氧化铪基铁电薄膜相结构调控的研究进展

李 彦，郭媛媛，梁海龙，张建婷，王兴刚，刘书棋，辛 宁

1) 辽宁科技大学材料与冶金学院，鞍山 114051 2) 中国航空制造技术研究院，北京 100024 3) 安徽工业大学先进金属材料绿色制备与表面技术教育部重点实验室，马鞍山 243002

铁电体因其可切换极化，有望应用于机电系统和记忆储能系统等，例如基于锆钛酸铅(PbZrO3-PbTiO3, PZT)的铁电储存器. 然而，传统铁电材料存在诸多弊病，严重限制行业的发展. 以PZT 为例，在高温下， PZT 易与Si 或SiO2反应生成硅酸盐物质，限制其铁电性能；同时，PZT 中含有重金属元素Pb，不利于环境保护；此外，PZT 薄膜厚度减小至100 nm 以下时出现大漏导和疲劳失效等问题[1-3]. 因此，急需一种新型铁电材料来弥补上述不足，推动行业的未来发展. HfO2薄膜铁电性能的发现有望突破限制，成为铁电器件未来发展的希望[4-5].HfO2与Si 基工艺相兼容，有望应用于非易失性存储器、负电容场效应晶体管等. 据报道[6-7]，掺杂Si、Al、Zr、Y 和Gd 等的HfO2薄膜具有20 μC·cm-2的高剩余极化强度(Polarizability,Pr)以及小于10 nm的超薄膜厚(Film thickness,tf)，突破了所谓的“尺寸效应”. 因此，于超薄膜厚下，HfO2优异的性能表现使得纳米级场效应晶体管的制造成为可能. 根据外推保持测试，性能优异的存储状态有望保持10 年[2-3].

HfO2在常压下具有三种热力学稳定相，分别是单斜相(Monoclinic, m)、立方相(Cubic, c)以及四方相(Tetragonal, t)[2]. 三者均为非极性相，表现为反铁电或顺电性. 在高压情况下，HfO2存在亚稳态正交相(Orthogonal, o)[8]. 然而通过压力转变的oⅠ相(空间点群为Pbca)和oⅡ相(空间点群为Pbcm)都具有反转对称性，不可能具有极化能力. Böscke等[4]首次发现HfO2薄膜具有铁电性能. 由于上述HfO2点群皆为对称相，不具有铁电性，因此说明薄膜中存在一种未被观察到的、非对称性的相结构.对比ZrO2材料已发现的非对称相，结合HfO2和ZrO2的相似性可知：该相结构可能为空间点群为Pca21的oⅢ相. 随后，Shimizu 等[9]和Sang 等[10]通过透射电镜直观地观察到空间点群为Pca21非中心对称的oⅢ相. 因此，HfO2薄膜具有铁电性能是由于存在空间点群为Pca21非中心对称的oⅢ相[2-3,11].

为获得HfO2薄膜的铁电性能，其相结构转变以及oⅢ相的稳定需引起大家的重视. 其中稳定oⅢ相的因素很多，例如元素掺杂，顶部电极夹持和控制膜厚等. 本文综述了近年来HfO2铁电薄膜的研究进展，探讨了HfO2相结构的影响机理并对HfO2薄膜未来发展进行展望.

1 元素掺杂对氧化铪相结构的调控

HfO2铁电性能的增强总伴随着相变的发生.元素掺杂是实现稳定HfO2中铁电相，增强极化程度的有效手段之一. 掺杂实现薄膜相结构稳定的方式主要有以下两种：改变离子半径和引入氧空位.

1.1 离子半径稳定相结构机理

掺杂元素对相结构的影响遵循以下规律：（1）离子半径小于Hf4+的元素，随掺杂量增加，相变规律为：m 相—oⅢ相—t 相；（2）离子半径大于Hf4+的元素，随着掺杂量增加，相变规律为：m 相—oⅢ相—c相. 这是由于半径较小的掺杂剂缩短掺杂剂—氧(Dopant—O, D—O)键长. 与c 或m 相相比，t 相存在4 个较短的Hf—O 键，如图1 所示. 因此，小尺寸元素于t 相中掺杂仅导致较小的晶格畸变，有利于稳定 D—O 键，即小尺寸掺杂有利于稳定t 相. 而c 相键长约为2.37 Å，明显高于t 或m 相(2.0～2.1 Å左右). 因此，半径较大的掺杂剂进入t 或m 相晶格，会因尺寸失配产生较大的应变，不利于相结构稳定，即大尺寸掺杂有助于稳定c 相[12].

图1 HfO2 晶体结构示意图. (a)立方相结构；(b) 四方相结构Fig.1 Schematic diagram of the hafnium oxide crystal structure:(a) cubic phase structure; (b) tetragonal phase structure

以Si: HfO2为例，若Si 进入 c 相中，缩短的Si—O 键会导致c 相对称性降低，四个氧原子向掺杂元素方向移动，进行结构弛豫，最终相结构转变为m 相[12]. 这表明Si 掺杂并不能稳定c 相结构. 若Si进入 m 相中，元素掺杂导致的弛豫结构显示5 个Si—O 键缩短0.3 Å，两个Si—O 键延长0.2～0.7 Å，最终薄膜稳定在t 相. 若Si 进入 t 相，则结构弛豫后相未发生转变，且晶格环境十分稳定，类似于SiO2. 这也解释了Si 的掺杂会稳定t 相结构.

1.2 氧空位稳定相结构机理

以Y 为代表的低价阳离子掺杂HfO2薄膜，极化效果得到显著增强. 因为薄膜中增加的氧空位稳定了铁电相，从而增强薄膜铁电性能. 薄膜中氧空位产生的原因为还原性电极被氧化和低价阳离子取代掺杂. 当两个Y3+进入HfO2晶格而取代了Hf4+，导致两个电子缺失，为平衡电荷，引入一个氧空位，如图2 所示. Hoffmann 等[13]研究发现，氧空位浓度增加会导致高对称相与m 相之间能量差的降低，从而达到稳定高对称相的目的. 众所周知，HfO2不同相的能量由低到高为m

图2 三价元素取代HfO2 立方相晶体结构示意图Fig.2 Schematic diagram of the cubic crystal structure of a trivalent element-substituted hafnium oxide

近期研究更多聚焦于镧系元素掺杂. 其中Gd:HfO2薄膜的Pr可达30 µC·cm-2. La 的掺杂可降低氧空位的形成能，从而降低氧空位掺杂浓度，提高薄膜抗疲劳性能[14]. 需要注意的是，氧空位的引入是一把双刃剑. 一方面，氧空位起到了稳定t 或c 相的效果；另一方面，氧空位会降低薄膜的耐久性，如：当氧空位大量聚集时，薄膜中会形成电子通道，导致漏电流增加；氧空位作为电荷俘获中心，会对铁电畴壁进行钉扎，限制铁电畴的反转，从而降低薄膜极化程度，易产生疲劳现象. 因此氧空位浓度越高，薄膜的耐疲劳性越差[11].

此外，研究表明：阴离子的取代同样引入氧空位. Xu 等[15]研究发现，原子百分比为0.34% 的N 掺杂可以触发HfO2薄膜的铁电性能，Pr达到最大. 这是由于N3-取代O2-，为保持电荷平衡，引入一个氧空位. 与阳离子掺杂相比，在高掺杂量时，N 掺杂仍存在m 相与高对称相共存的情况，极化程度较低. 因为N—O 键的存在抑制了O 原子扩散，故仍会存在m 相. 因此，N 掺杂稳定相结构受到氧空位以及Hf—N 键和N—O 键的共同作用.N 掺杂所引入的氧空位活性遵循以下公式：

其中，avO表示氧空位活性；γvO表示氧空位活性系数；cvO表示氧空位浓度. 在少量N 掺杂的情况下，avO随着cvO增加而增加，且增加速度较阳离子掺杂快，因此，少量掺杂N 离子可以有效地提高材料铁电性能. 大量掺杂N 离子之后( cvO> 1%)，由于N 键的存在，γvO快速下降. 这说明大量N 的掺杂会抑制铁电性能的发展. 与之相对应，阳离子掺杂：avO=cvO. 这也对高掺杂量时，N 离子掺杂的铁电性能较阳离子掺杂下降的情况作出解释.

2 薄膜厚度对氧化铪相结构的调控

薄膜厚度是调控HfO2相结构的重要因素之一. 大量研究表明[16-18]，随着tf增加，HfO2薄膜的铁电性能降低. 此外，针对外延薄膜的研究发现，tf减小同样会降低薄膜的铁电性能. 综上，HfO2薄膜厚度维持在10 nm 左右可以实现最佳铁电性能.然而，这限制了薄膜在压电器件领域的应用. 因此，研究者展开了针对极化程度良好的超厚铁电薄膜的研究.

2.1 薄膜厚度增加对相结构的影响

Yurchuk 等[16]首次报道HfO2铁电薄膜的Pr随tf增加而降低. 在沉积过程中，随着tf的增加，薄膜的晶化温度逐渐降低[13]. 当晶化温度等于或小于沉积温度时，m 相作为热力学稳定相将不断地形成并稳定. m 相作为一种顺电相将严重降低薄膜铁电性能.

此外，从表面能的角度考虑，根据公式：

其中，G为吉布斯自由能；γ为表面能；A为比表面积. 与m 相相比，t 相的表面能更低. 因此，薄膜中存在较大的比表面积有利于稳定t 相[19]. 随着tf增加，比表面积逐渐减小. 因此，更有利于m 相的稳定. 众所周知，t 相为HfO2薄膜相结构转变的母相.若相结构由t 相转变为m 相，薄膜将永远稳定在m 相结构[17]. 因此，膜厚的增加促进HfO2薄膜中m 相的形成，如图3(a)所示，进而降低了薄膜的铁电性能. 图3(b)为不同元素掺杂HfO2薄膜剩余极化强度随膜厚的变化，由图可知HfO2和HZO 的Pr皆随tf增加而降低[18,20]. 然而，Gd:HfO2中Pr却呈现增加趋势[13]. 这可能是由于在测量电滞回线时，对较厚样品施加了稍高电场，增加了薄膜的极化程度. 同时，Gd:HfO2铁电薄膜在保证较高Pr的情况下，厚度跨度最大.

图3 薄膜厚度对相结构及其铁电性能的影响. (a) 厚度调控HfO2 薄膜相结构演变示意图; (b) 不同元素掺杂的HfO2 薄膜剩余极化强度随膜厚的变化[13, 18, 20-22]Fig.3 Influence of the film thickness on the phase structure and ferroelectric properties: (a) diagram of phase structure evolution regulated by film thickness; (b) variation in residual polarization intensity of HfO2 thin films doped with different elements with film thickness[13, 18, 20-22]

2.2 薄膜厚度减小对相结构的影响

Park 等[23]的另一项研究表明：随着膜厚减小，HZO 薄膜由oⅢ向t 相转变，也会导致铁电性能降低. 这是由于薄膜厚度减小导致表面能增加，t 相和oⅢ相间的自由能之差减小，使oⅢ到t 相的相变温度(Curie temperature,Tc)降低，稳定高温t 相，从而导致铁电性能下降[24]. Mimura 等[25]通过脉冲激光沉积(Pulsed laser deposition, PLD)技术外延生长58、14 以及4.6 nm 的Y:HfO2薄膜，并对其进行原位高温X 射线衍射(X-ray diffractometry, XRD)检测，测得Tc分别为550、450 及350 ℃(一般情况下，Tc为450 ℃)，验证了薄膜厚度减小导致Tc降低的结论.

2.3 超厚薄膜

通常，HfO2膜厚维持在10 nm 左右可获得良好的铁电性能[6]. 然而，作为压电材料，10 nm 的厚度不足以满足薄膜在压电器件中的应用. 近来，Mimura 等[21]研究发现，通过PLD 技术制备的HfO2薄膜在保持良好铁电性能的同时，厚度可达1 μm.厚度在10～930 nm 的(111) Y:HfO2/ (111)Pt 薄膜的Pr和Ec分别为14～17 µC·cm-2和1.3～1.6 MV·cm-1，如图3(b)所示. 这也侧面验证取向对薄膜铁电性能存在积极影响. 考虑到工业应用，Shimura 等[26]通过射频磁控溅射沉积技术成功生长出1 μm 厚的(100) Y:HfO2薄膜且铁电性能良好，其Pr和Ec分别为12 µC·cm-2和1.2 MV·cm-1. 这表明具有特定取向的Y:HfO2薄膜的铁电性并不强烈依赖于薄膜厚度，且薄膜的矫顽场也几乎与薄膜厚度无关[26-27].

此外，随薄膜厚度增加，铁电性能也可能不发生改变. Starschich 等[22]采用化学溶液沉积法(Chemical solution deposition，CSD)制备不同厚度的Y:HfO2薄膜，发现三者Pr非常接近. 这可能与其逐步结晶有关. 当薄膜厚度达到70 nm 时，获得Pr约为10 µC·cm-2，如图3(b)所示，该值几乎与先前以原子层沉积技术(Atomic layer deposition，ALD)制备的薄膜相当.

3 应力对氧化铪相结构的调控

众所周知，HfO2中的铁电相为高压亚稳相，且只存在于薄膜状态. 块状HfO2材料并不具有极性.这是由于薄膜态HfO2具有小尺寸晶粒，由公式(3)可知其存在极大的内压可以稳定铁电相.

其中，r为粒子半径；P为压强； σ为表面能. 因此，在纳米晶粒中，薄膜内压可达数千兆帕，即纳米晶有助于稳定薄膜中的oⅢ相. 此外，顶部电极(Top electrode, TE)的夹持起到稳定oⅢ相的作用. 这是由于t 相比m 相具有更高的致密度，当发生t→m相转变时，晶格体积膨胀5%～6%，产生大的剪切应变. TE 所施加的应力可以避免结晶过程中晶胞剪切和体积膨胀，这将减少m 相的形成并诱导oⅢ相的形成，从而提高铁电性能[28]. 需要注意的是，覆盖TE 只是薄膜存在铁电性能的辅助因素之一. 对于大多数HfO2薄膜而言，无顶部电极夹持的薄膜结晶后仍表现为铁电性能，但Pr相对较小.

为具体研究应力对HfO2相结构调控的机制，须制备出具有单取向的HfO2薄膜，避免多取向所受应力的差异性. Park 等[18]通过ALD 技术，在(111)Pt 电极上制备具有(111)取向的HfO2. 该研究发现，沿t 相c轴的拉伸应变是亚稳态oⅢ相的来源. 同时，他们还通过计算提出HZO 薄膜中诱导oⅢ相的最佳取向为(110)，因其沿c轴可以产生大拉伸应变且沿a轴和b轴的应变可忽略不计；且(111)取向不适合诱导oⅢ相形成，因沿a、b和c三轴的拉伸应变几乎相等. 然而，(111)取向在能量上存在优势，因此被用作识别HfO2中诱导o 相形成的因素. Estandía 等[29]也发现，拉伸应变有利于oⅢ相的外延稳定和铁电性能增强. Wei 等[30]通过PLD 技术在(001)取向的La0.7Sr0.3MnO3的基体上制备(111)HZO 薄膜，Pr可达34 µC·cm-2，远高于HZO 多晶薄膜. 这是由于外延生长可以通过控制不同轴向的应变来制备薄膜，使薄膜相结构趋于单一化，实现“全oⅢ相”的制备，从而达到铁电性能提高的目的.

通常，HfO2薄膜存在铁电性能是源于空间点群为Pca21的非中心对称的oⅢ相的存在. 近来，薄膜中空间点群为R3m 的菱方相(Rhombic phase，r)的发现挑战了这一观点. r 与t 相都是萤石结构(c 相)的变形，其体积低于单斜相. 据报道上述相都不是极性相. 然而，研究发现r 相在受到(111)取向的压缩应变时，会表现出面外[111]方向较大的自发极化. 当 r 相处于[111]方向为面外方向的薄膜状态时，其总自由能相对于 m 相和oⅢ相开始降低. 当薄膜厚度小于或等于3 个HfO2原子层时，r 相能量将低于oⅢ相能量，相稳定性进一步提升.

Wei 等[30]发现HZO 膜厚在1.5～4 nm 时表现出铁电性能. 其XRD 结果与一般认知的oⅢ相(111)衍射峰的对应的30°有一定偏差，且随着膜厚的降低，该衍射峰的角度大幅度减小. 这表明HfO2晶面间距增大，对应膜内存在巨大的压缩应变. 同时，该研究通过透射以XRD 扫描极图等检测手段来探究膜内具体的相结构. 结果表明薄膜内存在的铁电相为r 相. 在薄膜生长初期，形成完全一致原子级的界面层之后，由于小尺寸晶粒所产生的内部压力有利于c 相的形成，同时 HfO2的(111)取向在能量上存在优势. 因此，c 微晶可能会以(111)取向生长. 在生长过程中，微晶受到大的压缩应变，该应变会沿着面外[111]方向拉长c 晶胞，从而引起极性晶胞的菱形对称. 因此，薄膜存在r 相结构.

4 其他影响因素对氧化铪相结构的调控

4.1 晶体取向的影响

图4(a)给出了t 相向oⅢ相转变时各轴的演变.由于薄膜中oⅢ相是从t 相转变而来，因此可以合理假设：选用合适取向的衬底制备合理取向的t 相变体，可诱导产生具有极性的oⅢ相. Shimizu 等[9]发现，于(220)钇稳定氧化锆衬底上制备的Y:HfO2薄膜存在(110)和(101)取向的铁电畴. 其中，(110)取向畴面外包含a轴和b轴；(101)取向畴面外包含a轴和c轴，如图4(b)所示. 由于(110)取向面外并不含有极性轴c轴，因此，当施加面外电场时，(110)取向并不像(101)取向具有极化能力. 因此，尽可能提高(101)活性畴的比例，可以达到提高薄膜铁电性能的目的[31-32].

图4 HfO2 薄膜t 相与oⅢ相简单格子. (a) t 相向oⅢ相转变示意图；(b) (110) 和(101)取向结构示意图Fig.4 Simple lattice of the t and oⅢ phases in an HfO2 thin film: (a) schematic diagram of transition from the t phase to the oⅢ phase; (b) schematic diagrams of the (110)- and (101)-orientation structures

由图4(b)可以看出(101)取向中c轴相对于表面法线方向倾斜约45°. 当施加面外电场时，(101)取向呈现～P/的极化. (110)取向畴的极化方向与面外电场垂直，故该取向对薄膜的极化没有贡献. 由于薄膜中同时存在(110)和(101)取向畴，且b轴和c轴在室温下具有非常相似的晶格常数，可以认为薄膜中(110)和(101)畴占据相同的体积分数. 综上，整个薄膜的宏观极化应为～P/2.据此，若薄膜具有45 µC·cm-2的理论极化强度，则实际测量到薄膜的极化强度应仅为16 µC·cm-2. 这就解释了大多数铁电薄膜Pr实验值低于理论值.

4.2 退火处理的影响

一般情况下，非晶态的HfO2薄膜被制备出来以后，需进行快速热处理使其晶化. 该过程可以通过HfO2相变的动力学模型进行解释，如图5 所示.

图5 薄膜制备以及退火过程中o、t 和m 相的势垒变化示意图[17]Fig.5 Schematic diagram of the barrier changes of o, t, and m phases during thin film preparation and annealing[17]

在薄膜沉积过程中，纳米级晶粒尺寸和低制备温度的条件下，oⅢ相自由能最低，薄膜易产生oⅢ相结构. 随着退火温度升高，m 相向t 相转变的势垒减小，且t 相的自由能低于oⅢ相，发生oⅢ向t 相的转变. 退火后期，晶核长大，即使势垒图中m 相的自由能最低，但t 相向m 相转变的势垒极高，这抑制了t 相向m 相的转变. 因此薄膜中并不存在热力学最稳定的单斜相或该相含量较低. 随着热处理温度的降低，oⅢ相的自由能又再一次回到最低点，且t 相向oⅢ相转变势垒低，相变易发生，此时oⅢ被稳定. 因此，薄膜最终稳定在oⅢ相而非m 相. 若退火温度足够高或者退火时间足够长可克服t 相向m 相转变势垒，则易生成m 相. 若发生向m 相的转变即马氏体相变，那薄膜最终稳定相即为m 相[17].

综上，升温过程中，薄膜中相结构为高温亚稳相(t 相或c 相)，随之冷却，HfO2薄膜会的相变如图6 所示. 高温t 相会同时向m 相或oⅢ相发生转变，因此m 相和oⅢ相是此消彼长的关系. 大量实验表明[17,21,26,32]，退火温度约为800～1000 ℃，退火时间约为5～10 s 时，薄膜相结构稳定在亚稳oⅢ相.

图6 薄膜相转变于不同热处理条件下的变化示意图Fig.6 Schematic diagram of thin film phase transition under different heat treatment conditions

5 相结构调控对薄膜性能的影响

HfO2是一种典型的“相结构决定性质”的材料. 因此，稳定薄膜中oⅢ相是提高HfO2薄膜的铁电性能的根本. 图7 为Si:HfO2的(200)取向oⅢ相积分峰强度和Pr随退火温度的变化情况.Pr的温度依赖性可以通过薄膜的结晶度来分析. 其中衍射峰的积分强度与膜的结晶度成比例. 由图可知，oⅢ相积分峰强度和Pr均随退火温度升高而增加.但当温度升至1000 ℃时，oⅢ相积分峰强度下降.这里的oⅢ相积分峰仅选取了(200)取向，并未包含所有取向的oⅢ相，oⅢ相的总含量仍是增加的.因此，随着薄膜中oⅢ相的含量的增加，薄膜的极化程度必然增加，铁电性能提高.

图7 不同退火温度下，Si:HfO2 薄膜(200)取向oⅢ相含量和剩余极化强度的变化图[16]Fig.7 Variation of orthogonal orientation content and residual polarization intensity of Si:HfO2 thin film (200) at different annealing temperatures[16]

此外，薄膜的耐久性能也一直备受关注，而疲劳现象是反映其耐久性能的重要指标. 与传统铁电薄膜相比，HfO2薄膜在小尺寸膜厚时仍存在高达105的耐久性能，且Pr没有下降. 图8 为不同薄膜厚度及退火温度下，HfO2薄膜疲劳测试对比. 由图8(a)可知，随着膜厚增加，膜中m 相比例增加，疲劳加剧. 因为m 相的相对介电常数低，会造成严重的电场损耗. 薄膜需要更高的电压来极化，会造成m 相区域的电场集中，更易发生击穿. 由图8(b)可知，随退火温度升高，薄膜中t 相的比例增加，但所达到最高循环次数大致相同. 这表明t 相作为非极性相，并不影响薄膜的耐久性能. 这可能与其高的相对介电常数有关.

图8 HfO2 薄膜疲劳测试对比图. (a)薄膜厚度；(b)退火温度[33]Fig.8 Comparison of hafnium oxide thin film fatigue tests: (a) different film thicknesses; (b) annealing temperatures[33]

耐久性能不仅与相结构有关，还跟晶粒尺寸相关. 纳米晶粒也是耐久性低的原因之一. 这是由于晶粒尺寸小，氧空位扩散距离短，易于到达晶界并在晶界聚集，从而降低耐久性能. 因此，可以考虑增大晶粒尺寸来提高HfO2铁电薄膜的耐久性.然而，增大晶粒尺寸势必会导致晶界能效应的减弱，从而使m 相含量增加. 因此，优化m 相比例和耐久性之间的关系是HfO2薄膜的未来研究的一个新方向.

6 结论与展望

自2011 年以来，HfO2基铁电材料因其与现代半导体工艺的兼容性以及低厚度下(小于10 nm)稳定的铁电性吸引了广泛的关注. 然而，HfO2的铁电相(oⅢ相)是亚稳相，这使得如何稳定HfO2的铁电相成为一个挑战. 因此，本文综述了HfO2薄膜相结构调控的影响因素：（1）掺杂不同尺寸和不同化合价的元素，可稳定薄膜中的oⅢ相，增加铁电性能；（2）随着膜厚的增加或减少，薄膜中oⅢ相的比例减少，铁电性能下降；（3）拉伸应力对稳定oⅢ相有促进作用，在几个原子层级别的HfO2薄膜中，压缩应变有助于形成存在面外极化的r 相；（4）快的升温速率、高的退火温度以及短的退火时间都有利于薄膜中的oⅢ相的形成与稳定；（5）(101)是oⅢ相具有极化特性的重要取向，增加oⅢ相中(101)取向的比例可以达到提高铁电性能的目的；（6）增加顶部电极的夹持，可以抑制m 相的形成，从而增加铁电性能.

经过近十年的研究发展，HfO2铁电材料的性能已然达到、甚至超过传统铁电体的标准. 但该材料仍存在大量亟待解决的问题. 其中r 相的发现挑战了HfO2薄膜中铁电性能的起源. 因此，探讨是否可以在薄膜中实现r 相和oⅢ相的共同稳定可以成为接下来的研究内容. 同时，本文仅针对HfO2薄膜中应力影响相结构转变部分进行简要探讨.行业内针对该方面的研究仍未存在成型的研究体系. 这也将成为HfO2材料未来发展亟需详细探讨的关键问题.