根据本发明的实施例涉及铁电半导体器件和用于制造存储器单元的方法。
背景技术：
集成电路中使用的存储器单元可以根据易失性和非易失性原则划分。作为易失性元件，将提及动态随机存取存储器(dram)。动态随机存取存储器具有快速的切换行为，并且可以以非常大的密度制造。然而，明显的缺点是信息不能永久存储，因此例如在器件重启后不可用。然而，不具有此问题的传统非易失性介质具有明显较慢的切换时间(写入信息单元所需的时间)。在这种情况下，电可擦除可编程只读存储器(eeprom)组件被广泛使用。具有铁电存储器单元的半导体器件是可以结合这两种方法优点的一组组件[31]。
工业和研究已经尝试了很长时间来实现基于钙钛矿(例如，锆钛酸铅(pzt)或钛酸钡(bto))的铁电存储器单元。迄今为止阻止商业上成功的组件的重大障碍是不令人满意的长期稳定性以及与标准cmos工艺(cmos＝互补金属氧化物半导体)的兼容性不足。特别是通过发现基于氧化铪的铁电体[32、33]解决了cmos兼容性的问题。然而，仍然存在通过使用新的铁电材料改进的潜力，特别是对于即使在困难的环境条件下(例如，在高温下)的所存储的信息的长期稳定性也是如此。
压电传感器和致动器的小型化以及将铁电功能引入集成电路(ic)技术的趋势已经引起了对铁电薄膜的重大科学和商业兴趣[1-3]。许多更重要的铁电材料是具有典型缺点(例如，低顺电转变温度、非线性位移或与互补金属氧化物半导体(cmos)技术的兼容性问题)的钙钛矿氧化物[2，4]。
考虑到这一点，需要一种在具有良好可扩展性的可靠数据存储与所存储信息的长期稳定性增长之间提供改进的权衡的概念。
该目的通过包括装置权利要求1和14以及方法权利要求15的独立权利要求来解决。
在从属权利要求中定义了进一步的创造性发展。
技术实现要素：
实施例涉及一种具有存储器单元的铁电半导体器件以及可以连接到该存储器单元的半导体器件，该存储器单元可以包括铁电存储器层和可以设置在该铁电存储器层上的第一导电层。存储器单元的铁电存储器层可以包括具有至少一种iii族氮化物和至少一种非iii族元素的混合晶体。
根据实施例，铁电存储器层可以具有第一表面，在该第一表面上设置有第一导电层。因此，铁电存储器层例如在第一表面上连接至第一导电层。存储器单元可以连接到半导体器件，使得存储器单元设置在半导体器件上、表示半导体器件的一部分、或者例如经由电连接而进行连接。
铁电半导体器件的该实施例基于以下发现：通过在铁电存储器层中使用具有iii族氮化物和非iii族元素的混合晶体，即使在高温下，也可以确保存储在存储器单元中的信息具有高的长期稳定性。另外，由于混合晶体可以具有特别稳定并且同时大的电极化，因此混合晶体可以允许在存储器单元中以良好的可扩展性可靠地存储数据。
因此，必须指出，通过有利地将存储器单元的铁电存储器层与半导体器件结合，铁电半导体器件可以提供具有良好的可扩展性和所存储信息的长期稳定性的可靠存储。
根据实施例，存储器单元可以包括依次设置的绝缘层、铁电存储器层和第一导电层；或者，存储器单元可以包括依次设置的第二导电层、铁电存储器层和第一导电层；或者，存储器单元可以包括依次设置的绝缘层、第二导电层、铁电存储器层和第一导电层。根据要求，铁电半导体器件的存储器单元可以个别地适配。因此，由于所描述的分层结构，存储器单元可以具有良好的可扩展性。因此，存储器单元的各个层可以具有例如大于70nm、大于30nm、大于10nm或大于1.5nm的非常小的层厚度。因此，存储器单元可以被配置为确保可靠存储、良好可扩展性和存储器单元中所存储信息的长期稳定性。
根据实施例，与绝缘层和/或第二导电层相比，铁电存储器层可以具有平行于第一导电层的表面的更有限的延伸。第一导电层的表面可以表示第一导电层通过其被设置在铁电存储器层上的表面。因此，第一导电层的表面可以表示铁电存储器层和第一导电层之间的连接表面。换言之，铁电存储器层可以具有平行于第一导电层的表面的延伸，使得绝缘层和/或第二导电层可以突出到铁电存储器层之外。可以选择延伸，使得施加到铁电存储器层和/或第二导电层的电荷不会向绝缘层加载高于其击穿电压的电压。因此，存储器单元确保例如所存储信息的可靠存储和长期稳定性。
根据实施例，存储器单元可以具有u形、o形、圆柱形或长方体形。在此，u形或o形可以具有例如尖锐的边缘或倒圆的边缘。因此，根据要求或取决于半导体器件，确保了存储器单元的个别配置。取决于半导体器件，可以将匹配的存储器单元连接到半导体器件。因此，基于可以适用于半导体器件的存储器单元的个体形状，获得了具有存储器单元的铁电半导体器件的良好可扩展性，可以获得半导体器件和存储器单元之间的最佳连接，从而可以获得铁电半导体器件中的所存储信息的可靠存储和长期稳定性。另外，通过存储器单元的特定形状，铁电半导体器件的切换行为可以非常快速和高效。
根据实施例，铁电存储器层的混合晶体的iii族氮化物可以包括aln、gan、inn或其组合，例如，algan、aiinn、gainn或algainn。基于iii族氮化物的混合晶体可以包括极化，极化量可以达到大于50μc/cm2、80μc/cm2或大于100μc/cm2的值。如果半导体器件包括例如fet(例如，平面mosfet、hemt、finfet等)，则具有混合晶体(其具有上述iii族氮化物)的存储器单元可以确保特别高效地打开和关闭fet沟道。fet和铁电存储器单元的组合可以被称为fefet。为此，存储器单元可以形成半导体器件的栅极结构的至少一部分。如果半导体器件包括例如ram单元，则具有混合晶体(其具有上述iii族氮化物)的存储器单元可以确保ram单元的读取电流的特别大的差。为此，存储器单元可以形成例如半导体器件的电容器结构的至少一部分。另外，iii族氮化物可以包括已经在第一纳米处具有正确取向的结晶，这允许向尽可能薄的层的良好可扩展性。
根据实施例，非iii族元素可以包括过渡金属或mg。因此，非iii族元素可以是例如sc、y、nb、ti或mg。非iii族元素可以确保存储器单元的混合晶体的铁电性。通过存储器单元的混合晶体与非iii族元素的特定材料组合，即使在大于200℃、400℃或600℃的温度下，混合晶体也可以具有相关的铁电特性。另外，可以长时间段保持混合晶体的极化而没有可测量的衰减。
根据实施例，非iii族元素可以占据存储器单元的混合晶体内iii族氮化物的iii族原子的空间的20％至50％。备选地，非iii族元素可以占据混合晶体内iii族氮化物的iii族原子的空间的25％至45％或27％至43％。由于非iii族元素与iii族原子之间的特定关系，可以确保铁电存储器层的铁电特性。混合晶体内非iii族元素含量的增加可以降低矫顽场。由此，可以重新取向矫顽场比混合晶体的击穿场低的铁电存储器层的极化。发生这种重新取向的平均场可以被称为矫顽场。因此，例如，在铁电的帮助下，实现了可靠存储。通过混合晶体的特定结构(iii族元素与iii族氮化物的连接)，可以确保良好的可扩展性，并且另外，通过混合晶体的特定材料组合，可以确保所存储信息的长期稳定性。
根据实施例，半导体器件可以包括fefet，并且存储器单元可以形成半导体器件的栅极结构的至少一部分。在此，存储器单元的铁电存储器层的可切换电极化可以根据取向来关闭或打开fefet的源极/漏极沟道。因此，可以提供能够非常快速地存储信息的铁电半导体器件。另一个优点是所存储信息的长期稳定性。
根据实施例，fefet可以是平面mosfet(金属氧化物半导体场效应晶体管)、finfet或hemt(高电子迁移率晶体管)。因此，铁电存储器单元的优点可以用于fefet的多种变型中。因此，各个变型(平面mosfet、finfet或hemt)可以有助于铁电半导体器件非常快速和长期稳定地存储信息。
根据实施例，半导体器件可以包括feram，并且存储器单元可以形成半导体器件的电容器结构或栅极结构的至少一部分。如果存储器单元形成例如电容器结构的一部分，则根据存储器单元的极化的原始状态，可以流过在半导体器件的读取操作期间变化的电流。因此，确保了所存储信息的可靠存储和长期稳定性。如果存储器单元形成半导体器件的栅极结构的至少一部分，则半导体器件可以具有与以上关于fefet已经描述的功能相同或相似的功能。
一个实施例涉及一种具有铁电半导体器件的集成电路。因此，可以提供一种集成电路，该集成电路确保所存储信息的可靠存储、良好的可扩展性和长期稳定性。
一个实施例提供了一种用于制造铁电半导体器件的方法。该方法可以包括制造半导体器件并形成具有铁电存储器层和设置在该铁电存储器层上的第一导电层的存储器单元。存储器单元的铁电存储器层可以包括具有iii族氮化物和非iii族元素的混合晶体。存储器单元可以连接到半导体器件。
根据实施例，形成存储器单元可以包括借助于在半导体器件上的反应沉积来形成铁电存储器层，以及在铁电存储器层上形成第一导电层。
附图说明
在下文中将参考附图详细地讨论根据本发明的实施例。关于所示出的示意图，应当注意，所示出的功能块可以被认为是本发明装置的元件或特征，并且也可以从中导出本发明方法的各个方法步骤。它们示出了：
图1是根据本发明的实施例的铁电半导体器件的示意图；
图2a是根据本发明的实施例的铁电半导体器件的存储器单元的示意图；
图2b是根据本发明的实施例的铁电半导体器件的具有绝缘层的存储器单元的示意图；
图2c是根据本发明的实施例的铁电半导体器件的具有第二导电层的存储器单元的示意图；
图2d是根据本发明的实施例的铁电半导体器件的具有第二导电层和绝缘层的存储器单元的示意图；
图2e是根据本发明的实施例的铁电半导体器件的具有铁电存储器层的存储器单元的示意图，与绝缘层和/或第二导电层相比，该铁电存储器层包括平行于第一导电层的表面的更有限的延伸；
图3是根据本发明的实施例的铁电半导体器件的存储器单元的透射电子显微镜的示意图；
图4a是根据本发明的实施例的铁电半导体器件的具有第二导电层的存储器单元的透射电子显微镜的示意图；
图4b是根据本发明的实施例的铁电半导体器件的存储器单元的混合晶体的晶格结构的电子衍射图的示意图；
图5是根据本发明的实施例的铁电半导体器件的存储器单元的混合晶体的示意图；
图6是根据本发明的实施例的铁电半导体器件的示意图，其中半导体器件包括fefet；
图7a是根据本发明的实施例的铁电半导体器件的示意图，其中半导体器件包括具有u形存储器单元的finfet；
图7b是根据本发明的实施例的铁电半导体器件的示意图，其中半导体器件包括具有o形存储器单元的finfet；
图8是根据本发明的实施例的铁电半导体器件的示意图，其中半导体器件包括feram；
图9a是根据本发明的实施例的铁电半导体器件的混合晶体的p-e回线图；
图9b是根据本发明的实施例的具有金属极化的铁电半导体器件的存储器单元的混合晶体的示意图；
图9c是根据本发明的实施例的没有极化的铁电半导体器件的存储器单元的混合晶体的示意图；
图9d是根据本发明的实施例的具有n极化的铁电半导体器件的存储器单元的混合晶体的示意图；
图9e是根据本发明的实施例的铁电半导体器件的存储器单元的混合晶体的电荷-应变曲线图；
图9f是响应于根据本发明的实施例的铁电半导体器件的存储器单元的混合晶体的电场的应变的图；
图10a是根据本发明的实施例的铁电半导体器件的存储器单元的混合晶体的平均矫顽场ec与机械应力tr的关系图；
图10b是根据本发明的实施例的铁电半导体器件的存储器单元的混合晶体的平均矫顽场ec与非iii族元素含量的关系图；
图11是根据本发明的实施例的铁电半导体器件的存储器单元的混合晶体的磁滞宽度、磁滞中心和横向压电系数与温度的关系图；以及
图12是根据本发明的实施例的用于制造存储器单元的方法的框图。
具体实施方式
在下面基于附图详细讨论本发明的实施例之前，应该注意的是，相同的、功能相等的或相等的元件、对象和/或结构在不同附图中设置有相同的或类似的附图标记，使得不同实施例中所示的这些元件的描述是可互换的或可相互应用的。
图1示出了具有存储器单元110和连接到存储器单元110的半导体器件120的铁电半导体器件100的示意图。存储器单元110可以包括铁电存储器层112和设置在铁电存储器层112上的第一导电层114。存储器单元110的铁电存储器层112可以包括具有iii族氮化物111和非iii族元素113的混合晶体112a。因此，铁电半导体器件100可以在铁电存储器层112中包括第一基于iii族氮化物的铁电体。
完整的铁电存储器层112可以包括例如混合晶体112a。在此，应当注意，图1仅是示意图。即使在图1中将iii族氮化物111和非iii族元素113在空间上彼此分开示出时，实际上也不是这种情况。在混合晶体112a中，例如，具有非iii族元素的iii族氮化物的化学化合物均匀地分布。以这种方式，iii族氮化物和非iii族元素可以在混合晶体112a中彼此形成化合物。混合晶体112a可以包括例如alscn、gascn、inscn、alnbmgn、ganbmgn、innbmgn、alganbmgn等。
根据图1，可以将存储器单元110设置在半导体器件120上，使得存储器单元110经由连接表面122彼此连接。
根据实施例，存储器单元110可以包括u形、o形、圆柱形或长方体形。因此，取决于半导体器件120，可以将个别适配的存储器单元110连接到半导体器件120。
根据实施例，铁电存储器层112的混合晶体112a的iii族氮化物111可以包括aln、gan、inn或其组合。组合可以是例如algan、alinn或gainn。
根据实施例，非iii族元素113可以包括过渡金属或mg。因此，非iii族元素可以是例如sc、y、nb、mg或ti。
应当注意，混合晶体112a可以包括多个iii族氮化物111和多个非iii族元素113。在此，iii族氮化物111可以与非iii族元素113形成化学化合物以形成混合晶体112a。
根据实施例，非iii族元素113可以占据混合晶体112a内的iii族氮化物111的iii族原子的空间的20％至50％。在此，iii族原子可以例如是al、ga或in。换言之，20％至50％表示相对于混合晶体112a中的iii族氮化物111的iii族原子的非iii族元素113的一部分。可以选择非iii族元素113的一部分，使得铁电存储器层112包括铁电特性。这是基于以下认识：在特定条件下，基于iii族氮化物111(gan、aln、inn)的混合晶体112a可以是铁电体。是否可以观察到铁电性取决于个别或若干种金属的混合(非iii族元素113的示例，例如，sc、y、nb、ti、mg等)以及铁电存储器层112内的机械应力。
根据实施例，可以选择铁电存储器层112的机械应力，使得铁电存储器层112包括铁电特性。铁电存储器层112的机械应力可以在-500mpa至2000mpa、-300mpa至1000mpa或-250mpa至500mpa的间隔内。
所描述的具有iii族氮化物111的方法的优点是铁电存储器层112的极化量。该极化量可以达到大于100μc/cm2的值，这可以明显大于几乎所有备选铁电体，例如，pzt、bto和基于氧化铪的化合物。
根据实施例，半导体器件120可以包括fet，例如，平面mosfet、finfet或hemt等。铁电存储器单元110可以是fet的栅极结构的一部分，因此铁电存储器单元110可以对应于fefet。存储器单元110的铁电存储器层112的高极化可以确保特别高效地打开和关闭fet沟道。
根据实施例，半导体器件120可以包括ram。存储器单元110可以形成半导体器件的电容器结构的一部分。存储器单元110的铁电存储器层112的高极化可以确保feram单元的读出电流的特别大的差。
铁电存储器层112的材料(例如，混合晶体112a)可以已经在第一纳米上从衬底(该衬底可以例如包括第一导电层114、第二导电层、绝缘层或半导体器件120)开始结晶在铁电晶体结构(纤锌矿结构)中，该铁电晶体结构可以形成混合晶体112a并且可以具有正确的取向。因此，确保了朝向尽可能薄的层(例如，铁电存储器层112)的良好的可扩展性，这使得能够实现高密度的存储器单元110。
根据实施例，铁电存储器层112的混合晶体112a可以包括小于混合晶体112a的击穿电压的高矫顽场。可以通过成分(例如，iii族氮化物111和非iii族元素113)附加调节的高矫顽场和机械应力可以确保的是：特别是在铁电存储器层112的非常低的层厚度(几纳米)下，可以获得用于存储信息的有吸引力的几伏的电阈值电压。
铁电存储器层112的一个优点是：可以在低沉积温度(通常为300℃至400℃、310℃至390℃或320℃至380℃)下沉积混合晶体112a，该低沉积温度使得在最终的掺杂扩散步骤之后也能够沉积混合晶体112a(例如，铁电材料)，并以cmos兼容的方式使用混合晶体112a。
因此，必须指出，新的基于iii族氮化物111的存储器单元112与现有技术相比，能够以良好的可扩展性实现明显更可靠的存储数据。这可以是所描述的材料类别(例如，基于iii族氮化物的混合晶体)中特别稳定的并且同时较大的电极化的直接结果。通过在高温下获得的铁电半导体器件100的可靠性，例如，非易失性铁电存储器(例如，铁电半导体器件100)也可以例如直接靠近内燃机或动力单元使用。
根据实施例，铁电存储器层112由于其iii族氮化物111和非iii族元素113的特定材料成分而可以抵抗高温。因此，铁电存储器层112可以经受例如大于400℃、500℃或600℃的温度而不会遭受铁电存储器层112的特性的显著劣化。
在随后的表1中，具有混合晶体112的铁电存储器层112的特性与备选铁电材料(例如，pzt和hfo2)进行对比。为此，针对混合晶体112a选择具体示例，对于iii族氮化物111为aln，并且对于非iii族元素113为sc。因此，混合晶体112a可以在iii族氮化物111和非iii族元素113之间具有化学化合物，可以将其示为al1-xscxn。在此，下标x可以具有0和1之间的数字，并且可以表示iii族氮化物111(在这种情况下，例如为aln)的非iii族元素113(在这种情况下，例如为sc)的一部分。pzt和hfo2的值取自参考文献[35]。
表1
图2a至图2d示出了具有第一导电层114和铁电存储器层112的存储器单元110的不同实施例。第一导电层114可以设置在铁电存储器层112上。存储器单元110的铁电存储器层112可以具有混合晶体，该混合晶体具有iii族氮化物和非iii族元素。
根据实施例，铁电存储器层112可以由iii族元素(例如，al、ga或in或其组合)、氮n以及非iii族元素(例如，金属、sc、mg、nb、y、ti或其组合)组成。在此，iii族元素和氮可以形成iii族氮化物。可以在制造过程期间调整附加的非iii族元素(例如，一种或多种金属)的一部分以及机械应力，使得材料(例如，铁电存储器层112)变为铁电体。之后也可以例如通过沉积附加层来调整机械应力。
根据实施例，第一导电层114可以包括例如金属(例如，pt、cr、au、ti、al、cu、mo或合金)或多层系统。第一导电层114也可以由可以相应地掺杂的半导体(例如，si、ga、gan、sic)制成，或者还可以包括例如tin或tialn。
根据实施例，存储器单元110(参见例如图2b)可以包括依次设置的绝缘层116、铁电存储器层112和第一导电层114。绝缘层116可以由例如sio2、hfo2、alal2o3、aln、gan或基于它们的混合晶体组成。绝缘层116可以是例如在半导体工业中用作标准的栅极电介质。
根据实施例，例如在图2c中，存储器单元112可以包括依次设置的第二导电层118、铁电存储器层112和第一导电层114。第一导电层114以及第二导电层118可以包括例如相同的材料或两种不同的材料。第一导电层114以及第二导电层118可以包括与图2a的第一导电层114相同的特征和功能。
根据实施例，例如在图2d中，存储器单元110可以包括依次设置的绝缘层116、第二导电层118、铁电存储器层112和第一导电层110。在此，例如，第二导电层118可以具有与图2c的第二导电层118相同的特征和功能，并且绝缘层116可以具有与图2b的绝缘层116相同的特征和功能。
根据实施例，存储器单元110(例如图2e中所示)可以具有与图2d中所示的相同的层结构，除了与绝缘层116和第二导电层118相比，铁电存储器层112可以具有平行于第一导电层114的表面117的更有限的延伸(例如，第一延伸115和垂直于延伸115进入片材水平的第二延伸)。绝缘层116和第二导电层118包括例如比铁电存储器层112的第一延伸115更大的第一延伸119。在此，应当注意，绝缘层116垂直于第一延伸119进入片材水平的第二延伸也可以大于铁电存储器层112的第二延伸。
根据实施例，与绝缘层116(参见图2b)或第二导电层118(参见图2c)相比，具有根据图2b或图2c的层结构的存储器单元110的铁电存储器层112也可以具有平行于第一导电层114的表面的更有限的延伸。
表面117(参见图2e)例如将第一导电层114连接到铁电存储器层112。换言之，第一导电层114可以包括可以设置在铁电存储器层112上的表面117。根据图2e所示的实施例，绝缘层116和可选的第二导电层118可以突出到铁电存储器层112之外。
根据实施例，铁电存储器层112与第一导电层114的表面117平行的表面117b可以被适配，使得例如绝缘层116不通过施加到铁电存储器层112的电荷而被加载高于其击穿电压的电压。当铁电存储器层112包括例如大极化时，尤其可能是以下情况：该大极化可以在界面处伴随有许多电荷，这可能导致绝缘层处的电压过高。
图3示出了存储器单元110的透射电子显微镜图像。根据实施例，存储器单元110可以包括导电层118/114和铁电存储器层112。根据显式示例，铁电存储器层112可以包括具有iii族氮化物aln和非iii族元素sc的混合晶体al0.73sc0.27n。根据显式示例，导电层118/114可以包括钼电极。
对存储器单元110的结构的分析可以导致已经在前10nm上的定向晶体生长。铁电存储器层112的电极化轴可以垂直于衬底(例如，导电层118/114)。换言之，铁电存储器层112的材料(例如，al0.73sc0.27n)已经在第一纳米上从衬底开始结晶在铁电晶体结构(纤锌矿结构)中并且具有正确的取向。
图4a示出了示意性tem暗场图像(tem＝透射电子显微镜)，该图像概述了铁电半导体器件的存储器单元110的(0002)反射强度，该反射强度可以在ped图像(精确电子衍射)中指示，参见图4b。不示出矩阵的纤锌矿(0002)纹理的错误取向的晶体可以在较亮的晶体矩阵中以较暗的对比度示出，并可以部分地由(*)指示。
图4a和图4b可以示出存储器单元110的显式示例。因此，铁电存储器层112可以包括例如al0，57sc0，43n。为了检查al1-xscxn膜(x可以表示0到1之间的数字)相对于极化反转的结构完整性，可以通过透射电子显微镜(tem)检查al0，57sc0，43n膜(铁电存储器层112)的微观结构。制备tem样本(存储器单元110)，使得其包括两个区域：可以设置在pt电极之间(例如，在第一导电层114和第二导电层118之间)并且可以经受铁电极化反转的一个区域(例如，铁电存储器层112)；以及允许结构比较的未修改的区域116。在图4a中以图4b中纤锌矿结构的旋进电子衍射ped图像给出了所附tem暗场图像的图示，该图像概述了纤锌矿al0，57sc0，43n(0002)反射强度。可以观察到关于用于极化反转的pt顶部电极(例如，第一导电层114)下方的晶体柱(例如，铁电存储器层112)与不受切换电场影响的晶体柱(例如，区域116)之间的对比度没有显著差异，其中，电场可以由第一导电层114和第二导电层118引起。
由于特定样本(存储器单元110)的高sc含量(根据示例为43％)，已经识别出许多取向错误的纤锌矿晶粒，其中的一些在图4a中以星号指示。除此之外，有时会观察到潜在的长方体晶粒形式和不明相位的结构变型。
然而，必须注意，在原始区域中以及在具有极化反转的区域两者中，膜(铁电存储器层112)的大部分在ed实验中已被识别为(0002)纹理化的al1-xscxn，并且这些结构变型仅是随机观察到的，而且仅具有非常小的体积分数。因此，al1-xscxn的铁电行为实际上仅与纤锌矿结构有关。
图5示出了根据本公开的实施例的铁电半导体器件的存储器单元的混合晶体112a的示意图。混合晶体112a可以包括例如由iii族原子111a和氮n111b组成的iii族氮化物和非iii族元素113。从化学计量上考虑，根据图5的混合晶体包括例如12个iii族原子111a、10个氮n111b和5个非iii族元素113。从化学计量上考虑，氮原子n111b的数量和其他元素(例如，iii族原子111a和非iii族元素113)可以相等(例如，单元角处的原子未被完全计数)。图5所示的混合晶体112a可以周期性地连续。
根据实施例，非iii族元素113可以占据混合晶体112a内的iii族氮化物的iii族原子111a的空间的20％至50％。因此，例如，在图5中，非iii族元素113占据iii族原子111a的空间的29％。由于混合晶体112a的特定成分，混合晶体112a可以具有铁电特性。
根据实施例，图5的混合晶体112a可以表示铁电半导体器件的存储器单元的铁电存储器层的一部分，并且可以在晶体结构的所有三个空间方向上连续。
图6示出了根据本公开的实施例的铁电半导体器件100的示意图。铁电半导体器件100可以包括具有铁电存储器层和设置在该铁电存储器层上的第一导电层的存储器单元110。此外，铁电半导体器件100可以包括可以连接到存储器单元110的半导体器件100。根据图6，半导体器件120可以连接到存储器单元110，使得存储器单元110设置在半导体器件120上。可以例如根据图2a至图2e所示的存储器单元110来配置存储器单元110。因此，存储器单元110可以具有与图1或图2a至图2d中的存储器单元110相同的特征和功能。
根据实施例，半导体器件120可以包括fet。在此，存储器单元110可以形成例如半导体器件120的栅极结构的至少一部分。因此，存储器单元110也可以被称为栅极堆叠。
根据实施例，半导体器件120可以包括衬底124、第一端子126和第二端子128，其中，第一端子126和第二端子128可以形成源极/漏极。基板124可以包括例如硅、碳化硅(sic)、锗或iii族氮化物(例如，aln、gan、inn)并且可以被掺杂。fefet(例如，半导体器件120)也可以被称为铁电1t存储器单元或铁电场效应晶体管。
根据实施例，在如图6所示的fefet中，铁电体(例如，存储器单元110的铁电存储器层)可以直接设置在半导体器件120的栅极上方，或者可以仅通过薄电介质(例如，绝缘层)和/或附加薄层(例如，第二导电层)与半导体器件120的栅极分离。取决于取向，铁电材料(例如，存储器单元110的铁电存储器层)的可切换电极化可以非常快地打开或关闭半导体器件120(例如，晶体管(1t))的源极-漏极沟道。因此，铁电半导体器件100可以结合非易失性和易失性存储技术的优点。
换言之，存储器单元110可以被配置为基于存储在存储器单元110中的信息来控制半导体器件120。所存储的信息例如是存储器单元的极化取向。因此，根据实施例，存储器单元110被配置为基于存储在存储器单元110中的信息将半导体器件120置于导通状态或断开状态。这意味着，例如，第一端子126(例如，源极)和第二端子128(例如，漏极)之间的电沟道(即源极-漏极沟道)被打开或关闭。换言之，在导通状态下，半导体器件120可以具有大于或等于上限阈值的电导率，而在断开状态下，半导体器件120可以具有小于或等于下限阈值的电导率。存储器单元110中所存储的信息导致半导体器件120的更高导电性状态(例如，导通状态)或更少导电性或非导电性状态(例如，断开状态)。
因此，根据实施例，不仅用于一些应用的信息存储在存储器单元110中，而且例如fefet(例如，半导体器件120)的状态被铁电层(存储器单元110)永久地置于导通状态或断开状态(即，永久地直到再次切换存储器层110的铁电材料为止)。因此，存储信息并不总是应用的最终目标。在这种情况下，铁电材料存储例如晶体管(例如，半导体器件120)的期望状态。同时，例如铁电层的极化正好影响这种状态。
借助于存储器单元110的可切换半导体器件120的这一有利特征不仅适用于图6所示的fefet。备选地，平面mosfet、finfet(例如，图7a或图7b所示)或hemt可以具有该特征。
fefet可以包括根据[31]的功能和特征。
图7a示出了具有存储器单元110和连接到存储器单元110的半导体器件120的铁电半导体器件100的示意图。根据实施例，半导体器件120可以是finfet。根据实施例，半导体器件120可以包括具有鳍124a的衬底124。另外，半导体器件120可以包括第一端子126和第二端子128，它们可以用作源极/漏极。换言之，finfet可以表示具有三维栅极结构(例如，鳍124a和存储器单元110)的铁电1t存储器单元(fefet)。因此，存储器单元110可以例如连接到半导体器件120，使得存储器单元形成半导体器件120的栅极结构的至少一部分。
根据实施例，根据图7a的存储器单元110可以形成为u形。为此，例如，存储器单元110的各个层(例如图2a至图2e所示)可以连续地设置/沉积在半导体器件120的鳍124a的外壁的至少一部分上。因此，可以获得垂直于鳍124a的表面的根据图2a至图2e的层结构。换言之，在水平于鳍124a的截面中的栅极(例如，存储器单元110)的层序列可以对应于图2a至图2e的所描述的层序列。类似地，其他三维栅极/沟道几何形状可以例如在沟道中实现。
因此，例如，根据图7b，存储器单元110可以包括o形，鳍124a可以通过该o形被引导。根据实施例，半导体器件120的衬底124可以包括凹槽，存储器单元110可以被设置在该凹槽中。
根据实施例，图7a的铁电半导体器件100可以经由第一端子126或第二端子128连接到附加铁电电容器(feram、1t-1c)，该附加铁电电容器可以例如是图2c的存储器单元110。在这种情况下，可以由传统fet的栅极堆叠代替存储器单元110。在这种情况下，例如，铁电电容器形成存储器单元110。
根据实施例，finfet可以包括根据[36]的特征和功能。
图8示出了具有存储器单元110和连接到存储器单元110的半导体器件120的铁电半导体器件100的示意图。该连接例如可以经由线路130。存储器单元110可以例如根据图2c配置，并且因此可以包括第一导电层114、铁电存储器层112和第二导电层118。
换言之，半导体器件120可以包括例如feram，其中，存储器单元110可以形成半导体器件120的电容器结构的至少一部分。半导体器件120可以包括衬底124、第一端子126、第二端子128和栅极125。换言之，铁电半导体器件100可以表示铁电ram单元(1t-1c)。
由导电层114、118和铁电存储器层112形成的电容器(存储器单元110)可以经由导体130连接到晶体管(半导体器件120)的第二端子128(源极或漏极触点)。第一端子126和第二端子128可以形成源极/漏极。在这种情况下，栅极124可以对应于传统fet(例如，平面mosfet、finfet、hmet等)的栅极堆叠。(例如，仅由栅极电介质和位于其顶部上的栅极触点组成)。然而，也可能的是，栅极150被实现为存储器单元，并且包括根据图2a至图2e之一的层结构。
根据实施例，半导体器件120可以类似于dram单元来构造，即，其可以由晶体管和电容器(1t-1c)组成。在此，电容器(存储器单元110)的电介质可以由具有非线性(磁滞)电流/电压特性曲线的铁电材料(铁电存储器层112)代替。取决于铁电存储器层112的极化的起始状态(通常垂直于衬底/远离衬底(衬底可以例如是第一导电层114或第二导电层118))，流动电流在(铁电半导体器件100的)读取操作期间可以变化。因此，铁电半导体器件100可以结合非易失性和易失性存储技术的优点。
根据实施例，集成电路可以包括例如图1、图6、图7或图8所示的铁电半导体器件100。
图9a示出了铁电半导体器件的存储器单元的铁电存储器层的p-e回线9101-9105的图。铁电存储器层包括例如sc含量为x＝0.27；0.32；0.36；0.40和0.43的铁电体al0，64sc0，36n。作为比较，pzt52/48的p-e回线920如图9a所示。图9b和图9c示出分配给各个极化状态的结构。图9d示出了可以表示铁电存储器层的直接压电效应的图。因此，在图9e中，铁电存储器层的电荷-应变曲线可以被示为沉积930，并且在铁电极化反转940之后。根据实施例，铁电存储器层可以包括al0，64sc0，36n。图9f可以表示铁电存储器层的交互影响。例如，这可以是al0，64sc0，36n的纵向应变响应950。
在此，将报告包括iii族氮化物和非iii族元素的第一材料的实验证据，该第一材料被预期作为具有显著特性的新的与cmos兼容的铁电体组。根据实施例，铁电半导体器件的存储器单元的铁电存储器层的混合晶体可以包括这种材料，其可以表示基于技术上重要的iii族氮化物半导体的混合晶体。在al1-xscxn薄膜(例如，铁电存储器层)的示例情况下，可以证明高剩余极化、大且线性应变输出、良好的温度稳定性以及系统可调的矫顽场和压印。通常，这种知识可以极大地有助于铁电功能(具有材料的混合晶体的铁电存储器层)在微机电系统(mems)、ic(集成电路)和薄膜技术中的更全面实现。
铁电体具有自发性电极化，其空间取向可以在施加电场时切换。这使得个别组的铁电体在压电材料中具有增加的功能性。近来，基于铁电铪基薄膜的快速集成，例如在非易失性场效应晶体管中，已经证明了新的铁电材料类别显著加速技术进步的潜力[5-7]。
在混合晶体的纤锌矿结构中(参见图9b至图9d)(空间群p63mc)，三种氮化物半导体aln、gan和inn可以包括沿c轴960的自发极化，其起源于各个原子能级中的iii族原子111a和氮原子111b的分离[8]。因此，存在两个反平行的极化方向：n极962(参见图9d)和金属极964(参见图9b)(例如，ga极或a1极)。图9c示出了具有六方层结构的纤锌矿结构。
纯纤锌矿iii氮化物是热电材料，而不是铁电体，因为众所周知，纯纤锌矿iii氮化物的极化方向无法在低于其各自介电击穿极限的电场中切换[2]。由于与gan或inn相比，ain的压电系数更高，因此aln通常是压电应用的首选[8]。akiyama等人已经证明：只要可以保持纤锌矿结构，由ain和scn形成的混合晶体的压电响应就随sc含量单调增加[9、10]。这与scn中亚稳定分层六方相的存在有关[11、12]，它可以再次平坦化例如纤锌矿al1-xscxn的离子势能图。因此，纤锌矿的基本能级以及内部参数u(平行于c轴的金属氮键的长度)可以增加，即，可能发生分层六方相的结构近似，特别是在sc空间处[11、13]。虽然分层六方结构(参见图9c)本身不是极性的，但可以将其视为纤锌矿结构的两个极化取向(参见图9b和图9d)之间的过渡状态(u＝1/2c)。一旦u超过1/2c，极化符号就会切换。由于离子电势朝向六方相平坦化，因此可以确定分配给u＝1/2c的能量势垒随着sc含量的增加而减小。对纤锌矿基本能级的机械应力的适应应当允许减小该势垒。除了将scn掺入ain、gan或inn中之外，对于其他金属氮化物(例如，yn或mgn-nbn)，已经预测和/或确定了它们可以导致类似的软化、增加的晶格参数和改善的压电响应[12-16]。然而，铁电切换的关键仍然在于：可以通过增加非iii金属的比率或通过调整机械应力来充分减小纤锌矿结构的两种极化状态之间的能量势垒，与此同时将纯iii族氮化物的介电击穿电阻保持在一定水平。对于基于iii族氮化物的混合晶体的类别，到目前为止还没有观察到诱导转变为顺电行为。
在多晶al1-xscxn薄膜的示例性情况下，不仅可以证明实际上可以在基于纤锌矿iii族氮化物的混合晶体中获得铁电切换，也可以证明该材料具有令人着迷的特性，这些特性对于铁电薄膜的核心应用是重要的。该膜例如通过来自个别alsc合金靶的反应溅射或通过a1靶和sc靶的ko溅射来制造。尽管针对sc含量为x≥0.4观察到具有次要取向/相的晶粒，所检查的al1-xscxn层通常示出垂直于衬底的非常良好的c轴取向[17]。
图9a示出了显示最晚从sc含量x＝0.27开始的可能的铁电极化反转的图。在完全达到矫顽力ec之前，可能在低于该sc含量处(x＝0.22)发生电介质击穿。图9a给出了具有x＝0.27(9101)；x＝0.32(9102)；0.36(9103)；0.40(9104)和0.43(9105)的al1-xscxn的p-e(电场极化)磁滞回线。作为比较，示出了用相同参数测量的pbzr0，52ti0，48o3(pzt52/48)膜的p-e回线920。为了在较高电场下相对于并非无关紧要的泄漏电流补偿p-e回线(至少部分地)，可以应用修改的动态泄漏电流补偿[18]。通常，可以观察到非常大的矫顽场(在x＝0.27处高达400v/μm)、矫顽场之间的几乎没有减弱的极化和高剩余极化(在x＝0.27处为110μc/cm2)。对于纯aln[8、19](≈10μc/cm2)以及al1-xscxn[20](在x＝0.5处≈30μc/cm2)两者，后者可以大大高于自发极化的理论计算。在此之上，已经检测到极化最大值可以随sc含量的增加而降低，这应该仅部分地通过增加不正确取向的晶粒的量来解释，并且也可能是逐渐达到非极性(即，分层六方)相的结果。极化磁滞和大矫顽场的近似理想箱形可以基于分配给六方相的仍然相当大的能量势垒、良好的成分均匀性和纤锌矿结构，其应仅允许在180°范围内旋转。
图9e或图9f示出了在铁电体al0，64sc0，36n中对正压电效应和逆压电效应的测量。这两个方向都暗示了在铁电切换期间几乎完全极化反转的选择。为了测量反转样本上的正压电效应，可以使用在室温下的简单的一分钟极化方法，以在极化状态之间进行切换。在这种方法中，有效的横向压电系数e31，f可以从沉积的-2.90c/m2反转为2.76c/m2，其中，两个值都可以被认为对于基于ain的混合晶体是高的[17、21]。例如，在反转电容器极化后的30周内重复测量压电响应不会显示出任何劣化。
逆压电效应的纵向位移的蝴蝶形曲线(图9f)可以包括具有几乎相等的斜率的宽线性范围，该斜率可以对应于有效的纵向压电系数d33，f(15.7pm/v和-16.2pm/v)。
图10a示出了铁电半导体器件的存储器单元的铁电存储器层中的平均矫顽场ec与机械应力tr的关系图。根据实施例，铁电存储器层可以包括al0.73sc0.27n，其可以对应于iii族氮化物ain和非iii族元素sc的化学化合物。拉应力可以减小矫顽场，而压应力可以增加矫顽场。图10b示出了具有低机械应力的铁电存储器层(铁电半导体器件的存储器单元)中的平均矫顽场ec与sc含量的关系图。增加的sc含量可以导致矫顽场的减小。当sc的含量低于x＝0.27时，矫顽场高于材料的破坏强度，因此无法被确定。这等于例如材料不是铁电体的事实。
换言之，可以说明平均矫顽场对固有机械应力tr(参见图10a)以及a11-xscxn的sc含量(参见图10b)的依赖性。sc含量和tr已经独立变化。
当层的极化可以借助于外部电场在空间上重新取向时，就会存在铁电性。发生该重新取向的平均场被称为矫顽场。该矫顽场可以不超过材料的击穿场(即，该层突然变得导电并因此被破坏的电场)。因此，在sc含量为x＝0.20(矫顽场高于击穿电压，对于alscn，其对应于约为500v/μm的场强)的情况下，氮化钪铝al1-xscxn层不是铁电体。然而，当sc的含量为x＝0.27时，该层例如已经是铁电体，并且sc的含量仍为x＝0.43。其原因可能是，增加的附加金属含量(非iii族元素)降低了矫顽场(图10b)。铁电存储器层的机械应力可以引起类似的效果(图10a)。可以例如通过沉积工艺连续地施加机械应力。
对于相关的iii族氮化物材料类别，从未观察到所描述的效果。基于gan、ain以及inn几乎相同的材料结构，可以假设上述实验结果通常是可转移的。
针对铁电材料的多种应用，对ec的控制是非常令人感兴趣的。虽然较大的线性范围(即，高矫顽场)对于致动器应用可能是有利的(允许使用双极性电压进行谐波激励)，但是在铁电ic的情况下，例如ec应适于电路的所期望的切换/阈值电压或所期望的膜厚度。在这种上下文中，不仅宽度，而且沿p-e回线的电场(压印)的轴的位置也可以是重要的。
al1-xscxn的矫顽场以及因此分配给u＝1/2c的能量势垒可以基于sc的含量以及沉积过程产生的机械应力tr两者来系统地调谐，如图10a和图10b所示。虽然sc的含量可以通过改变功率比而在靶之间进行调整，或者可以通过合金靶的成分给出，但机械应力可以通过在膜生长期间操纵ar流进入溅射气体来确定[22、23]。因此，可以观察到在190v/μm(x＝0.43，tr≈100mpa)和500v/μm(x＝0.27，tr≈-800mpa)之间的ec值。
可能由ec上的沉积过程引起的平面机械应力的影响可以通过其对铁电存储器层的混合晶体的纤锌矿晶胞的基本能级的影响来解释：拉应力应增加具有垂直于衬底的c轴的晶粒中的晶格参数a，而压应力应导致相反的效果。因此，预期在能量势垒上会发生与外延应变类似的效应[13]。在所检查的应力和sc成分的区域中，已确定ec可以几乎线性地取决于所检查的参数。
图11示出了沉积和反转的al0，64sc0，36n电容器以及温度处理后的反转电容器的e31，f(右轴)上的p-e回线的宽度和中心的图。图11可以表示在高达600℃下进行5分钟温度处理之后的al0，64sc0，36n样本的横向压电系数e31，f。压电系数的幅度变化很小的事实可能意味着：在600℃以上也基本上保持材料的自发极化。
沉积且极化可逆的al0，64sc0，36n电容器可以是由第一导电层、第二导电层和铁电存储器层组成的存储器单元的示例，其中，这些层依次设置，并且铁电存储器层包括iii族氮化物ain和非iii族元素sc。
可以示出的是：即使在超过600℃的温度下也可以保持相关的铁电特性(特别是调整后的极化)。与基于氧化铪的化合物相比，这是一个重大改进，在300℃下已经可以观察到极化的明显减弱。而且，铁电存储器层的极化也保持了很长的一段时间(六个月)，而没有可测量的减弱。与基于氧化铪的化合物相比，特别是相对于经典钙钛矿，这是一个重大改进[34]。
由于铁电存储器层中的信息可以被直接存储在电极化中，因此上述优点可以直接转移到这种存储器元件中。即使在非常高的温度下，也可以长期可靠地保持所存储的信息。
沉积的al1-xscxn膜可以示出-20和-30v/μm之间的极化压印。为了控制压印级以及因此控制p-e磁滞的中心，温度处理被证明是可以的(图11)。在具有反转极化的电容器上执行这种高达600℃的这种处理可能会导致压印场的显著增加和符号变化。尽管速率较低，压印场可以在沉积的电容器上变得更小。p-e回线的总宽度例如仅略有增加。这表明，al1-xscxn中的极化压印可能与缺陷相关，并且可以根据电容器的极化状态，使用这些带电缺陷的缓慢的热诱导重排来修改压印，类似于铁电钙钛矿中的观察结果[24]。因此，可以通过添加scn以及热诱导极化压印的晶格扩展来系统地修改al1-xscxn极化磁滞的余量和中心两者。考虑到可以以良好的c轴取向(高达10nm以下)生长纯ain膜的信号的广谱(图3)[25]，本文所述的发明在使切换电压适应特定应用方面提供了很大程度的灵活性。
除此之外，可以在整个温度范围内保持极化反转：例如，在温度处理步骤期间，e31，f仅略有减小(图11)。因此，可以将600℃视为al0，64sc0，36n的顺电转变温度的下限。在高于600℃的情况下，电极的劣化会阻止电容器的其他电学特性。
假设该材料(alscn)仅是新类别的基于铁电纤锌矿iii族氮化物的混合晶体中的第一种，其中，此类混合晶体的其他可能的候选材料是例如ga1-xscxn、al1-xyxn或al1-x-ymgxnbyn。
从应用的角度来看，通过铁电切换进行的大线性范围和稳定极化控制的不寻常组合可以允许例如以下方面的优势：将压电多层薄膜应用于mems操作、以最少载流子层数进行检测和收集、以及双极性激发的选择。除此之外，基础材料是与cmos兼容的，并且在ain和gan的情况下，已经在洁净室中得到了完善，这使本文所述的发明在非易失性(高温)ic的上下文中相关。
图12示出了用于制造铁电半导体器件的方法200的框图。方法200包括例如制造210半导体器件，并形成220具有铁电存储器层和可以设置在该铁电存储器层上的第一导电层的存储器单元。存储器单元的铁电存储器层可以包括具有iii族氮化物和非iii族元素的混合晶体。存储器单元可以连接到半导体器件。
可选地，形成220存储器单元可以包括：借助于在半导体器件上的反应沉积来形成222铁电存储器层，以及在铁电存储器层上形成224第一导电层。
根据实施例，形成220存储器单元可以包括：在半导体器件上形成绝缘层；在绝缘层上形成第二导电层；借助于在第二导电层上的反应沉积来形成铁电存储器层；以及在铁电存储器层上形成224第一导电层。
可选地，在形成220存储器单元的步骤中，可以在铁电存储器层和半导体器件之间形成至少三个中间层。中间层可以包括诸如第一导电层、第二导电层、绝缘层和/或铁电存储器层的特征和功能。
对于铁电半导体器件的功能，优点在于：第一导电层例如设置在背离半导体器件的一侧(例如，第一导电层和半导体器件之间的铁电存储器层)。因此，可以首先进行半导体器件的制造，然后可选地，可以在其上沉积/形成另外的层，例如，隔离器或电极(例如，绝缘层、第二导电层、中间层等)，并且最后是铁电体。因此，可以最后沉积被称为第一导电层的电极。
根据实施例，iii族氮化物可以是ain，并且非iii族氮化物可以是sc。因此，铁电存储器层也可以被称为al1-xscxn膜(x可以是0到1之间的数字)。可以通过在覆盖有ain/pt底部电极(例如，第一导电层)的200mm(100)氧化si晶片上的反应溅射沉积来制造铁电存储器层。可以从双靶沉积的al1-xscxn(除al0，64sc0，36n以外的所有)的工艺参数可以取自[17]。al0，64sc0，36n可以通过标称sc含量为43％(原子百分比)且纯度为99.9％(原子百分比)的单一合金alsc靶来沉积。功率可以被设置为600w，具有高达7.5sccmar和15sccmn2的气体可以流入腔室，其中，衬底(例如，具有ain/pt底部电极的200mm(100)的氧化si晶片)例如在沉积期间保持在400℃。铁电存储器层的膜厚度可以设置为400nm(所有x＝0.27的膜)、600nm(x＝0.32；0.36；0.40和pzt)或1μm(x＝0.43)。pzt膜可以通过sol-gel沉积来获得，并具有先前公布的工艺细节[26]。
存储器单元和半导体器件的材料、存储器单元的配置和半导体器件的配置的所有清单将被视为是示例性的而非限制性的。
尽管已经在装置的上下文中描述了一些方面，但是应当清楚的是，这些方面也表示对相应方法的描述，使得装置的块或器件也对应于相应的方法步骤或方法步骤的特征。类似地，在方法步骤的上下文中或作为方法步骤描述的方面也表示对对应的块或细节或对应装置的特征的描述。一些或全部方法步骤可以由硬件装置(或使用硬件装置)来执行，例如微处理器、可编程计算机或电子电路。在一些实施例中，最重要的方法步骤中的某一些或数个可以由这种装置来执行。
上述实施例对于本发明的原理仅是说明性的。应当理解的是，本文所述的布置和细节的修改和变形对于本领域其他技术人员将是显而易见的。因此，旨在仅由所附专利权利要求的范围而不由通过描述和解释本文的实施例的方式给出的具体细节来限制本发明。
参考文献
[1]setter，n.等人的“ferroelectricthinfilms：reviewofmaterials，properties，andapplications”，j.appl.phys.100，051606(2006年)。
[2]muralt，p.，polcawich，r.g.&trolier-mckinstry，s.piezoelectric，“thinfilmsforsensors，actuators，andenergyharvesting”，mrsbull.35，658-664(2009年)。
[3]dawber，m.，rabe，k.m.&scott，j.f.，“physicsofthin-filmferroelectricoxides”，beviewofmodernphysics77，1083-1130(2005年)。
[4]zhang，s.，xia，r.，lebrun，l.，anderson，d.&shrout，t.r.，“piezoelectricmaterialsforhighpower，hightemperatureapplications”，mater.lett.59，3471-3475(2005年)。
[5]
[6]martin，d.等人的“ferroelectricityinsi-dopedhfo2revealed：abinarylead-freeferroelectric”，adv.mater.26，8198-8202(2014年)。
[7]müller，j.等人的“ferroelectrichafniumoxide：acmos-compatibleandhighlysca1ableapproachtofutureferroe1ectricmemories”，2013ieeeint.electrondevicesmeet.10.8.1-10.8.4(2013年)。
[8]bernardini，f.，fiorentini，v.&vanderbilt，d.，“spontaneouspolarizationandpiezoelectricconstantsofiii-vnitrides”，phys.rev.b56，24-27(1997年)。
[9]akiyama，m.等人的“enhancementofpiezoelectricresponseinscandiumaluminumnitridealloythinfilmspreparedbydualreactivecosputtering”，adv.mater.21，593-596(2009年)。
[10]akiyama，m.，kano，k.&teshigahara，a.，“influenceofgrowthtemperatureandscandiumconcentrationonpiezoelectricresponseofscandiumaluminumnitridealloythinfilms”，appl.phys.lett.95，162107(2009年)。
[11]tasnadi，f.等人的“originoftheanomalouspiezoelectricresponseinwurtzitescxall-xnalloys”，phys.rev.lett.104，137601(2010年)。
[12]farrer，n.&bellaiche，l.，“propertiesofhexagonalscnversuswurtziteganandinn”，phys.rev.b66，201203(2002年)。
[13]zhang，s.，holec，d.，fu，w.y.，humphreys，c.j.&moram，m.a.，“tunableoptoelectronicandferroelectricpropertiesinsc-basediii-nitrides”，j.appl.phys.114，133510(2013年)。
[14]tholander，c.等人的“abinitiocalculationsandexperimentalstudyofpiezoelectricyxin1-xnthinfilmsdepositedusingreactivemagnetronsputterepitaxy”，actamater.105，199-206(2016年)。
[15]mayrhofer，p.m.等人的“microstructureandpiezoelectricresponseofyxall-xnthinfilms”，actamater.100，81-89(2015年)。
[16]uehara，m.等人的“giantincreaseinpiezoelectriccoefficientofalnbymg-nbsimultaneousadditionandmultiplechemicalstatesofnb”，appl.phys.lett.111，112901(2017年)。
[17]fichtner，s.等人的“identifyingandovercomingtheinterfaceoriginatingc-axisinstabilityinhighlyscenhancedalnforpiezoelectricmicro-electromechanicalsystems”，j.appl.phys.122，035301(2017年)。
[18]meyer，r.，waser，r.，prume，k.，schmitz，t.&tiedke，s.，“dynamicleakagecurrentcompensationinferroelectricthin-filmcapacitorstructures”，appl.phys.lett.86，142907(2005年)。
[19]ambacher，o.等人的“two-dimensionalelectrongasesinducedbyspontaneousandpiezoelectricpolarizationchargesinn-andga-facealgan/ganheterostructures”，j.appl.phys.85，3222(1999年)。
[20]caro，m.等人的“piezoelectriccoefficientsandspontaneouspolarizationofscaln”，j.phys.condens.matter27，245901(2015年)。
[21]mertin，s.等人的“piezoelectricandstrueturalpropertiesofc-axistexturedaluminiumscandiumnitridethinfilmsuptohighscandiumcontent”，surf.coatingstechnol.343，2-6(2018年)。
[22]dubois，m.-a.&muralt，p.，“stressandpiezoelectricpropertiesofaluminumnitridethinfilmsdepositedontometalelectrodesbypulseddirectcurrentreactivesputtering”，j.appl.phys.89，6389(2001年)。
[23]fichtner，s.，reimer，t.，chemnitz，s.，lofink，f.&wagner，b.，“stresscontrolledpulseddirectcurrentco-sputtereda11-xscxnaspiezoelectricphaseformicromechanicalsensorapplications”，aplmater.3，116102(2015年)。
[24]warren，w.l.等人的“voltageshiftsandimprintinferroelectriccapacitors”，appl.phys.lett.67，866(1996年)。
[25]zaghloul，u.&piazza，g.，“synthesisandcharacterizationof10nmthickpiezoelectricalnfilmswithhighc-axisorientationforminiaturizednanoelectromechanicaldevices”，appl.phys.lett.104，253101(2014年)。
[26]piorra，a.等人的“magnetoelectricthinfilmcompositeswithinterdigitalelectrodes”，appl.phys.lett.103，032902(2013年)。
[27]prume，k.，muralt，p.，calame，f.，schmitz-kempen，t.&tiedke，s.，“piezoelectricthinfilms：evaluationofelectricalandelectromechanicalcharacteristicsformemsdevices”，ieeetranns.ultrason.ferroelectr.freq.control54，8-14(2007年)。
[28]gerber，p.等人的“short-timepiezoelectricmeasurementsinferroelectricthinfilmsusingadouble-beamlaserinterferometer”，rev.sci.instrum.74，2613-2615(2003年)。
[29]sivaramakrishnan，s.，mardilovich，p.，schmitz-kempen，t.&tiedke，s.，“concurrentwafer-levelmeasurementoflongitudinalandtransverseeffectivepiezoelectriccoefficients(d33，fande31，f)bydoublebeamlaserinterferometry”，j.appl.phys.123，014103(2018年)。
[30]janssen，g.c.a.m.，abdalla，m.m.，vankeulen，f.，pujada，b.r.&vanvenrooy，b.，“celebratingthe100thanniversaryofthestoneyequationforfilmstress：developmentsfrompolycrystallinesteelstripstosinglecrystalsiliconwafers”，thinsolidfilms517，1858-1867(2009年)。
[31]j.f.scott，“ferroelectricmemories”，springerheidelberg，2000年。
[32]t.
[33]t.
[34]t.shimizu，k.katayama，t.kiguchi，a.akama，t.j.konno，o.sakata，h.funakubo，sci.rep.2016年，6，1。
[35]j.müller，p.polakowski，s.mueller，t.mikalajick，ecsj.solidstatesci.tech.，2015年，4，n30。
[36]us9449972(b1)。
本文用于企业家、创业者技术爱好者查询，结果仅供参考。
