氧化鉿基鐵電薄膜相結構調控的研究進展

李 彥，郭媛媛，梁海龍，張建婷，王興剛，劉書棋，辛 寧

1) 遼寧科技大學材料與冶金學院，鞍山 114051 2) 中國航空制造技術研究院，北京 100024 3) 安徽工業大學先進金屬材料綠色制備與表面技術教育部重點實驗室，馬鞍山 243002

鐵電體因其可切換極化，有望應用于機電系統和記憶儲能系統等，例如基于鋯鈦酸鉛(PbZrO3-PbTiO3, PZT)的鐵電儲存器. 然而，傳統鐵電材料存在諸多弊病，嚴重限制行業的發展. 以PZT 為例，在高溫下， PZT 易與Si 或SiO2反應生成硅酸鹽物質，限制其鐵電性能；同時，PZT 中含有重金屬元素Pb，不利于環境保護；此外，PZT 薄膜厚度減小至100 nm 以下時出現大漏導和疲勞失效等問題[1-3]. 因此，急需一種新型鐵電材料來彌補上述不足，推動行業的未來發展. HfO2薄膜鐵電性能的發現有望突破限制，成為鐵電器件未來發展的希望[4-5].HfO2與Si 基工藝相兼容，有望應用于非易失性存儲器、負電容場效應晶體管等. 據報道[6-7]，摻雜Si、Al、Zr、Y 和Gd 等的HfO2薄膜具有20 μC·cm-2的高剩余極化強度(Polarizability,Pr)以及小于10 nm的超薄膜厚(Film thickness,tf)，突破了所謂的“尺寸效應”. 因此，于超薄膜厚下，HfO2優異的性能表現使得納米級場效應晶體管的制造成為可能. 根據外推保持測試，性能優異的存儲狀態有望保持10 年[2-3].

HfO2在常壓下具有三種熱力學穩定相，分別是單斜相(Monoclinic, m)、立方相(Cubic, c)以及四方相(Tetragonal, t)[2]. 三者均為非極性相，表現為反鐵電或順電性. 在高壓情況下，HfO2存在亞穩態正交相(Orthogonal, o)[8]. 然而通過壓力轉變的oⅠ相(空間點群為Pbca)和oⅡ相(空間點群為Pbcm)都具有反轉對稱性，不可能具有極化能力. B?scke等[4]首次發現HfO2薄膜具有鐵電性能. 由于上述HfO2點群皆為對稱相，不具有鐵電性，因此說明薄膜中存在一種未被觀察到的、非對稱性的相結構.對比ZrO2材料已發現的非對稱相，結合HfO2和ZrO2的相似性可知：該相結構可能為空間點群為Pca21的oⅢ相. 隨后，Shimizu 等[9]和Sang 等[10]通過透射電鏡直觀地觀察到空間點群為Pca21非中心對稱的oⅢ相. 因此，HfO2薄膜具有鐵電性能是由于存在空間點群為Pca21非中心對稱的oⅢ相[2-3,11].

為獲得HfO2薄膜的鐵電性能，其相結構轉變以及oⅢ相的穩定需引起大家的重視. 其中穩定oⅢ相的因素很多，例如元素摻雜，頂部電極夾持和控制膜厚等. 本文綜述了近年來HfO2鐵電薄膜的研究進展，探討了HfO2相結構的影響機理并對HfO2薄膜未來發展進行展望.

1 元素摻雜對氧化鉿相結構的調控

HfO2鐵電性能的增強總伴隨著相變的發生.元素摻雜是實現穩定HfO2中鐵電相，增強極化程度的有效手段之一. 摻雜實現薄膜相結構穩定的方式主要有以下兩種：改變離子半徑和引入氧空位.

1.1 離子半徑穩定相結構機理

摻雜元素對相結構的影響遵循以下規律：（1）離子半徑小于Hf4+的元素，隨摻雜量增加，相變規律為：m 相—oⅢ相—t 相；（2）離子半徑大于Hf4+的元素，隨著摻雜量增加，相變規律為：m 相—oⅢ相—c相. 這是由于半徑較小的摻雜劑縮短摻雜劑—氧(Dopant—O, D—O)鍵長. 與c 或m 相相比，t 相存在4 個較短的Hf—O 鍵，如圖1 所示. 因此，小尺寸元素于t 相中摻雜僅導致較小的晶格畸變，有利于穩定 D—O 鍵，即小尺寸摻雜有利于穩定t 相. 而c 相鍵長約為2.37 ?，明顯高于t 或m 相(2.0～2.1 ?左右). 因此，半徑較大的摻雜劑進入t 或m 相晶格，會因尺寸失配產生較大的應變，不利于相結構穩定，即大尺寸摻雜有助于穩定c 相[12].

圖1 HfO2 晶體結構示意圖. (a)立方相結構；(b) 四方相結構Fig.1 Schematic diagram of the hafnium oxide crystal structure:(a) cubic phase structure; (b) tetragonal phase structure

以Si: HfO2為例，若Si 進入 c 相中，縮短的Si—O 鍵會導致c 相對稱性降低，四個氧原子向摻雜元素方向移動，進行結構弛豫，最終相結構轉變為m 相[12]. 這表明Si 摻雜并不能穩定c 相結構. 若Si進入 m 相中，元素摻雜導致的弛豫結構顯示5 個Si—O 鍵縮短0.3 ?，兩個Si—O 鍵延長0.2～0.7 ?，最終薄膜穩定在t 相. 若Si 進入 t 相，則結構弛豫后相未發生轉變，且晶格環境十分穩定，類似于SiO2. 這也解釋了Si 的摻雜會穩定t 相結構.

1.2 氧空位穩定相結構機理

以Y 為代表的低價陽離子摻雜HfO2薄膜，極化效果得到顯著增強. 因為薄膜中增加的氧空位穩定了鐵電相，從而增強薄膜鐵電性能. 薄膜中氧空位產生的原因為還原性電極被氧化和低價陽離子取代摻雜. 當兩個Y3+進入HfO2晶格而取代了Hf4+，導致兩個電子缺失，為平衡電荷，引入一個氧空位，如圖2 所示. Hoffmann 等[13]研究發現，氧空位濃度增加會導致高對稱相與m 相之間能量差的降低，從而達到穩定高對稱相的目的. 眾所周知，HfO2不同相的能量由低到高為m

圖2 三價元素取代HfO2 立方相晶體結構示意圖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鑭系元素摻雜. 其中Gd:HfO2薄膜的Pr可達30 μC·cm-2. La 的摻雜可降低氧空位的形成能，從而降低氧空位摻雜濃度，提高薄膜抗疲勞性能[14]. 需要注意的是，氧空位的引入是一把雙刃劍. 一方面，氧空位起到了穩定t 或c 相的效果；另一方面，氧空位會降低薄膜的耐久性，如：當氧空位大量聚集時，薄膜中會形成電子通道，導致漏電流增加；氧空位作為電荷俘獲中心，會對鐵電疇壁進行釘扎，限制鐵電疇的反轉，從而降低薄膜極化程度，易產生疲勞現象. 因此氧空位濃度越高，薄膜的耐疲勞性越差[11].

此外，研究表明：陰離子的取代同樣引入氧空位. Xu 等[15]研究發現，原子百分比為0.34% 的N 摻雜可以觸發HfO2薄膜的鐵電性能，Pr達到最大. 這是由于N3-取代O2-，為保持電荷平衡，引入一個氧空位. 與陽離子摻雜相比，在高摻雜量時，N 摻雜仍存在m 相與高對稱相共存的情況，極化程度較低. 因為N—O 鍵的存在抑制了O 原子擴散，故仍會存在m 相. 因此，N 摻雜穩定相結構受到氧空位以及Hf—N 鍵和N—O 鍵的共同作用.N 摻雜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表示氧空位活性系數；cvO表示氧空位濃度. 在少量N 摻雜的情況下，avO隨著cvO增加而增加，且增加速度較陽離子摻雜快，因此，少量摻雜N 離子可以有效地提高材料鐵電性能. 大量摻雜N 離子之后( cvO> 1%)，由于N 鍵的存在，γvO快速下降. 這說明大量N 的摻雜會抑制鐵電性能的發展. 與之相對應，陽離子摻雜：avO=cvO. 這也對高摻雜量時，N 離子摻雜的鐵電性能較陽離子摻雜下降的情況作出解釋.

2 薄膜厚度對氧化鉿相結構的調控

薄膜厚度是調控HfO2相結構的重要因素之一. 大量研究表明[16-18]，隨著tf增加，HfO2薄膜的鐵電性能降低. 此外，針對外延薄膜的研究發現，tf減小同樣會降低薄膜的鐵電性能. 綜上，HfO2薄膜厚度維持在10 nm 左右可以實現最佳鐵電性能.然而，這限制了薄膜在壓電器件領域的應用. 因此，研究者展開了針對極化程度良好的超厚鐵電薄膜的研究.

2.1 薄膜厚度增加對相結構的影響

Yurchuk 等[16]首次報道HfO2鐵電薄膜的Pr隨tf增加而降低. 在沉積過程中，隨著tf的增加，薄膜的晶化溫度逐漸降低[13]. 當晶化溫度等于或小于沉積溫度時，m 相作為熱力學穩定相將不斷地形成并穩定. m 相作為一種順電相將嚴重降低薄膜鐵電性能.

此外，從表面能的角度考慮，根據公式：

其中，G為吉布斯自由能；γ為表面能；A為比表面積. 與m 相相比，t 相的表面能更低. 因此，薄膜中存在較大的比表面積有利于穩定t 相[19]. 隨著tf增加，比表面積逐漸減小. 因此，更有利于m 相的穩定. 眾所周知，t 相為HfO2薄膜相結構轉變的母相.若相結構由t 相轉變為m 相，薄膜將永遠穩定在m 相結構[17]. 因此，膜厚的增加促進HfO2薄膜中m 相的形成，如圖3(a)所示，進而降低了薄膜的鐵電性能. 圖3(b)為不同元素摻雜HfO2薄膜剩余極化強度隨膜厚的變化，由圖可知HfO2和HZO 的Pr皆隨tf增加而降低[18,20]. 然而，Gd:HfO2中Pr卻呈現增加趨勢[13]. 這可能是由于在測量電滯回線時，對較厚樣品施加了稍高電場，增加了薄膜的極化程度. 同時，Gd:HfO2鐵電薄膜在保證較高Pr的情況下，厚度跨度最大.

圖3 薄膜厚度對相結構及其鐵電性能的影響. (a) 厚度調控HfO2 薄膜相結構演變示意圖; (b) 不同元素摻雜的HfO2 薄膜剩余極化強度隨膜厚的變化[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 薄膜厚度減小對相結構的影響

Park 等[23]的另一項研究表明：隨著膜厚減小，HZO 薄膜由oⅢ向t 相轉變，也會導致鐵電性能降低. 這是由于薄膜厚度減小導致表面能增加，t 相和oⅢ相間的自由能之差減小，使oⅢ到t 相的相變溫度(Curie temperature,Tc)降低，穩定高溫t 相，從而導致鐵電性能下降[24]. Mimura 等[25]通過脈沖激光沉積(Pulsed laser deposition, PLD)技術外延生長58、14 以及4.6 nm 的Y:HfO2薄膜，并對其進行原位高溫X 射線衍射(X-ray diffractometry, XRD)檢測，測得Tc分別為550、450 及350 ℃(一般情況下，Tc為450 ℃)，驗證了薄膜厚度減小導致Tc降低的結論.

2.3 超厚薄膜

通常，HfO2膜厚維持在10 nm 左右可獲得良好的鐵電性能[6]. 然而，作為壓電材料，10 nm 的厚度不足以滿足薄膜在壓電器件中的應用. 近來，Mimura 等[21]研究發現，通過PLD 技術制備的HfO2薄膜在保持良好鐵電性能的同時，厚度可達1 μm.厚度在10～930 nm 的(111) Y:HfO2/ (111)Pt 薄膜的Pr和Ec分別為14～17 μC·cm-2和1.3～1.6 MV·cm-1，如圖3(b)所示. 這也側面驗證取向對薄膜鐵電性能存在積極影響. 考慮到工業應用，Shimura 等[26]通過射頻磁控濺射沉積技術成功生長出1 μm 厚的(100) Y:HfO2薄膜且鐵電性能良好，其Pr和Ec分別為12 μC·cm-2和1.2 MV·cm-1. 這表明具有特定取向的Y:HfO2薄膜的鐵電性并不強烈依賴于薄膜厚度，且薄膜的矯頑場也幾乎與薄膜厚度無關[26-27].

此外，隨薄膜厚度增加，鐵電性能也可能不發生改變. Starschich 等[22]采用化學溶液沉積法(Chemical solution deposition，CSD)制備不同厚度的Y:HfO2薄膜，發現三者Pr非常接近. 這可能與其逐步結晶有關. 當薄膜厚度達到70 nm 時，獲得Pr約為10 μC·cm-2，如圖3(b)所示，該值幾乎與先前以原子層沉積技術(Atomic layer deposition，ALD)制備的薄膜相當.

3 應力對氧化鉿相結構的調控

眾所周知，HfO2中的鐵電相為高壓亞穩相，且只存在于薄膜狀態. 塊狀HfO2材料并不具有極性.這是由于薄膜態HfO2具有小尺寸晶粒，由公式(3)可知其存在極大的內壓可以穩定鐵電相.

其中，r為粒子半徑；P為壓強； σ為表面能. 因此，在納米晶粒中，薄膜內壓可達數千兆帕，即納米晶有助于穩定薄膜中的oⅢ相. 此外，頂部電極(Top electrode, TE)的夾持起到穩定oⅢ相的作用. 這是由于t 相比m 相具有更高的致密度，當發生t→m相轉變時，晶格體積膨脹5%～6%，產生大的剪切應變. TE 所施加的應力可以避免結晶過程中晶胞剪切和體積膨脹，這將減少m 相的形成并誘導oⅢ相的形成，從而提高鐵電性能[28]. 需要注意的是，覆蓋TE 只是薄膜存在鐵電性能的輔助因素之一. 對于大多數HfO2薄膜而言，無頂部電極夾持的薄膜結晶后仍表現為鐵電性能，但Pr相對較小.

為具體研究應力對HfO2相結構調控的機制，須制備出具有單取向的HfO2薄膜，避免多取向所受應力的差異性. Park 等[18]通過ALD 技術，在(111)Pt 電極上制備具有(111)取向的HfO2. 該研究發現，沿t 相c軸的拉伸應變是亞穩態oⅢ相的來源. 同時，他們還通過計算提出HZO 薄膜中誘導oⅢ相的最佳取向為(110)，因其沿c軸可以產生大拉伸應變且沿a軸和b軸的應變可忽略不計；且(111)取向不適合誘導oⅢ相形成，因沿a、b和c三軸的拉伸應變幾乎相等. 然而，(111)取向在能量上存在優勢，因此被用作識別HfO2中誘導o 相形成的因素. Estandía 等[29]也發現，拉伸應變有利于oⅢ相的外延穩定和鐵電性能增強. Wei 等[30]通過PLD 技術在(001)取向的La0.7Sr0.3MnO3的基體上制備(111)HZO 薄膜，Pr可達34 μC·cm-2，遠高于HZO 多晶薄膜. 這是由于外延生長可以通過控制不同軸向的應變來制備薄膜，使薄膜相結構趨于單一化，實現“全oⅢ相”的制備，從而達到鐵電性能提高的目的.

通常，HfO2薄膜存在鐵電性能是源于空間點群為Pca21的非中心對稱的oⅢ相的存在. 近來，薄膜中空間點群為R3m 的菱方相(Rhombic phase，r)的發現挑戰了這一觀點. r 與t 相都是螢石結構(c 相)的變形，其體積低于單斜相. 據報道上述相都不是極性相. 然而，研究發現r 相在受到(111)取向的壓縮應變時，會表現出面外[111]方向較大的自發極化. 當 r 相處于[111]方向為面外方向的薄膜狀態時，其總自由能相對于 m 相和oⅢ相開始降低. 當薄膜厚度小于或等于3 個HfO2原子層時，r 相能量將低于oⅢ相能量，相穩定性進一步提升.

Wei 等[30]發現HZO 膜厚在1.5～4 nm 時表現出鐵電性能. 其XRD 結果與一般認知的oⅢ相(111)衍射峰的對應的30°有一定偏差，且隨著膜厚的降低，該衍射峰的角度大幅度減小. 這表明HfO2晶面間距增大，對應膜內存在巨大的壓縮應變. 同時，該研究通過透射以XRD 掃描極圖等檢測手段來探究膜內具體的相結構. 結果表明薄膜內存在的鐵電相為r 相. 在薄膜生長初期，形成完全一致原子級的界面層之后，由于小尺寸晶粒所產生的內部壓力有利于c 相的形成，同時 HfO2的(111)取向在能量上存在優勢. 因此，c 微晶可能會以(111)取向生長. 在生長過程中，微晶受到大的壓縮應變，該應變會沿著面外[111]方向拉長c 晶胞，從而引起極性晶胞的菱形對稱. 因此，薄膜存在r 相結構.

4 其他影響因素對氧化鉿相結構的調控

4.1 晶體取向的影響

圖4(a)給出了t 相向oⅢ相轉變時各軸的演變.由于薄膜中oⅢ相是從t 相轉變而來，因此可以合理假設：選用合適取向的襯底制備合理取向的t 相變體，可誘導產生具有極性的oⅢ相. Shimizu 等[9]發現，于(220)釔穩定氧化鋯襯底上制備的Y:HfO2薄膜存在(110)和(101)取向的鐵電疇. 其中，(110)取向疇面外包含a軸和b軸；(101)取向疇面外包含a軸和c軸，如圖4(b)所示. 由于(110)取向面外并不含有極性軸c軸，因此，當施加面外電場時，(110)取向并不像(101)取向具有極化能力. 因此，盡可能提高(101)活性疇的比例，可以達到提高薄膜鐵電性能的目的[31-32].

圖4 HfO2 薄膜t 相與oⅢ相簡單格子. (a) t 相向oⅢ相轉變示意圖；(b) (110) 和(101)取向結構示意圖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

由圖4(b)可以看出(101)取向中c軸相對于表面法線方向傾斜約45°. 當施加面外電場時，(101)取向呈現～P/的極化. (110)取向疇的極化方向與面外電場垂直，故該取向對薄膜的極化沒有貢獻. 由于薄膜中同時存在(110)和(101)取向疇，且b軸和c軸在室溫下具有非常相似的晶格常數，可以認為薄膜中(110)和(101)疇占據相同的體積分數. 綜上，整個薄膜的宏觀極化應為～P/2.據此，若薄膜具有45 μC·cm-2的理論極化強度，則實際測量到薄膜的極化強度應僅為16 μC·cm-2. 這就解釋了大多數鐵電薄膜Pr實驗值低于理論值.

4.2 退火處理的影響

一般情況下，非晶態的HfO2薄膜被制備出來以后，需進行快速熱處理使其晶化. 該過程可以通過HfO2相變的動力學模型進行解釋，如圖5 所示.

圖5 薄膜制備以及退火過程中o、t 和m 相的勢壘變化示意圖[17]Fig.5 Schematic diagram of the barrier changes of o, t, and m phases during thin film preparation and annealing[17]

在薄膜沉積過程中，納米級晶粒尺寸和低制備溫度的條件下，oⅢ相自由能最低，薄膜易產生oⅢ相結構. 隨著退火溫度升高，m 相向t 相轉變的勢壘減小，且t 相的自由能低于oⅢ相，發生oⅢ向t 相的轉變. 退火后期，晶核長大，即使勢壘圖中m 相的自由能最低，但t 相向m 相轉變的勢壘極高，這抑制了t 相向m 相的轉變. 因此薄膜中并不存在熱力學最穩定的單斜相或該相含量較低. 隨著熱處理溫度的降低，oⅢ相的自由能又再一次回到最低點，且t 相向oⅢ相轉變勢壘低，相變易發生，此時oⅢ被穩定. 因此，薄膜最終穩定在oⅢ相而非m 相. 若退火溫度足夠高或者退火時間足夠長可克服t 相向m 相轉變勢壘，則易生成m 相. 若發生向m 相的轉變即馬氏體相變，那薄膜最終穩定相即為m 相[17].

綜上，升溫過程中，薄膜中相結構為高溫亞穩相(t 相或c 相)，隨之冷卻，HfO2薄膜會的相變如圖6 所示. 高溫t 相會同時向m 相或oⅢ相發生轉變，因此m 相和oⅢ相是此消彼長的關系. 大量實驗表明[17,21,26,32]，退火溫度約為800～1000 ℃，退火時間約為5～10 s 時，薄膜相結構穩定在亞穩oⅢ相.

圖6 薄膜相轉變于不同熱處理條件下的變化示意圖Fig.6 Schematic diagram of thin film phase transition under different heat treatment conditions

5 相結構調控對薄膜性能的影響

HfO2是一種典型的“相結構決定性質”的材料. 因此，穩定薄膜中oⅢ相是提高HfO2薄膜的鐵電性能的根本. 圖7 為Si:HfO2的(200)取向oⅢ相積分峰強度和Pr隨退火溫度的變化情況.Pr的溫度依賴性可以通過薄膜的結晶度來分析. 其中衍射峰的積分強度與膜的結晶度成比例. 由圖可知，oⅢ相積分峰強度和Pr均隨退火溫度升高而增加.但當溫度升至1000 ℃時，oⅢ相積分峰強度下降.這里的oⅢ相積分峰僅選取了(200)取向，并未包含所有取向的oⅢ相，oⅢ相的總含量仍是增加的.因此，隨著薄膜中oⅢ相的含量的增加，薄膜的極化程度必然增加，鐵電性能提高.

圖7 不同退火溫度下，Si:HfO2 薄膜(200)取向oⅢ相含量和剩余極化強度的變化圖[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備受關注，而疲勞現象是反映其耐久性能的重要指標. 與傳統鐵電薄膜相比，HfO2薄膜在小尺寸膜厚時仍存在高達105的耐久性能，且Pr沒有下降. 圖8 為不同薄膜厚度及退火溫度下，HfO2薄膜疲勞測試對比. 由圖8(a)可知，隨著膜厚增加，膜中m 相比例增加，疲勞加劇. 因為m 相的相對介電常數低，會造成嚴重的電場損耗. 薄膜需要更高的電壓來極化，會造成m 相區域的電場集中，更易發生擊穿. 由圖8(b)可知，隨退火溫度升高，薄膜中t 相的比例增加，但所達到最高循環次數大致相同. 這表明t 相作為非極性相，并不影響薄膜的耐久性能. 這可能與其高的相對介電常數有關.

圖8 HfO2 薄膜疲勞測試對比圖. (a)薄膜厚度；(b)退火溫度[33]Fig.8 Comparison of hafnium oxide thin film fatigue tests: (a) different film thicknesses; (b) annealing temperatures[33]

耐久性能不僅與相結構有關，還跟晶粒尺寸相關. 納米晶粒也是耐久性低的原因之一. 這是由于晶粒尺寸小，氧空位擴散距離短，易于到達晶界并在晶界聚集，從而降低耐久性能. 因此，可以考慮增大晶粒尺寸來提高HfO2鐵電薄膜的耐久性.然而，增大晶粒尺寸勢必會導致晶界能效應的減弱，從而使m 相含量增加. 因此，優化m 相比例和耐久性之間的關系是HfO2薄膜的未來研究的一個新方向.

6 結論與展望

自2011 年以來，HfO2基鐵電材料因其與現代半導體工藝的兼容性以及低厚度下(小于10 nm)穩定的鐵電性吸引了廣泛的關注. 然而，HfO2的鐵電相(oⅢ相)是亞穩相，這使得如何穩定HfO2的鐵電相成為一個挑戰. 因此，本文綜述了HfO2薄膜相結構調控的影響因素：（1）摻雜不同尺寸和不同化合價的元素，可穩定薄膜中的oⅢ相，增加鐵電性能；（2）隨著膜厚的增加或減少，薄膜中oⅢ相的比例減少，鐵電性能下降；（3）拉伸應力對穩定oⅢ相有促進作用，在幾個原子層級別的HfO2薄膜中，壓縮應變有助于形成存在面外極化的r 相；（4）快的升溫速率、高的退火溫度以及短的退火時間都有利于薄膜中的oⅢ相的形成與穩定；（5）(101)是oⅢ相具有極化特性的重要取向，增加oⅢ相中(101)取向的比例可以達到提高鐵電性能的目的；（6）增加頂部電極的夾持，可以抑制m 相的形成，從而增加鐵電性能.

經過近十年的研究發展，HfO2鐵電材料的性能已然達到、甚至超過傳統鐵電體的標準. 但該材料仍存在大量亟待解決的問題. 其中r 相的發現挑戰了HfO2薄膜中鐵電性能的起源. 因此，探討是否可以在薄膜中實現r 相和oⅢ相的共同穩定可以成為接下來的研究內容. 同時，本文僅針對HfO2薄膜中應力影響相結構轉變部分進行簡要探討.行業內針對該方面的研究仍未存在成型的研究體系. 這也將成為HfO2材料未來發展亟需詳細探討的關鍵問題.