Формирование полярной сегнетоэлектрической фазы в пленках HfO2 в зависимости от условий отжига и химических свойств примесей
- Authors: Бугаев А.В.1, Конашук А.С.1, Филатова Е.О.1
-
Affiliations:
- Институт физики, Санкт-Петербургский государственный университет
- Issue: Vol 69, No 1 (2024)
- Pages: 28-33
- Section: ДИФРАКЦИЯ И РАССЕЯНИЕ ИОНИЗИРУЮЩИХ ИЗЛУЧЕНИЙ
- URL: https://journal-vniispk.ru/0023-4761/article/view/255419
- DOI: https://doi.org/10.31857/S0023476124010048
- EDN: https://elibrary.ru/tczzpg
- ID: 255419
Cite item
Full Text
Abstract
Методом Ритвельда проведен количественный фазовый анализ активного слоя HfO2 в слоистых структурах Si-sub./SiO2/HfO2/TiN в зависимости от температуры отжига и сорта легирующей примеси. Дополнительно проведены исследования кристаллической структуры HfO2 методом просвечивающей электронной микроскопии. Обнаружена связь между валентностью примеси и формирующимися в пленке HfO2 кристаллическими фазами. Показано, что легирование Al с последующим высокотемпературным отжигом в хорошей степени предотвращает образование тетрагональной фазы (пр. гр. P42/nmc) в пользу формирования полярной орторомбической фазы (пр. гр. Pca21). Полученные результаты могут быть применены при синтезе сегнетоэлектрических пленок на основе HfO2 для их использования в энергонезависимых системах памяти.
Full Text
ВВЕДЕНИЕ
Все большую популярность в микроэлектронике набирает энергонезависимая память на основе сегнетоэлектрических материалов. Такая память хорошо масштабируема, а также обладает высокой скоростью перезаписи данных. Важнейшей особенностью сегнетоэлектриков является наличие остаточной поляризации (Pr) при нулевом электромагнитном воздействии. При этом зависимость Pr от приложенного внешнего поля не линейна и имеет вид гистерезиса, а значит, при помощи того же внешнего поля может быть обращена. Именно на основе этого явления планируется реализация энергонезависимых систем памяти. Появление сегнетоэлектрических свойств происходит вследствие образования полярных модификаций в кристаллической структуре материала. В отличие от неполярных они являются нецентросимметричными, что влечет за собой появление Pr.
Одним из наиболее перспективных сегнетоэлектрических материалов наряду с перовскитами является оксид гафния(IV) – HfO2. С момента открытия сегнетоэлектрических свойств HfO2 в 2011 г. [1] он рассматривается как основной материал для использования в ячейках энергонезависимой памяти. Кристаллический HfO2 может находиться в нескольких кристаллических модификациях. Наиболее стабильной является моноклинная фаза (пр. гр. P21/c), которая образуется в изначально аморфном HfO2 при комнатной температуре и нормальном давлении. При увеличении температуры и давления в HfO2 образуется тетрагональная фаза (пр. гр. P42/nmc) [2]. Обе кристаллические модификации являются неполярными и, следовательно, не обладают сегнетоэлектрическими свойствами [1]. Однако при создании определенных условий в пленках HfO2 в ходе отжига может сформироваться полярная орторомбическая фаза (пр. гр. Pca21) – метастабильная при нормальных условиях.
Известно, что для формирования орторомбической фазы необходимо в первую очередь образование тетрагональной кристаллической модификации. Элементарные ячейки этих двух сингоний наиболее близки по своей структуре. Различие заключается только в том, что в случае тетрагональной фазы два из трех векторов трансляций равны друг другу, а у орторомбической модификации все три вектора трансляций различны. В моноклинной фазе один из углов между векторами трансляций отличен от 90°, что затрудняет образование орторомбической кристаллической модификации. Поэтому переход из тетрагональной фазы в орторомбическую более энергетически выгоден, чем из моноклинной в орторомбическую. Длины векторов трансляций могут быть изменены при помощи создания внутреннего напряжения растяжения в пленке. Оно создается путем примесного легирования (в качестве примесей, как правило, выступают Si, Al, Y, Gd, Zr) и высокотемпературного отжига после осаждения электродов за счет разницы в температурных коэффициентах расширения [3]. Электроды (TiN или TaN) необходимо осаждать до отжига на аморфную пленку, чтобы кристаллизация началась уже в их присутствии. Известно, что на стабилизацию орторомбической фазы влияет ионный радиус примесей. В работах, посвященных этой теме, было показано, что с увеличением ионного радиуса растет доля орторомбической фазы в смеси [4, 5]. Однако остается малоизученной связь химических свойств примесей и результирующего кристаллического строения пленок HfO2.
В данной работе изучено кристаллическое строение пленки HfO2 в системе Si-sub./SiO2/HfO2/TiN. Образцы были отожжены при различных температурах (850 и 1000°C), а также легированы примесями Si и Al. Основным методом исследования был метод рентгеновской дифракции скользящего падения (GIXRD), позволяющий проводить количественный анализ кристаллической структуры материала. Из-за поликристаллической природы пленок такой анализ представляет собой трудоемкую задачу. Дополнительные сложности в проведении анализа обусловлены близким расположением и схожестью пиков тетрагональной и орторомбической фаз. Для расшифровки дифрактограмм был применен метод Ритвельда, позволяющий проводить количественный фазовый анализ многофазных смесей. В качестве дополнительного метода исследования пленок HfO2 рассмотрены изображения некоторых из представленных образцов, полученные методом просвечивающей электронной микроскопии (ПЭM). Основная задача данной работы состояла в изучении влияния высокотемпературного отжига и легирования различными примесями на структурный состав пленок HfO2, а также в определении точного количества каждой из фаз в общей смеси.
МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ
Подготовка материалов. В данной работе анализировали систему Si-sub./SiO2/HfO2/TiN. На подложке Si(100) выращен слой SiO2 толщиной 7.5 нм, необходимый для предотвращения неконтролируемой диффузии атомов кислорода из пленки HfO2 в подложку. На поверхности слоя SiO2 методом молекулярного наслаивания синтезирован слой HfO2 толщиной 9.5 нм из прекурсоров HCl4 и H2O при температуре 300°C. Для формирования в HfO2 внутреннего напряжения растяжения и стабилизации орторомбической фазы в некоторых образцах пленки были легированы примесями Si и Al. В результате получены слои 3.5% Si:HfO2 и 5.5% Al:HfO2. Слой HfO2 был покрыт TiN-электродом толщиной 10 нм. TiN-электрод синтезирован методом физического газофазного осаждения (PVD). С целью предотвращения окисления образцов из атмосферы, а также усиления эффекта напряжения растяжения на поверхность электрода был нанесен поликристаллический Si толщиной 50 нм. После осаждения всех слоев часть образцов отжигали в атмосфере N2 при температуре 850°C в течение 60 с и 1000°C в течение 30 с. Перед проведением измерений слой Si удаляли при помощи гидроксида тетраметиламмония – (CH3)4NOH (TMAH). Исследуемые образцы различались условиями отжига и видом примеси.
Измерения методами GIXRD и ПЭМ. GIXRD-исследования проводили на лабораторном дифрактометре Bruker “D8 DISCOVER” ресурсного центра “Рентгенодифракционные методы исследования” Санкт-Петербургского государственного университета. Источником рентгеновского излучения в данном приборе служит рентгеновская трубка с медным анодом (CuKα = 8040 эВ). Монохроматизация первичного пучка осуществляется при помощи четырехкристального асимметричного монохроматора Ge (022) с симметричным отражением. Сканирование проводили в диапазоне углов 2q = 10°–70° с шагом 0.05°. Угол падения излучения составлял 0.4°.
ПЭM-изображения высокого разрешения в режиме дифракционного контраста были получены на аналитическом просвечивающем электронном микроскопе Carl Zeiss Libra 200 FE междисциплинарного ресурсного центра (МРЦ) “Нанотехнологии” Санкт-Петербургского государственного университета. Данный микроскоп оснащен высокоэффективным автоэмиссионным эмиттером и энергетическим Ω-фильтром для выполнения прецизионных измерений в режиме высокого разрешения. Подготовку ламелей для исследований в микроскопе осуществляли на установке FISCHIONE NanoMill (Model 1040) комплекса пробоподготовки.
Анализ экспериментальных данных методом Ритвельда. Количественный анализ рентгеновских дифрактограмм был проведен при помощи метода Ритвельда. В основе метода лежит использование интенсивности в каждой отдельно взятой точке дифракционной картины независимо друг от друга, что позволяет описывать профиль дифракционной линии, используя большее число уточняемых параметров, чем при использовании интегральной интенсивности. Подгоночная кривая строится в соответствии с базовым уравнением для уточнения структуры методом Ритвельда [6]:
,
где yib – расчетная интенсивность в i-й точке дифрактограммы, s – фактор шкалы, – фактор Лоренца и поляризация в позиции рефлекса hkl, Mhkl – фактор повторяемости плоскости hkl, Fprof – профильная функция рефлекса hkl в точке i, |Fhkl|2 – структурный фактор рефлекса hkl, Phkl – текстурный параметр плоскости hkl, A – фактор поглощения, ybi – интенсивность фона в точке i.
Для минимизации расхождения между подгоночной кривой и экспериментальными данными применяли метод наименьших квадратов.
Анализ экспериментальных данных методом Ритвельда проводили с использованием программного обеспечения Material Analysis Using Diffraction (MAUD) [7]. Для расчета подгоночной кривой были взяты структурные файлы из банка данных Inorganic Crystalline Structure Database (ICSD): моноклинная фаза (P21/c) – CCDC № 1624464, тетрагональная фаза (P42/nmc) – CCDC № 1688863, орторомбическая фаза (Pca21) – CCDC № 1629043, кубическая фаза TiN (Fmm) – CCDC № 1761384. Так как во всех известных банках данных отсутствует структурный файл пр. гр. Pca21 для HfO2, был использован структурный файл той же пространственной группы для ZrO2. Такая замена оправдана фактической идентичностью кристаллических решеток Pca21 для HfO2 и ZrO2 и схожестью их дифракционных картин. Также в исходных экспериментальных данных были заранее удалены узкие интенсивные пики от массивной подложки Si для упрощения процесса подгонки.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Для проведения количественного анализа исследуемых образцов рассмотрены их GIXRD-дифрактограммы. При помощи программного обеспечения MAUD, использующего для дифракционного анализа метод Ритвельда, получены данные о фазовом составе пленок HfO2.
Рассмотрим влияние процесса высокотемпературного отжига на стабилизацию орторомбической фазы. На рис. 1 представлены дифрактограммы неотожженного образца и отожженных при 850 и 1000°C (круги), а также рассчитанные при помощи метода Ритвельда кривые, описывающие данные дифрактограммы (сплошные линии). Рассчитанные кривые соответствуют экспериментальным данным с хорошей точностью, ошибка составляет 6.95, 9.31 и 7.80% для неотожженного, отожженного при 850 и 1000°C соответственно. Основной интерес представляют три пика в диапазоне углов 26°–33°. Два пика с угловым положением 28.46° и 31.52° являются рефлексами моноклинной сингонии m-HfO2 (11) и m-HfO2 (111) соответственно. Пик между ними, имеющий положение 30.37°, представляет собой сумму рефлексов тетрагональной фазы t-HfO2 (101), находящейся при угле 30.40°, и орторомбической фазы o-HfO2 (111) с угловым положением 30.19°. Эти два пика расположены близко друг к другу, что является причиной трудоемкости проведения количественного анализа “вручную”. Анализ методом Ритвельда показал, что в рассматриваемых образцах дифракционный пик при угле 30.37° в большей степени соответствует именно рефлексу t-HfO2 (101). Из рис. 1 видно, что при температурном отжиге сильно возрастают интенсивности двух пиков, соответствующих моноклинной фазе, по сравнению с пиком тетрагональной фазы. Данный факт является доказательством активного формирования моноклинной сингонии в кристаллической структуре HfO2 при высокотемпературном отжиге, что отмечалось в [8]. Установлено, что доля моноклинной фазы в образце без отжига составляет 64.23%, в образце, отожженном при температуре 850°C, – 74.46%, а при температуре 1000°C – 85.25%.
Рис. 1. Экспериментальные и рассчитанные дифрактограммы образцов: неотожженного (1), отожженного при 850 (2) и 1000°C (3).
Отметим, что помимо пиков, соответствующих HfO2, на представленных дифрактограммах присутствуют пики кубического TiN, что учитывалось при анализе образцов. Данные рефлексы наблюдаются при углах 36.67° (c-TiN (111)), 42.68° (c-TiN (200)) и 62.06° (c-TiN (220)). С ростом температуры отжига наблюдается возрастание интенсивности этих пиков, что является следствием как возвращения продиффундировавшего N из TiN в HfO2 с восстановлением кубической решетки TiN, так и увеличения общей кристалличности образцов.
На рис. 2 представлены экспериментальные и рассчитанные дифрактограммы образцов, отожженных при 1000°C без примеси и с примесью Si. Как следует из рис. 2, легирование образца Si совместно с последующим отжигом при температуре 1000°C приводит к резкому возрастанию интенсивности пика t-HfO2 (101). При этом пики, соответствующие моноклинной фазе, полностью пропадают, что свидетельствует об ее отсутствии. Учитывая, что ошибка описания экспериментальных данных подгоночной кривой составляет 6.64%, можно с хорошей точностью утверждать, что примесь Si вкупе с высокотемпературным отжигом приводит к активному формированию тетрагональной сингонии. Полученный факт объясняется тем, что четырехвалентный кремний легко заменяет гафний в восьмикратно координированных по кислороду участках, образуя тем самым общую матрицу Hf–Si–O [9]. Количественный анализ показал, что доля тетрагональной фазы в этом образце составляет 93.38%.
Рис. 2. Экспериментальные и рассчитанные дифрактограммы образцов: отожженного при 1000°C (1), отожженного при 1000°C с примесью Si (2).
Рисунок 3 демонстрирует экспериментальные и рассчитанные дифрактограммы неотожженных образцов без примеси и с примесью Al, а также образца, легированного примесью Al и отожженного при 850°C. Ошибка описания экспериментальных данных для неотожженного образца, легированного Al, составляет 6.04%, а для отожженного при 850°C образца с примесью Al – 5.60%. Влияние примеси Al на неотожженный образец подобно влиянию Si на отожженный образец. Также пики моноклинной фазы практически полностью исчезают, и наблюдается доминирование тетрагональной сингонии. Но отмечаются и различия, в частности высокотемпературный отжиг при температуре 850°C образца с примесью Al приводит к смещению рефлекса, ранее соответствовавшего тетрагональной фазе, в сторону меньших углов. Данный факт может быть объяснен формированием в кристаллической структуре HfO2 полярной орторомбической фазы. Действительно, в ходе анализа данных дифрактограмм выявлено, что, если в неотожженном образце с примесью Al доминирующей является тетрагональная фаза (82.33%), то после высокотемпературного отжига – орторомбическая (54.94%). Как было отмечено ранее, примесь четырехвалентного Si легко встраивается в кристаллическую структуру HfO2 и формирует тетрагональную фазу. В отличие от кремния трехвалентный Al имеет тенденцию образовывать отдельные участки Al2O3, не формируя при этом матрицу Hf–Al–O [10, 11]. Такие участки создают дополнительное напряжение внутри пленки, которое может приводить к формированию орторомбической сингонии. Таким образом, внедрение примеси Al и высокотемпературный отжиг влекут за собой появление сегнетоэлектрической фазы в пленке HfO2. Данные о доле каждой сингонии во всех исследуемых образцах представлены в табл. 1.
Рис. 3. Экспериментальные и рассчитанные дифрактограммы образцов: неотожженного (1), неотожженного с примесью Al (2), отожженного при 850°C с примесью Al (3).
Таблица 1. Данные количественного анализа дифрактограмм
Образец | Моноклинная фаза (P21/c),% | Тетрагональная фаза (P42/nmc),% | Орторомбическая фаза (Pca21),% | Ошибка,% |
Беспримесный, неотожженный | 64.23 | 35.36 | 0.41 | 6.95 |
Беспримесный, отжиг 850°C | 74.46 | 18.79 | 6.75 | 9.31 |
Беспримесный, отжиг 1000°C | 85.25 | 9.87 | 4.89 | 7.80 |
Примесь Si, отжиг 1000°C | 0.00 | 93.38 | 6.62 | 6.64 |
Примесь Al, неотожженный | 4.22 | 82.33 | 13.45 | 6.04 |
Примесь Al, отжиг 850°C | 8.72 | 36.34 | 54.94 | 5.60 |
На рис. 4 приведены ПЭМ-изображения беспримесного и легированных Si и Al образцов, отожженных при 1000 и 850°C соответственно. Поскольку на представленных изображениях отчетливо видна кристаллическая структура активного слоя, были рассчитаны межплоскостные расстояния в просматривающихся кристаллитах. Сопоставление полученных данных с табличными значениями межплоскостных расстояний для различных ориентаций трех кристаллических фаз HfO2 (моноклинной, тетрагональной и орторомбической) показало, что в отожженном беспримесном образце просматривается исключительно моноклинная сингония, а образцы, легированные Si и Al, демонстрируют наличие в своей структуре тетрагональной и орторомбической фаз. При этом, если в образце, легированном Si, доминирующей является тетрагональная кристаллическая модификация, то на изображении образца с примесью Al наблюдается большое количество орторомбической фазы.
Рис. 4. ПЭМ-изображения образцов: отожженного при 1000°C (а), отожженного при 1000°C с примесью Si (б) и отожженного при 850°C с примесью Al (в).
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
Проведен количественный дифракционный анализ методом Ритвельда слоистых систем Si-sub./SiO2/HfO2/TiN, отожженных при разных температурах, а также легированных примесями Si и Al. Установлено, что примесь четырехвалентного Si легко встраивается в кристаллическую структуру HfO2, образуя тетрагональную фазу. В свою очередь, примесь трехвалентного Al при высокотемпературном отжиге склонна к формированию выделенных участков Al2O3, создающих внутреннее напряжение в пленке. Благодаря этому в кристаллической структуре HfO2 стабилизируется полярная сегнетоэлектрическая орторомбическая фаза. Полученные результаты подтверждены ПЭМ-изображениями, а также литературными данными.
Работа выполнена при поддержке президента РФ (грант № 075-15-2022-374). Авторы выражают благодарность ресурсным центрам Научного парка Санкт-Петербургского государственного университета, “Рентгенодифракционные методы исследования” и МРЦ по направлению “Нанотехнологии”.
About the authors
А. В. Бугаев
Институт физики, Санкт-Петербургский государственный университет
Author for correspondence.
Email: bugaev.sasha99@mail.ru
Russian Federation, г. Санкт-Петербург, г. Петергоф
А. С. Конашук
Институт физики, Санкт-Петербургский государственный университет
Email: bugaev.sasha99@mail.ru
Russian Federation, г. Санкт-Петербург, г. Петергоф
Е. О. Филатова
Институт физики, Санкт-Петербургский государственный университет
Email: bugaev.sasha99@mail.ru
Russian Federation, г. Санкт-Петербург, г. Петергоф
References
- Böscke T.S., Müller J., Bräuhaus D. et al. // Appl. Phys. Lett. 2011. V. 99. P. 102903. https://doi.org/10.1063/1.3634052
- Сиротин Ю.И., Шаскольская М.П. // Основы кристаллофизики. М.: Наука, 1979. 640 с.
- Mikolajick T., Slesazeck S., Mulaosmanovic H. et al. // J. Appl. Phys. 2021. V. 129. P. 100901. https://doi.org/10.1063/5.0037617
- Starschich S., Boettger U. // J. Mater. Chem. C. 2017. V. 5. P. 333. https://doi.org/10.1039/C6TC04807B
- Park M.H., Schenk T., Fancher C.M. et al. // J. Mater. Chem. C. 2017. https://doi.org/10.1039/C7TC01200D
- Кржижановская М.Г., Фирсова В.А., Бубнова Р.С. // Применение метода Ритвельда для решения задач порошковой дифрактометрии. Учебное пособие. СПб.: Санкт-Петербургский университет, 2016.
- https://luttero.github.io/maud/
- Park M.H., Kim H.J., Kim Y.J. et al. // Appl. Phys. Lett. 2013. V. 102. P. 242905. https://doi.org/10.1063/1.4811483
- Yang H., Lee H.J., Jo J. et al. // Phys. Rev. Appl. 2020. V. 14. P. 064012. https://doi.org/10.1103/PhysRevApplied.14.064012
- Yang Y., Zhu W., Ma T.P., Stemmer S. // J. Appl. Phys. 2004. V. 95. P. 3772. https://doi.org/10.1063/1.1652240
- Koo J., Lee J., Kim S. et al. // J. Korean Phys. Soc. 2005. V. 47. P. 501.
Supplementary files
