Efecto de la concentración de ag dispersada en películas delgadas de HfOx en la conmutación de umbral

Resultados y discusión

Fabricamos simultáneamente cuatro HfO _x dopado con Ag dispositivos para selectores difusores durante un solo proceso. Durante el proceso de deposición, el sustrato no se rotó para confirmar el efecto de la concentración de dopaje sobre las propiedades eléctricas. La Tabla 1 muestra el espesor, la relación de cationes Ag:Hf y la rugosidad cuadrática media (RMS) de D1, D2, D3 y D4, respectivamente. La composición de Ag en la capa de conmutación se expresó como una relación de cationes usando una cantidad de Ag y Hf obtenida del análisis XRF. Como se muestra, cada dispositivo tiene un espesor y una concentración de Ag diferentes. Con un aumento en la distancia del HfO ₂ objetivo, el espesor de la capa de conmutación disminuyó mientras que la composición de Ag en la capa de óxido aumentó. Con el aumento de la concentración de Ag, los valores de rugosidad RMS aumentaron ligeramente (las imágenes de AFM se muestran en el archivo adicional 1:Figura S1).

Corriente continua (CC) –voltaje ( I - V ) Las características medidas de todos los dispositivos se muestran en la Fig. 2a – d. D1 (35,3 nm, 7% Ag) estaba inicialmente en un estado altamente aislante y no se observó cambio de umbral durante las mediciones de CC (Fig. 1a) debido a la concentración insuficiente de Ag para producir un filamento conductor a pesar de la capa de conmutación gruesa. Por el contrario, D2 (27,3 nm, 16% Ag) mostró un umbral de cambio de un estado de alta resistencia (HRS) a un estado de baja resistencia (LRS) siguiendo el proceso de electroformado (EF) en el estado prístino para producir un dispositivo operable. como se muestra en la Fig. 1b. Durante el proceso de EF, la corriente aumentó desde un nivel bajo para alcanzar una corriente de cumplimiento ( I _cc ) a la tensión de - 4,3 V. A partir de entonces, D2 mostró continuamente un comportamiento TS a una tensión de funcionamiento más baja que la tensión de formación en ambas polaridades de polarización. De manera similar, D3 (24 nm, 39% Ag) mostró un comportamiento típico de TS bidireccional; sin embargo, el proceso EF no era necesario en el estado prístino de D3. En otras palabras, D3 presenta un comportamiento TS libre de EF. Por el contrario, D4 (18,8 nm, 58% de Ag) estaba inicialmente en un estado altamente conductor, probablemente debido a la percolación de Ag dentro de la fina HfO _x capa dada la alta concentración de Ag.

Propiedades eléctricas de los dispositivos fabricados. un I-V curva de D1 (estado altamente aislante). b I-V curva de D2, que muestra el proceso de EF y los comportamientos de TS subsiguientes. c I-V curva de D3, que muestra el comportamiento de TS sin el proceso de EF. d I-V curva de D4 (estado de conducción)

La morfología de la superficie y el tamaño del grano cambiaron con el aumento de la concentración de Ag. Como se señaló anteriormente, con el aumento de la concentración de Ag, los valores de rugosidad RMS aumentaron como se muestra en la Tabla 1. El tamaño de grano también se evaluó mediante un SEM (archivo adicional 1:Figura S2). Se observó un aumento en el tamaño de grano a medida que aumentaba la concentración de Ag. Sin embargo, en el caso de D2 y D3 que muestran características de TS dispares, la diferencia en la rugosidad de la superficie y el tamaño de grano fue bastante pequeña. Sin embargo, hubo una diferencia considerable en sus propiedades eléctricas en términos del proceso EF y las siguientes características TS. Por lo tanto, comparamos además las características TS de D2 y D3 de la siguiente manera.

Las figuras 3 ayb muestran el comportamiento repetible de TS observado en D2 y D3 a través de la medición de CC. A modo de comparación, en las figuras solo se muestran las características de TS en el sesgo negativo. Ambos dispositivos mostraron inicialmente varios niveles de corriente de pA a - 0,1 V por debajo del límite de detección. El comportamiento de TS en D2 fue evidente después del proceso de EF a un voltaje de formación de ~ - 3,5 V, mientras que una corriente de cumplimiento ( I _cc ) de 5 μA para que el dispositivo evite una avería grave. Después del proceso de EF, el dispositivo mostró un comportamiento típico de TS como se muestra en la Fig. 3a. Cuando el voltaje aplicado excedió el voltaje umbral ( V _th ) de ~ - 1.1 V, la corriente alcanzó repentinamente un I _cc de 5 μA; el dispositivo cambió al estado ENCENDIDO desde el estado APAGADO. Sin embargo, el estado del dispositivo ENCENDIDO se recuperó al estado APAGADO cuando el voltaje aplicado disminuyó a menos que el voltaje de retención ( V _mantener ). Aunque el dispositivo volvió al estado APAGADO, se observó una corriente APAGADA más alta que la del dispositivo antes de EF.

Comparación de las características de TS en D2 y D3. un Comportamiento TS con un aumento de la corriente OFF siguiendo el proceso EF. La figura insertada muestra el proceso EF en un dispositivo depositado. b Comportamiento de TS sin que el proceso EF mantenga una corriente de apagado baja y un NL alto

D3 también mostró características típicas de TS como se muestra en la Fig. 3b. Sin embargo, no se requirió el proceso EF para inducir el comportamiento de TS en el dispositivo en el estado prístino. La corriente alcanzó un I _cc de 5 μA en un V _th de ~ - 0.8 V, que es el estado ENCENDIDO, y luego regresó espontáneamente al estado APAGADO inicial en un V _th menos de ~ - 0,2 V. El siguiente D3 I - V los bucles eran similares al primer I - V bucles. Además, el dispositivo mostró constantemente una baja corriente de apagado a un voltaje de funcionamiento bajo en comparación con el de D2. Además, la densidad de corriente del estado APAGADO en D3 seguía siendo menor que la de D2; la diferencia fue de aproximadamente 10 ⁵ A / cm ² . En consecuencia, se confirmó que la diferencia en la concentración de Ag en el HfO _x La capa determinó la necesidad del proceso EF y, a su vez, las características de TS cambiaron drásticamente.

Para realizar un selector - una memoria resistiva (1S1R), un selector requiere una corriente de APAGADO baja para suprimir la corriente de fuga y una corriente de ENCENDIDO alta correspondiente a la corriente de reinicio de la memoria resistiva [21, 22]. Para cumplir con tal yo - V características no lineales, confirmamos la no linealidad ( NL ) y selectividad ( S ) de nuestros dispositivos y los de selectores de TS reportados previamente para evaluar su desempeño como selectores [14, 18, 21,22,23]. Aquí, definimos NL y S usando las ecuaciones. (1) y (2), respectivamente, de la siguiente manera:

NL se define como la relación de la corriente en V _th y la mitad de V _th . En el esquema de medio sesgo en la matriz de barras cruzadas, V _th se aplica a la celda de orientación mientras que la mitad de V _th se aplica a las celdas vecinas seleccionadas a medias. Por lo tanto, NL es fundamental para evitar el mal funcionamiento de la matriz de barras cruzadas durante las operaciones de programación / lectura. En contraste, S es la relación de la corriente en el estado ON y OFF en V _th , que representa el rendimiento del selector basado en TS. Ambas definiciones se utilizan ampliamente para comparar el rendimiento del dispositivo selector. Por lo tanto, grandes NL y S Se requieren valores para que la operación 1S1R suprima eficazmente la corriente de trayectoria de fuga.

Varios parámetros de conmutación, incluido NL y S en nuestros dispositivos y los selectores TS en la literatura se muestran en la Tabla 2. En el caso de D2, un aumento en la corriente OFF provoca una disminución significativa en NL y S . Por el contrario, la corriente D3 OFF es lo suficientemente baja como para que un valor superior a 10 ⁶ NL y S fueron adquiridos. Sin embargo, D2 y D3 solo pueden mostrar una característica TS con un I bajo _cc (<10 μA) porque TS pasó a la conmutación de memoria en un I más alto _cc . Es bien sabido que la mayoría de los dispositivos selectores de TS que utilizan filamento Ag están sujetos a una transición de conmutación de memoria no volátil en un I _cc mayor que 10-100 μA [23,24,25,26]. Cuando yo _cc es superior a 10-100 μA, se forma un filamento metálico robusto y estable que es difícil de romper espontáneamente en comparación con el filamento delgado e inestable formado en un I inferior _cc [26, 27]. Por lo tanto, varios métodos, como una estructura multicapa (Ag / TaO _x / TaO _y / TaO _x / Ag) y nanopuntos de Ag con plantilla en el dieléctrico, se han sugerido para obtener características de TS confiables a un I más alto _cc [21, 22].

Para observar el tamaño y la distribución de los átomos de Ag dentro del HfO _x Se realizaron análisis elementales de capa, HR-TEM y EDS en D2 y D3. La Figura 4 ayb (cyd) muestra imágenes HR-TEM en sección transversal de D2 (D3). Según las imágenes HR-TEM, es probable que el tamaño atómico de Ag se disperse uniformemente en el HfO _x matriz. No se observaron partículas de Ag distinguibles o grupos de Ag de unos pocos nanómetros de tamaño en ambos dispositivos. Además, el HfO _x La fase amorfa se confirmó mediante una imagen de transformada rápida de Fourier (FFT) como se muestra en los recuadros de la Fig. 4 by d. Sin embargo, la señal de Ag en los perfiles de línea indica la presencia de Ag en el HfO _x capa. Por tanto, se concluye que Ag en HfO _x se distribuiría en escala atómica. Se debe investigar la región de conmutación que incluye el nanofilamento de Ag; sin embargo, las características de TS son volátiles, por lo que en el futuro se debe intentar la observación de TEM in situ.

Análisis microestructural y composicional. un Imagen de sección transversal TEM de D2. b Imagen TEM ampliada de D2. El recuadro es la imagen FFT correspondiente. c Imagen de sección transversal TEM de D3. d Imagen TEM ampliada de D3. El recuadro es la imagen FFT correspondiente. Perfiles de línea elemental EDS de e D2 y f D3

Proponemos el siguiente mecanismo para los comportamientos de TS en nuestros dispositivos, como se muestra en la Fig. 5 ay b. El HfO _x dopado con Ag tal como se fabrica Las capas de conmutación tienen átomos de Ag distribuidos uniformemente en el HfO _x . Sin embargo, se espera que haya una distancia relativamente larga entre los átomos de Ag debido a la baja concentración de Ag en D2. La Figura 5a muestra el proceso EF a partir del D2 fabricado. Cuando se aplica un campo eléctrico al dispositivo en un estado prístino, los átomos de Ag en el HfO _x se puede oxidar en Ag ⁺ iones y migran a lo largo de la dirección del campo. El Ag ⁺ oxidado Los iones se reducen a átomos de Ag nuevamente en el otro electrodo de Pt, donde un filamento conductor de Ag puede crecer continuamente. Una vez que el filamento está conectado entre los dos electrodos, el dispositivo cambia a un estado ENCENDIDO desde un estado APAGADO. Durante el proceso de EF en D2, se podrían formar grupos de Ag más grandes debido al alto campo eléctrico. Se encontró que un campo eléctrico tan grande es suficiente para formar nanopartículas de Ag de varios nanómetros de diámetro a partir de la observación de TEM in situ en la literatura [14, 15]. Después de que se elimina el campo eléctrico aplicado, Ag en escala atómica se difunde en el HfO _x matriz, que indica que el dispositivo vuelve al estado APAGADO. Sin embargo, los grupos de Ag más grandes, que no pueden difundirse lo suficiente, permanecen en la ruta conductora. Por lo tanto, estos grupos de Ag residuales conducen a una mayor corriente de APAGADO en el siguiente estado de APAGADO. Por el contrario, en el caso del D3 fabricado como se muestra en la Fig. 5b, el filamento de Ag se forma sin formación de racimo de Ag porque el D3 funciona bajo un campo eléctrico bajo, lo que significa que el dispositivo puede mantener una corriente de apagado baja. Asimismo, cuando se elimina el campo eléctrico aplicado, el dispositivo vuelve al estado APAGADO debido a la ruptura espontánea del filamento de Ag que puede explicarse por el efecto Thomson-Gibbs de minimizar la energía interfacial entre un filamento y la matriz [15, 18 , 28]. En consecuencia, las características de TS bidireccionales se pueden lograr a través de una dinámica de difusión de iones / átomos de Ag repetible.

Mecanismo sugerido de TS en un dispositivo HfOx dopado con Ag. La primera formación / ruptura de filamentos de Ag para el comportamiento del TS en a EF-necesario (D2) y b Dispositivos sin EF (D3)

Para explicar la diferencia durante el proceso de EF, proponemos las siguientes ecuaciones. (3) y (4):

donde D es la difusividad, D ₀ es el factor preexponencial, E _mes es la barrera de migración con sesgo cero, k es la constante de Boltzmann, y T es la temperatura absoluta local. Para formar el filamento de Ag dentro del HfO _x capa, los iones Ag deben superar una barrera de migración para moverse hacia el electrodo polarizado negativamente. Cuando se aplica el sesgo externo, el campo eléctrico puede reducir la barrera de migración, E _m , lo que lleva a migraciones de iones a lo largo de la dirección del campo de la siguiente manera:

con una carga de electrones e , voltaje de polarización V _sesgo , HfO _x espesor de capa Z _cuadro y la distancia de salto de Ag en la z dirección ∆z . De hecho, los iones Ag pueden saltar en todas las direcciones con un sesgo cero. Sin embargo, consideramos el salto a lo largo de la z dirección en el proceso EF porque el dispositivo se puede poner en estado ENCENDIDO bajo el campo eléctrico alto donde los iones Ag saltan predominantemente a lo largo de la dirección del campo eléctrico. Para estimar la E _m , calculamos la distancia de salto de Ag ( ∆z ) como 0,67 nm en D2 y 0,45 nm en D3 de nuestros resultados experimentales de concentración de Ag y espesor de película. La barrera migratoria con sesgo cero, E _mes =3,02 eV, se utilizó a partir de la bibliografía [29]. En la primera formación del filamento Ag, se requirieron ~ 1.6 MV / cm de campo eléctrico en D2 y bajó la barrera de migración en 0.11 eV. Por el contrario, se requirieron ~ 0,4 MV / cm de campo eléctrico para la primera conmutación en D3 y se redujo la barrera de migración en 0,04 eV. Por tanto, la difusión de Ag es suficiente para formar el filamento de Ag en D3 a pesar de la menor reducción de la barrera debido a la corta distancia de salto y la alta concentración de Ag en comparación con las de D2. Sin embargo, debido a la distancia de salto relativamente larga en D2, se necesitaba una mayor reducción de la barrera para una difusión suficiente para formar el filamento de Ag. Una vez que se forma el filamento, debe romperse espontáneamente cesando el voltaje; sin embargo, el filamento de Ag no pudo difundirse completamente en su distribución inicial y, por lo tanto, la distancia de salto ∆z disminuye con respecto a la del D2 fabricado. Por lo tanto, este resultado condujo a un campo eléctrico reducido (~ 0,4 MV / cm) en la conmutación de umbral posterior. Cabe señalar que el espesor de la película afecta considerablemente la I - V características del dispositivo. Por lo tanto, confirmamos el proceso EF en los dispositivos con un grosor similar pero con una concentración de Ag diferente. Asimismo, los dispositivos exhibieron una transición de las características EF necesarias a las libres de EF a medida que aumentaba la concentración de Ag. Por lo tanto, se demostró que la concentración de Ag afecta esencialmente al proceso de EF controlando el campo eléctrico interno efectivo. Es decir, modular la concentración de Ag y, por lo tanto, la distancia de salto en el HfO _x Se requiere una capa para características TS sin EF con NL más grandes y S valores.