀.₅O₂ 10 nm déposés TDMAH/TDMAZ (TDMA-HZO, courbe noire) et TEMAH/TEMAZ (TEMA-HZO, courbe rouge) angle incidence 0,5°. Patrons référence monoclinique, tétragonale, orthorhombique en bas. Les deux diagrammes GIXRD TDMA et TEMA HZO montrent intensités pics monoclinique négligeables, pas de différence notable formes/intensités pics. Aucune différence significative structure cristallographique entre TDMA et TEMA HZO confirmée expérimentalement par GIXRD.

Microstructure, incluant taille latérale grains, facteur critique affectant propriétés FE films minces HZO [13–16, 30]. Microstructures TDMA et TEMA HZO analysées par MEB. Fig. 1b : image MEB planaire films TDMA HZO. Études antérieures rapportent structure grains colonnaires pour films HZO ALD thermique, suggérant taille verticale grains = épaisseur film [1, 5, 11, 31]. Distribution taille latérale grains analysée par logiciel [29], ajustée fonction gaussienne. Distribution TEMA HZO (courbe rouge) reprise étude antérieure [15], tracée avec TDMA HZO (courbe noire) Fig. 1c. Diamètre latéral moyen grains TDMA HZO (8,5 nm) > TEMA HZO (7,1 nm). Ceci pourrait être raison principale performance FE améliorée TDMA HZO. Selon rapports antérieurs, formation phases métastables (orthorhombique, tétragonale) d'origine cinétique, phases tétragonale/orthorhombique préférées petite taille grains [13, 16]. Grains beaucoup plus grands préfèrent phase monoclinique, grains plus petits phase tétragonale, grains légèrement plus grands phase orthorhombique. Chevauchement quasi total positions pics deux phases (tétragonale/orthorhombique) dans diagrammes diffraction n'a pas permis identification non ambiguë phase majoritaire. Cependant, MEB et analyse taille grains indiquent film TDMA HZO pourrait avoir portion plus élevée phase orthorhombique vs TEMA HZO.

Différentes tailles grains pourraient provenir de différents niveaux concentration impuretés C dans les deux films. Concentrations impuretés affectent fortement microstructure et propriétés ferroélectriques films minces HZO [11, 12, 32]. Composition chimique films TDMA et TEMA HZO analysée par AES temps de vol, concentrations en profondeur divers atomes (Hf, Zr, O, C, Ti, N) dans film TDMA HZO tracées fonction temps pulvérisation Fig. 1d. Fig. 1e : région agrandie basse concentration Fig. 1d (cadre pointillé rouge) partie film HZO. Concentration moyenne C film TDMA HZO (carré noir) ~2,4 %, ~38 % plus faible que TEMA HZO (triangle rouge) ~3,9 % [12], données AES rapportées étude antérieure auteurs [12]. Toutes autres concentrations, y compris N, pas de différence notable.

Cho et al. suggèrent impuretés C résiduelles formées pendant ALD retardent croissance grains, résultant petite taille grains films finaux [32]. Tendance similaire observée films ferroélectriques Hf₀.₅Zr₀.₅O₂ et HfO₂ purs par Kim et al. quand température dépôt diminue 280→200 °C [11, 12]. Jung et al. simulations computationnelles montrent différence énergie libre entre phases tétragonale et monoclinique diminue avec augmentation concentration C dans HfO₂, suggérant impuretés C renforcent stabilité phase tétragonale métastable [33]. Kuenneth et al. aussi effet concentration C sur énergies libres HfO₂. Mais rapportent augmentation concentration C ne diminue pas différence énergie libre entre phases orthorhombique et monoclinique [34]. Dans travail Kuenneth, défauts C substitutionnels considérés, bien que impuretés C généralement interstitielles dans HfO₂ [33, 35]. Calculs théoriques n'ont pas clairement révélé que impuretés C diminuent différence énergie libre phases tétragonale/orthorhombique. Cependant, expériences confirment augmentation impuretés C augmente fraction phase tétragonale dans films minces HZO ALD [11, 12, 33].

Concentration C plus faible film TDMA HZO attribuable à différente nature décomposition thermique ligands TDMA vs TEMA. Atomes carbone externes ligands TEMA enclins dissociation thermique et restent surface film pendant ALD [11, 12], ce qui peut ne pas être le cas ligand TDMA.

Effet concentration C et microstructure résultante sur propriétés ferroélectriques discuté. Fig. 2a, b : courbes P-E condensateurs MFM films TDMA HZO et TEMA HZO, état vierge et états fatigués commutés 10², 10³, 10⁴, 10⁵ fois impulsions bipolaires rectangulaires 3,8 MV/cm, 10 μs. Courbes P-E Fig. 2a, b (état vierge) : courbe P-E condensateur TEMA HZO (noir, Fig. 2b) plus fortement pincée état vierge vs TDMA HZO (noir, Fig. 2a). Fig. 2b montre bosses courbe P-E vierge TEMA HZO, pas le cas TDMA HZO. Bosses P-E proviennent scission pics courant commutation, résultant généralement inhomogénéité spatiale champ électrique interne et/ou champ coercitif. Fig. 2c : évolutions valeurs 2Pr TDMA et TEMA HZO fonction impulsions fatigue. Valeurs 2Pr après 10⁵ impulsions vs vierge : TDMA ~80 %, TEMA ~69 %. Suggère film TEMA HZO comportement wake-up plus fort vs TDMA HZO.

Fig. 2d, e : courbes constante diélectrique-champ électrique (εr-E) condensateurs TDMA HZO et TEMA HZO état vierge et fatigués 10²–10⁵ fois impulsions 3,8 MV/cm, 10 μs. Valeurs εr condensateur TDMA HZO significativement plus basses que TEMA HZO à toutes conditions. Fig. 2f : évolutions εr avec cycles fatigue croissants TDMA et TEMA HZO. Valeurs εr moyennées εr mesurées champs électrique max/min Fig. 2d, e. Diagrammes GIXRD Fig. 1a : fractions phase monoclinique négligeables dans les deux films. Différence εr pourrait être déterminée par fractions relatives phases tétragonale/orthorhombique ou concentration défauts, qui diminue constante diélectrique moyenne avec distorsions réseau locales. Valeur εr phase tétragonale (35–40) > phase orthorhombique (25–30). Haute εr condensateur TEMA HZO indique fraction phase tétragonale plus élevée vs TDMA HZO. Avec cycles fatigue croissants, εr diminue pour les deux (Fig. 2f). Amplitude diminution εr pendant 10⁵ commutations TDMA HZO (26,8→25,3) < TEMA-HZO (32,2→29,6) ~42 %. Cohérent comportement wake-up Fig. 2c.

Différence fraction phase tétragonale et εr résultante films TDMA/TEMA HZO compréhensible différence concentration C. Selon Kim et al. [12], augmentation concentration C diminue énergie libre phase tétragonale vs orthorhombique (tétragonale encore plus favorable). Résultat : augmentation concentration C → augmentation fraction phase tétragonale. Concentration C film TDMA HZO < TEMA HZO → fraction tétragonale TDMA HZO attendue < TEMA HZO. Différence taille grains Fig. 1c soutient même tendance fractions phases cristallines relatives. Selon Materlik et al. [30], énergie libre surface phase tétragonale (2,5 J/m²) < orthorhombique (2,9 J/m²), bien que estimées expliquer observations expérimentales films HZO diverses épaisseurs/concentrations Zr. Batra et al. [36] calculé énergies libres surface phases cristallines diverses orientations : énergie libre surface tétragonale < orthorhombique et monoclinique. Énergie joint grain haut angle ~1/3 énergie libre surface [37]. Donc énergie joint grain tétragonale la plus basse vs orthorhombique/monoclinique, phase la plus stable plus petite taille grains. Cohérent avec idée : plus petite taille grains TEMA HZO tend à inclure portion plus élevée phase tétragonale non-FE vs TDMA HZO taille grains moyenne plus grande. Concentration C et taille grains observées expérimentalement soutiennent structure cristalline différente et propriétés électriques résultantes films TDMA/TEMA HZO.

Pour élucider mécanisme wake-up, mesure commutation impulsion estimant capacitance interfaciale (Ci) provenant couche non-FE près électrodes, réalisée sur condensateurs TDMA HZO et TEMA HZO [5]. Fig. 3a, b : évolutions Ci, résistance contact (Rc), Ec avec cycles fatigue croissants TDMA HZO et TEMA HZO. Méthode détaillée et résultats dans Information Supplémentaire. Données TEMA HZO reprises travail antérieur Kim et al. [5], où Ci augmente avec cyclage champ électrique. État vierge : Ci (37,6 μF/cm²) TDMA > TEMA HZO (21,1 μF/cm²) ~75 %, suggérant épaisseur couche interfaciale non-FE TDMA HZO bien plus faible que TEMA HZO. Différence Ec état vierge TDMA/TEMA seulement 13 %, suggérant raison principale différence caractéristiques P-E vierge = différente épaisseur couches interfaciales non-FE. Rc fortement affecté résistance contact montage test, importance moindre vs autres facteurs. Différentes caractéristiques P-E état vierge TDMA/TEMA HZO compréhensibles cohéremment modèle wake-up antérieur Kim et al. [5]. Selon études antérieures, concentration lacunes oxygène près électrodes TiN > région bulk film état vierge. Selon Hoffmann et al. [38], augmentation concentration lacunes oxygène renforce stabilité phase tétragonale vs orthorhombique. Pendant cyclage commutation polarisation répétitif test endurance, phase tétragonale interfaciale semble convertir en phase orthorhombique FE par diffusion lacunes oxygène vers région bulk. Champ appliqué induit aussi transition phase interfaciale non-FE → FE. Épaisseur couche interfaciale condensateur TDMA-HZO < TEMA-HZO état vierge → wake-up pendant cyclage champ atténué.

Amplitude impulsion fatigue autre facteur crucial affectant wake-up ferroélectriques structure fluorite [6, 8]. Wake-up effet condensateur TDMA HZO examiné impulsions fatigue amplitudes 2,8, 3,1, 3,5, 3,8 MV/cm. Fig. 4a, b, c : courbes P-E mesurées pendant test wake-up hauteurs impulsion 2,8, 3,1, 3,5 MV/cm. Fig. 4d : résumé évolutions 2Pr pendant test endurance 2,8, 3,1, 3,5, 3,8 MV/cm. Mesure P-E effectuée champ 3,8 MV/cm après certains cycles wake-up amplitude donnée. Évolutions hystérésis P-E diminuent amplitude impulsions fatigue décroissante Fig. 4a–c. Fig. 4d : augmentations 2Pr après 10⁵ cyclages : 0,41, 5,18, 9,93, 9,94 μC/cm² → ~1, ~13, ~26, ~24 % changements. Résultat implique wake-up négligeable impulsion fatigue 2,8 MV/cm, où 2Pr raisonnablement élevé (~40 μC/cm²) encore atteint.

Wake-up fortement lié dérive lacunes oxygène et transition phase tétragonale→orthorhombique, principalement couche interfaciale [9, 10]. Dérive lacunes oxygène fortement influencée amplitude impulsions fatigue, amplitude test fatigue appropriément plus basse (2,8 MV/cm ici) atténue largement effet défavorable. Bien que 2Pr max réalisable diminue ~51 μC/cm² (3,8 MV/cm) → ~40 μC/cm² (2,8 MV/cm), ~40 μC/cm² encore valeur raisonnablement élevée dispositifs mémoire ferroélectrique. Cas film TEMA HZO, stratégie similaire applicable atténuer wake-up, mais 2Pr initial bas (~30 μC/cm²) problème potentiel.

Influence concentration C clarifiée test endurance jusqu'à 10⁹ cycles Fig. 5a, b : évolutions Pr champ cyclage 2,5 et 3,0 MV/cm films TEMA et TDMA HZO. Dans les deux cas, valeurs Pr estimées boucles P-E champ max = champ cyclage, donc Pr généralement < Fig. 4 (test P-E 3,8 MV/cm). Champ max 3,8 MV/cm pour test P-E Fig. 4 utilisé tests endurance → films claquaient tôt, interdisant tests endurance cycles max. Deux films tendances cohérentes évolution Pr vs cycles : TEMA HZO augmente Pr, tendance bien plus faible TDMA HZO. TEMA HZO changements Pr instables avant claquage ~10⁷ et ~10⁹ cycles champs 3,0 et 2,5 MV/cm. Contraste : TDMA HZO pas d'indication claquage ~10⁷ et ~10⁹ cycles 3,0 et 2,5 MV/cm, claquage soudain observé. Pr diminue légèrement après ~10⁷ champ cyclage 2,5 MV/cm → comportement fatigue authentique. Déclin similaire performance Pr avec cycles commutation rapporté ferroélectriques perovskite conventionnels, attribué épinglage parois domaines densité défauts croissante [40, 41]. Études antérieures films ferroélectriques HZO, tels comportements fatigue authentiques peu observés cause wake-up significatif et claquage précoce, cas Fig. 5a. Données Fig. 5b révèlent film HZO peut aussi subir effet fatigue, connu films ferroélectriques perovskite, condition wake-up et claquage précoce adressés.

Fig. 5c : comparaison densité courant fuite deux types films. Concentration C plus faible → film TDMA HZO courant fuite plus faible que TEMA HZO champ < ~1,5 MV/cm, où tunneling assisté pièges domine. Résultat amélioration courant fuite TDMA HZO : pas claquage jusqu'à 10⁹ cycles, champ relativement bas 2,5 MV/cm. Région champ plus élevé, différence diminue, indiquant courant fuite haut champ dominé par propriété barrière Schottky interface, moins sensible concentration C. Recherches futures identifieront plus précisément mécanisme courant fuite. Courants fuite similaires région haut champ coïncident pas différence significative cycles commutation avant claquage 3,0 MV/cm, Fig. 5a, b.

Conclusion

En conclusion, cette étude examine l'influence des types de précurseurs organométalliques sur structure et performances électriques films minces Hf₀.₅Zr₀.₅O₂ déposés par ALD. Précurseurs Hf/Zr adoptés ont ligands TEMA ou TDMA, TEMA plus enclin décomposition thermique vs TDMA. Procédé ALD précurseurs ligands TDMA → concentration impuretés C plus faible (~2,4 at% vs ~3,9 at%) dans film HZO, induisant taille grains légèrement plus grande (~8,5 nm vs ~7,1 nm). Taille grains légèrement plus grande préfère phase orthorhombique FE vs phase tétragonale non-FE → film TDMA HZO surpasse TEMA HZO, surtout performance wake-up. Cyclage wake-up 2,8 MV/cm → film TDMA HZO quasi pas wake-up, 2Pr élevé ~40 μC/cm² atteint. Mérite significatif vs propriété wake-up sévère film TEMA HZO. Film TDMA HZO contient aussi portion plus faible phase interfaciale non-FE avec électrodes TiN vs TEMA HZO. Concentration C plus faible → film TDMA HZO courant fuite plus faible région champ bas (< ~1,5 MV/cm), mais comportements courant fuite haut champ similaires. Résultat : cycles commutation avant claquage similaires champ cyclage 3,0 MV/cm (~10⁷ cycles), mais extensible >10⁹ cycles champ plus bas (2,5 MV/cm) cas TDMA HZO. Film TDMA HZO révèle comportement fatigue typique (diminution Pr avec cycles commutation) après ~10⁷ cycles 2,5 MV/cm, attribuable épinglage parois domaines par défauts accumulés, comme films ferroélectriques perovskite conventionnels.

Disponibilité des données et matériaux

Les ensembles de données soutenant les conclusions sont inclus dans l'article et son Fichier supplémentaire 1.

Abréviations

TEMA :

Tétrakis(éthylméthylamino)

TDMA :

Tétrakis(diméthylamino)

TEMAH :

Tétrakis[éthylméthylamino]hafnium

TEMAZ :

Tétrakis[éthylméthylamino]zirconium

TDMAH :

Tétrakis[diméthylamino]hafnium

TDMAZ :

Tétrakis[diméthylamino]zirconium

TDMA HZO :

Films Hf₀.₅Zr₀.₅O₂ déposés TDMAH/TDMAZ

TEMA HZO :

Films Hf₀.₅Zr₀.₅O₂ déposés TEMAH/TEMAZ

ALD :

Dépôt par couches atomiques

AES :

Spectroscopie Auger

RTP :

Recuit thermique rapide

XRD :

Diffractomètre RX

GIXRD :

Diffraction RX incidence rasante

MEB :

Microscopie électronique à balayage

HZO :

Hf₁₋ₓZrₓO₂, x~0,5

FE :

Ferroélectrique

Pr :

Polarisation rémanente

Ec :

Champ coercitif

P–E :

Polarisation–champ électrique

C–V :

Capacité–tension

J–E :

Densité courant–champ électrique

Ci :

Capacitance interfaciale

Rc :

Résistance contact