Característica de conmutación resistiva de baja potencia en la memoria de acceso aleatorio resistiva de dos capas de HfO2 / TiOx

Resultados y discusión

Las figuras 3a, byc muestran los espectros de nivel de núcleo de XPS O 1s de TiO _x Película (s. Para aclarar el enlace químico del oxígeno en las películas, los picos asimétricos de O 1s se dividen en dos picos, que generalmente se atribuyen al O ²⁻ unido por iones metálicos y O ²⁻ en la región deficiente en oxígeno [26]. Presión parcial de oxígeno durante TiO _x El proceso de pulverización catódica de la película se estableció en 9%, 11% y 13%, respectivamente, y el contenido deficiente de oxígeno correspondiente en tres muestras es de aproximadamente 28,23%, 24,06% y 23,63%, lo que indica que el contenido de iones de oxígeno no reticulados y las vacantes de oxígeno disminuyen con el aumento de la presión parcial de oxígeno.

Espectros de escaneo XPS de O 1s de TiO _x películas en S1, S2 y S3. La presión parcial de oxígeno se estableció como a 9%, b 11% y c 13% durante TiO _x proceso de pulverización catódica de película

Para los dispositivos nuevos, el estado original es en estado de alta resistencia (HRS). Como se muestra en la Fig. 4, la formación de corriente (CF) se aplica para iniciar la formación del filamento conductor y cambiar el estado del dispositivo a un estado de baja resistencia (LRS) [27]. Cuando se aplica 1 μA de cumplimiento de corriente, se forma una ruta conductora en S1 y el proceso estable de activación / desactivación se puede lograr en la operación posterior. Para S2 y S3, la operación de reinicio no es exitosa desde el estado medio del dispositivo durante el proceso de CF hasta que el cumplimiento actual es de hasta 20 mA.

Proceso de formación actual de Pt / HfO2 / TiO _x / Pt dispositivo RRAM en a S1, b S2 y c S3

Para probar el rendimiento eléctrico del dispositivo RRAM, se llevan a cabo mediciones de CC bajo barrido de voltaje. La tensión de polarización positiva en el proceso de formación y fraguado se aplica en TE para completar el filamento conductor, y la tensión de polarización negativa en el proceso de reinicio es para romper el filamento. Cuando la polarización se desplaza hacia adelante y hacia atrás, en la figura 5 se muestran 100 ciclos de curvas de corriente-voltaje (IV) de conmutación bipolar de tres muestras. hasta 10 mA para las otras dos muestras. La característica de baja potencia de S1 podría atribuirse a un alto contenido de vacantes de oxígeno preexistente en TiO _x película, que limita la corriente de manera efectiva durante el proceso de formación / fraguado.

Curvas I-V bidireccionales estables de 100 ciclos en a S1, b S2 y c S3

Las figuras 6 y 7 representan la variación de ciclo a ciclo y de dispositivo a dispositivo (desviación estándar relativa, ( σ / μ )) de tres muestras, y las estadísticas se resumen en las Tablas 1 y 2. Para S1, la corriente de salto débil causa una distribución de resistencia modesta, y los filamentos conductores fuertes formados en S2 y S3 garantizan la distribución de resistencia relativamente estable. Aunque hay una pequeña degradación para S3 después de docenas de ciclos, la relación de encendido / apagado sigue siendo superior a 100.

Variación de ciclo a ciclo de R _LRS y R _HRS durante 100 ciclos en a S1, b S2 y c S3

Variación de dispositivo a dispositivo de R _LRS y R _HRS para 20 dispositivos en a S1, b S2 y c S3

Como se muestra en la Fig. 8, la potencia establecida (Pset) 1,52 μW y la potencia de reinicio (Preestablecido) 1,12 μW se alcanzan bajo una baja corriente de cumplimiento de 1 μA. El consumo de energía de las otras dos muestras es de decenas de milivatios debido a los 10 mA de corriente de funcionamiento. Además, los estados de resistencia de S1 pueden mantener las características de retención por encima de 10 ⁴ s por debajo de 85 ° C con una relación de encendido / apagado de aproximadamente 100, que es estable para la aplicación de almacenamiento de datos.

un Rendimiento de conmutación resistiva con una limitación de corriente de 1 μA. b La característica de retención en S1 es superior a 10 ⁴ s por debajo de 85 ° C

Para dilucidar el mecanismo conductor de la característica de baja potencia, llevamos a cabo mediciones de temperatura para S1 y S3 con diferentes corrientes de operación e investigamos el mecanismo correspondiente, como se muestra en las Figs. 9 y 10. De 25 ° C a 125 ° C, la resistencia de S1 disminuye con la temperatura, pero la resistencia de S3 casi no cambia. La conductancia y temperatura experimentales se ajustan con el modelo de salto de rango variable de Mott [28], como se muestra en la Fig. 11, que indica que el mecanismo conductor principal de S1 es el salto de electrones a través de defectos localizados de vacancia de oxígeno en el óxido dieléctrico [29]. Al disminuir la presión parcial de oxígeno durante el TiO _x proceso de pulverización catódica, como se muestra en S1, el contenido de vacantes de oxígeno en el TiO inicial _x La capa aumenta y la resistencia de la película disminuye [30]. El voltaje en el TE se aplica principalmente en el HfO ₂ La capa y una masa de vacantes de oxígeno están motivadas para formar el filamento conductor. Después de eso, las nuevas vacantes de oxígeno también están motivadas en el TiO _x capa, pero la conexión entre las vacantes de oxígeno es débil. Por lo tanto, la conducción de salto de electrones en TiO _x es dominante, lo que garantiza una corriente de conmutación resistiva baja de 1 μA.

un La resistencia cambia con la temperatura en S1. b El diagrama esquemático correspondiente del mecanismo conductor

un La resistencia cambia con la temperatura en S3. b El diagrama esquemático correspondiente del mecanismo conductor

Dependencia de la temperatura de la conductancia de S1 en a LRS y b HRS

Sin embargo, como se muestra en la Fig. 10, después de aumentar el contenido de oxígeno durante TiO _x El proceso de pulverización catódica, HRS y LRS permanecen casi sin cambios con la temperatura, que probablemente esté asociada con el mecanismo de transporte de tipo metálico, inducido por el transporte de electrones a través del filamento conductor formado por vacantes de oxígeno concentrado. En comparación con el dispositivo RRAM de S1, menos vacantes de oxígeno en TiO inicial _x La capa de S3 no es suficiente para que los electrones salten por conducción. Además, debido a la mayor resistencia de TiO _x película, la polarización de voltaje se aplica tanto en HfO ₂ capa y TiO _x capa al mismo tiempo. La inicialización eléctrica genera una gran cantidad de vacantes de oxígeno motivadas en HfO ₂ y TiO _x capas. Estas vacantes de oxígeno forman un filamento conductor fuerte en ambas dos capas dieléctricas, y los abundantes electrones extendidos fluyen a través de las dos vacantes de oxígeno adyacentes, lo que provoca una alta corriente de operación durante el proceso de conmutación resistiva.

En principio, es posible controlar el contenido de oxígeno con cuidado para lograr un rendimiento de baja potencia en otras memorias resistivas de óxido (OxRRAM) relacionadas con la vacante de oxígeno. El requisito para la capa de óxido es que debe haber suficientes vacantes de oxígeno en el estado inicial para la conducción de salto eléctrico en caso de avería del dispositivo. Sin embargo, las vacantes de oxígeno excesivas causarán una característica de resistencia inestable y deteriorarán el rendimiento del dispositivo. Por lo tanto, las vacantes de oxígeno adecuadas son necesarias para limitar la corriente de funcionamiento y reducir el consumo de energía.

La Tabla 3 compara algunos de los parámetros clave de Pt / HfO ₂ / TiO _x / Pt dispositivo con otros informes recientes. El dispositivo tiene ventajas importantes de una potencia de conmutación resistiva baja de 1,12 μW y una relación de más de 100 HRS / LRS entre varios dispositivos RRAM.