Los precursores determinan el rendimiento ferroeléctrico en películas delgadas ALD Hf0.5Zr0.5O2: TEMA vs TDMA

Resumen

Se comparan las propiedades químicas, físicas y eléctricas de películas delgadas de Hf₀.₅Zr₀.₅O₂ depositadas por deposición atómica por capas (ALD) usando precursores tetrakis(etilmetilamino) (TEMA) y tetrakis(dimetilamino) (TDMA). El ligando de los precursores metal-orgánicos afecta fuertemente la concentración residual de C, el tamaño de grano y las propiedades ferroeléctricas resultantes. Depositar Hf₀.₅Zr₀.₅O₂ con precursores TDMA resulta en menor concentración de C y tamaño de grano ligeramente mayor. Estos hallazgos favorecen el crecimiento de películas con fase ferroeléctrica dominante, mitigando el efecto wake-up. En el test de wake-up de película TDMA-Hf₀.₅Zr₀.₅O₂ con campo de ciclicado 2,8 MV/cm, el adverso efecto wake-up se suprimió bien hasta 10⁵ ciclos, con un valor razonablemente alto de doble polarización remanente ~40 μC/cm². La película también mostró conmutación fiable hasta 10⁹ ciclos con campo 2,5 MV/cm sin wake-up pero con comportamiento de fatiga típico.

Introducción

Las películas delgadas de Hf₁₋ₓZrₓO₂ (HZO, x ~ 0,5) depositadas por ALD son las principales candidatas como capa ferroeléctrica (FE) ultra-delgada en dispositivos semiconductores para memoria y lógica. Esto se debe a que la película FE HZO de estructura fluorita puede escalarse incluso por debajo de 10 nm, y depositarse homogéneamente en nanoestructuras 3D mediante técnicas ALD maduras. Además, es compatible con el electrodo convencional TiN, lo que difícilmente logran los ferroeléctricos convencionales de estructura perovskita. A pesar de mejoras significativas en procesamiento de películas HZO y fabricación de dispositivos con ALD en años recientes, persisten deficiencias sin resolver. Especialmente, la fiabilidad de ferroeléctricos de estructura fluorita es incierta. Actualmente, el efecto wake-up y el número limitado de ciclos de resistencia se consideran los problemas más graves.

Generalmente, las curvas polarización-campo eléctrico (P-E) están pinzadas en estado prístino, sugiriendo que el campo coercitivo (Ec) es espacialmente no uniforme y varios dominios FE están anclados. Tras ciclicado de campo eléctrico con intensidad superior a Ec, se logran curvas P-E más simétricas y cuadradas, fenómeno conocido como wake-up. En algunos casos, este proceso dura 10⁴–10⁵ ciclos, típico de memoria flash, complicando operación de dispositivo y sistema. La resistencia limitada es otro problema crítico si se pretende usar como memoria de trabajo (resistencia > 10¹⁵ requerida). Para estructura capacitor metal-ferroeléctrico-metal, la resistencia máxima reportada es < 10¹¹; para pila gate metal-ferroeléctrico-semiconductor en transistor de efecto de campo ferroeléctrico, resistencia limitada a 10⁵ veces.

Diversos orígenes del wake-up se han sugerido: anclaje de fronteras de dominio por defectos (impurezas, vacancias de oxígeno), presencia de fase no ferroeléctrica (cúbica o tetragonal) en interfaces adyacentes a electrodos o canal semiconductor en estado prístino. La concentración de sitios de anclaje disminuiría durante conmutación repetitiva. También, ciclicado de campo transforma fases tetragonales o cúbicas interfaciales en fase FE ortorrómbica. Este estudio se centra en mejorar el rendimiento eléctrico de película HZO o eliminar wake-up adoptando precursores alternativos de Hf y Zr durante ALD, lo que puede resultar en menor concentración de impurezas, especialmente carbono.

En procesos ALD con precursores metal-orgánicos, es casi inevitable inducir impurezas residuales (C, N, H) en la película, originadas probablemente en ligandos orgánicos. Kim et al. mostraron que cambiando temperatura de deposición de HfO₂ y HZO, la polimorfía y propiedades eléctricas resultantes podían controlarse. Por espectroscopía Auger (AES), la concentración de C en película HZO ALD aumentaba al disminuir temperatura de deposición, por reacciones de intercambio de ligando imperfectas. Además, diámetro lateral de grano disminuía al aumentar concentración de C. La formación de fases inestables o metaestables (tetragonal, ortorrómbica, cúbica) en lugar de fase monoclínica estable en películas de estructura fluorita está estrechamente relacionada con efecto de tamaño de grano. Así, controlar concentración de impurezas es crucial para lograr fase deseada (FE ortorrómbica) y mejorar fiabilidad eléctrica.

Para ALD de películas FE HZO, los precursores metal-orgánicos de Hf y Zr más usados son tetrakis[etilmetilamino]hafnio (TEMAH) y tetrakis[etilmetilamino]circonio (TEMAZ). Desarrollados para deposición química de vapor metal-orgánica con intención de descomposición fácil de ligando vía transferencia de carga entre grupos metilo y etilo. Sin embargo, esta descomposición térmica inducida y posterior eliminación de (fragmentos de) ligandos orgánicos interfiere adversamente con la reacción ALD, resultando en incorporación de impurezas (C, H, N) en la película.

En contraste, precursores tetrakis[dimetilamino]hafnio (TDMAH) y tetrakis[dimetilamino]circonio (TDMAZ), también usados para depositar películas FE HZO, tienen solo grupos metilo en sus ligandos. Por tanto, tal efecto adverso podría no ser serio, aunque no se garantice supresión completa de descomposición térmica.

Este estudio realiza análisis comparativo entre películas HZO crecidas por ALD con dos precursores metálicos diferentes: TEMAH/TEMAZ y TDMAH/TDMAZ. El segundo proceso resultó en menor concentración de C en la película, mejorando significativamente el rendimiento eléctrico. Bajo condiciones optimizadas de ciclicado de conmutación, se logró casi ningún efecto wake-up manteniendo polarización conmutable ~40 μC/cm².

Materiales y métodos

Preparación de películas delgadas Hf₀.₅Zr₀.₅O₂

Se examinó la influencia de tipos de precursores metal-orgánicos en estructura y rendimiento eléctrico de películas Hf₀.₅Zr₀.₅O₂ depositadas por ALD térmico. Películas HZO depositadas en reactor ALD térmico de 4 pulgadas con TDMAH (o TEMAH), TDMAZ (o TEMAZ) y ozono (190 g/m³) como precursores de Hf, Zr y fuente de oxígeno. Proceso ALD optimizado con TEMAH/TEMAZ según estudios previos de los autores. Relación Hf:Zr 50:50 elegida para test eléctrico, por mostrar mayor polarización remanente (Pr) en estudios previos. Películas HZO con TDMAH/TDMAZ depositadas con relación ciclos ALD 1:1 de precursores Hf y Zr sobre sustrato TiN/Ti/SiO₂/Si. Un ciclo ALD: alimentación fuente (2 s) - purga fuente (20 s) - alimentación ozono (3 s) - purga ozono (10 s). Velocidad crecimiento 0,13 nm/ciclo; películas 10 nm preparadas con TDMAH/TDMAZ. Condiciones óptimas pueden variar según volumen cámara ALD. Tabla 1 compara propiedades físicas de fuentes TEMA y TDMA. Películas TiN (50 nm) y Ti (5 nm) depositadas por sputtering (potencia 5 kW) sobre sustratos Si tipo p oxidados térmicamente con herramienta comercial (Endura, Applied Materials). Películas HZO depositadas son solo parcialmente cristalinas o amorfas, por lo que recocido posterior para cristalización se realizó por proceso térmico rápido (RTP) a 450 °C en atmósfera N₂.

Caracterización de propiedades químicas/físicas

Estructuras cristalinas por difractómetro rayos X (XRD, X'pert pro, Panalytical) en geometría incidencia rasante ángulo 0,5°. Microestructuras por microscopía electrónica de barrido (SEM, S-4800, Hitachi), distribución tamaño de grano analizada con software Gwyddion mediante método watershed. Composiciones químicas por fluorescencia rayos X (XRF, Quant'X, Thermo SCIENTIFIC). Variaciones en profundidad de composiciones químicas, incluyendo impurezas como C, por espectroscopía Auger tiempo de vuelo (AES, PHI-700, ULVAC-PHI).

Caracterización de propiedades eléctricas

Electrodos superiores TiN depositados reactivamente por sputtering (potencia 100 W, atmósfera 92,6 % Ar / 7,4 % N₂). Electrodos TiN superiores patrón con máscara sombra con orificios circulares diámetro 300 μm. Características P-E por probador ferroeléctrico (TF analyzer 2000, Aixacct systems) a frecuencia 1 kHz. Test resistencia con pulsos bipolares rectangulares altura/anchura 2,8–3,8 MV/cm y 10 μs, generador pulsos (81110A, Agilent) y probador ferroeléctrico. Características C-V por analizador impedancia (4194A, Hewlett-Packard) bajo pulsos AC sinusoidales frecuencia 10 kHz, altura 50 mV combinados con polarización DC. Constantes dieléctricas calculadas de capacitancia medida, área electrodo por microscopía óptica, espesor por elipsometría espectroscópica (ESM-300, J.A. Woollam). Características J-E por analizador parámetros semiconductor (4155B, Hewlett-Packard) bajo polarización DC con retardo 1 s.

Resultados y discusión

Fig. 1a: patrones GIXRD de películas Hf₀.₅Zr₀.₅O₂ 10 nm depositadas con TDMAH/TDMAZ (TDMA-HZO, curva negra) y TEMAH/TEMAZ (TEMA-HZO, curva roja), incidencia 0,5°. Patrones referencia para fases monoclínica, tetragonal, ortorrómbica en paneles inferiores. En ambos patrones, intensidades de picos de fase monoclínica son despreciables y no hay diferencia notable en formas e intensidades de picos. No se confirman diferencias cristalográficas significativas entre TDMA y TEMA HZO por GIXRD.

Microestructura, incluyendo tamaño lateral de grano, es otro factor crítico que afecta fuertemente propiedades FE de películas HZO delgadas. Microestructuras de TDMA y TEMA HZO analizadas por SEM. Fig. 1b: imagen SEM planar de películas TDMA HZO. Estudios previos reportan que películas HZO ALD térmico muestran estructura de grano columnar, sugiriendo tamaño vertical de grano tan grande como espesor de película. Distribución tamaño lateral de grano analizada con software mencionado, ajustada con función gaussiana. Distribución TEMA HZO (curva roja) tomada de estudio previo, trazada con TDMA HZO (curva negra) en Fig. 1c. Diámetro lateral medio TDMA HZO (8,5 nm) > TEMA HZO (7,1 nm). Esto podría ser la razón principal del mejor rendimiento FE de TDMA HZO. Según reportes previos, formación de fases metaestables (ortorrómbica, tetragonal) es de origen cinético; fases tetragonal y ortorrómbica preferidas en región de tamaño de grano pequeño. Granos mucho mayores prefieren fase monoclínica, tamaño menor prefiere tetragonal, tamaño ligeramente mayor prefiere ortorrómbica. La casi superposición de posiciones de picos de ambas fases (tetragonal y ortorrómbica) en patrones de difracción no permitió identificación inequívoca de fase mayoritaria en las dos películas. Sin embargo, SEM y análisis de tamaño de grano indican que película TDMA HZO podría tener mayor porción de fase ortorrómbica vs TEMA HZO.

Diferentes tamaños de grano podrían originarse por diferente nivel de concentración de impureza C en ambas películas. Concentraciones de impurezas afectan fuertemente microestructura y propiedades ferroeléctricas resultantes. Composición química de películas TDMA y TEMA HZO analizada por AES tiempo de vuelo, concentraciones en profundidad de varios átomos (Hf, Zr, O, C, Ti, N) en película TDMA HZO trazadas vs tiempo sputtering en Fig. 1d. Fig. 1e: región baja concentración ampliada (recuadro rojo Fig. 1d) en parte HZO. Concentración media C en TDMA HZO (línea negro punteada) ~2,4 %, ~38 % menor que ~3,9 % de TEMA HZO (línea roja punteada) [12], datos AES reportados en estudio previo [12]. Otras concentraciones, incluyendo N, sin diferencias notables.

Cho et al. sugirieron que impurezas residuales C formadas durante ALD retardan crecimiento de grano, resultando en tamaño de grano pequeño final. Tendencia similar observada para películas FE Hf₀.₅Zr₀.₅O₂ y HfO₂ puras por Kim et al. al disminuir temperatura deposición 280→200 °C. Jung et al. usaron simulaciones computacionales mostrando que diferencia energía libre entre fase tetragonal y monoclínica disminuye al aumentar concentración C en HfO₂, sugiriendo que impureza C mejora estabilidad de fase tetragonal metaestable. Kuenneth et al. también examinaron efecto de concentración C en valores energía libre de HfO₂, pero reportaron que aumento C no resulta en disminución diferencia energía libre entre fase ortorrómbica y monoclínica. En trabajo Kuenneth et al. se consideraron defectos C sustitucionales, aunque impurezas C se conocen generalmente como defectos intersticiales en HfO₂. Por tanto, cálculos teóricos no revelaron claramente que impurezas C puedan disminuir diferencia energía libre entre fases tetragonal y ortorrómbica. Sin embargo, experimentos confirman que aumento impurezas C aumenta fracción fase tetragonal en películas HZO ALD.

Menor concentración impureza C en película TDMA HZO podría atribuirse a diferente naturaleza descomposición térmica de ligandos TDMA y TEMA. Átomos C más externos en ligandos TEMA son propensos a disociarse térmicamente y permanecer en superficie película durante ALD, lo que puede no ocurrir en ligando TDMA.

Como siguiente paso, se discute efecto de concentración C y microestructura resultante en propiedades ferroeléctricas. Fig. 2a, b: curvas P-E de capacitores MFM con películas TDMA HZO y TEMA HZO, medidas en estado prístino y fatigado conmutado 10², 10³, 10⁴, 10⁵ veces con pulsos bipolares rectangulares 3,8 MV/cm alto, 10 μs ancho. Curvas P-E Fig. 2a, b (estado prístino): curva P-E capacitor TEMA HZO (curva negra, Fig. 2b) más fuertemente pinzada que TDMA HZO (curva negra, Fig. 2a). Fig. 2b muestra claramente jorobas en curva P-E prístina TEMA HZO, no en TDMA HZO. Jorobas en curva P-E originan de división picos corriente conmutación, resultado general de inhomogeneidad espacial en campo eléctrico interno y/o campo coercitivo. Fig. 2c: cambios en valores 2Pr de capacitores TDMA y TEMA HZO vs pulsos fatiga. Valores 2Pr tras 10⁵ pulsos eléctricos vs 2Pr prístino: TDMA ~80 %, TEMA ~69 %. Sugiere TEMA HZO tiene mayor comportamiento wake-up que TDMA HZO.

Fig. 2d, e: curvas constante dieléctrica-campo eléctrico (εr-E) capacitores TDMA y TEMA HZO medidas en estado prístino y fatigado (mismos pulsos). Valores εr capacitor TDMA HZO significativamente menores que TEMA HZO en todas condiciones. Fig. 2f: cambios en εr con ciclos fatiga para TDMA y TEMA HZO. Valores εr calculados promediando εr medidos en campos eléctricos más alto y más bajo Fig. 2d, e. Patrones GIXRD Fig. 1a: fracciones fase monoclínica en ambas películas despreciables. Diferencia en εr podría determinarse por fracciones relativas fases tetragonal y ortorrómbica o concentración defectos, que disminuiría constante dieléctrica media con distorsiones locales red. Valor εr fase tetragonal (35–40) > fase ortorrómbica (25–30). Alto εr capacitor TEMA HZO indica mayor fracción fase tetragonal vs TDMA HZO. Con ciclos fatiga crecientes, εr de ambos disminuye (Fig. 2f). Magnitud disminución εr durante 10⁵ conmutaciones TDMA HZO (26,8→25,3) menor que TEMA-HZO (32,2→29,6) ~42 %. Consistente con comportamiento wake-up Fig. 2c.

Diferencia fracción fase tetragonal y resultante diferente εr de películas TDMA y TEMA HZO entendida desde diferencia concentración C. Según Kim et al., aumento concentración C disminuye energía libre fase tetragonal vs ortorrómbica (tetragonal sigue más favorable). Resultado: con aumento C, fracción fase tetragonal aumenta. Como concentración C TDMA HZO < TEMA HZO, fracción fase tetragonal TDMA HZO esperada menor. Diferencia tamaño grano Fig. 1c apoya misma tendencia fracciones cristalinas relativas. Según Materlik et al., energía libre superficie fase tetragonal (2,5 J/m²) < ortorrómbica (2,9 J/m²), estimadas para explicar observaciones experimentales en HZO delgadas con varios espesores y concentraciones Zr. Batra et al. calcularon energía libre superficie fases cristalinas varias orientaciones, mostrando energía libre superficie tetragonal < ortorrómbica y monoclínica. Generalmente, energía frontera grano alto ángulo ~1/3 energía libre superficie. Así, energía frontera grano fase tetragonal es la más baja vs ortorrómbica y monoclínica, haciéndola fase más estable en tamaño grano más pequeño. Consistente con idea que tamaño grano menor TEMA HZO tiende a incluir mayor porción fase no ferroeléctrica tetragonal vs TDMA HZO con mayor tamaño grano medio. Por tanto, concentración C y tamaño grano observados experimentalmente apoyan consistentemente diferente estructura cristalina y propiedades eléctricas resultantes de películas TDMA y TEMA HZO.

Para elucidar mecanismo wake-up, medición conmutación pulsos, que estima capacitancia interfacial (Ci) originada en capa no ferroeléctrica cerca electrodos, realizada en capacitores TDMA HZO y TEMA HZO. Fig. 3a, b: cambios en Ci, resistencia contacto (Rc), y valores Ec con ciclos fatiga crecientes para TDMA HZO y TEMA HZO. Método detallado y resultados en Información Suplementaria online. Datos TEMA HZO de trabajo previo Kim et al., donde Ci aumenta con ciclicado campo eléctrico. Estado prístino: Ci capacitor TDMA (37,6 μF/cm²) > TEMA HZO (21,1 μF/cm²) ~75 %, sugiriendo espesor capa interfacial no ferroeléctrica en TDMA HZO mucho menor que en TEMA HZO. Diferencia valor Ec estado prístino TDMA y TEMA solo 13 %, sugiriendo razón principal diferencia características P-E prístinas es diferente espesor capas interfaciales no ferroeléctricas. Rc fuertemente afectado por resistencia contacto montaje test, menor importancia vs otros dos factores. Por tanto, diferentes características P-E prístinas TDMA y TEMA HZO entendidas consistentemente basado en modelo wake-up previo Kim et al. Según estudios previos, concentración vacancias oxígeno cerca electrodos TiN > región bulk película estado prístino. Según Hoffmann et al., aumento concentración vacancias oxígeno mejora estabilidad fase tetragonal vs ortorrómbica. Durante conmutación repetitiva polarización en test resistencia, fase tetragonal interfacial parecía convertirse a FE ortorrómbica difundiendo vacancias oxígeno a región bulk. Campo aplicado también induce transición fase interfacial no-FE a FE. Como espesor capa interfacial capacitor TDMA-HZO < TEMA-HZO estado prístino, wake-up durante ciclicado campo podría mitigarse.

Amplitud pulso fatiga otro factor crucial que afecta fuertemente fenómenos wake-up en ferroeléctricos estructura fluorita. Por tanto, wake-up capacitor TDMA HZO examinado con pulsos fatiga amplitudes 2,8, 3,1, 3,5, 3,8 MV/cm. Fig. 4a, b, c: curvas P-E medidas durante test wake-up con alturas pulso fatiga 2,8, 3,1, 3,5 MV/cm. Cambios 2Pr durante test wake-up resumidos Fig. 4d. Similar test wake-up Fig. 2a, medición P-E realizada a campo medición 3,8 MV/cm tras cierto número ciclos wake-up con amplitud campo dada. Cambios histéresis P-E disminuyen al disminuir amplitud pulsos fatiga Fig. 4a–c. Fig. 4d: resumen cambios 2Pr durante test resistencia con amplitudes 2,8, 3,1, 3,5, 3,8 MV/cm. Magnitud aumento 2Pr tras 10⁵ ciclos campo: 0,41, 5,18, 9,93, 9,94 μC/cm² para amplitudes fatiga, correspondientes a ~1, ~13, ~26, ~24 % cambios. Resultado implica wake-up despreciable con pulso fatiga 2,8 MV/cm, donde valor 2Pr razonablemente alto (~40 μC/cm²) aún logrado.

Wake-up fuertemente relacionado a deriva vacancias oxígeno y resultante transición fase tetragonal→ortorrómbica, principalmente en capa interfacial. Deriva vacancias oxígeno influenciada fuertemente por amplitud pulsos fatiga, y amplitud apropiadamente menor (2,8 MV/cm aquí) mitiga largely efecto adverso. Aunque 2Pr máximo disminuye ~51 μC/cm² (3,8 MV/cm) a ~40 μC/cm² (2,8 MV/cm), ~40 μC/cm² sigue valor razonablemente alto para dispositivos memoria ferroeléctrica. Para película TEMA HZO, estrategia similar podría aplicarse para mitigar wake-up, pero su 2Pr inicial bajo (~30 μC/cm²) podría ser problema potencial.

Influencia concentración C aclarada por test resistencia hasta 10⁹ ciclos, Fig. 5a, b: variaciones Pr bajo amplitud campo 2,5 y 3,0 MV/cm para TEMA y TDMA HZO. En ambos casos, valores Pr estimados por bucles P-E con campo máximo idéntico a campo ciclicado, así Pr estimados generalmente menores que Fig. 4 (tests P-E con 3,8 MV/cm). Si campo máximo (3,8 MV/cm) test P-E Fig. 4 usado para tests resistencia, películas se rompían temprano, prohibiendo tests hasta ciclos máximos. Ambas películas mostraron tendencias consistentes evolución Pr vs ciclos: TEMA HZO seguía aumentando Pr, tendencia mucho menor TDMA HZO. TEMA HZO mostró cambios Pr inestables antes ruptura ~10⁷ y ~10⁹ ciclos con ciclicado 3,0 y 2,5 MV/cm. En contraste, TDMA HZO sin indicación ruptura hasta ~10⁷ y ~10⁹ ciclos a 3,0 y 2,5 MV/cm, ruptura súbita observada. Pr disminuyó ligeramente tras ~10⁷ bajo ciclicado 2,5 MV/cm, correspondiendo a comportamiento fatiga genuino. Decaimiento similar rendimiento Pr con ciclos conmutación reportado extensivamente para ferroeléctricos perovskita convencionales, atribuido a anclaje paredes dominio por densidad defectos creciente. En estudios previos HZO, tales comportamientos fatiga genuinos apenas observados por involucramiento significativo wake-up y ruptura temprana, caso Fig. 5a. Datos Fig. 5b revelan que película HZO también puede sufrir efecto fatiga, conocido en películas ferroeléctricas perovskita, bajo condición que wake-up y ruptura temprana se aborden apropiadamente.

Fig. 5c: comparación rendimiento densidad corriente fuga dos tipos películas. Por menor concentración C, TDMA HZO tuvo menor corriente fuga que TEMA HZO a intensidad campo < ~1,5 MV/cm, donde túnel asistido trampas puede dominar. Resultado mejora fuga TDMA HZO, película no mostró ruptura hasta 10⁹ ciclos, con campo relativamente bajo 2,5 MV/cm. En región campo alto, diferencia se reduce, indicando que fuga alto campo más dominada por propiedad barrera Schottky interfacial, menos sensible a concentración C. Investigación adicional para identificar mecanismo fuga en trabajos posteriores. Corrientes fuga similares región alto campo coinciden con no diferencia significativa ciclos conmutación antes ruptura a 3,0 MV/cm, Fig. 5a, b.

Conclusiones

En conclusión, este trabajo examinó influencia de tipos precursores metal-orgánicos en estructura y rendimiento eléctrico de películas Hf₀.₅Zr₀.₅O₂ depositadas por ALD. Precursores Hf y Zr adoptados tienen ligandos TEMA o TDMA, donde primero más propenso a descomposición térmica vs segundo. Proceso ALD con precursores ligandos TDMA resultó en menor concentración impureza C (~2,4 at.% vs ~3,9 at.%) en película HZO, induciendo tamaño grano ligeramente mayor (~8,5 nm vs ~7,1 nm). Al preferir tamaño grano ligeramente mayor fase ferroeléctrica ortorrómbica vs fase no ferroeléctrica tetragonal, película TDMA HZO superó TEMA HZO, especialmente rendimiento wake-up. Con ciclo wake-up 2,8 MV/cm, TDMA HZO mostró casi ningún efecto wake-up, logrando alto 2Pr ~40 μC/cm². Mérito significativo sobre propiedad wake-up severa TEMA HZO. TDMA HZO también contenía menor porción fase interfacial no ferroeléctrica con electrodos TiN vs TEMA HZO. Por menor concentración C, TDMA HZO mostró menor corriente fuga región campo bajo (< ~1,5 MV/cm), pero comportamientos fuga alto campo similares. Resultado: ciclos conmutación antes ruptura similares con ciclicado 3,0 MV/cm (~10⁷), pero extendidos > 10⁹ ciclos con ciclicado menor (2,5 MV/cm) para TDMA HZO. TDMA HZO reveló que comportamiento fatiga típico (disminución Pr con ciclos conmutación) observado tras ~10⁷ ciclos a 2,5 MV/cm, atribuible a anclaje paredes dominio por defectos acumulados, como películas ferroeléctricas perovskita convencionales.

Disponibilidad de datos y materiales

Conjuntos de datos que respaldan conclusiones incluidos en artículo y Archivo adicional 1.

Abreviaturas

TEMA:

Tetrakis(etilmetilamino)

TDMA:

Tetrakis(dimetilamino)

TEMAH:

Tetrakis[etilmetilamino]hafnio

TEMAZ:

Tetrakis[etilmetilamino]circonio

TDMAH:

Tetrakis[dimetilamino]hafnio

TDMAZ:

Tetrakis[dimetilamino]circonio

TDMA HZO:

Películas Hf₀.₅Zr₀.₅O₂ depositadas con TDMAH/TDMAZ

TEMA HZO:

Películas Hf₀.₅Zr₀.₅O₂ depositadas con TEMAH/TEMAZ

ALD:

Deposición atómica por capas

AES:

Espectroscopía Auger electrónica

RTP:

Proceso térmico rápido

XRD:

Difractómetro rayos X

GIXRD:

Difracción rayos X incidencia rasante

SEM:

Microscopía electrónica de barrido

HZO:

Hf₁₋ₓZrₓO₂, x~0,5

FE:

Ferroeléctrico

Pr:

Polarización remanente

Ec:

Campo coercitivo

P–E:

Polarización–campo eléctrico

C–V:

Capacitancia–voltaje

J–E:

Densidad corriente–campo eléctrico

Ci:

Capacitancia interfacial

Rc:

Resistencia contacto