Влияние толщины пленки оксида гафния-циркония на функциональные характеристики и надежность элементов сегнетоэлектрической памяти тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 00.00.00, кандидат наук Савичев Илья Алексеевич

• Савичев Илья Алексеевич
• кандидат наук
• 2025

Оглавление диссертации кандидат наук Савичев Илья Алексеевич

СПИСОК ОСНОВНЫХ СОКРАЩЕНИЙ

ВВЕДЕНИЕ

ГЛАВА 1. ОКСИД ГАФНИЯ В СОВРЕМЕННОЙ МИКРОЭЛЕКТРОНИКЕ

1.1 Оксид гафния - диэлектрик затвора транзистора

1.2 Сегнетоэлектрические свойства оксида гафния

1.3 Применения сегнетоэлектрических свойств оксида гафния

ГЛАВА 2. МЕТОДЫ ФОРМИРОВАНИЯ И ИССЛЕДОВАНИЯ СТРУКТУР НА ОСНОВЕ ТОНКИХ СЕГНЕТОЭЛЕКТРИЧЕСКИХ ПЛЕНОК ОСКИДА ГАФНИЯ-ЦИРКОНИЯ

2.1 Технологические процессы изготовления базовых устройств сегнетоэлектрической памяти на основе МСМ и МСП структур

2.2 Измерение вольт-амперных характеристик

2.3 Измерение вольт-фарадных характеристик

2.4 Анализ спектров рентгеновской дифракции

2.5 Анализ поверхности методом сканирующей электронной микроскопии

2.6 Анализ поверхности методом атомно-силовой микроскопии

ГЛАВА 3. ФИЗИЧЕСКИЙ МЕХАНИЗМ ЗАРЯДОВОГО ТРАНСПОРТА ЧЕРЕЗ ТОНКИЕ СЕГНЕТОЭЛЕКТРИЧЕСКИЕ СЛОИ ОКСИДА ГАФНИЯ-ЦИРКОНИЯ

3.1 Анализ механизмов проводимости в оксиде гафния-циркония

3.2 Исследование резистивных переключений в МСП структурах на основе оксида гафния-циркония

ГЛАВА 4. НАДЕЖНОСТЬ КОНДЕНСАТОРОВ НА ОСНОВЕ СЕГНЕТОЭЛЕТРИЧЕСКОГО ОКСИДА ГАФНИЯ-ЦИРКОНИЯ КАК ЭЛЕМЕНТА ПАМЯТИ

4.1 Электрический пробой

4.2 Ресурс циклов записи-перезаписи для структур W/HZO/TiN

4.3 Время хранения поляризационного состояния в структурах W/HZO/TiN

ГЛАВА 5. ЭФФЕКТ ДЕПОЛЯРИЗАЦИИ В СТРУКТУРЕ МЕТАЛЛ-СЕГНЕТОЭЛЕКТРИК-ПОЛУПРОВОДНИК НА ОСНОВЕ СЕГНЕТОЭЛЕКТРИЧЕСКОГО ОКСИДА ГАФНИЯ-ЦИРКОНИЯ

5.1 Сегнетоэлектрические свойства структур Б1/Н20/Т1К

5.2 Эффект деполяризации в структуре Б1/Н20/Т1К

5.3 Пассивация поверхностных состояний на границе Б1/Н20

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

СПИСОК ЦИТИРУЕМОЙ ЛИТЕРАТУРЫ

СПИСОК ОСНОВНЫХ СОКРАЩЕНИЙ

FRAM - сегнетоэлектрическая память с произвольным доступом (ferroelectric random access memory)

FeFET - сегнетоэлектрический полевой транзистор (ferroelectric field-effect transistor)

FTJ - сегнетоэлектрический туннельный переход (ferroelectric tunnel junction)

КМОП - комплементарная структура металл — оксид — полупроводник

МСП - структура металл-сегнетоэлектрик-полупроводник

МСМ - структура металл-сегнетоэлектрик-металл

ВАХ - вольт-амперная характеристика

ВФХ - вольт-фарадная характеристика

АСО - атомно-слоевое осаждение

БТО - быстрый термический отжиг

СЭМ - сканирующая электронная микроскопия

C-AFM - проводящая атомно-силовая микроскопия (conductive atomic force microscopy)

PATT - фонон-стимулированное туннелирование между ловушками (phonon-assisted tunneling between traps)

HZO - Hf0.5Zr0.5O2

a-HZO - аморфная пленка Hf0.5Zr0.5O2

f-HZO - сегнетоэлектрическая (ferroelectric) пленка Hf0.5Zr0.5O2 PZT - Pb[ZrxTi1-x]O3 SBT - SrBi2Ta2O9

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Влияние толщины пленки оксида гафния-циркония на функциональные характеристики и надежность элементов сегнетоэлектрической памяти»

ВВЕДЕНИЕ

Промышленно применяемый с 2008 года в качестве подзатворного диэлектрика [1], оксид гафния стал в 2011 году еще более перспективным в современной микроэлектронике, когда в легированных поликристаллических тонких пленках было обнаружено сегнетоэлектричество [2]. Благодаря превосходной совместимости с КМОП-технологией это открытие вызвало большой интерес к разработке коммерческой энергонезависимой сегнетоэлектрической памяти и вычислительных устройств в памяти.

Текущий лидер на рынке энергонезависимых устройств памяти (флэш-память) достиг своего технического предела. Ограничения флэш-памяти, прежде всего, связаны со сравнительно медленной скоростью работы (время чтения/записи ~10-5 с) и относительно низким ресурсом (числом возможных переключений ~106). За десятилетие запоминающие устройства на основе сегнетоэлектрика HfO2 уже продемонстрировали рекордный ресурс (числом возможных переключений и наносекундную (время чтения/записи ~10-8 c)

скорость чтения-записи по сравнению со всё ещё преобладающей флэш-памятью [3,4].

Первые коммерчески доступные устройства сегнетоэлектрической памяти были реализованы в виде памяти с произвольным доступом (ferroelectric random access memory, FRAM). В качестве элементарной ячейки использовался один транзистор - один конденсатор (1 transistor - 1 capacitor, 1T1C) с функциональным слоем на основе сегнетоэлектриков перовскитного типа, таких как цирконат титаната свинца Pb[ZrxTi1-x]O3 (PZT) и танталат стронция-висмута SrBi2Ta2O9 (SBT). Сегнетоэлектрики, обладающие подобной перовскиту стехиометрией, имеют плохую совместимость с современной кремниевой технологией. Более того, сегнетоэлектрические свойства в таких материалах имеют место в слоях с толщиной от ~100 нм и больше, что приводит к ограничению на плотность записи информации в данных устройствах, значительно уступающих флэш-памяти по этому параметру [5-8].

Разработка сегнетоэлектрических запоминающих устройств высокой плотности, в том числе с использованием трёхмерной архитектуры, требует масштабирования толщины функционального слоя. Вместо деградации функциональных свойств при малых толщинах, которая наблюдается в перовскитных сегнетоэлектрических материалах, таких как PZT или SBT, тонкие плёнки оксида гафния-циркония Hf0.5Zr0.5O2 (HZO) демонстрируют наилучшие сегнетоэлектрические свойства при толщинах около 10 нм, оставаясь приемлемыми даже при толщинах в несколько нанометров [9]. Таким образом, поликристаллические плёнки НГО2 благодаря их идеальной совместимости с кремниевой технологией и превосходным сегнетоэлектрическим свойствам являются наиболее перспективными кандидатами для построения масштабируемой и производительной памяти на основе сегнетоэлектрического полевого транзистора (ferroelectric field-effect transistor, FeFET), превосходящей флэш-память во

всех характеристиках. Другим перспективным применением FeFET является разработка аппаратных блоков для вычислений в оперативной памяти и нейроморфных вычислений [10,11], где сегнетоэлектрические туннельные переходы (ferroelectric tunnel junctions, FTJs) на основе HfO2 и сегнетоэлектрические мемристоры также показали высокую эффективность [12,13].

Масштабирование FRAM, FeFET, FTJ и сегнетоэлектрических мемристоров требует уменьшения толщины функционального сегнетоэлектрического слоя до нескольких нанометров. Считается, что это ухудшает ключевые функциональные свойства. Ранее было показано, что уменьшение толщины от стандартных 10 нм до меньших значений приводит к уменьшению остаточной поляризации [9,14,15], уменьшению скорости переключения поляризации [16], ускорению деполяризации [17], а также увеличению тока утечки и снижению ресурса. Увеличение тока утечки из-за уменьшения толщины сегнетоэлектрического слоя приводит к двум важным последствиям. Во-первых, это напрямую увеличивает энергопотребление сегнетоэлектрической памяти, поскольку увеличивается мощность, потребляемая для записи одного бита информации. Во-вторых, увеличение тока утечки отрицательно влияет на производительность памяти. Например, в FTJ и FeFET это значительно увеличивает вклад паразитного тока, который не модулируется поляризацией. В FRAM заряд тока утечки добавляется к заряду поляризации чтения, что ухудшает различие между логическими состояниями 0 и 1. Тем не менее, недавние исследования сообщают об увеличении срока службы сегнетоэлектрических прототипов памяти на основе конденсаторов с толщиной функционального HZO слоя менее 10 нм (например, 8 нм для планарных и 6 нм для 3D конденсаторов), что бросает вызов этой тенденции [18,19]. Таким образом, фундаментальное влияние толщины сегнетоэлектрика на ключевые характеристики, такие как время удержания состояния, особенно во время процесса пробуждения, когда циклирование улучшает поляризацию, остается актуальной темой для исследования. Этот пробел в знаниях имеет решающее значение для разработки высокоэффективной и надежной энергонезависимой памяти нового поколения.

Целью диссертации является комплексное исследование влияния толщины и сопутствующих изменений структурно-фазового состава тонких пленок оксида гафния-циркония на их ключевые функциональные характеристики: сегнетоэлектрические и транспортные свойства, а также на надежность элементов сегнетоэлектрической памяти.

Для достижения этой цели были поставлены и решены следующие основные научно-технические задачи:

1) Исследование физического механизма зарядового транспорта в пленках оксида гафния-циркония в диапазоне толщин от 5 до 10 нм;

2) Исследование механизмов резистивного переключения в структурах металл-сегнетоэлектрик-полупроводник (МСП) на основе сегнетоэлектрического оксида гафния-циркония;

3) Исследование сегнетоэлектрических свойств кристаллизованных плёнок оксида гафния-циркония в диапазоне толщин от 5 до 10 нм;

4) Исследование времени хранения поляризации и эффекта импринта в структурах металл-сегнетоэлектрик-металл (МСМ) на основе пленок оксида гафния-циркония с толщиной от 5 до 10 нм;

5) Исследование влияния процедуры электротренировки на время хранения поляризационного состояния;

6) Исследование эффекта деполяризации в структурах МСП на основе пленок оксида гафния-циркония с толщиной от 5 до 10 нм.

Объектом исследования данной работы являются пленки оксида гафния-циркония Hf0.5Zr0.5O2 (HZO) толщиной от 5 до 10 нм. Исследование транспортных, сегнетоэлектрических и функциональных свойств проводилось в МСМ и МСП структурах состава W/HZO/TiN и p+Si/HZO/TiN.

В работе применялись следующие методы исследования:

1) Метод квазистатических вольт-амперных характеристик для измерения величины утечек и резистивного переключения;

2) Импульсный метод для измерения величины остаточной поляризации и её динамики, коэрцитивных напряжений и их динамики;

3 ) Метод квазистатических вольт-фарадных характеристик для оценки диэлектрической проницаемости и напряжения плоских зон;

4) Метод рентгеновской дифракции для определения структурно-фазового состава;

5) Метод картирования сопротивления растекания в атомно-силовом микроскопе для исследования локальных проводящих свойств;

6) Метод сканирующей электронной микроскопии для определения структуры поверхности плёнок оксида-гафния.

Научная новизна определяется следующими впервые полученными в данном исследовании результатами:

1) Впервые продемонстрировано увеличение ресурса циклов записи-перезаписи при уменьшении толщины оксида гафния-циркония от 10 до 5 нм слоя в сегнетоэлектрическом конденсаторе W/HZO/TiN.

2) Впервые была детально исследована зависимость времени хранения поляризационного состояния в структурах W/HZ0/TiN от толщины сегнетоэлектрического слоя в диапазоне 5 - 10 нм.

3) Впервые было исследовано влияние процедуры электротренировки на время хранения состояния в структурах W/HZ0/TiN.

4) Впервые была детально исследована зависимость скорости деполяризации нестабильного состояния поляризации в структурах p+Si/HZ0/TiN от толщины сегнетоэлектрического слоя в диапазоне 5 - 10 нм.

5) Установлен механизм токового транспорта в поликристаллических пленках оксида гафния-циркония толщиной на основе анализа вольтамперных характеристик и комплексного исследования свойств тонких пленок, в том числе впервые установлено изменение плотности зарядовых дефектов при уменьшении толщины от 10 до 5 нм.

6) Впервые было исследовано влияние толщины пленки оксида гафния-циркония на окно памяти в сегнетоэлектрических мемристорах на основе МСП структуры p+Si/HZ0/TiN.

Основные положения, выносимые на защиту:

1) Проводимость поликристаллических плёнок НЖО в диапазоне толщин 5 - 10 нм обусловлена переносом заряда по границам зерен, с преобладающим влиянием механизма Насырова-Гриценко (фонон-облегченное туннелирование между ловушками); среднее расстояние между ловушками по толщине пленки растет с 0,8 до 1,7 нм с увеличением ее толщины с 5 до 10 нм.

2) Резистивные переключения p+Si/HZ0/TiN имеют сегнетоэлектрическую природу, причем окно памяти, определяемое отношением сопротивлений высокоомного и низкоомного состояний Яоее/Ком, увеличивается от 3 до 24 с ростом толщины сегнетоэлектрического слоя от 5 до 10 нм.

3) Сегнетоэлектрическая пленка толщиной 5 нм в составе структуры W/HZ0/TiN является оптимальной в диапазоне толщин 5 - 10 нм для максимизации времени хранения поляризационного состояния и ресурса циклов записи-перезаписи.

4) В структуре p+Si/HZO/TiN эффект деполяризации состояния поляризации, направленной к полупроводниковому электроду, существенно увеличивается с уменьшением толщины сегнетоэлектрика, так что в структурах с толщиной слоя 5 и 6 нм происходит практически полная (более 90%) потеря поляризации нестабильного состояния в течение 100 с после записи, и в структурах с толщиной слоя 8 и 10 нм — частичная (70% и 40%, соответственно).

Научная и практическая значимость полученных результатов

Текущие тенденции микроэлектроники в области хранения и обработки информации указывают на необходимость создания высокоплотных и энергоэффективных устройств энергонезависимой памяти, что позволило бы значительно увеличить мощность современных вычислительных систем. Сегнетоэлектрическая энергонезависимая память на основе концепций FRAM, FeFET и FTJ обладает высоким потенциалом к масштабированию, в первую очередь, путем уменьшения толщин функциональных слоев, что, однако, приводит к изменению характеристик устройств памяти. Поэтому исследование физических механизмов, определяющих характеристики устройств сегнетоэлектрической памяти при их масштабировании, необходимы для проектирования как энергонезависимой памяти нового поколения (FRAM, FeFET и FTJ), так и электронных устройств для нейроморфных вычислений.

Достоверность полученных результатов обусловлена использованием современных методов диагностики материалов и структур, проведением взаимодополняющих экспериментов, комплексным анализом полученных данных, повторяемостью результатов при большой выборке исследуемых образцов, соответствию экспериментальных данных результатам расчёта.

Апробация результатов работы

Основные результаты исследования были доложены и апробированы на нескольких конференциях со следующими докладами:

1) I.A. Savichev, I.G. Margolin, A.A. Chouprik. Mitigating the depolarization field and improvement of the information storage time in functional FeFET structures based on Hf0.5Zr0.5O2. 15th International Conference "Micro- and Nanoelectronics" (ICMNE) 2023.

2) И.А. Савичев, И.Г. Марголин А.А. Чуприк. Уменьшение поля деполяризации и увеличение времени хранения информации в функциональных структурах памяти на основе Hf0.5Zr0.5O2. Симпозиум «Актуальные вопросы физики сегнетоэлектриков и родственных материалов» 2024.

3) I.A. Savichev, A.A. Chouprik. Depolarization effect in functional memory structures based on ferroelectric Hf0.5Zr0.5O2. The Second International Conference "Materials Science and Nanotechnology" (MSN) 2024.

4) И. А. Савичев, И.Г. Марголин А.А. Чуприк. Мемристивные свойства МДП-структур на основе сегнетоэлектрического оксида гафния на кремнии. Российский форум Микроэлектроника 2024.

Публикации

В основе диссертации лежат результаты, опубликованные в 3 статьях в периодических изданиях, индексируемых базами данных Web of Science и/или Scopus и входящих в перечень ведущих периодических изданий ВАК:

А1. I. A. Savichev, I. G. Margolin, R. I. Romanov, A. A. Chouprik. Role of ferroelectric layer thickness in resistive switching and depolarization effects in Hf0.5Zr0.5O2-based structures // IEEE Transactions on Electron Devices, 2025, 72 (3), 1104-1111.

А2. I. A. Savichev, M. G. Kozodaev, S. N. Polyakov, E. N. Korobkin, S. V. Ilyev, I. G. Margolin, G. M. Zirnik, S. A. Gudkova, D. A. Vinnik, A. A. Chouprik. Thickness scaling of ferroelectric Hf0.5Zr0.5O2 films: How microstructural evolution drives leakage current amplification // Journal of Alloys and Compounds, 2025, 1038, 182250.

А3. I. A. Savichev, A. V. Parochkin, M. G. Kozodaev, S. N. Polyakov, A. A. Chouprik. Thickness-dependent retention-endurance trade-off in scaled Hf0.5Zr0.5O2 ferroelectric capacitor // Applied Physics Letters, 2025, 127, 122902.

Структура и объем диссертации

Работа состоит из пяти глав, введения, заключения, списка сокращений и обозначений, списка литературы; изложена на 95 листах машинописного текста, содержит 42 рисунка и 6 таблиц; список литературы включает 158 наименований.

Личный вклад автора

Все основные результаты диссертации получены автором лично, либо при его непосредственном участии. Автором осуществлялись все электрические измерения и их обработка. Автор активно участвовал в интерпретации и обобщении всех полученных результатов, а также подготовке публикаций. Участие коллег автора в исследованиях отражено в виде их соавторства в опубликованных работах. Все выносимые на защиту результаты получены автором лично.

Благодарности

В первую очередь выражаю глубокую благодарность своему научному руководителю Анастасии Александровне Чуприк за колоссальную и всестороннюю поддержку и ценные советы. Без Вас эта диссертация была бы невозможна. Своим примером Вы демонстрируете профессионализм и любовь к делу, вдохновляете заниматься наукой.

Сердечно благодарю коллег по лаборатории и весь коллектив ЦКП за горячие споры, продуктивное обсуждение по широкому кругу вопросов, а также доброжелательную рабочую атмосферу. Отдельно выражаю признательность группе АСО за предоставление образцов оксида гафния-циркония.

ГЛАВА 1. ОКСИД ГАФНИЯ В СОВРЕМЕННОЙ МИКРОЭЛЕКТРОНИКЕ 1.1 Оксид гафния - диэлектрик затвора транзистора

В начале 21 века тенденции миниатюризация полевых транзисторов в интегральных схемах продолжалась согласно закону Мура. На тот момент в качестве диэлектрика затвора использовали слои оксида кремния БЮ2 с требуемой толщиной и очень небольшим количеством электронных дефектов в аморфной структуре, образуя превосходный интерфейс с Стоит отметить, что диоксид кремния является основной причиной, по которой микроэлектроника развивалась по пути именно кремниевой, а не иной полупроводниковой технологии. Кремний как полупроводник обладает средними характеристиками, но в большинстве случаев SiO2 является отличным изолятором. Однако было достигнуто фундаментальное ограничение толщины для слоев оксида затвора, а именно, туннелирование электронов через слой SiO2 толщиной 1,2 нм приводит к уровню тока утечки (Рисунок 1), который неприемлемо высок даже для высокопроизводительных устройств [20].

Рисунок 1. Зависимость тока утечки от напряжения затвора для слоев 8Ю2 различной толщины [21].

Этот предел масштабирования обозначил необходимость альтернативного материала с более высокой диэлектрической проницаемостью (high-k), чем SiO2, для использования в качестве затворного диэлектрика. В данном случае имеется в виду диэлектрическая проницаемость в частотном диапазоне 10 МГц - 10 ГГц, диэлектрический отклик в котором обусловлен поляризуемостью электронных и ионных диполей. Н^И-к материалы обеспечивают физически более толстый слой для подавления туннельного тока утечек через диэлектрический

3,9

слой, достигая при этом необходимой эквивалентной толщины оксида (ЕОТ = ~

иначе говоря необходимой ёмкости затвора. Поскольку ширина запрещенной зоны обычно уменьшается с увеличением диэлектрической проницаемости [20], использование материалов с чрезвычайно высоким к, например, титанат стронция БгТЮз, будет приводить к уменьшению высоты квантово-механического туннельного барьера, снижая эффективность увеличения толщины. Кроме того, успешное внедрение Ы§Ь-к материалов требовало решения ряда проблем: возможность дальнейшего масштабирования для снижения ЕОТ, устранение пороговой нестабильности затвора, вызванной высокой плотностью дефектов, ограничение потери подвижности носителей заряда в канале кремниевого транзистора при использовании, контроль порогового напряжения затвора [22].

Оксиды переходных металлов обладают достаточно высокими значениями диэлектрической проницаемости. Однако помимо высокого значения к (от 10 до 30), диэлектрик затвора должен был иметь ширину запрещенной зоны Ед более 5 эВ и смещение зон с полупроводниковой подложкой более 1 эВ для минимизации инжекции носителей, а также значение электрического поля пробоя Ево больше 1 МВ/см [20]. Невозможность одновременно максимизировать эти параметры в одном бинарном оксиде привела к поиску сбалансированного соотношения между ними для оптимизации производительности различных устройств и схем. Более того, материалы с высоким к должны быть термически стабильными в пределах теплового бюджета, т. е. до 1000 К и 90 с, чтобы сформировать совместимый электрический интерфейс с полупроводниковыми подложками.

Наиболее привлекательными с точки зрения выше изложенных критериев для замены 8Ю2 в качестве диэлектрика затвора оказались оксиды металлов ГУ-Б: НГО2, 2г02 и ТЮ2. В Таблица 1 приведены ключевые параметры для данных материалов. Таблица 1. Сравнение параметров НГО2, 2г02, ТЮ2 и 8102.

MO2 Н02 гг02 Т102 8102

Кристаллическая структура (°С) Моноклинная: <1022 Тетрагональная: 1022-2422 Кубическая: >2422 Моноклинная: <1170 Тетрагональная: 1170-2370 Кубическая: 2370-2680 Тетрагональная: Анатаз: <600 Рутил: >700

Tcrystal (°С) 400 400 250 900

Eg (эВ) 5,5-6,0 5,0-7,0 3,0-3,5 3,85-9,0

CBshift (эВ) 1,4 1,5 0 3,2

и 22-25 22-24 80-110 3,9

Ebd (МВ/см) 3,9-6,7 3,3-5,7 1,4-2,5 >10,0

АН (ккал/моль) -271 -257 -225 -218

АО (ккал/моль) при 1000 К 47,6 42,3 7,5

*Дв - свободная энергия Гиббса для интерфейсной реакции с кремнием: Si + МО2 ^ М + 8102 при 1000 К.

Диоксид титана имеет две кристаллические фазы: анатаз и рутил. При температурах выше 600 °С анатаз переходит в фазу рутила, которая является термически стабильной фазой и обладает большим значением к [23]. Несмотря на самые высокие диэлектрические постоянные среди этих трех оксидов благодаря сильной поляризуемости, TiO2 обладает наименьшей шириной запрещенной зоны (3,2-3,5 эВ для аморфной, 3,0-3,2 эВ для кристаллической фазы) [24], а смещение зоны проводимости относительно кремния приблизительно нулевое. Помимо прочего, множественные состояния окисления титана, и Т^+, приводят к различным связям ^-О, которые становятся каналами утечки.

Диоксид циркония является единственной термодинамически стабильной твердой формой циркония с простой структурой флюорита. Стабильность аморфной фазы выше, чем у диоксида титана. ZrO2 имеет высокую диэлектрическую проницаемость (22-24), высокое поле пробоя (3,3-5,7 МВ/см) и большую ширину запрещенной зоны (5-7 эВ) [25], однако может реагировать с Si с образованием силицида ZrSi2 [26].

Диоксид гафния изоморфен диоксиду циркония, то есть имеет похожую структуру. Для HfO2 также характерна широкая запрещенная зона (5,5-6,0 эВ), относительно высокая диэлектрическая проницаемость (22-25) и высокое значение поля пробоя (3,9-6,7 МВ/см). Однако по сравнению с ZrO2 он обладает большей термической стабильностью (ДH = -271 ккал/моль, ДG = 47,6 ккал/моль), а значит, в системе с кремнием менее подтвержден образованию SiO2, любой слой которого увеличивает ЕОТ, и силицидов, которые имеют металлическую проводимость и замыкают канал транзистора. Благодаря наилучшему балансу всех соответствующих требований к диэлектрическому материалу затвора, оксид гафния, а точнее материалы на его основе были успешно внедрены в производство в 2007 году [1].

Переход на high-k диэлектрики, а конкретно на оксид гафния, вновь актуализировал использование полупроводников, отличных от кремния. На Рисунок 2 показано выравнивание зонной структуры оксида гафния с рядом полупроводников. Однако переход мировой индустрии на иную полупроводниковую технологию оказался слишком затратным.

баАЗ

4Н-йС

Рисунок 2. Зонные диаграммы оксида гафния и различных полупроводников.

Высокое качество интерфейса Si/SiO2 было ключевым преимуществом кремниевой технологии в микроэлектронике. Шероховатость интерфейса состоит из атомных ступенек, расположенных на расстоянии 20 нм друг от друга в оксиде наивысшего качества. Более того, для самого оксида кремния характерна низкая концентрация дефектов, которые приводят к появлению энергетических состояний в запрещенной зоне. Это обусловлено, главным образом, его низким координационным числом, благодаря которому связи могут релаксировать и восстанавливать любые разорванные связи в возможных дефектных местах. Большинство оставшихся дефектов легко пассивируются водородом, что было продемонстрировано в электронном парамагнитном резонансе [27,28].

Оксид гафния имеет с кремнием интерфейс, качество которого хуже по сравнению с аналогичным для оксида кремния. Разность химических потенциалов запускает химические реакции, а отсутствие барьера диффузии кислорода обычно приводит к образованию интерфейсного слоя, богатого SiO2, на подложке кремния. Этот интерфейсный слой ухудшает достижимую емкость слоя диэлектрика затвора и часто приводит к увеличению плотности состояний интерфейса, а также увеличивает концентрацию кислородных вакансий в оксиде гафния.

Электрически активные дефекты определяются как атомные конфигурации, которые приводят к появлению электронных состояний в запрещенной зоне оксида, способных захватывать носители заряда. Как правило, в оксидах это участки с избытком или недостатком кислорода или примесей. Они могут находиться на интерфейсе или в оксидном слое.

Дефекты нежелательны по четырём причинам. Во-первых, заряды, захваченные дефектами, смещают пороговое напряжение затвора транзистора. Во-вторых, захваченный заряд изменяется со временем, поэтому пороговое напряжение смещается со временем, что приводит к нестабильности рабочих характеристик. В-третьих, захваченный заряд рассеивает носители заряда в канале и снижает их подвижность. В-четвёртых, дефекты снижают надёжность; их концентрация определяет вероятность электрических отказов устройства и пробоя оксида.

Снижения плотности оксидных дефектов, как правило, удается добиться путем контроля процесса роста и отжига. Другая проблема заключается в том, что аморфный HfO2 кристаллизуется при относительно низких температурах, ниже 500 °С, что может приводить к увеличению тока утечки и диффузии легирующей примеси через границы диэлектрических зерен, а также нестабильности порогового напряжения из-за захвата заряда [29]. Одним из решений этой проблемы является формирование сплава НГО2 с хорошим стеклообразователями, такими как SiO2 и Al2Oз, для достижения стабилизации аморфной структуры при высоких температурах. Хотя с увеличением х в силикате (Hfl-xSixO2) [30] и алюминате ((HfO2)l-x(Al2Oз)x)

[31] гафния общая диэлектрическая проницаемость снижается, стабильность аморфной фазы увеличивается (до 900 °C), а плотность ловушек уменьшается. Кроме того, ширина запрещенной зоны в таких сплавах закономерно растет при увеличении доли кремния или алюминия. Помимо легирования всей пленки оксида гафния, было исследовано использование AI2O3 в качестве защитного/буферного слоя [32] и формирование контролируемого градиента концентрации Si в диэлектрике затвора на основе HfO2. Оба метода оказались эффективным средством подавления роста интерфейсного слоя SiO2 при отжиге после осаждения.

Другая стратегия заключается в использовании оксида, кристаллическая структура которого имеет небольшое (менее 1%) несоответствие решетки с кристаллической решеткой кремния. Тогда возможен эпитаксиальный рост такого оксида как монокристаллической пленки, которая будет выдерживать высокие температуры и обеспечивать высокое качество интерфейса. Лантанат гафния (HfO2)i-x(La2O3)x имеет кубическую кристаллическую структуру пирохлора. Параметр решетки LHO приблизительно в два раза больше параметра решетки кремния, что приводит к несоответствию параметров решетки около 1% при комнатной температуре и практически к нулю при 800 °C [33]. Диэлектрическая проницаемость пленок кристаллического LHO (23) больше диэлектрической проницаемости аморфного LHO (18-19). К тому же добавление La2O3 в НГО2 способствует уменьшению тока утечки из-за большего смещения зоны проводимости La2O3 (2,3 эВ относительно Si) по сравнению с НГО2 (1,5 эВ относительно Si).

Термическую стабильность (до 800 °C) оксида гафния также улучшает ввод азота, для чего было предложено три метода: 1) нитридизации поверхности кремния перед осаждением HfO2, 2) отжиг после осаждения НГО2 в азотосодержащей атмосфере, например, в NH3, 3) прямое включение азота в НГО2 с образованием тонких пленок оксинитрида гафния (HfOxNy). Было показано, что присутствие азота на границе раздела снижает плотность поверхностных состояний, ток утечки, диффузию кремния, бора и кислорода, а также увеличивает диэлектрическую проницаемость объемной пленки [34].

Интерфейс между затвором и диэлектриком так же важен для характеристик полевого транзистора, как и интерфейс между полупроводником и диэлектриком. Этот интерфейс задаёт пороговое напряжение затвора - напряжение включения полевого транзистора. Емкость затвора МОП-транзистора представляет собой последовательное соединение трёх составляющих: емкости оксида, емкости обеднения электрода затвора и емкости носителей полупроводникового канала. Таким образом, мы можем определить «эффективную толщину емкости» (ЕСТ) всего затвора (или инверсионную толщину dinv) как ЕСТ = dinv = EOT + dgate + dsem. Емкость канала dsem возникает из-за того, что двумерный электронный газ носителей заряда в канале не может располагаться бесконечно близко к его поверхности, а

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Савичев Илья Алексеевич, 2025 год

СПИСОК ЦИТИРУЕМОЙ ЛИТЕРАТУРЫ

1. Mistry K. и др. A 45nm logic technology with high-k+ metal gate transistors, strained silicon, 9 Cu interconnect layers, 193nm dry patterning, and 100% Pb-free packaging // Technical Digest -International Electron Devices Meeting, IEDM. 2007. С. 247-250.

2. Böscke T.S. и др. Ferroelectricity in hafnium oxide thin films // Appl Phys Lett. AIP Publishing, 2011. Т. 99, № 10.

3. Jeong D.S. и др. Emerging memories: resistive switching mechanisms and current status // Reports on Progress in Physics. IOP Publishing, 2012. Т. 75, № 7. С. 076502.

4. Müller J. и др. Nanosecond polarization switching and long retention in a novel MFIS-FET based on ferroelectric HfO 2 // IEEE Electron Device Letters. 2012. Т. 33, № 2. С. 185-187.

5. Müller J. и др. Ferroelectric Zr0.5Hf0.502 thin films for nonvolatile memory applications // Appl Phys Lett. AIP Publishing, 2011. Т. 99, № 11.

6. Müller J. и др. Ferroelectricity in simple binary ZrO 2 and HfO 2 // Nano Lett. American Chemical Society, 2012. Т. 12, № 8. С. 4318-4323.

7. Müller J. и др. Ferroelectric hafnium oxide based materials and devices. 2014.

8. Kim K., Koh G. The prospect on semiconductor memory in nano era // International Conference on Solid-State and Integrated Circuits Technology Proceedings, ICSICT. 2004. Т. 1. С. 662667.

9. Tian X. и др. Evolution of ferroelectric HfO2 in ultrathin region down to 3 nm // Appl Phys Lett. American Institute of Physics Inc., 2018. Т. 112, № 10.

10. Mulaosmanovic H. и др. Switching kinetics in nanoscale hafnium oxide based ferroelectric field-effect transistors // ACS Appl Mater Interfaces. American Chemical Society, 2017. Т. 9, № 4. С. 3792-3798.

11. Lederer M. и др. Ferroelectric Field Effect Transistors as a Synapse for Neuromorphic Application // IEEE Trans Electron Devices. Institute of Electrical and Electronics Engineers Inc., 2021. Т. 68, № 5. С. 2295-2300.

12. Fujii S. и др. First demonstration and performance improvement of ferroelectric HfO2-based resistive switch with low operation current and intrinsic diode property // Digest of Technical Papers - Symposium on VLSI Technology. Institute of Electrical and Electronics Engineers Inc., 2016. Т. 2016-September.

13. Mikheev V. и др. Ferroelectric Second-Order Memristor // ACS Appl Mater Interfaces. American Chemical Society, 2019. Т. 11, № 35. С. 32108-32114.

14. Chouprik A. и др. Wake-Up Free Ultrathin Ferroelectric Hf0.5Zr0.5O2 Films // Nanomaterials 2023, Vol. 13, Page 2825. Multidisciplinary Digital Publishing Institute, 2023. Т. 13, № 21. С. 2825.

15. Park M.H. h gp. Study on the size effect in Hf0.5Zr0.5O2 films thinner than 8 nm before and after wake-up field cycling // Appl Phys Lett. American Institute of Physics Inc., 2015. T. 107, № 19.

16. Sawabe Y. h gp. On the thickness dependence of the polarization switching kinetics in HfO2-based ferroelectric // Appl Phys Lett. American Institute of Physics Inc., 2022. T. 121, № 8.

17. Savichev I.A. h gp. Role of Ferroelectric Layer Thickness in Resistive Switching and Depolarization Effects in Hf0.5Zr0.502-Based Structures // IEEE Trans Electron Devices. Institute of Electrical and Electronics Engineers Inc., 2025.

18. Okuno J. h gp. Reliability Study of 1T1C FeRAM Arrays With Hf0.5Zr0.50 Thickness Scaling // IEEE Journal of the Electron Devices Society. Institute of Electrical and Electronics Engineers Inc., 2022. T. 10. C. 778-783.

19. Okuno J. h gp. A highly reliable 1.8 V 1 Mb Hf0.5Zr0.5O2-based 1T1C FeRAM Array with 3D Capacitors // Technical Digest - International Electron Devices Meeting, IEDM. Institute of Electrical and Electronics Engineers Inc., 2023.

20. Wilk G.D., Wallace R.M., Anthony J.M. High-K gate dielectrics: Current status and materials properties considerations // J Appl Phys. AIP Publishing, 2001. T. 89, № 10. C. 5243-5275.

21. Lo S.H. h gp. Quantum-mechanical modeling of electron tunneling current from the inversion layer of ultra-thin-oxide nMOSFET's // IEEE Electron Device Letters. 1997. T. 18, № 5. C. 209-211.

22. Gusev E.P. h gp. Ultrathin high-K gate stacks for advanced CMOS devices // Tech Dig Int Electron Devices Meet. 2001. C. 451-454.

23. Kadoshima M. h gp. Rutile-type TiO2 thin film for high-k gate insulator // Thin Solid Films. Elsevier, 2003. T. 424, № 2. C. 224-228.

24. Campbell S.A. h gp. MOSFET transistors fabricated with high permitivity tio2 dielectrics // IEEE Trans Electron Devices. 1997. T. 44, № 1. C. 104-109.

25. Hubbard K.J., Schlom D.G. Thermodynamic stability of binary oxides in contact with silicon // J Mater Res. Cambridge University Press, 1996. T. 11, № 11. C. 2757-2776.

26. Copel M., Gribelyuk M., Gusev E. Structure and stability of ultrathin zirconium oxide layers on Si(001) // Appl Phys Lett. AIP Publishing, 2000. T. 76, № 4. C. 436-438.

27. Poindexter E.H., Caplan P.J. Characterization of Si/SiO2 interface defects by electron spin resonance // Prog Surf Sci. Pergamon, 1983. T. 14, № 3. C. 201-294.

28. Stesmans A. Passivation of Pb0 and Pb1 interface defects in thermal (100) Si/SiO2 with molecular hydrogen // Appl Phys Lett. AIP Publishing, 1996. T. 68, № 15. C. 2076-2078.

29. Liu J., Martin R.M., Chang J.P. Characteristics of Hf-silicate thin films synthesized by plasma enhanced atomic layer deposition // Journal of Vacuum Science & Technology A. AIP Publishing, 2008. T. 26, № 5. C. 1251-1257.

30. Geppert I. u gp. Effect of composition and chemical bonding on the band gap and band offsets to Si of Hfx Si1-x O2 (N) films // J Appl Phys. AIP Publishing, 2010. T. 107, № 5.

31. Yu H.Y., Li M.F., Kwong D.L. ALD (HfO2)x(Al2O3)1-x high-k gate dielectrics for advanced MOS devices application // Thin Solid Films. Elsevier, 2004. T. 462-463, № SPEC. ISS. C. 110-113.

32. Kundu M. u gp. Effect of Al2O3 capping layer on suppression of interfacial SiO2 growth in HfO2/ultrathin SiO2/Si(001) structure // Appl Phys Lett. AIP Publishing, 2003. T. 82, № 20. C. 3442-3444.

33. Mereu B. u gp. Interface trap density in amorphous La2Hf2O 7/SiO2 high-k gate stacks on Si // Appl Phys A Mater Sci Process. Springer Verlag, 2005. T. 80, № 2. C. 253-257.

34. Akbar M.S. u gp. Optimized NH3 annealing process for high-quality HfSiON gate oxide // IEEE Electron Device Letters. 2004. T. 25, № 7. C. 465-467.

35. Yeo Y.C. Metal gate technology for nanoscale transistors—material selection and process integration issues // Thin Solid Films. Elsevier, 2004. T. 462-463, № SPEC. ISS. C. 34-41.

36. Robertson J., Sharia O., Demkov A.A. Fermi level pinning by defects in Hf O2 -metal gate stacks // Appl Phys Lett. AIP Publishing, 2007. T. 91, № 13.

37. Yeo Y.C., King T.J., Hu C. Metal-dielectric band alignment and its implications for metal gate complementary metal-oxide-semiconductor technology // J Appl Phys. AIP Publishing, 2002. T. 92, № 12. C. 7266-7271.

38. Narayanan V. u gp. Band-edge high-performance high-K /metal gate n-MOSFETs using cap layers containing group IIA and IIIB elements with gate-first processing for 45 nm and beyond // Digest of Technical Papers - Symposium on VLSI Technology. 2006. C. 178-179.

39. Ando T. u gp. Physical origins of mobility degradation in extremely scaled SiO2/HfO2 gate stacks with La and Al induced dipoles // Appl Phys Lett. AIP Publishing, 2010. T. 96, № 13.

40. Frank M.M. u gp. Aggressive SiGe Channel Gate Stack Scaling by Remote Oxygen Scavenging: Gate-First pFET Performance and Reliability // ECS Solid State Letters. IOP Publishing, 2012. T. 2, № 2. C. N8.

41. Ando T. u gp. Simple Gate Metal Anneal (SIGMA) stack for FinFET Replacement Metal Gate toward 14nm and beyond // Digest of Technical Papers - Symposium on VLSI Technology. Institute of Electrical and Electronics Engineers Inc., 2014.

42. Valasek J. Piezo-Electric and Allied Phenomena in Rochelle Salt // Physical Review. American Physical Society, 1921. T. 17, № 4. C. 475.

43. Shirane G., Tokyo A.T. Phase Transitions in Solid Solutions of PbZrO3 and PbTiO3 (I) Small Concentrations of PbTiO3 // https://doi.org/10.1143/JPSJ.7.5. The Physical Society of Japan, 2013. T. 7, № 1. C. 5-11.

44. Setter N. u gp. Ferroelectric thin films: Review of materials, properties, and applications // J Appl Phys. AIP Publishing, 2006. T. 100, № 5.

45. Haeni J.H. u gp. Room-temperature ferroelectricity in strained SrTiO3 // Nature. Nature Publishing Group, 2004. T. 430, № 7001. C. 758-761.

46. Fichtner S. u gp. AlScN: A III-V semiconductor based ferroelectric // J Appl Phys. American Institute of Physics Inc., 2019. T. 125, № 11.

47. Zhao X., Vanderbilt D. First-principles study of structural, vibrational, and lattice dielectric properties of hafnium oxide // Phys Rev B. American Physical Society, 2002. T. 65, № 23. C. 233106.

48. Rignanese G.M. u gp. First-principles investigation of high-k dielectrics: Comparison between the silicates and oxides of hafnium and zirconium // Phys Rev B. American Physical Society, 2004. T. 69, № 18. C. 184301.

49. Cheynet M.C. u gp. Crystal structure and band gap determination of Hf O2 thin films // J Appl Phys. AIP Publishing, 2007. T. 101, № 5.

50. Schroeder U. u gp. The fundamentals and applications of ferroelectric HfO2 // Nat Rev Mater. Nature Research, 2022. T. 7, № 8. C. 653-669.

51. Aarik J. u gp. Influence of substrate temperature on atomic layer growth and properties of HfO2 thin films // Thin Solid Films. Elsevier, 1999. T. 340, № 1-2. C. 110-116.

52. Müller J. u gp. Ferroelectricity in simple binary ZrO 2 and HfO 2 // Nano Lett. American Chemical Society, 2012. T. 12, № 8. C. 4318-4323.

53. Park M.H. u gp. Thin HfxZr1-xO2 films: A new lead-free system for electrostatic supercapacitors with large energy storage density and robust thermal stability // Adv Energy Mater. Wiley-VCH Verlag, 2014. T. 4, № 16. C. n/a.

54. Hyuk Park M. u gp. Evolution of phases and ferroelectric properties of thin Hf 0.5Zr0.5O2 films according to the thickness and annealing temperature // Appl Phys Lett. AIP Publishing, 2013. T. 102, № 24.

55. Starschich S. u gp. Ferroelectric and piezoelectric properties of Hf1-xZrxO2 and pure ZrO2 films // Appl Phys Lett. AIP Publishing, 2017. T. 110, № 18.

56. Silva J.P.B. u gp. Wake-up Free Ferroelectric Rhombohedral Phase in Epitaxially Strained ZrO2 Thin Films // ACS Appl Mater Interfaces. American Chemical Society, 2021. T. 13, № 43. C. 51383-51392.

57. Scott J.F. Ferroelectrics go bananas // Journal of Physics: Condensed Matter. IOP Publishing, 2007. T. 20, № 2. C. 021001.

58. Müller J. u gp. Ferroelectric Zr0.5HfD.5O2 thin films for nonvolatile memory applications // Appl Phys Lett. AIP Publishing, 2011. T. 99, № 11.

59. Huan T.D. u gp. Pathways towards ferroelectricity in hafnia // Phys Rev B. American Physical Society, 2014. T. 90, № 6. C. 064111.

60. Materlik R., Kunneth C., Kersch A. The origin of ferroelectricity in Hf1-xZrxO2: A computational investigation and a surface energy model // J Appl Phys. AIP Publishing, 2015. T. 117, № 13.

61. Sang X. u gp. On the structural origins of ferroelectricity in HfO2 thin films // Appl Phys Lett. AIP Publishing, 2015. T. 106, № 16.

62. Al-Khatatbeh Y., Lee K.K.M., Kiefer B. Phase diagram up to 105 GPa and mechanical strength of HfO2 // Phys Rev B. American Physical Society, 2010. T. 82, № 14. C. 144106.

63. Böscke T.S. u gp. Phase transitions in ferroelectric silicon doped hafnium oxide // Appl Phys Lett. AIP Publishing, 2011. T. 99, № 11.

64. Park M.H. u gp. Thermodynamic and Kinetic Origins of Ferroelectricity in Fluorite Structure Oxides // Adv Electron Mater. John Wiley & Sons, Ltd, 2019. T. 5, № 3. C. 1800522.

65. Materano M. u gp. Interplay between oxygen defects and dopants: effect on structure and performance of HfO2-based ferroelectrics // Inorg Chem Front. The Royal Society of Chemistry, 2021. T. 8, № 10. C. 2650-2672.

66. Ku B. u gp. Fast Thermal Quenching on the Ferroelectric Al:HfO2 Thin Film with Record Polarization Density and Flash Memory Application // Digest of Technical Papers - Symposium on VLSI Technology. Institute of Electrical and Electronics Engineers Inc., 2020. T. 2020-June.

67. Künneth C., Materlik R., Kersch A. Modeling ferroelectric film properties and size effects from tetragonal interlayer in Hf1-xZrxO2 grains // J Appl Phys. AIP Publishing, 2017. T. 121, № 20.

68. Xu X. u gp. Kinetically stabilized ferroelectricity in bulk single-crystalline HfO2:Y // Nat Mater. Nature Research, 2021. T. 20, № 6. C. 826-832.

69. Kersch A., Falkowski M. New Low-Energy Crystal Structures in ZrO2 and HfO2 // physica status solidi (RRL) - Rapid Research Letters. John Wiley & Sons, Ltd, 2021. T. 15, № 5. C. 2100074.

70. Wei Y. u gp. A rhombohedral ferroelectric phase in epitaxially strained Hf 0.5 Zr 0.5 O 2 thin films // Nat Mater. Nature Publishing Group, 2018. T. 17, № 12. C. 1095-1100.

71. Park M.H. u gp. Surface and grain boundary energy as the key enabler of ferroelectricity in nanoscale hafnia-zirconia: a comparison of model and experiment // Nanoscale. The Royal Society of Chemistry, 2017. T. 9, № 28. C. 9973-9986.

72. Park M.H. u gp. Understanding the formation of the metastable ferroelectric phase in hafnia-zirconia solid solution thin films // Nanoscale. The Royal Society of Chemistry, 2018. T. 10, № 2. C. 716-725.

73. Polakowski P., Müller J. Ferroelectricity in undoped hafnium oxide // Appl Phys Lett. AIP Publishing, 2015. T. 106, № 23.

74. Mimura T., Shimizu T., Funakubo H. Ferroelectricity in YO1.5-HfO2 films around 1 p,m in thickness // Appl Phys Lett. AIP Publishing, 2019. T. 115, № 3.

75. Mueller S. u gp. Incipient Ferroelectricity in Al-Doped HfO2 Thin Films // Adv Funct Mater. John Wiley & Sons, Ltd, 2012. T. 22, № 11. C. 2412-2417.

76. Müller J. u gp. Ferroelectricity in yttrium-doped hafnium oxide // J Appl Phys. AIP Publishing, 2011. T. 110, № 11.

77. Schroeder U. u gp. Lanthanum-Doped Hafnium Oxide: A Robust Ferroelectric Material // Inorg Chem. American Chemical Society, 2018. T. 57, № 5. C. 2752-2765.

78. Schenk T. u gp. Strontium doped hafnium oxide thin films: Wide process window for ferroelectric memories // European Solid-State Device Research Conference. IEEE Computer Society, 2013. C. 260-263.

79. Schroeder U. u gp. Impact of different dopants on the switching properties of ferroelectric hafniumoxide // Jpn J Appl Phys. IOP Publishing, 2014. T. 53, № 8S1. C. 08LE02.

80. Schroeder U., Hwang C. S., Funakubo H. Ferroelectricity in doped hafnium oxide: materials, properties and devices. Woodhead Publishing, 2025.

81. Batra R. u gp. Dopants Promoting Ferroelectricity in Hafnia: Insights from a comprehensive Chemical Space Exploration // Chemistry of Materials. American Chemical Society, 2017. T. 29, № 21. C. 9102-9109.

82. Mimura T. u gp. Large thermal hysteresis of ferroelectric transition in HfO2-based ferroelectric films // Appl Phys Lett. AIP Publishing, 2021. T. 118, № 11.

83. Starschich S., Boettger U. An extensive study of the influence of dopants on the ferroelectric properties of HfO2 // J Mater Chem C Mater. The Royal Society of Chemistry, 2017. T. 5, № 2. C. 333-338.

84. Scott J.F. u gp. Oxygen-vacancy ordering as a fatigue mechanism in perovskite ferroelectrics // ApPhL. American Institute of Physics Inc., 2000. T. 76, № 25. C. 3801.

85. Kim B.Y. u gp. Top Electrode Engineering for High-Performance Ferroelectric Hf0.5Zr0.5O2 Capacitors // Adv Mater Technol. John Wiley & Sons, Ltd, 2023. T. 8, № 16. C. 2300146.

86. Mittmann T. u gp. Impact of Iridium Oxide Electrodes on the Ferroelectric Phase of Thin HfD.5Zr0.5O2 Films // physica status solidi (RRL) - Rapid Research Letters. John Wiley & Sons, Ltd, 2021. T. 15, № 5. C. 2100012.

87. Hamouda W. u gp. Physical chemistry of the TiN/Hf0.5Zr0.5O2 interface // J Appl Phys. AIP Publishing, 2020. T. 127, № 6.

88. Hoffmann M. u gp. Stabilizing the ferroelectric phase in doped hafnium oxide // J Appl Phys. AIP Publishing, 2015. T. 118, № 7.

89. Liu S., Hanrahan B.M. Effects of growth orientations and epitaxial strains on phase stability of HfO2 thin films // Phys Rev Mater. American Physical Society, 2019. T. 3, № 5. C. 054404.

90. Kim S.J. u gp. Large ferroelectric polarization of TiN/Hf0.5Zr0.5O2/TiN capacitors due to stress-induced crystallization at low thermal budget // Appl Phys Lett. AIP Publishing, 2017. T. 111, № 24.

91. Shiraishi T. u gp. Impact of mechanical stress on ferroelectricity in (Hf0.5Zr0.5)O2 thin films // Appl Phys Lett. AIP Publishing, 2016. T. 108, № 26.

92. Cao J. u gp. An Overview of Ferroelectric Hafnia and Epitaxial Growth // physica status solidi (RRL) - Rapid Research Letters. John Wiley & Sons, Ltd, 2021. T. 15, № 5. C. 2100025.

93. Goh Y. u gp. Ultra-thin Hf0.5Zr0.5O2 thin-film-based ferroelectric tunnel junction via stress induced crystallization // Appl Phys Lett. AIP Publishing, 2020. T. 117, № 24.

94. Müller J. u gp. (Invited) Ferroelectric Hafnium Oxide Based Materials and Devices: Assessment of Current Status and Future Prospects // ECS Trans. IOP Publishing, 2014. T. 64, № 8. C. 159.

95. Buck D. Ferroelectrics for Digital Information Storage and Switching. 1952.

96. Moll J.L., Tarui Y. A New Solid State Memory Resistor // IEEE Trans Electron Devices. 1963. T. 10, № 5. C. 338.

97. Tsymbal E.Y., Kohlstedt H. Tunneling Across a Ferroelectric // Science (1979). American Association for the Advancement of Science, 2006. T. 313, № 5784. C. 181-183.

98. Max B. u gp. Direct Correlation of Ferroelectric Properties and Memory Characteristics in Ferroelectric Tunnel Junctions // IEEE Journal of the Electron Devices Society. Institute of Electrical and Electronics Engineers Inc., 2019. T. 7. C. 1175-1181.

99. Bondurant D., Gnadinger F. Ferroelectries for nonvolatile RAMs // IEEE Spectr. 1989. T. 26, № 7. C. 30-33.

100. Banerjee K. u gp. First demonstration of ferroelectric Si:HfO2based 3D FE-FET with trench architecture for dense nonvolatile memory application // 2021 IEEE International Memory Workshop, IMW 2021 - Proceedings. Institute of Electrical and Electronics Engineers Inc., 2021.

101. Goda A. 3-D NAND Technology Achievements and Future Scaling Perspectives // IEEE Trans Electron Devices. Institute of Electrical and Electronics Engineers Inc., 2020. T. 67, № 4. C. 1373-1381.

102. Cappelletti P. u gp. Flash Memories. Springer Science & Business Media, 2013.

103. Burr G.W. u gp. Recent Progress in Phase-Change Memory Technology // IEEE J Emerg Sel Top Circuits Syst. Institute of Electrical and Electronics Engineers Inc., 2016. T. 6, № 2. C. 146-162.

104. Chen Y. ReRAM: History, Status, and Future // IEEE Trans Electron Devices. Institute of Electrical and Electronics Engineers Inc., 2020. T. 67, № 4. C. 1420-1433.

105. Miura S. u gp. Scalability of Quad Interface p-MTJ for 1X nm STT-MRAM with 10-ns Low Power Write Operation, 10 Years Retention and Endurance > 1011 // IEEE Trans Electron Devices. Institute of Electrical and Electronics Engineers Inc., 2020. T. 67, № 12. C. 53685373.

106. Okuno J. u gp. SoC compatible 1 T1 C FeRAM memory array based on ferroelectric Hf0.5Zr0.5O2 // Digest of Technical Papers - Symposium on VLSI Technology. Institute of Electrical and Electronics Engineers Inc., 2020. T. 2020-June.

107. Mulaosmanovic H. u gp. Ferroelectric field-effect transistors based on HfO2: a review // Nanotechnology. IOP Publishing, 2021. T. 32, № 50. C. 502002.

108. Warren W.L. u gp. Voltage shifts and imprint in ferroelectric capacitors // Appl Phys Lett. AIP Publishing, 1995. T. 67, № 6. C. 866-868.

109. Tagantsev A.K. u gp. Nature of nonlinear imprint in ferroelectric films and long-term prediction of polarization loss in ferroelectric memories // J Appl Phys. AIP Publishing, 2004. T. 96, № 11. C. 6616-6623.

110. Mulaosmanovic H. u gp. Reliability aspects of ferroelectric hafnium oxide for application in non-volatile memories // IEEE International Reliability Physics Symposium Proceedings. Institute of Electrical and Electronics Engineers Inc., 2021. T. 2021-March.

111. Dünkel S. u gp. A FeFET based super-low-power ultra-fast embedded NVM technology for 22nm FDSOI and beyond // Technical Digest - International Electron Devices Meeting, IEDM. Institute of Electrical and Electronics Engineers Inc., 2018. C. 19.7.1-19.7.4.

112. Takahashi M., Sakai S. Area-Scalable 109-Cycle-High-Endurance FeFET of Strontium Bismuth Tantalate Using a Dummy-Gate Process // Nanomaterials 2021, Vol. 11, Page 101. Multidisciplinary Digital Publishing Institute, 2021. T. 11, № 1. C. 101.

113. Zhou D. u gp. Wake-up effects in Si-doped hafnium oxide ferroelectric thin films // Appl Phys Lett. AIP Publishing, 2013. T. 103, № 19.

114. Pesic M. u gp. Physical Mechanisms behind the Field-Cycling Behavior of HfO2-Based Ferroelectric Capacitors // Adv Funct Mater. John Wiley & Sons, Ltd, 2016. T. 26, № 25. C. 4601-4612.

115. Yurchuk E. u gp. Origin of the endurance degradation in the novel HfO2-based 1T ferroelectric non-volatile memories // IEEE International Reliability Physics Symposium Proceedings. Institute of Electrical and Electronics Engineers Inc., 2014.

116. Okuno J. u gp. SoC compatible 1 T1 C FeRAM memory array based on ferroelectric Hf0.5zr0.502 // Digest of Technical Papers - Symposium on VLSI Technology. Institute of Electrical and Electronics Engineers Inc., 2020. T. 2020-June.

117. Francois T. u gp. Impact of area scaling on the ferroelectric properties of back-end of line compatible Hf0.5Zr0.502 and Si:Hf02-based MFM capacitors // Appl Phys Lett. AIP Publishing, 2021. T. 118, № 6.

118. Tan A.J. u gp. Ferroelectric Hf02 Memory Transistors with High-K Interfacial Layer and Write Endurance Exceeding 1010 Cycles // IEEE Electron Device Letters. Institute of Electrical and Electronics Engineers Inc., 2021. T. 42, № 7. C. 994-997.

119. Slesazeck S. u gp. Uniting the trinity of ferroelectric Hf02 memory devices in a single memory cell // 2019 IEEE 11th International Memory Workshop, IMW 2019. Institute of Electrical and Electronics Engineers Inc., 2019.

120. Breyer E.T. u gp. Perspective on ferroelectric, hafnium oxide based transistors for digital beyond von-Neumann computing // Appl Phys Lett. AIP Publishing, 2021. T. 118, № 5.

121. Salahuddin S., Datta S. Use of Negative Capacitance to Provide Voltage Amplification for Low Power Nanoscale Devices // Nano Lett. American Chemical Society , 2007. T. 8, № 2. C. 405410.

122. Hoffmann M. u gp. What's next for negative capacitance electronics? // Nat Electron. Nature Research, 2020. T. 3, № 9. C. 504-506.

123. Mikolajick T. u gp. Next generation ferroelectric materials for semiconductor process integration and their applications // J Appl Phys. AIP Publishing, 2021. T. 129, № 10. C. 100901.

124. Kern W. Evolution of silicon wafer cleaning technology // Proceedings - The Electrochemical Society. Publ by Electrochemical Soc Inc, 1990. T. 90, № 9. C. 3-19.

125. Hatzakis M., Canavello B.J., Shaw J.M. SINGLE-STEP 0PTICAL LIFT-0FF PR0CESS. // IBM J Res Dev. 1980. T. 24, № 4. C. 452-460.

126. Tagantsev A.K. u gp. Non-Kolmogorov-Avrami switching kinetics in ferroelectric thin films // Phys Rev B. American Physical Society, 2002. T. 66, № 21. C. 214109.

127. Sawyer C.B., Tower C.H. Rochelle Salt as a Dielectric // Physical Review. American Physical Society, 1930. T. 35, № 3. C. 269.

128. Pintilie L., Alexe M. Ferroelectric-like hysteresis loop in nonferroelectric systems // Appl Phys Lett. AIP Publishing, 2005. T. 87, № 11.

129

130

131

132

133

134

135

136

137

138

139

140

141

142

143

Chouprik A. h gp. Wake-up in a Hf0.5Zr0.5O2 film: A Cycle-by-cycle emergence of the remnant polarization via the domain depinning and the vanishing of the anomalous polarization switching // ACS Appl Electron Mater. American Chemical Society, 2019. T. 1, № 3. C. 275287.

Jung M., Gaddam V., Jeon S. A review on morphotropic phase boundary in fluorite-structure hafnia towards DRAM technology // Nano Converg. Korea Nano Technology Research Society, 2022. T. 9, № 1. C. 1-18.

Stolichnov I. h gp. Genuinely Ferroelectric Sub-1-Volt-Switchable Nanodomains in HfxZr(1-x)O2 Ultrathin Capacitors // ACS Appl Mater Interfaces. American Chemical Society, 2018. T. 10, № 36. C. 30514-30521.

Beucher S. The Watershed Transformation Applied to Image Segmentation // Scanning Microsc. 1992. T. 1992, № 6. C. 28.

Ho M.Y. h gp. Morphology and crystallization kinetics in HfO2 thin films grown by atomic layer deposition // J Appl Phys. AIP Publishing, 2003. T. 93, № 3. C. 1477-1481. Lederer M. h gp. Impact of the SiO2interface layer on the crystallographic texture of ferroelectric hafnium oxide // Appl Phys Lett. American Institute of Physics Inc., 2021. T. 118, № 1.

Simmons J.G. Generalized Formula for the Electric Tunnel Effect between Similar Electrodes Separated by a Thin Insulating Film // J Appl Phys. AIP Publishing, 1963. T. 34, № 6. C. 17931803.

Robertson J. High dielectric constant oxides // The European Physical Journal - Applied Physics. EDP Sciences, 2004. T. 28, № 3. C. 265-291.

Kar S. High permittivity gate dielectric materials. Heidelberg : Springer, 2013. T. 43. 1-45 c. Frenkel J. On Pre-Breakdown Phenomena in Insulators and Electronic Semi-Conductors // Physical Review. American Physical Society, 1938. T. 54, № 8. C. 647.

Hill Chelsea R.M. Poole-frenkel conduction in amorphous solids // Philosophical Magazine. Taylor & Francis Group, 1971. T. 23, № 181. C. 59-86.

Nasyrov K.A., Gritsenko V.A. Charge transport in dielectrics via tunneling between traps // J Appl Phys. AIP Publishing, 2011. T. 109, № 9.

Perevalov T. V. h gp. The origin of 2.7 eV blue luminescence band in zirconium oxide // J Appl Phys. American Institute of Physics Inc., 2014. T. 116, № 24.

Perevalov T. V. h gp. The origin of 2.7 eV luminescence and 5.2 eV excitation band in hafnium oxide // Appl Phys Lett. American Institute of Physics Inc., 2014. T. 104, № 7. Islamov D.R. h gp. Charge transport in amorphous Hf0.5Zr0.5O2 // Appl Phys Lett. American Institute of Physics Inc., 2015. T. 106, № 10.

144. Li X. h gp. Effect of ALD temperature on the polarization switching dynamics of BEOL-compatible Hf0.5Zr0.5O2 ferroelectric film // Appl Phys Lett. American Institute of Physics, 2025. T. 126, № 15.

145. Lederer M. h gp. Review on the Microstructure of Ferroelectric Hafnium Oxides // physica status solidi (RRL) - Rapid Research Letters. John Wiley & Sons, Ltd, 2022. T. 16, № 10. C. 2200168.

146. Liao J. h gp. Grain Size Engineering of Ferroelectric Zr-doped HfO2 for the Highly Scaled Devices Applications // IEEE Electron Device Letters. Institute of Electrical and Electronics Engineers Inc., 2019. T. 40, № 11. C. 1868-1871.

147. Onaya T. h gp. Improvement in ferroelectricity of HfxZr1-xO2 thin films using top- and bottom-ZrO2 nucleation layers // APL Mater. American Institute of Physics Inc., 2019. T. 7, № 6.

148. Nguyen A.D. h gp. Metal Interlayer Insertion for Grain Engineering in Ferroelectric HfD.5Zr0.5O2 // IEEE Trans Electron Devices. Institute of Electrical and Electronics Engineers Inc., 2024. T. 71, № 11. C. 6647-6651.

149. Toprasertpong K. h gp. Improved Ferroelectric/Semiconductor Interface Properties in Hf0.5Zr0.5O2Ferroelectric FETs by Low-Temperature Annealing // IEEE Electron Device Letters. Institute of Electrical and Electronics Engineers Inc., 2020. T. 41, № 10. C. 1588-1591.

150. Schuegraf K.F., Chenming Hu. Effects of temperature and defects on breakdown lifetime of thin SiO/sub 2/ at very low voltages. Institute of Electrical and Electronics Engineers (IEEE), 2002. C. 126-135.

151. Chatterjee S. h gp. Electrical reliability aspects of HfO2 high-k gate dielectrics with TaN metal gate electrodes under constant voltage stress // Microelectronics Reliability. Pergamon, 2006. T. 46, № 1. C. 69-76.

152. Kim H.K., Shi F.G. Thickness dependent dielectric strength of a low-permittivity dielectric film // IEEE Transactions on Dielectrics and Electrical Insulation. 2001. T. 8, № 2. C. 248-252.

153. Tian X. h gp. Evolution of ferroelectric HfO2 in ultrathin region down to 3 nm // Appl Phys Lett. American Institute of Physics Inc., 2018. T. 112, № 10.

154. Kim Y.H. h gp. Area dependence of TDDB characteristics for HfO2 gate dielectrics // IEEE Electron Device Letters. 2002. T. 23, № 10. C. 594-596.

155. Kim Y.H. h gp. Dynamic reliability characteristics of ultra-thin HfO2 // IEEE International Reliability Physics Symposium Proceedings. Institute of Electrical and Electronics Engineers Inc., 2003. T. 2003-January. C. 46-50.

156. Le J.L., Bazant Z.P., Bazant M.Z. Lifetime of high-k gate dielectrics and analogy with strength of quasibrittle structures // J Appl Phys. AIP Publishing, 2009. T. 106, № 10.

157. Mikheev V., Kondratyuk E., Chouprik A. Retention Model and Express Retention Test of Ferroelectric Hf 02 -Based Memory // Phys Rev Appl. American Physical Society, 2022. T. 18, № 6. C. 064084.

158. Sung P.J. u gp. Effects of Forming Gas Annealing and Channel Dimensions on the Electrical Characteristics of FeFETs and CM0S Inverter // IEEE Journal of the Electron Devices Society. Institute of Electrical and Electronics Engineers Inc., 2020. T. 8. C. 474-480.