Comportamiento de conmutación de resistencia de la película SrTiO3 depositada en la capa atómica a través de la posible formación de fases Sr2Ti6O13 o Sr1Ti11O20

Scientific Reports volumen 6, Número de artículo: 20550 (2016) Citar este artículo

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La identificación de la evolución microestructural de la fase conductora a nanoescala, como el filamento conductor (CF), en muchos dispositivos de conmutación de resistencia (RS) es un factor crucial para comprender sin ambigüedades los comportamientos eléctricos de los dispositivos electrónicos basados en RS. Entre los diversos sistemas de materiales RS, el sistema redox basado en óxido comprende la categoría principal de estos intrigantes dispositivos electrónicos, donde se ha sugerido que los cambios locales, tanto en las direcciones laterales como verticales de las películas delgadas, en la química del oxígeno son el principal mecanismo RS. Sin embargo, hay sistemas que involucran fases cristalográficas distintivas como CF; la fase Magnéli en TiO2 es uno de los ejemplos más conocidos. La investigación actual informa la posible presencia de una fase de conducción local distintiva en la capa atómica depositada en una película delgada de SrTiO3 RS. La fase conductora se identificó a través de extensos estudios de microscopía electrónica de transmisión, que indicaron que la fase Sr2Ti6O13 o Sr1Ti11O20 deficiente en oxígeno presumiblemente estaba presente principalmente a lo largo de los límites de grano de SrTiO3 después del cambio de conjunto unipolar en la estructura Pt/TiN/SrTiO3/Pt. Una caracterización eléctrica detallada reveló que las muestras mostraban un RS bipolar y complementario típico después de que la celda de memoria se reinicializara unipolarmente.

El dispositivo de interruptor de resistencia de óxido (RS) basado en redox puede considerarse como la categoría principal del dispositivo de memoria electrónica intrigante y futurista, que se denomina memoria de acceso aleatorio de conmutación de resistencia (RRAM). Dado que existe una gran cantidad de sistemas de óxido diversos con reacciones redox diversas y complejas, las características eléctricas detalladas de la RRAM basada en óxido dependen en gran medida de los materiales constituyentes, los electrodos y los procesos de fabricación1,2,3,4,5. Con demasiada diversidad de este tipo, en comparación con el sistema de materiales bastante reducido para las memorias de cambio de fase, las aleaciones de Ge-Sb-Te, se están realizando investigaciones muy activas sobre las RRAM tanto en la academia como en la industria. Sin embargo, tal diversidad también creó ciertos desafíos para determinar la mejor opción para la comercialización de RRAM. En general, los materiales RS a base de óxido se pueden clasificar en dos grupos: uno que contiene una fase cristalográfica distintiva como fase conductora local y el otro que no contiene dicha fase. Un ejemplo típico del primero es el TiO2, donde los materiales de la fase Magnéli, que se pueden representar mediante una fórmula general de TinO2n-1 (n = 2, 3, 4…), forman el filamento conductor (CF) y la resistencia unipolar de conmutación ( URS) de la película de TiO2 se puede entender bien a partir de la ruptura repetida (térmica) y el rejuvenecimiento (impulsado por el campo) de los Magnéli CF que conectan los electrodos superior e inferior6. En la RS bipolar (BRS) de TiO2, la reacción de tipo redox, mediada por la migración de oxígeno impulsada por un campo eléctrico (vacantes) dentro de la región rota de Magnéli CF, explica bien los comportamientos eléctricos RS detallados7. Por el contrario, el HfO2 representa el segundo grupo de materiales RS basados en óxidos, donde el sistema de materiales carece de una fase cristalográfica distintiva que pueda formar los CF locales. En este caso, la reacción redox mediada por la vacancia de oxígeno (VO) impulsada por el campo explica bien el BRS observado, lo que también explica la dificultad general para observar el URS en estos sistemas materiales8. Un trabajo reciente de Wang et al. reveló que la conducción de tipo óhmico del estado de baja resistencia (LRS) en la célula HfO2 RS involucraba CF semiconductores, lo que sugiere la falta de una segunda fase distintiva, que podría ser la conductividad metálica en este sistema9. La posibilidad de realizar un ajuste fino de la conductividad a través del proceso de fabricación, así como de la operación eléctrica en estos sistemas materiales, ya que carecen de la fase conductora distintiva, los hace favorables. Sin embargo, la conmutación aleatoria de estas fases conductoras, al agregar o perder defectos puntuales, puede invocar otros problemas críticos, como problemas significativos de ruido telegráfico aleatorio.

Las películas delgadas de óxido de perovskita atrajeron mucho la atención durante las últimas décadas, no solo para RRAM, sino también para muchos otros dispositivos electrónicos funcionales, como la memoria dinámica de acceso aleatorio y los dispositivos de memoria ferroeléctricos10,11,12,13,14,15,16 ,17,18. Es bastante notable que uno de los informes pioneros en el campo de RRAM se basó en una de las perovskitas, SrZrO3 dopada con Cr, en el año 200019. Otro informe muy notable sobre la aplicación de perovskita en RRAM involucró la escalabilidad máxima utilizando SrTiO3 (STO) monocristal y microscopía de fuerza atómica conductora, donde se demostró que las dislocaciones son la fuente repetible de operaciones eléctricas de encendido/apagado1,20. Estos informes generaron un gran interés en los óxidos de perovskita como un medio factible para RRAM confiable y uno de los autores del grupo (grupo Waser) realizó extensos estudios sobre sistemas de película delgada STO (dopados)21,22,23,24,25, 26,27. En esos estudios, las reacciones redox en STO basadas en la química defectuosa de este material se identificaron sin ambigüedades como el mecanismo RS predominante. Se estudió en detalle la evolución espacio-temporal de la reacción redox local a lo largo del espesor de la película. Sin embargo, la posible implicación de la realización de una segunda fase en la STO, como en el caso del TiO2, no se ha considerado seriamente, excepto que las dislocaciones en la STO se han discutido como el posible origen de la formación de FC28,29,30. Teniendo en cuenta el hecho de que la estructura cristalina de STO en realidad está compuesta por octaedros de TiO6 con esquinas compartidas, la estequiometría general de esta red octaédrica de TiO6 con esquinas compartidas es TiO3 y, por lo tanto, el exceso de carga negativa −2 de la red por unidad de TiO3 se compensa con los iones Sr2+ incluidos. Por lo tanto, es razonable suponer que la reacción redox está mediada por la reducción y oxidación de los iones Ti en la red octaédrica. También se debe tener en cuenta que la banda de conducción de STO tiene una contribución significativa de los orbitales Ti3d. También se puede considerar que podría haber segundas fases de conducción involucradas si la concentración del defecto (concentración de VO) se vuelve más alta que su rango de estabilidad. En TiO2, ~0,1 % de [VO] es el rango de estabilidad y, localmente, una concentración de VO muy alta indujo la transición de fase local a la fase Magnéli, lo que podría ser facilitado por la migración de iones de oxígeno asistida por calentamiento Joule durante la operación RS31 ,32,33. Sin embargo, se puede anticipar que dicha reacción en STO sería más complicada debido a la presencia de iones Sr, lo que podría ser la razón por la cual dicha fase conductora aún no se ha identificado claramente en STO. De acuerdo con el diagrama de fase de STO, se sabe que STO34,35,36 deficiente en oxígeno es un buen semiconductor. Para el SrTiO3 no estequiométrico (esperado en regiones de límite de grano) se informó la separación de fases y la formación de fases Ruddlesden-Popper (ricas en Sr)37,38 o fases de tipo Magnéli (ricas en Ti)39. Sin embargo, identificar la segunda fase conductora en cualquier sistema RS sigue siendo de suma importancia para una comprensión precisa y precisa del mecanismo RS. Por lo tanto, los autores examinaron exhaustivamente la estructura de la celda STO RS después del conjunto URS, que puede tener la mayor posibilidad de observar la segunda fase de conducción, si la hay, utilizando microscopía electrónica de transmisión de alta resolución (HRTEM). Para mejorar aún más la tasa de éxito de tales ensayos, se adoptó un proceso de deposición de película altamente confiable, la deposición de capa atómica (ALD), que dio como resultado unas características eléctricas extremadamente uniformes y confiables, lo que hizo que esta difícil tarea fuera asequible. En general, dicho trabajo HRTEM adolece de la escasez de posibles CF en la estructura de la celda de memoria, por lo que fueron necesarios estudios TEM extensos y dedicados para identificar las fases Sr2Ti6O13 o Sr1Ti11O20 como la segunda fase conductora en este trabajo. Otra complicación en este trabajo fue que estas fases casi siempre se encuentran en las regiones de límite de grano de los granos STO orientados de manera diferente. Un límite de grano entre granos STO con diferentes orientaciones puede llevar a una idea errónea sobre la presencia de fases de límite de grano por el efecto de franja de Móire, que es básicamente la interferencia de dos franjas de celosía orientadas de manera diferente, por lo que es necesario un examen muy cuidadoso de las imágenes de segunda fase observadas. se debe realizar.

Después del examen cuidadoso de las ~70 imágenes HRTEM que muestran las imágenes similares a la segunda fase en los límites de grano de STO, la fase monoclínica Sr2Ti6O13 o triclínica Sr1Ti11O20, que se ha discutido en trabajos anteriores de manera profunda o esquemática40,41,42,43,44,45 ,46,47,48,49,50, podría ser presumiblemente identificado. En el diagrama de fase del sistema Sr-Ti-O51, estas fases son menos conocidas. Dado que estas fases se pueden describir como Sr2Ti6O(2+12−1) o Sr1Ti11O(1+22−3), podrían ser las segundas fases conductoras, aunque todavía no se han informado sus propiedades eléctricas detalladas. Para confirmar las propiedades eléctricas de estas dos segundas fases ricas en Ti, se realizaron cálculos teóricos de sus densidades de estado (DOS) utilizando primeros principios. Se puede considerar además que estas segundas fases en sí mismas pueden tener una no estequiometría de oxígeno, es decir, Sr2Ti6O(13±x) o Sr1Ti11O(20±x), pero esto no se tuvo en cuenta de manera significativa en este trabajo en aras de la simplicidad. Además, las propiedades eléctricas de las películas de STO, que fueron tratadas térmicamente de manera diferente para cambiar la estructura cristalográfica, también se examinaron después de que la celda de memoria se reinició con URS. Esto puede proporcionar una comprensión detallada de la posible reacción redox en la región donde se rompen los presumibles CF de la fase Sr2Ti6O13 o Sr1Ti11O20.

La figura 1(a) muestra los espectros de difracción de rayos X (XRD) de incidencia de ángulo rasante de la película de STO de 12 nm de espesor sobre un sustrato de Pt de 50 nm de espesor/TiO2 de 20 nm de espesor/SiO2/Si de 300 nm de espesor. Pt es el electrodo inferior (BE). Se prepararon tres tipos de películas de STO: el estado tal como se depositó, el estado parcialmente cristalizado a 400 oC y la película prácticamente cristalizada a 500 oC mediante recocido térmico rápido (RTA) en atmósfera de N2 durante 2 min. La falta de picos de difracción cristalina, a excepción de los de los materiales del sustrato, del estado depositado sugirió que la película de STO era amorfa, lo que es consistente con el hecho de que esta película de ALD STO se formó a través de un proceso de crecimiento de dos pasos para cristalización in situ. El pico de TiO2 (101) en el estado depositado se originó a partir de la capa de adhesión de TiO2 debajo de la película de Pt. El RTA ciertamente cristalizó la película en la estructura de perovskita, como se puede entender por la aparición del pico STO (110) cerca del valor 2θ de 32.5o y el aumento en la intensidad del pico cerca del valor 2θ de 46.5o que correspondía a STO (200) (y (200)). La Figura 1(b) muestra las curvas típicas de corriente-voltaje (IV) de los tres tipos de películas STO. El electrodo superior (TE) de Pt de 50 nm de espesor/TiN de 5 nm de espesor (TiN entra en contacto con la capa STO) se depositó mediante una máscara de sombra de metal de pulverización catódica de CC (diámetro del orificio de 0,3 mm). Debido a la microestructura amorfa y densa de la película depositada, la corriente era muy baja, de -3,5 V; sin embargo, aumentó con el aumento de la temperatura RTA debido a la generación de micro (nano) grietas inducida por la cristalización dentro de la película52. El recuadro muestra un electroformado típico y el restablecimiento posterior de las curvas de conmutación IV de la película tal como se depositó y la película recocida ex situ a 500 oC. Se intentó aplicar muchos valores diferentes de corriente de cumplimiento (Icc) para adquirir un comportamiento de conmutación URS repetible y se identificó que 5 mA era un valor apropiado. Esto permitió el conjunto estable de URS seguido del reinicio de URS durante el barrido IV impulsado por voltaje. En este barrido, el voltaje de polarización se aplicó al Pt/TiN TE mientras que el Pt BE estaba conectado a tierra. Las líneas de baja corriente muestran comportamientos de electroformado, donde el electroformado se produjo a ~−4,6 y ~−3,8 V para las películas STO tal como se depositaron y STO recocidas a 500 oC, respectivamente. La película de STO tal como se depositó mostró un voltaje de electroformado más bajo (absolutamente más alto) que la película de STO recocida a 500 oC debido a su naturaleza más aislante. Además, la curva de alta corriente muestra curvas de reinicio, donde el reinicio se produjo a ~−1,5 V con una corriente de reinicio muy alta de ~70 y ~50 mA para las películas STO tal como se depositaron y recocidas a 500 oC, respectivamente. El electroformado detallado y los parámetros de restablecimiento/establecimiento posteriores estuvieron sujetos a variaciones bastante grandes debido a la naturaleza bastante aleatoria de la formación, ruptura y rejuvenecimiento de CF. Este es un comportamiento típico de la celda RRAM basada en óxido en el modo URS, especialmente cuando está involucrada la fase de conducción distintiva CF. El comportamiento URS de las películas RTA y tal como se depositaron no mostró ninguna dependencia clara (datos no mostrados) en el grado de cristalización. La corriente de restablecimiento mucho más alta en comparación con la Icc también sugirió una alta probabilidad de formación de una fase conductora distintiva como CF discretas, que se vieron reforzadas por el flujo de carga almacenada en la estructura del capacitor de alto k en el momento del ajuste de URS. Cabe señalar que el analizador de parámetros de semiconductores (SPA) adoptado para realizar el barrido IV no controló el flujo de carga real en el momento del ajuste, aunque se fijó Icc; simplemente disminuyó el voltaje a un valor en el que se detectó el Icc. Aunque no se confirmaron las independencias del área del electrodo de las corrientes de estado de ajuste y restablecimiento, tal comportamiento típico de URS confirmó que la conmutación ocurrió localmente.

(a) Patrones de difracción de rayos X de incidencia de ángulo rasante y (b) diagramas de corriente versus voltaje aplicado de películas STO recocidas a 400 oC y recocidas a 500 oC tal como se depositaron sobre sustrato de Pt/TiO2/SiO2/Si. Las capas de TiN y Pt se depositaron secuencialmente en la capa de STO para el electrodo superior en (b). La figura insertada en (b) muestra el conjunto URS (corriente de cumplimiento: 0,5 mA) y las curvas de conmutación de reinicio de las películas STO tal como se depositaron y recocidas a 500 oC.

El electroformado de URS y el restablecimiento/establecimiento posterior de RS también podrían inducirse mediante la aplicación de polarización positiva a TE, pero la tasa de éxito fue mucho menor que en el caso de polarización opuesta. Esto probablemente se deba al efecto de bloqueo de la capa de TiN intervenida sobre la migración de oxígeno hacia el Pt superior, mientras que no se esperaba el mismo efecto para el sesgo negativo. Esto se puede confirmar a partir del mapeo elemental de la muestra electroformada con polarización negativa, como se muestra en la Fig. 2.

(a) Imagen HAADFF de sección transversal de la estructura STO/Pt de Pt/TiN/(recocido a 500 oC) que se electroformó con una corriente de cumplimiento de 5 mA. El mapeo EDS de (b) O, (c) Sr, (d) Ti, (e) N y (f) Pt elementos del área donde se obtuvo (a).

La figura 2(a) muestra una imagen de campo oscuro anular de alto ángulo (HAADF) en el escaneo TEM (STEM) de la sección transversal de una muestra electroformada (sesgo negativo aplicado a TE), 500 oC RTA. La imagen se tomó de un área donde estaba presente un límite de grano de la película STO, como lo indica la flecha en la figura. La película STO muestra un grosor muy uniforme en toda el área del electrodo que se pudo observar durante el experimento TEM, lo que es consistente con la expectativa general de un crecimiento uniforme de la película en ALD. El tamaño de grano lateral promedio fue de ~50 nm. La región de interfaz de STO en contacto con TiN parecía contener muchos puntos oscuros en STEM que indicaban una cierta interacción química de STO con TiN durante la fabricación de la muestra o el electroformado. El RTA se realizó antes de la deposición de TE, por lo que la difusión térmica de los elementos durante el RTA no fue la causa de la aparición de las manchas oscuras. El límite de grano también mostró un contraste más oscuro en STEM, lo que indicaba una densidad más baja o una pérdida de elementos más pesados en estas regiones en la imagen HAADF. Las Figuras 2(b)–(f) muestran mapas elementales de O, Sr, Ti, N y Pt usando espectroscopía de dispersión de energía (EDS). Debido a la generación de rayos X espurios en dicho análisis TEM y la dispersión difusa de electrones en la muestra, la resolución espacial del mapeo EDS fue limitada. Sin embargo, hubo varios hallazgos notables a partir de estos resultados de mapeo. Primero, las intensidades de la señal EDS de oxígeno en las capas superior e inferior de Pt fueron inesperadamente altas, lo que podría estar relacionado con la adsorción de oxígeno en la superficie de la muestra TEM. Además, la intensidad fue generalmente mayor dentro del BE que dentro del TE, aunque la diferencia no fue muy grande. Esto era coherente con la dirección de aplicación de polarización del proceso de electroformado. Durante el proceso de electroformado, los iones de oxígeno migraron de la capa STO al BE de acuerdo con el sesgo. Por supuesto, la alta intensidad de la señal de O en la capa STO confirmó la presencia de la capa STO. Además, la intensidad de la señal de Sr cerca de la región de interfaz con la capa de TiN fue localmente baja, aunque tampoco fue muy clara, lo que sugiere la difusión de algo de Sr en la capa de TiN. Esto puede tener una implicación importante en la formación de una segunda fase conductora deficiente en Sr en esta muestra. La señal localmente más fuerte de Ti que el STO a granel a lo largo de la interfaz TE indicó que la capa de TiN permaneció en esa ubicación incluso después del electroformado. Sin embargo, la señal ruidosa de N en EDS no confirmó si es TiN o TiOxNy o incluso TiOx. Las señales de Pt claramente confinadas dentro de las regiones TE y BE rechazaron la posibilidad de cualquier migración de Pt a la película dieléctrica. El mapeo EDS no pudo confirmar qué causó el contraste oscuro cerca del límite de grano indicado por la flecha en la Fig. 2 (a), debido a la resolución espacial limitada. Por lo tanto, se adoptó HRTEM y la muestra se examinó exhaustivamente. En este sentido, se tomaron imágenes HRTEM de aproximadamente 70 límites de grano y se analizaron mediante técnicas de transformación rápida de Fourier (FFT) y FFT inversa (iFFT) para ejemplificar la presencia de segundas fases. Como se mencionó anteriormente, la posible interpretación errónea del efecto de franja Móire como la presencia de la segunda fase del límite de grano se cuidó cuidadosamente, por lo que se incluyeron las imágenes que evidentemente pueden considerarse como la representación de la segunda fase. Los procesos detallados para excluir los puntos de difracción por la dispersión múltiple y el efecto de franjas de Móire se han explicado en la información complementaria en línea (SI).

La Figura 3(a) muestra una imagen HRTEM típica que muestra la presencia de una segunda fase en el límite de grano de la película STO y la figura insertada muestra el patrón de difracción FFT de la región indicada por el cuadro cuadrado. Todos los puntos de difracción, excepto 1 y 2, podrían asignarse como la fase STO de perovskita. Para confirmar qué fase puede contribuir a los puntos de difracción 1 y 2, se midió el espaciado interplanar de los planos de cristal que produjeron los dos puntos de difracción. La escala de medida fue confirmada por las manchas de perovskita. La Tabla 1 muestra los espacios interplanares medidos de los patrones de difracción FFT y los posibles planos candidatos de varias fases que se pueden encontrar a partir de los datos de materiales de cristalografía compuestos por Sr, Ti y O. Aparte de la fase de perovskita, la posible fase que correspondía a los puntos adicionales estaba la fase Sr2Ti6O13 o Sr1Ti11O20. Estas fases son fuertemente Sr y fases deficientes en oxígeno, como se mencionó anteriormente, en comparación con la fase estequiométrica STO y, por lo tanto, podrían ser un buen candidato para los CF en este material. La distribución espacial de estas posibles fases se puede identificar a partir de la iFFT de estos puntos, como se muestra en la Fig. 3(b) para el punto 1 y (c) para el punto 2. Se puede entender que las fases se ubicaron principalmente cerca del grano. región límite de la película STO, pero también se identificó una contribución no despreciable desde el interior de los granos. La Figura 3(d) muestra una imagen ampliada de la región del límite de grano, que muestra que la segunda fase se extendía desde la interfaz TE a la BE. La figura 3(e,i) muestra otras regiones donde los límites de grano contenían la segunda fase, cuyas imágenes FFT e iFFT (de los puntos adicionales indicados por las flechas en las respectivas imágenes FFT) se incluyen en la figura 3 (f,j) y (g,k), respectivamente. Las imágenes iFFT muestran que la segunda fase estaba más confinada a la región límite de grano, especialmente en (g), en comparación con las otras imágenes. La Figura 3(h) muestra las imágenes HRTEM ampliadas de la segunda fase que nuevamente confirmaron que se extendían desde la interfaz TE a la BE. Estos extensos estudios HRTEM mostraron que la electroformación de la película STO indujo la formación de fases conductoras, que presumiblemente eran Sr2Ti6O13 o Sr1Ti11O20 Es instructivo considerar que la energía de enlace Sr-O es mucho más fuerte que la del enlace Ti-O, por lo que la región deficiente en Sr de STO, probablemente iniciada por la reacción con la capa de TiN, indujo la fase deficiente en oxígeno. fases, que finalmente evolucionaron a la fase Sr2Ti6O13 o Sr1Ti11O20 A pesar del extenso trabajo de HRTEM, se necesita más investigación para identificar claramente las estructuras cristalográficas y electrónicas de estas fases, lo que podría ser posible mediante la adopción de técnicas de nanodifracción y energía de electrones filtrada por energía. espectroscopia de pérdida, que no ha tenido mucho éxito, quizás debido a la fase de matriz general en las muestras de TEM.

(a,e,i) Imágenes TEM de sección transversal de Pt/TiN/(recocido a 500 oC) STO/Pt electroformado y (recuadro de a, f, j) patrones FFT de las cajas blancas de (a), (e) , (i). ( b, c, g, k ) Imágenes iFFT de los puntos de difracción señalados por flechas en patrones FFT en (1, 2 del recuadro de a), (f), (j). ( d, h, l ) Imágenes TEM ampliadas de ( a ), ( e ), ( i ) alrededor de los cuadros blancos.

La identificación de la distribución de CF a lo largo de la dirección de la superficie de la película se logró mediante la realización de microscopía de fuerza atómica (CAFM)53,54. Esta técnica también se intentó en este trabajo, pero no fue factible como se describe a continuación. Para examinar la conducción eléctrica local (lateralmente) mediada por los CF, se debe quitar TE después de electroformar la celda de prueba o cambiar a LRS. Esto generalmente se ha hecho quitando el TE con una cinta adhesiva. Sin embargo, la presencia de TiN delgado entre la capa de Pt y la película STO hace que la adhesión entre la película TE y STO sea más fuerte que entre la película BE y STO. Por lo tanto, la prueba de cinta siempre dio como resultado que se despegara la pila de TE/STO del Pt BE o la pila de TE/STO/BE del sustrato de TiO2/Si, lo que hacía que la prueba CAFM fuera inasequible. La prueba de grabado húmedo del material TE usando agua regia indujo demasiado daño a la película STO. Por lo tanto, se realizó una prueba alternativa usando un TE extremadamente delgado (Pt de 3 nm de espesor/TiN de 3 nm de espesor), porque esto produciría una conducción eléctrica lateral suficientemente baja a lo largo del TE delgado para no interferir con la prueba CAFM. Esta nueva muestra había sido polarizada con un electrodo superior muy delgado de manera idéntica a la que se muestra en la figura insertada de la Fig. 1 (b), pero no se electroformó con éxito debido a la resistencia lateral demasiado alta del electrodo superior delgado. Sin embargo, la conducción eléctrica local se confirmó utilizando CAFM en esta muestra delgada de TE y se encontró que el flujo de corriente se concentró en las regiones de límite de grano de la película STO de la película recocida a 500 oC (consulte la Fig. S6 de SI en línea) . Como se mencionó anteriormente, la evolución de los CF en estas películas delgadas de óxido generalmente está mediada por la migración de los iones de oxígeno inducida por el campo asistido por calentamiento Joule. Por lo tanto, la corriente local a lo largo de los límites de los granos (o nanogrietas) en esta película haría que el cambio para formar los CF a lo largo de los límites de los granos fuera mucho mayor que en el interior de los granos a granel. Por lo tanto, Sr2Ti6O13 o Sr1Ti11O20 se encontraron principalmente en el límite de grano en la Fig. 3.

Si bien se informaron las estructuras de las fases Sr2Ti6O13 o Sr1Ti11O2042,47, las propiedades eléctricas detalladas de las mismas no se conocen por completo. Para complementar esta dificultad, los DOS de los materiales se calculan teóricamente utilizando los primeros principios. Para SrTiO3, Sr2Ti6O13 y SrTi11O20, los cálculos ab-initio se realizaron utilizando un código de onda plana de pseudopotencial conocido como Vienna ab-initio Simulation Package (VASP)55,56. El método de onda aumentada del proyector dentro de la aproximación del gradiente generalizado parametrizado por Perdew et al.57 y HSE0658,59 se probaron con una energía de corte de 400 eV. Los principales cálculos se realizaron utilizando el HSE06, que mostró la concordancia en la banda prohibida del valor experimental de SrTiO360. Los orbitales 4s, 4p y 5s para Sr, los orbitales 3p, 3d y 4s para Ti y los orbitales 2s y 2p para O fueron tratados como electrones de valencia. Para la celda unitaria de SrTiO3, Sr2Ti6O13 y SrTi11O20, el volumen de la celda unitaria y las posiciones atómicas se relajaron por completo hasta que la fuerza de Hellmann-Feynman en cada átomo se redujo por debajo de 0,05 eV/Å. Las mallas de punto k Monkhorst-Pack61 de 8 × 8 × 8, 2 × 8 × 4 y 4 × 4 × 2 se utilizaron para muestrear la zona de Brillouin, respectivamente. Para calcular los DOS, se utilizaron puntos k más finos de 12 × 12 × 12, 4 × 16 × 8 y 8 × 8 × 4 en el esquema Monkhorst-Pack. Las Figuras 4(a)–(c) representan las estructuras atómicas de SrTiO3, Sr2Ti6O13 y SrTi11O20, mientras que la Tabla 2 muestra sus estructuras optimizadas y brechas de banda en este estudio en comparación con los valores experimentales. Las Figuras 4(d)–(f) muestran los DOS totales obtenidos mediante el uso de HSE06 en SrTiO3, Sr2Ti6O13 y SrTi11O20. En contraste con SrTiO3, las dos fases subestequiométricas, Sr2Ti6O13 y SrTi11O20, muestran caracteres metálicos (sin banda prohibida) que indican que pueden actuar como filamentos conductores, lo que corresponde a los resultados de las pruebas eléctricas que se muestran a continuación.

Estructuras cristalinas de

(a) SrTiO3 (b) Sr2Ti6O13 y (c) SrTi11O20. Los círculos verde, azul y rojo indican los átomos de Sr, Ti y O, respectivamente. Densidad total de estados de (d) SrTiO3, (e) Sr2Ti6O13 y (f) SrTi11O20 que se obtuvo mediante HSE06.

La figura 5(a) muestra las curvas IV de la muestra electroformada, que se muestra en la figura 3, a varias temperaturas de medición que oscilan entre 30 y 100 oC. Las curvas IV muestran que la corriente óhmica fluyó a todas las temperaturas y las curvas eran muy simétricas con respecto a la polaridad de polarización. El hallazgo más notable fue que la corriente disminuyó al aumentar la temperatura. Estos resultados sugirieron que hay CF conductores metálicos que conectan el TE y el BE en este caso, lo que corresponde a los resultados del cálculo teórico mencionado anteriormente. Debido a la falta de información precisa sobre la distribución lateral de estos CF en el área del electrodo, fue difícil cuantificar la conductancia de cada CF, pero era bastante obvio que los CF, que probablemente eran de fase Sr2Ti6O13 o Sr1Ti11O20, eran metálicos. . La figura del recuadro muestra la variación de los valores de resistencia relativa con la referencia a 30 oC, estimada a partir de las pendientes de las curvas IV, en función de la temperatura. La pendiente del gráfico con el mejor ajuste lineal correspondió al coeficiente de temperatura de la resistencia, ~ 6,7 × 10−3 oC−1. Este valor es más alto que el de la fase Magnéli en TiO2 (~1,5 × 10−5 oC−1) en aproximadamente dos órdenes de magnitud, lo que sugiere las propiedades más metálicas de los CF de fase Sr2Ti6O13 o Sr1Ti11O20 en este trabajo65.

Gráficos de voltaje de polarización actual versus aplicado de películas STO recocidas a 500 oC (a) después y (b) antes del electroformado a varias temperaturas de medición. La cifra insertada en (a) es la tasa de variación relativa de la resistencia (temperatura de referencia de 30 oC) con la temperatura de medición.

El SrTiO3-x muy reducido (semiconductor degenerado), que se formó por reducción térmica a una temperatura de 900 oC, también mostró un coeficiente de temperatura de resistencia similar66. Por el contrario, las propiedades eléctricas detalladas de las fases Sr2Ti6O13 y Sr1Ti11O20, incluido su coeficiente de temperatura de resistencia, aún no se han informado, aunque es obvio que tienen conductividad metálica46. Por lo tanto, actualmente es difícil identificar sin ambigüedad la naturaleza de las FC en este sistema. Sin embargo, se sugiere que la fase Sr2Ti6O13 o Sr1Ti11O20 sea el componente principal de los CF en esta investigación, ya que se identifica que están presentes en todo el espesor de la película en el estado electroformado. Por el contrario, las curvas IV de la película STO prístina tal como se depositó mostraron un alto comportamiento de aislamiento a todas las temperaturas, como se muestra en la Fig. 5 (b). Aunque las curvas IV eran bastante ruidosas, era bastante seguro que la dependencia de la temperatura es aislante; corriente aumenta con el aumento de la temperatura. Cuando fue restablecido por el barrido IV, la corriente disminuyó abruptamente (Fig. 1 (b) recuadro) y mostró propiedades aislantes en estado de alta resistencia (HRS), es decir, la corriente aumentó con el aumento de la temperatura. Una discusión más detallada sobre las propiedades eléctricas de este estado de reinicio de URS, que también corresponde al estado de reinicio de BRS, se discutirá en detalle en la sección siguiente.

A continuación, se describió el comportamiento de BRS de las celdas de memoria Pt/TiN/STO/Pt en el estado de reinicio de URS. En este experimento, el BRS siempre se indujo desde el estado de reinicio de URS, donde el conjunto de BRS y el reinicio se observaron generalmente bajo polaridades de polarización positiva y negativa, respectivamente. Como se mencionó anteriormente, el electroformado con polaridad de polarización positiva tiene una baja tasa de éxito, por lo que intentar lograr directamente el BRS, incluido el electroformado en polaridad de polaridad positiva para BRS, sin involucrar al URS anterior, no tuvo éxito. Esto indicó fuertemente que el BRS se indujo en una región local (en términos de direcciones tanto laterales como verticales) donde se rompieron los presumibles CF de fase Sr2Ti6O13 o Sr1Ti11O20.

La figura 6(a) muestra las curvas de BRS IV con varias Icc, de 0,03 mA a 0,17 mA, que era mucho menor que el valor de URS, durante el conjunto de BRS en la región de polarización positiva de la película STO tal como se depositó. En la región de polarización negativa, la película mostró una disminución gradual de la corriente con una mayor disminución del voltaje después de un cierto voltaje (Vreset), que correspondía al comportamiento de la resistencia diferencial negativa (NDR). Los comportamientos de NDR se han observado comúnmente en muchas celdas RS basadas en óxido durante el reinicio de BRS67. Por el contrario, el conjunto BRS se produjo de manera bastante abrupta a un cierto voltaje positivo (Vset), lo cual es bastante poco común en el conjunto BRS de materiales de óxido. Este conjunto abrupto compartió una característica común con el URS y tal comportamiento podría tener una relación cercana con la aparición del comportamiento de conmutación de resistencia complementaria (CRS) a valores Icc aún más altos (0.19 y 0.21 mA), como se muestra en la Fig. 6 (b) . La aparición de CRS se sugirió originalmente para las dos celdas de metalización electroquímica conectadas en antiparalelo68, pero recientemente se ha informado de este comportamiento en varios óxidos de una sola capa69,70. Las discusiones sobre el surgimiento de CRS en este sistema material se proporcionarán más adelante. La Figura 6(c–e) muestra las variaciones en los diversos parámetros de BRS en función de Icc. La Figura 6(c) muestra que la resistencia de LRS (RLRS) disminuyó monótonamente con el aumento de Icc, mientras que la resistencia de HRS (RHRS) fue bastante invariable, lo que hizo que la relación de resistencia aumentara con el aumento de Icc. Cuando la muestra mostró CRS, RLRS y RHRS se desviaron significativamente de las tendencias anteriores a valores de Icc más bajos, lo que parecía razonable cuando se consideraron curvas IV y mecanismos de conmutación bastante diferentes. En general, la relación de resistencia de CRS con alta Icc fue mucho menor que la de BRS, cuando se estimó en el mismo voltaje de lectura, ±0.1 V. Sin embargo, se ha establecido que la lectura del estado de memoria en CRS requiere un especial procedimiento de aplicación de voltaje, por lo que una comparación tan simple de la relación de resistencia no tiene importancia. El valor absoluto de Vset siempre fue mayor que el de Vreset, sin embargo, las tendencias de Vset y Vreset en función de Icc no eran muy obvias y podría ser razonable afirmar que eran bastante invariantes con Icc en la región BRS, pero Vreset se volvió abruptamente muy alto cuando la muestra comenzó a mostrar un comportamiento CRS. La corriente máxima en Vreset aumentó monótonamente con el aumento de Icc (Fig. 6 (e)). Esto era razonable porque la mayor Icc durante la configuración de BRS hizo que el canal de conducción, que se creía que era diferente de la CF en el estado de configuración de URS, fuera más conductor.

(a) curvas de conmutación de ajuste y restablecimiento de BRS de películas STO tal como se depositaron con una corriente de cumplimiento inferior a 0,17 mA y (b) curvas de conmutación de CRS con una corriente de cumplimiento de 0,19 y 0,21 mA. Variaciones de (c) resistencia a ±0,1 V, (d) voltaje de ajuste y restablecimiento y (e) corriente de restablecimiento en función de la corriente de cumplimiento del conjunto BRS.

La película de STO cristalizada a 500 oC mostró características de BRS ligeramente diferentes, como se muestra en la Fig. 7. La película cristalizada a 400 oC mostró características de BRS similares a las de la película de 500 oC, por lo que no se muestran los datos. La película de STO cristalizada mostró una polaridad de cambio de BRS idéntica a la de la película depositada (Fig. 7(a)), mientras que el nivel de Icc necesario para observar el BRS fluido fue ciertamente más alto que en el otro caso en casi un orden de magnitud. (0,05–1,7 mA). Esto estaba relacionado con una mayor corriente de fuga de la película cristalizada ex situ, como se muestra en la Fig. 1(b), es decir, una parte integral de la corriente fue consumida por la corriente de fuga a través de la región principal de la película. En consecuencia, el RLRS y el RHRS fueron generalmente más bajos que los de la película amorfa en aproximadamente un orden de magnitud (Fig. 7 (c)), mientras que la relación de resistencia aumentó con el aumento de Icc también en este caso. Esta película también mostró un comportamiento de CRS cuando Icc superó los 1,9 mA (Fig. 7(b)), lo que también estuvo acompañado de una gran disminución en la relación de resistencia estimada en ±0,1 V. Vreset y Vset de esta película tampoco mostraron alguna variación sistemática con Icc, pero en general fueron menores que en el otro caso. Es interesante notar que Vreset y Vset de CRS fueron de magnitud similar con el régimen BRS en este caso, mientras que no fue el caso para la película tal como se depositó. Ireset mostró una tendencia esperable, es decir, un aumento lineal con el aumento de Icc y el nivel general de Ireset fue más alto que en el otro caso, lo que era consistente con la mayor corriente de fuga de esta película.

(a) curvas de conmutación de ajuste y restablecimiento de BRS de películas STO recocidas a 500 °C con una corriente de cumplimiento inferior a 1,7 mA y (b) curvas de conmutación de CRS con una corriente de cumplimiento superior a 1,9 mA. Variaciones de (c) resistencia a ±0,1 V, (d) voltaje de ajuste y restablecimiento y (e) corriente de restablecimiento en función de la corriente de cumplimiento del conjunto BRS.

También se examinaron las dependencias de temperatura de los estados de reinicio y establecimiento de BRS midiendo sus curvas IV a varias temperaturas. Para este experimento, la película cristalizada ex situ se fijó en BRS con un Icc de 0,5 mA y posteriormente se reinició con un voltaje de reinicio mínimo de −1,5 V como en el caso de la Fig. 7(a). La Figura 8(a) muestra las curvas IV de la muestra de restablecimiento de BRS, donde la corriente era del orden de μA, lo que sugiere que se logró el restablecimiento. La corriente aumentó con el aumento de la temperatura (recuadro de la Fig. 8(a), lo que sugiere la naturaleza semiconductora del canal conductor. Ciertamente era diferente de la naturaleza altamente aislante del estado prístino, lo que sugiere que la región rota de la fase CF local Sr2Ti6O13 o Sr1Ti11O20 fue responsable del HRS en BRS. La Figura 8(b) muestra el gráfico logI - logV de las curvas IV, donde fluye corriente casi óhmica (pendiente ~ 1) a voltajes absolutos < ~0,1 V, mientras que se obtuvo una pendiente ligeramente mayor a voltajes más altos. La energía de activación de la variación de corriente, estimada en <0,3 V, fue ~0,01−0,02 eV con una pequeña variación (recuadro de la Fig. 8(b)). Una energía de activación tan pequeña y un comportamiento óhmico sugirieron que la corriente fluía a través de un mecanismo de salto. Esto fue consistente con la opinión general de que la región de reinicio de BRS contiene defectos dispersos que median en el flujo de corriente de salto, pero la distancia entre ellos es lo suficientemente larga como para no formar un canal conductor32.

Gráficos de sesgo actual versus aplicado de películas STO (a) después del reinicio de URS (también coinciden con el reinicio de BRS) y (c) después del reinicio de BRS. Gráficos de escala logarítmica de los datos equivalentes (b) al reinicio de URS y (d) al conjunto de BRS. Las figuras insertadas en (a,c) son las gráficas ampliadas de (a,c) dentro de ±0,3 V. La figura insertada en (b) es la gráfica Arrhenius de la corriente de las películas STO después del reinicio del URS. Los números cerca del eje derecho indican los voltajes a los que se estimó cada corriente.

La Figura 8(c) muestra las curvas IV de la muestra de estado establecido de BRS a varias temperaturas. El nivel actual fue del orden de 0,1 mA, lo que sugiere que se produjo el conjunto BRS. Curiosamente, también mostró un ligero comportamiento metálico (figura insertada), pero en general la tendencia de la temperatura fue menos obvia. Además, los datos IV estimados a 140 oC se desviaron en gran medida de la tendencia que muestra el comportamiento menos conductor. Esto sugirió que el conjunto de BRS en realidad correspondía al estado transitorio en la recuperación de la fase CF completa de Sr2Ti6O13 o Sr1Ti11O20 dentro de la región rota de CF. Podría ser razonable suponer que la fase metálica y las fases semiconductoras se entremezclaron y que las fases metálicas mantuvieron marginalmente una forma conectada en este estado. La temperatura de medición bastante alta puede perturbar la conexión débil de la red de fase Sr2Ti6O13 o Sr1Ti11O20 metaestable y la corriente disminuyó abruptamente, como se muestra en la figura. La gráfica logI - log V en la Fig. 8(d) reveló que el comportamiento óhmico se mantuvo hasta un voltaje ligeramente más alto, lo que también coincidió con la ruptura débil de CF por el reinicio de URS de esta película (conexión débil entre las fases metálicas restantes dentro de la región de conmutación activa en este caso).

Finalmente, se realizaron experimentos preliminares de conmutación de pulsos (PS) en la película cristalizada ex situ (500 oC) utilizando la configuración de PS que se muestra en la Fig. 9 (a). Después de electroformar la muestra y luego restablecerla en el modo URS, la muestra se pulsó con pulsos positivos de 5 μs de duración con diferentes amplitudes programadas, en polaridad de polarización positiva, que era la polaridad establecida en BRS, como se muestra en la Fig. 9 (b) . Debido a la participación de varios componentes parásitos en los circuitos, así como a la variación no lineal de la resistencia de la muestra con el voltaje, la estimación precisa del voltaje aplicado a la muestra en esta configuración fue bastante complicada, por lo que solo la variación cualitativa en el voltaje del osciloscopio (VOSC) con el tiempo se ha centrado aquí. La corriente de la celda de memoria, incluido el componente de corriente de carga, se puede monitorear fácilmente dividiendo VOSC con la resistencia del osciloscopio (50 Ω). La Figura 9(b) muestra que apenas hubo cambios en la resistencia de la celda para el voltaje programado hasta 0,3 V, por lo que la muestra mostró picos de carga capacitiva simple (tiempo cercano ~0s) y descarga (tiempo cercano ~5μs). Sin embargo, con el voltaje programado de 0,4 V, hubo un aumento repentino en VOSC a ~ 2,5 s, lo que indicó que la muestra se cambió al estado establecido de BRS. Con un mayor aumento en el voltaje programado hasta 0,5 V, el tiempo de conmutación se acortó y, a 0,6 V, la celda de memoria mostró un cambio casi instantáneo a LRS incluso antes de que terminara la carga capacitiva. Sin embargo, para todos los casos, siempre se observaron picos de descarga significativos incluso para el voltaje de programa más alto al terminar el pulso de voltaje, lo que sugiere que una cantidad sustancial de carga permaneció almacenada incluso después de que se estableció el BRS. Esta fue una situación bastante diferente a la del conjunto URS, donde casi todas las cargas almacenadas se drenaron a través del CF formado y no apareció ningún pico de descarga71. Yoon et al.67 informaron que el canal conductor formado en la región de reinicio de URS por el conjunto de BRS tenía una conductancia limitada, por lo que se pudo observar un pico de descarga similar en la película de TiO2. Esto significó que el canal de conducción formado durante la operación del conjunto BRS difería de los CF formados por el conjunto URS.

( a ) Diagrama esquemático del circuito de conmutación de pulsos empleado en este estudio. Gráficos de voltaje del osciloscopio versus tiempo cuando se aplicaron pulsos de voltaje de duración (b) 5 μs, (c) 0,5 μs y (d) 0,25 μs con varias alturas a una película STO recocida a 500 oC. Las figuras insertadas de (c, d) son las gráficas ampliadas de los picos de descarga.

La dependencia del tiempo de conmutación del voltaje del programa se examinó más a fondo en la Fig. 9 (c, d), donde la duración del pulso de voltaje se acortó a 0,5 μs y 0,25 μs, respectivamente. En estos cortos períodos de tiempo, no se observó el cambio evidente en VOSC, como en el caso de la Fig. 9 (b). Sin embargo, la tasa de caída de corriente después de la terminación del pulso fue ciertamente diferente cuando se produjo el ajuste de BRS. En la Fig. 9(c,d), las curvas rojas para 0,6 V y 0,9 V, respectivamente (el recuadro muestra una parte ampliada) indican que la constante de tiempo de retardo (constante de tiempo RC) fue ciertamente menor que en los otros casos, lo que implica una disminución en resistencia Las corrientes, medidas con una polarización aplicada de 0,1 V, que es lo suficientemente baja como para no inducir ningún BRS, antes y después de las pruebas de PS, indicaron que la resistencia varió de ~1500 a ~90 (Fig. 9(c)) y de ~ 1.600 a ~100 (Fig. 9(d)). Estos resultados revelaron que el tiempo de conmutación de BRS disminuyó con el aumento del voltaje del pulso, lo cual estaba de acuerdo con la tendencia general en los materiales de óxido RS. Sin embargo, el presente método no puede proporcionar información precisa sobre la relación precisa entre voltaje y tiempo de conmutación.

La similitud en el comportamiento de BRS y la aparición general de CRS a valores más altos de Icc de las películas de STO cristalizadas ex situ y amorfas depositadas sugirieron que la RS en estos materiales se produce en varias partes localizadas de la película y las regiones de conmutación localizadas comparten propiedades bastante similares. en términos de RS. Como se mencionó anteriormente, el BRS en estas películas siempre se activó desde el estado de reinicio de URS, por lo que primero se debe proporcionar una discusión sobre la formación de CF y su ruptura en URS. Los sistemas Oxide RS estaban compuestos por capas de RS amorfas o cristalinas y electrodos policristalinos, que inevitablemente abarcan la falta de homogeneidad interfacial, como defectos, tensiones locales y protuberancias. Estas heterogeneidades inducen un flujo de corriente localizado durante el electroformado y los pasos posteriores de RS. Tal corriente localizada puede inducir el calentamiento Joule local, de modo que incluso la película amorfa puede calentarse localmente hasta una temperatura bastante alta que puede cristalizar esa porción, además de la formación simultánea de FC locales. Se cree que este es también el caso de las películas ALD STO en este trabajo. Los límites de grano relativamente abiertos en la película cristalizada ex situ podrían haber proporcionado puntos locales donde la corriente fluyó principalmente en el paso de electroformado, que luego calentó esa porción, lo que provocó una fácil migración de átomos de oxígeno. (Consulte la Fig. S6 del SI en línea). Esto eventualmente formó las fases altamente no estequiométricas como las CF, como se explicó en la sección anterior. Para la película amorfa de STO, la corriente localizada podría haber causado la cristalización local de la película y la región límite entre la fase cristalina y la matriz amorfa podría desempeñar un papel similar al de los límites de grano en la película cristalizada ex situ.

Ahora se acepta ampliamente que los CF en muchas celdas RS de óxido no tienen un área de sección transversal y una forma uniformes a lo largo de su dirección longitudinal. Pueden ser cónicos, cónicos dobles o incluso en forma de reloj de arena72,73. Independientemente de la forma, siempre hay una parte más débil a lo largo de su dirección longitudinal y la parte más débil es responsable del ajuste y reinicio durante el cambio repetido, mientras que el resto de las partes más fuertes permanecieron bastante intactas. En el óxido de tipo n, como el TiO2, se informó que los CF podrían tener una forma cónica con la parte más gruesa ubicada cerca de la interfaz del cátodo, por lo que la parte más débil cerca de la interfaz del ánodo fue la responsable de la conmutación (URS)6, 74. Un modelo similar también se puede aplicar en el trabajo actual. Cuando el Pt/TiN TE se sesgó negativamente, los iones de oxígeno en la película fueron empujados hacia el BE Pt y varios puntos locales, principalmente cerca del límite de grano o la interfaz amorfa/cristalina, comenzaron a quedarse sin suficiente oxígeno. En este caso, los VO se generaron en la interfaz STO/BE y se movieron hacia la interfaz TE. Cuando se acumuló un número suficiente de VO en la interfaz STO/TiN, junto con la composición deficiente de Sr allí debido a la mezcla de STO y TiN, la película comenzó a formar una fase Sr2Ti6O13 o Sr1Ti11O20 altamente no estequiométrica que se extendió hacia la interfaz BE . Por lo tanto, es razonable suponer que los CF de fase Sr2Ti6O13 o Sr1Ti11O20 tenían una forma cónica donde la parte más gruesa estaba en contacto con el TiN TE, mientras que la parte más débil estaba en contacto con Pt BE. Cabe señalar que el TiN es generalmente mucho más impermeable al oxígeno que el Pt. Desafortunadamente, las imágenes HRTEM (Fig. 3) no revelaron claramente esta forma geométrica, probablemente debido a la participación de muchos otros efectos de imagen que interfieren. Sin embargo, era bastante obvio que los CF no tenían forma recta. Por lo tanto, podría ser razonable suponer que los CF de fase Sr2Ti6O13 o Sr1Ti11O20 en este trabajo también tenían una forma cónica (si no, al menos no un diámetro uniforme a lo largo de la longitud) en general.

Este modelo del proceso de formación de CF en este sistema de electrodo asimétrico también aclara la razón por la cual la electroformación con polarización positiva para TE no tuvo éxito; bajo esta circunstancia, los iones de oxígeno deben penetrar a través de la capa de TiN dentro del TE, lo que no era muy factible en comparación con el caso contrario. Además, la región deficiente en Sr estaba cerca de la interfase TE, por lo que la formación de la fase no estequiométrica Sr2Ti6O13 o Sr1Ti11O20 en la interfase BE y su extensión a la interfase TE era altamente improbable bajo esta circunstancia. Para el caso de Pt/TiO2/Pt simétrico, los CF de forma cónica podrían confirmarse a partir del experimento de celda de memoria conectada en serie74. Sin embargo, la configuración de electrodos asimétricos, que se diseñó originalmente para imponer la celda RS con la asimetría adecuada para inducir BRS, no permitió tal experimento de conexión en serie.

Por lo tanto, se puede suponer que durante el barrido IV de restablecimiento de URS posterior, la porción de CF cerca de la interfaz BE se rompió mientras que la porción más fuerte cerca de la interfaz TE permaneció bastante intacta, como se muestra en el diagrama más a la izquierda de la Fig. 10. La región rota CF debe contener una concentración de VO relativamente alta, que se utilizó para formar el canal conductor durante la operación BRS posterior. Cabe señalar que la restricción de Icc a un valor mucho más bajo en comparación con el conjunto de electroformado o URS durante el conjunto BRS prohibió el rejuvenecimiento completo de los CF de fase Sr2Ti6O13 o Sr1Ti11O20. El funcionamiento del BRS habitual (establecido en polarización positiva y reiniciado en polarización negativa) puede explicarse fácilmente mediante la repetición del proceso indicado por la flecha superior en la Fig. 10; el conjunto de BRS correspondió al movimiento de parte del VO de los CF restantes de la fase Sr2Ti6O13 o Sr1Ti11O20 hacia la región rota de CF recuperando la conductancia hasta cierto punto con la posible recuperación parcial de la fase Sr2Ti6O13 o Sr1Ti11O20 y el reinicio de BRS correspondió al recuerdo de estos migró los VO de nuevo al CF restante. La aparición de CRS se puede representar con las flechas inferiores de la figura. En este caso, la alta Icc permitió una mayor migración de VO hacia la interfaz opuesta después de que conectaron la región rota temporalmente. Tal CRS puede inducirse solo cuando la densidad disponible de VO era limitada y se disponía de suficiente fuerza impulsora para su migración75. Se cree que la estructura cristalina ordenada de los CF de fase Sr2Ti6O13 o Sr1Ti11O20 permitió que solo una cierta cantidad de VO se alejara de ellos durante el conjunto BRS (o conjunto CRS) y cuando la fuerza impulsora era suficiente, que fue proporcionada por el Icc más alto , esa cantidad limitada de VO se barrió a través de la región rota de CF, como se muestra en el diagrama central de la Fig. 10. Cuando se aplicó un sesgo negativo a TiN TE, las vacantes de oxígeno migraron de regreso a CF y la situación inversa provocó una alta resistencia estado del dispositivo con estado intermedio de baja resistencia. Se podría argumentar que las imágenes de TEM en la Fig. 3 no confirmaron la CF de forma cónica asumida en esta discusión, sino solo una configuración de CF no uniforme. Como se mencionó anteriormente, muchos efectos de interferencia en la observación HRTEM, debido a la configuración confinada de los CF en la matriz STO, impidieron la identificación precisa de la forma CF por TEM. Sin embargo, varios resultados de pruebas eléctricas que dependen de la polaridad de polarización respaldaron que la forma cónica de los CF es una suposición razonable.

Diagrama esquemático de posibles mecanismos para la conmutación BRS y CRS en película STO.

La imagen más a la izquierda en esta figura significa el estado posterior al reinicio de URS.

En conclusión, se examinaron la estructura y las características eléctricas de la celda de memoria RS compuesta por películas de STO amorfas o cristalizadas ex situ de 11 nm de espesor como capa de conmutación y Pt/TiN TE y Pt BE. La celda de memoria mostró un electroformado fluido solo cuando se aplicó un sesgo negativo a TE y se pudo lograr un BRS posterior con ajuste y reinicio en sesgos positivos y negativos, respectivamente. Un examen extenso y cuidadoso de la muestra cristalizada ex situ electroformada a través de la técnica HRTEM y FFT reveló que los CF, que eran responsables de la conductividad metálica (aumento de la resistencia con el aumento de la temperatura), presumiblemente estaban compuestos por la fase Sr2Ti6O13 o Sr1Ti11O20. Estas fases estaban presentes principalmente en los límites de grano de la película cristalizada ex situ y se supone que también están presentes en el límite entre la matriz amorfa y las fases cristalinas locales. Fueron formados por el flujo de corriente local y el subsiguiente calentamiento Joule en la película amorfa depositada. El BRS fluido se indujo a partir del estado de reinicio de URS de la película STO, tanto en las películas cristalizadas ex situ como depositadas. Se cree que la región de ruptura de CF local cerca del Pt BE, que se debió a la forma cónica de los CF con una parte más débil cerca de la interfaz BE, recuperó parcialmente la conductividad eléctrica a través de la migración de VO de los CF restantes durante el conjunto BRS. El restablecimiento de BRS correspondió al recuerdo de VO en el CF restante, lo que sugiere que el CF restante actuó como un reservorio de VO. Sin embargo, también se encontró que el papel de CF como reservorio de VO era limitado, por lo que un Icc grande durante el conjunto de BRS indujo un comportamiento de CRS, que podría ser inducido por el barrido del agregado de VO a través de la región rota de CF.

Se preparó un electrodo inferior de Pt de 50 nm de espesor sobre sustrato de TiO2/SiO2/Si de 300 nm de bombardeo iónico por bombardeo iónico DC (Gmek Co.). Las películas de STO se depositaron como capa RS en un reactor ALD de tipo onda viajera (CN-1 Co., Plus 100) con una escala de 4 pulgadas de diámetro. Sr(iPr3Cp)2 (sintetizado por Air Liquide Co.), (el recipiente se calentó a 90 oC para obtener la presión de vapor adecuada) se empleó como precursor de Sr para la deposición de SrO con la ayuda de H2O (el recipiente se enfrió a 5 oC ) como fuente de oxígeno. Aquí, iPr y Cp representan ligandos de isopropilo y ciclopentadienilo, respectivamente. Ti(CpMe5)(OMe)3 (sintetizado por Air Liquide Co), (el recipiente se calentó a 80 oC para obtener la presión de vapor adecuada), se utilizó como precursor de Ti con O3 de alta densidad (~250 g/m3) como fuente de oxígeno para depositar la capa de TiO2. Aquí, CpMe y OMe representan ligandos metilciclopentadienilo y metoxi, respectivamente. El gas portador Ar fluyó a través de los botes de precursores a una velocidad de flujo de 200 centímetros cúbicos estándar por minuto. y la presión del proceso fue ~0,7 Torr. La inyección de precursor de 3 s, la purga de Ar de 5 s, la inyección de fuente de oxígeno de 2 s y la purga de Ar de 5 s, que se confirmaron como la condición ALD saturada, construyeron un ciclo de deposición de SrO de TiO211,13. Un ciclo de deposición de STO consistió en un ciclo de TiO2 y un ciclo posterior de SrO para la deposición de la composición catiónica estequiométrica de las películas de STO. Se hizo crecer una película de STO de 12 nm de espesor sobre una capa de Pt mediante 42 ciclos de STO ALD. Sistema de recocido térmico rápido (RTA) mantenido a 400 oC o 500 oC durante 2 min en atmósfera de N2 (pureza > 99,99 %) para producir películas de STO con una variedad de cristalinidad. Con una máscara de sombra (diámetro del orificio de 0,3 mm), se modeló TiN de 5 nm de espesor en la capa de STO mediante pulverización reactiva y posteriormente se depositó Pt de 50 nm sobre TiN mediante pulverización con CC para un sondeo estable. Las capas consecutivas del dispositivo RS fueron (arriba) Pt/TiN/STO/Pt (abajo) sobre sustrato TiO2/SiO2/Si.

La densidad de la capa y la composición catiónica de las películas de STO se confirmaron mediante espectroscopia fluorescente de rayos X (XRF, Themoscientific, ARL Quant'X). El grosor físico de las películas de STO se midió usando un elipsómetro (Gaertner Scientific Corporation, L116D). La estructura cristalina de la película se investigó mediante difracción de rayos X de incidencia de ángulo rasante, usando una fuente de rayos X Cu Kα (PANalytical, X'Pert Pro). El ángulo de incidencia, el tamaño del paso de exploración y el tiempo por paso durante la medición GAXRD fueron 2°, 0,02° y 1 s, respectivamente. La microestructura de las películas se analizó utilizando microscopías electrónicas de transmisión de alta resolución (JEOL, JEM-2100F). Las imágenes anulares de campo oscuro de alto ángulo en los análisis de espectroscopia dispersiva de energía y TEM de barrido se obtuvieron mediante un segundo TEM (FEI, Talos F200X). Las morfologías superficiales de las películas fueron confirmadas por AFM (Jeol, JSPM-5200) y las rutas de conducción localizadas de la película STO fueron investigadas por medición CAFM (JEOL, JSPM-5200) donde el electrodo inferior estaba polarizado positivamente y el voladizo recubierto de Pt estaba conectado a tierra. . La curva IV se obtuvo mediante el analizador de parámetros de semiconductores (HP 4145B) con estación de sonda convencional. Se utilizó un generador de pulsos (HP 81110A) y un osciloscopio (Tektronox 684C) para evaluar las propiedades eléctricas en el caso de la conmutación de pulsos.

Cómo citar este artículo: Lee, W. et al. Comportamiento de cambio de resistencia de la película SrTiO3 depositada en la capa atómica a través de la posible formación de fases Sr2Ti6O13 o Sr1Ti11O20. ciencia Rep. 6, 20550; doi: 10.1038/srep20550 (2016).

Waser, R., Dittmann, R., Staikov, G. & Szot, K. Memorias de conmutación resistiva basadas en redox: mecanismos nanoiónicos, perspectivas y desafíos. Adv. Mate. 21, 2632–2663 (2009).

Artículo CAS Google Académico

Waser, R. & Aono, M. Memorias de conmutación resistivas basadas en Nanoionics. Nat Mater 6, 833–840 (2007).

Artículo CAS ANUNCIOS PubMed Google Académico

Sawa, A. Conmutación resistiva en óxidos de metales de transición. Mate. Hoy 11, 28–36 (2008).

Artículo CAS Google Académico

Cho, B., Song, S., Ji, Y., Kim, T.-W. & Lee, T. Dispositivos de memoria resistiva orgánica: mejora del rendimiento, integración y arquitecturas avanzadas. Adv. Función Mate. 21, 2806–2829 (2011).

Artículo CAS Google Académico

Kim, KM, Jeong, DS & Hwang, CS Conmutación resistiva de nanofilamentos en el sistema de óxido binario; una revisión del estado actual y las perspectivas. Nanotecnología 22, 254002 (2011).

Artículo ADS PubMed CAS Google Scholar

Kwon, D.-H. et al. Estructura atómica de nanofilamentos conductores en memoria de conmutación resistiva de TiO2. Nat Nano 5, 148–153 (2010).

Artículo CAS Google Académico

Kim, KM et al. Una comprensión detallada del comportamiento de conmutación de la resistencia bipolar electrónica en la estructura Pt/TiO2/Pt. Nanotecnología 22, 254010 (2011).

Artículo ADS PubMed CAS Google Scholar

Lee, M.-J. et al. Un dispositivo de memoria no volátil rápido, escalable y de alta resistencia fabricado a partir de estructuras bicapa Ta2O5−x/TaO2−x asimétricas. Nat Mater 10, 625–630 (2011).

Artículo CAS ANUNCIOS PubMed Google Académico

Wang, M. et al. Efecto termoeléctrico Seebeck en memoria de conmutación resistiva basada en óxido. Nat Comun 5, 4598 (2014).

Artículo CAS ANUNCIOS PubMed Google Académico

Kim, SK et al. Condensadores con un espesor de óxido equivalente de <0,5 nm para memoria de semiconductores electrónicos a nanoescala. Adv. Función Mate. 20, 2989–3003 (2010).

Artículo CAS ANUNCIOS Google Académico

Lee, SW et al. Deposición de capa atómica de películas delgadas de SrTiO3 con tasa de crecimiento altamente mejorada para capacitores de ultra alta densidad. química Mate. 23, 2227–2236 (2011).

Artículo CAS Google Académico

Lee, W. et al. Control del comportamiento de crecimiento inicial de las películas de SrTiO3 interponiendo capas de Al2O3 entre la película y el sustrato de Ru. J.Mater. química 22, 15037–15044 (2012).

Artículo CAS Google Académico

Lee, W. et al. Deposición de capa atómica de películas de SrTiO3 con precursores a base de ciclopentadienilo para condensadores de metal-aislante-metal. química Mate. 25, 953–961 (2013).

Artículo CAS Google Académico

Lee, W. et al. Comportamiento de crecimiento inicial mejorado de películas de SrO y SrTiO3 cultivadas mediante deposición de capas atómicas utilizando {Sr(demamp)(tmhd)}2 como precursor de Sr. química Mate. 27, 3881–3891 (2015).

Artículo CAS Google Académico

Swerts, J. et al. Control de fugas en condensadores de metal-aislante-metal Ru/SrTiOx/Ru EOT de 0,4 nm: implicaciones del proceso. Dispositivo de electrones IEEE Lett. 35, 753–755 (2014).

Artículo CAS ANUNCIOS Google Académico

Longo, V., Leick, N., Roozeboom, F. & Kessels, WMM Deposición de capa atómica asistida por plasma de SrTiO3: estequiometría y cristalinidad estudiadas por elipsometría espectroscópica. ECS Journal of Solid State Science and Technology 2, N15–N22 (2013).

Artículo CAS Google Académico

Jiang, AQ, Lee, HJ, Kim, GH y Hwang, CS El interruptor de túnel de Al2O3 con incrustaciones para películas ferroeléctricas ultrafinas. Adv. Mate. 21, 2870–2875 (2009).

Artículo CAS Google Académico

Scott, JF & Paz de Araujo, CA Memorias Ferroeléctricas. Ciencia 246, 1400–1405.

Artículo CAS ANUNCIOS PubMed Google Académico

Beck, A., Bednorz, JG, Gerber, C., Rossel, C. & Widmer, D. Efecto de conmutación reproducible en películas delgadas de óxido para aplicaciones de memoria. aplicación física Letón. 77, 139–141 (2000).

Artículo CAS ANUNCIOS Google Académico

Szot, K., Speier, W., Bihlmayer, G. y Waser, R. Cambio de la resistencia eléctrica de dislocaciones individuales en SrTiO3 monocristalino. Nat Mater 5, 312–320 (2006).

Artículo CAS ANUNCIOS PubMed Google Académico

Shen, W., Dittmann, R., Breuer, U. y Waser, R. Comportamiento de resistencia mejorado de la conmutación resistiva en películas delgadas de (Ba,Sr)TiO3 con electrodo superior W. aplicación física Letón. 93, 222102 (2008).

Artículo ADS CAS Google Académico

Münstermann, R. et al. Realización de matrices regulares de bloques de conmutación resistivos a nanoescala en películas delgadas de SrTiO3 dopado con Nb. aplicación física Letón. 93, 023110 (2008).

Artículo ADS CAS Google Académico

Muenstermann, R., Menke, T., Dittmann, R. & Waser, R. Coexistencia de conmutación resistiva homogénea y filamentosa en dispositivos memristivos de película delgada SrTiO3 dopados con Fe. Adv. Mate. 22, 4819–4822 (2010).

Artículo CAS PubMed Google Académico

Rodenbücher, C., Wicklein, S., Waser, R. & Szot, K. Transición de aislador a metal de superficies monocristalinas de SrTiO3:Nb inducidas por bombardeo de Ar+. aplicación física Letón. 102, 101603 (2013).

Artículo ADS CAS Google Académico

Menzel, S. et al. Origen de la cinética de conmutación ultrano lineal en interruptores resistivos basados en óxido. Adv. Función Mate. 21, 4487–4492 (2011).

Artículo CAS Google Académico

Dittmann, R. et al. Potencial de escalamiento de procesos redox locales en dispositivos de película delgada SrTiO3 memristivos. proc. IEEE 100, 1979–1990 (2012).

Artículo CAS Google Académico

Lenser, C. et al. Formación y movimiento de defectos catiónicos durante la formación y la conmutación resistiva en dispositivos de película delgada de SrTiO3. Adv. Función Mater., doi: 10.1002/adfm.201500851 (2015).

Keeble, DJ et al. Acomodación no estequiométrica en películas delgadas de SrTiO3 estudiadas por aniquilación de positrones y microscopía electrónica. Revisión física B 87, 195409 (2013).

Artículo ADS CAS Google Académico

Du, H. et al. Estructura atómica y química de los núcleos de dislocación en el límite de grano de inclinación de ángulo bajo en bicristales de SrTiO3. Acta Mater. 89, 344–351 (2015).

Artículo CAS ANUNCIOS Google Académico

Du, H. et al. Estructura atómica de nanodominios antifase en películas de SrTiO3 dopadas con Fe. Adv. Función Materia, doi: 10.1002/adfm.201500852 (2015).

Kim, KM, Park, TH & Hwang, CS Modelo de filamento conductor cónico dual en películas delgadas de TiO2 de conmutación de resistencia. ciencia Rep. 5, 7844 (2015).

Artículo CAS ADS PubMed PubMed Central Google Scholar

Yoon, KJ et al. Modos de conmutación resistiva bipolar iónica determinados por el comportamiento de restablecimiento de conmutación resistiva unipolar anterior en Pt/TiO2/Pt. Nanotecnología 24, 145201 (2013).

Artículo ADS PubMed CAS Google Scholar

Szot, K. et al. TiO2: el material memristivo prototípico. Nanotecnología 22, 254001 (2011).

Artículo CAS ANUNCIOS PubMed Google Académico

Choi, GM & Tuller, HL Estructura de defectos y propiedades eléctricas de Ba0.03Sr0.97TiO3 monocristalino. Mermelada. Cerámica. Soc. 71, 201–205 (1988).

Artículo CAS Google Académico

Waser, R. Conductividad a granel y química de defectos del titanato de estroncio dopado con aceptor en el estado apagado. Mermelada. Cerámica. Soc. 74, 1934-1940 (1991).

Artículo CAS Google Académico

Shanthi, N. & Sarma, DD Estructura electrónica de SrTiO3 dopado con electrones: SrTiO3-δ y Sr1-xLaxTiO3. Revisión física B 57, 2153–2158 (1998).

Artículo CAS ANUNCIOS Google Académico

Tilley, RJD Un estudio de microscopio electrónico de óxidos relacionados con la perovskita en el sistema SrTiO. J. Química de estado sólido. 21, 293–301 (1977).

Artículo CAS ANUNCIOS Google Académico

Udayakumar, KR & Cormack, AN Aspectos estructurales de los equilibrios de fase en el sistema de estroncio-titanio-oxígeno. Mermelada. Cerámica. Soc. 71, C469–C471 (1988).

Artículo CAS Google Académico

Fujimoto, M. & Watanabe, M. TinO2n−1 Formación de fase Magnéli en dieléctricos de SrTiO3. J Mater Sci 20, 3683–3690 (1985).

Artículo CAS ANUNCIOS Google Académico

Takehara, K., Sato, Y., Tohei, T., Shibata, N. e Ikuhara, Y. Enriquecimiento de titanio y agotamiento de estroncio cerca de la dislocación del borde en el límite de grano de inclinación de ángulo bajo de titanato de estroncio [001]/(110). J Mater Sci 49, 3962–3969 (2014).

Artículo CAS ANUNCIOS Google Académico

Potzger, K. et al. Ferromagnetismo inducido por defectos en SrTiO3 cristalino. J. magn. Magn. Mate. 323, 1551-1562 (2011).

Artículo CAS ANUNCIOS Google Académico

Schmachtel, J. & Mueller-Buschbaum, HK Oxotitanatos con valencia mixta, II Acerca de Sr2Ti6013 . Z. Naturforsch. B 35, 4–6 (1980).

Artículo Google Académico

Liu, CM, Zu, XT y Zhou, WL Fotoluminiscencia de SrTiO3 dopado con nitrógeno. J. física. D: aplicación física 40, 7318 (2007).

Artículo CAS ANUNCIOS Google Académico

Xu, W. et al. Fotoluminiscencia inducida por vacantes de oxígeno y ferromagnetismo en películas delgadas de SrTiO3 por epitaxia de haz molecular. Aplicación J. física 114, 154106 (2013).

Artículo ADS CAS Google Académico

Blennow, P., Hansen, KK, Wallenberg, LR y Mogensen, M. Efectos de la relación Sr/Ti en ánodos SOFC basados en SrTiO3 investigados mediante el uso de electrodos en forma de cono. Electrochim. Acta 52, 1651–1661 (2006).

Artículo CAS Google Académico

Nestler, T. et al. Mayor temperatura de transición de fase cúbico-tetragonal e histéresis de resistividad del SrTiO3 recocido al vacío superficial. aplicación física A 105, 103–109 (2011).

Artículo CAS ANUNCIOS Google Académico

Hessen, B., Sunshine, SA y Siegrist, T. Nuevos titanatos ternarios reducidos a partir de fundentes de borato. J. Química de estado sólido. 94, 306–312 (1991).

Artículo CAS ANUNCIOS Google Académico

Sunshine, SA, Hessen, B., Siegrist, T., Fiory, AT y Waszczak, JV Estructura y propiedades de monocristales reducidos de óxido metálico de transición temprana cultivados a partir de fundentes de borato. En EPRINTS-TÍTULO DEL LIBRO. Universidad de Groningen, Instituto Stratingh de Química. (1991) Disponible en: http://irs.ub.rug.nl/dbi/4357afc42165a. (Consulta: 11 de junio de 2015).

Gaponenko, NV et al. Medios ópticos de nido de abeja nanoestructurados no homogéneos para mejorar la luminiscencia de rayos catódicos y de rayos X. Aplicación J. física 111, 103101 (2012).

Artículo ADS CAS Google Académico

Parque, J. et al. Influencia de la presión de oxígeno y el envejecimiento de las películas de LaAlO3 cultivadas mediante deposición láser pulsada sobre sustratos de SrTiO3. aplicación física Letón. 104, 081604 (2014).

Artículo ADS CAS Google Académico

McCarthy, GJ, White, WB & Roy, R. Equilibrios de fase en la isoterma de 1375°C del sistema Sr-Ti-OJ Am. Cerámica. Soc. 52, 463–467 (1969).

Artículo CAS Google Académico

Lee, SW, Han, JH, Kwon, OS y Hwang, CS Influencias de una capa de semilla cristalina durante la deposición de capas atómicas de películas delgadas de SrTiO3 usando Ti(O-iPr)2(thd)2, Sr(thd)2 y H2O. J. Electroquímica. Soc. 155(11) G253–G257 (2008).

Artículo CAS Google Académico

Choi, BJ et al. Mecanismo de conmutación resistivo de películas delgadas de TiO2 cultivadas por deposición de capa atómica. Aplicación J. física 98(3), 033715 (2005).

Artículo ADS CAS Google Académico

Shin, YC et al. Conducción eléctrica local dependiente de la polaridad polarizada en películas delgadas de TiO2 de conmutación resistiva, Phys. Status Solidi RRL 4(5) 112–114 (2010).

Artículo CAS Google Académico

Kresse, G. & Furthmüller, J. Esquemas iterativos eficientes para cálculos de energía total ab initio utilizando un conjunto de base de onda plana. física Rev. B 54, 11169 (1996).

Artículo CAS ANUNCIOS Google Académico

Kresse, G. & Furthmüller, J. Eficiencia de los cálculos de energía total ab-initio para metales y semiconductores utilizando un conjunto de base de onda plana. computar Mate. ciencia 6, 15 (1996).

Artículo CAS Google Académico

Perdew, JP, Burke, K. & Ernzerhof, M. Aproximación de gradiente generalizada simplificada. física Rev. Lett. 77, 3865 (1996).

CAS ANUNCIOS PubMed Google Académico

Dudarev, SL, Botton, GA, Savrasov, SY, Humphreys, CJ y Sutton, AP Espectros de pérdida de energía de electrones y la estabilidad estructural del óxido de níquel: un estudio de LSDA+U. física Rev. B 57, 1505 (1998).

Artículo CAS ANUNCIOS Google Académico

Heyd, J., Scuseria, GE & Ernzerhof, M. Funcionales híbridos basados en un potencial de Coulomb filtrado. J. Chem. física 118, 8207 (2003). errata. 124, 219906 (2006).

Van Benthem, K., Elsässer, C. & French, R. Estructura electrónica a granel de SrTiO3: experimento y teoría. Aplicación J. física 90, 6156 (2001).

Artículo CAS ANUNCIOS Google Académico

Monkhorst, HJ & Pack, JD Puntos especiales para las integraciones de la zona de Brillouin. física Rev. B 13, 5188 (1976).

Artículo ADS MathSciNet Google Scholar

Abramov, YA, Tsirelson, V., Zavodnik, V., Ivanov, S. & Brown, I. El enlace químico y los desplazamientos atómicos en SrTiO3 a partir del análisis de difracción de rayos X. Acta Cryst. B. 51, 942 (1995).

Artículo Google Académico

Schmachtel, J. & Mueller-Buschbaum, HK Oxotitanatos con valencia mixta, II Acerca de Sr2Ti6013 . Z. Naturforsch. B 35, 4–6 (1980).

Artículo Google Académico

Hessen, B., Sunshine, S. & Siegrist, T. Nuevos titanatos ternarios reducidos a partir de fundentes de borato. J. Química de estado sólido. 94, 306 (1991).

Artículo CAS ANUNCIOS Google Académico

Smith, J. Desarrollo de un nuevo material: cerámica monolítica Ti4O7 Ebonex. 33–36 (Sociedad Real de Química, 2001).

Tenne, DA et al. Estudio Raman del titanato de estroncio reducido y reoxidado con oxígeno. Revisión Física B 76, 024303 (2007).

Artículo ADS CAS Google Académico

Yoon, KJ et al. Evolución de la forma del canal conductor en óxidos de metales de transición de conmutación resistiva complementaria. Nanoescala 6, 2161–2169 (2014).

Artículo CAS ANUNCIOS PubMed Google Académico

Linn, E., Rosezin, R., Kugeler, C. & Waser, R. Interruptores resistivos complementarios para memorias de nanobarras transversales pasivas. Nat Mater 9, 403–406 (2010).

Artículo CAS ANUNCIOS PubMed Google Académico

Nardi, F., Balatti, S., Larentis, S., Gilmer, DC & Ielmini, D. Conmutación complementaria en memoria aleatoria de conmutación resistiva bipolar basada en óxido. Electron Devices, IEEE Transactions on 60, 70–77 (2013).

Artículo CAS ANUNCIOS Google Académico

Mojarad, SA et al. Fenómeno de conmutación resistiva anómala. Aplicación J. física 112, 124516 (2012).

Artículo ADS CAS Google Académico

Canción, SJ et al. Identificación del parámetro de control para la resistencia de estado establecido de una celda de conmutación resistiva de TiO2. aplicación física Letón. 96, 112904 (2010).

Artículo ADS CAS Google Académico

Kim, KM et al. Electroformado configurable eléctricamente y conmutación resistiva bipolar en estructuras de Pt/TiO2/Pt. Nanotecnología 21, 305203 (2010).

Artículo ADS PubMed CAS Google Scholar

Degraeve, R. et al. 'Reloj de arena' dinámico; modelo para SET y RESET en HfO2 RRAM. Tecnología VLSI (VLSIT), Simposio 75-76 de 2012; doi: 10.1109/VLSIT.2012.6242468 (2012).

Kim, KM & Hwang, CS El modelo de crecimiento de filamentos de forma cónica en la conmutación de resistencia unipolar de película delgada de TiO2. aplicación física Letón. 94, 122109 (2009).

Artículo ADS CAS Google Académico

Yoon, KJ et al. Conmutación resistiva triestable memristiva en filamentos conductores rotos de una celda de Pt/TiO2/Pt. Nanotecnología 23, 185202 (2012).

Artículo ADS PubMed CAS Google Scholar

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Este trabajo fue apoyado por el Programa de Laboratorio de Investigación Global (2012040157) del Ministerio de Ciencia, TIC de la República de Corea. IW Yeu y J.-H. Choi recibieron el apoyo del Programa de Desarrollo de Tecnología de Dispositivos de Semiconductores del Futuro [10048490] financiado por MOTIE (Ministerio de Comercio, Industria y Energía) y KSRC (Consorcio de Investigación de Semiconductores de Corea).

Departamento de Ciencia e Ingeniería de Materiales y Centro de Investigación de Semiconductores Interuniversitario, Universidad Nacional de Seúl, 151-744, Seúl, Corea

Woongkyu Lee, Sijung Yoo, Kyung Jean Yoon, In Won Yeu y Cheol Seong Hwang

Centro de Análisis Avanzado, Instituto de Ciencia y Tecnología de Corea, 136-791, Seúl, Corea

Hye Jung Chang

Centro de Materiales Electrónicos, Instituto Coreano de Ciencia y Tecnología, 136-791, Seúl, Corea

In Won Yeu y Jung Hae Choi

Instituto Peter Gruenberg (PGI-7), Forschungszentrum Juelich GmbH y Juelich-Aachen Research Alliance (JARA-FIT), Juelich, Alemania

Susanne Hoffmann-Eifert y Rainer Waser

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WL diseñó y realizó el experimento general, incluida la preparación de muestras y análisis. SY analizó HRTEM y STEM. KJY realizó las mediciones eléctricas y discutió los contextos técnicos. HJC realizó análisis STEM con EDS. IWY y J.-HC realizaron los cálculos ab-initio. J.-HC, SH-E. y RW ayudó a preparar el manuscrito. CSH organizó y supervisó todos los experimentos y se hizo cargo de la preparación del manuscrito. Todos los autores revisaron el manuscrito.

Los autores declaran no tener intereses financieros en competencia.

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Lee, W., Yoo, S., Yoon, K. et al. Comportamiento de cambio de resistencia de la película SrTiO3 depositada en la capa atómica a través de la posible formación de fases Sr2Ti6O13 o Sr1Ti11O20. Informe científico 6, 20550 (2016). https://doi.org/10.1038/srep20550

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Recibido: 18 junio 2015

Aceptado: 06 enero 2016

Publicado: 02 febrero 2016

DOI: https://doi.org/10.1038/srep20550

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