CC BY
56
Физика
УДК 538.935
МЕМРИСТОРНЫЕ СВОЙСТВА ТОНКОПЛЕНОЧНЫХ НАНОКОМПОЗИТОВ
Cox(TiO2)100-x, (Co41Fe39B20)x(TiO2)100-x
Ю.Е. Калинин, А.В. Ситников, В.В. Рыльков, К.Г. Королев, Г.С. Рыжкова
Методом ионно-лучевого распыления синтезированы пленки нанокомпозитов (Co41Fe39B2o)x(TiO2)1oo-x и Cox(TiO2)1oo-x толщиной 4-5 мкм. Осаждение проводилось при комнатной температуре на ситалловые подложки в атмосфере аргона с добавлением в рабочий газ кислорода с парциальным давлением 2,2 %. С использованием теневых масок сформированы структуры металл-нанокомпозит-металл для изучения транспортных свойств пленок в сильных электрических полях (>io4 В/см) в поперечной (вертикальной) геометрии. В результате исследований установлено, что обратимое изменение электрического сопротивления образцов при воздействии сильных электрических полей наблюдается при концентрации металлической фазы до порога перколяции. Введение кислорода 2,2 пар. % к давлению рабочего газа (аргона) при напылении пленки композита Cox(TiO2)loo-x увеличивает эффект резистивного переключения до 4ooo % и смещает концентрацию металлической фазы, соответствующей максимальному отклику системы, в область больших значений х « 6o^75 ат. %
Ключевые слова: мемристор, нанокомпозит, удельное электрическое сопротивление, сильное электрическое поле
Введение
Эффект переключения электрического сопротивления в некоторых материалах, заключающийся в обратимом переходе между высоко- и низкоом-ным состояниями под действием сильного электрического поля и протекающего заряда называется мемристорным, а элемент с данными свойствами мемристором (сокр. от «memory resistor» - резистор с памятью) [1-3]. Необходимым условием наличия у материала мемристорных свойств является обнаружение в нем нелинейных вольтамперных характеристик (ВАХ), обладающих гистерезисом. Хотя такого рода ВАХ были обнаружены в оксидных системах более 50 лет назад [1-3], а в нанокомпозитах металл-диэлектрик более 10 лет [4-7], идея использовать мемристоры для создания адаптивных вычислительных систем (или био-подобных - «bio-inspired»), а также многоуровневых элементов памяти, возникла сравнительно недавно [8-10].
Обычно в качестве функциональной структуры для исследования мемристорного эффекта выбирают геометрию конденсатора металл-диэлектрик-металл (МОМ) [11]. Диэлектрической фазой в МОМ структурах выступают такие оксиды металлов, как NiO [12], TiO2 [13-16], BiFeO3 [17,18], Cr2O3 [19] и др. В свою очередь оксидные пленки (обычно толщиной 10-50 нм) формируются двухслойными: один из слоев является предельным оксидом, а другой -соединением с недостатком атомов кислорода [1-3,
Калинин Юрий Егорович - ВГТУ, д-р физ.-мат. наук,
профессор, e-mail: [email protected]
Ситников Александр Викторович - ВГТУ,
д-р физ.-мат. наук, профессор, e-mail: sitnikov04 @mail.ru
Рыльков Владимир Васильевич - НИЦ
«Курчатовский институт», д-р физ.-мат. наук,
главный научный сотрудник, e-mail: [email protected]
Королев Константин Геннадьевич - ВГТУ,
канд. физ.-мат. наук, доцент, e-mail: [email protected]
Рыжкова Галина Сергеевна - ВГТУ, студент,
e-mail: sitnikov04 @mail.ru
20]. Основным механизмом изменения величины электрического сопротивления такой многослойной структуры является образование проводящих каналов при электромиграции кислородных вакансий в диэлектрической среде [1-3]. Важную роль в МОМ структурах играют восстановительно-
окислительные («redox») реакции. По этой причине в качестве металлических контактов обычно используют инертные металлы (Au или Pt) [1-3].
В данной работе представлены результаты исследования мемристорных свойств структур типа МОМ, в которых оксид заменен композитом COх(TiO2)l00-х или (Co4lFeз9B20)х(TiO2)l00-х толщиной 4-5 мкм, а в качестве контактов использована медь. Оказалось, что такого рода структуры демонстрируют многократно воспроизводимый эффект рези-стивного переключения величиной до 4000 %.
Выбор элементного состава нанокомпозитных систем был основан на нескольких предположениях. Во-первых, наиболее распространенным диэлектриком для создания структур, обладающих высокими значениями мемристорного эффекта, является оксид титана. Электромиграция кислородных вакансий под действием высоких значений напряженности электрического поля приводит к образованию проводящих каналов в TiO2, а источником этих дефектов выступает слой непредельного оксида ТЮ2-х. Следовательно, концентрация кислорода в диэлектрической фазе исследуемых композитных систем должна являться существенным фактором, влияющим на нелинейные и гистерезисные эффекты в композите. Изменение концентрации кислорода в нанокомпозитах осуществляется добавлением O2 в инертную рабочую атмосферу ионно-лучевого источника распыления в процессе осаждения гетерогенной пленки. Следующим, рассматриваемым в работе, фактором является наличие атомов бора. Атомы B имеют малый размер и высокую диффузионную подвижность. Поэтому можно предположить, что они будут активно участвовать в процессах электромиграции. При этом невысокое значение
энтальпии образования простейшего оксида BO позволяют атомам бора связывать кислород при его диффузии в диэлектрической матрице, что должно способствовать увеличению содержания дефектов типа кислородных вакансий. С другой стороны, бор, являясь элементом с предельной валентностью B+3 и замещая в узле оксидной матрицы Ti+4, будет приводить к дефекту противоположного знака (отрицательного) по отношению к кислородной вакансии. Выявить влияние бора на электрические свойства композитов в сильных электрических полях, также являлось целью представленных ниже исследований.
Образцы и методика эксперимента
Для измерения электрических свойств композитных пленок была изготовлена на ситалловой подложке структура металл - нанокомпозит - металл. Вначале на подложку наносили нижний металлический контакт, которым являлась пленка меди толщиной 1 мкм. Через теневую маску методом ионно-лучевого распыления составной мишени осаждали композит [21]. Мишень представляла из себя металлическую пластину либо Co, либо сплава Co4iFe39B20 размером 280х80х15 мм3 с закрепленными на ее поверхности 13 пластинами керамики TiO2 размером 80х10х3 мм3, расположенных неравномерно. Составная мишень крепилась на водо-охлаждаемое медное основание. В одном цикле напыления в качестве подложки использовали 4 си-талловых пластины размером 60х48х0,6 мм3, которые располагались в виде полоски размером 240х80 мм2 на расстоянии ~70 мм. Длинные оси подложки и мишени совпадали. Неравномерное расположение на поверхности мишени TiO2 навесок и соосное размещение мишени и подложки позволило в едином цикле нанесения формировать композит с различным соотношением металлической и диэлектрической фаз по длине подложки.
В качестве маски при осаждении композитного слоя использовали металлическую пластину размером 240х48 мм2 с отверстиями диаметром 5 мм, которые располагались 24 рядами по 6 отверстий в ряду. Состав композита варьировался от ряда к ряду и имел 24 градации. Толщина композита составляла 4-5 мкм. Верхние контактные площадки наносили также через металлическую маску с размером отверстий 0,5х0,2 мм2. Толщина верхнего медного контакта составляла около 1 мкм. При измерениях ВАХ использовали зондовая станция с микрометрической системой перемещения зондов.
Элементный состав пленок определяли с помощью энергодисперсионной рентгеновской приставки Oxford INCA Energy 250 на сканирующем электронном микроскопе JEOL JSM-6380 LV. Элементный состав, диапазон изменения металлической фазы композита и режимы распыления представлены в табл.
Для измерений электрических свойств пленок композитов в сильных электрических полях была разработана автоматизированная установка на базе источника программируемого питания MOTECH.
Для автоматизации процесса измерения и сбора данных было разработано программное обеспечение с использованием среды LabVIEW.
Элементный состав, диапазон изменения металлической фазы, режимы распыления наноком-позитов
Партия 1473 1479 1503
Формульное Cox(TiO2)100-x Cox(TiO2)100-x+O2 (Co40Fe40B20)x
обозначение (TiO2)100-x
Диапазон изменения металлической фазы
х, ат. % 37,9-76,8 37,9-76,8 15,3-71,0
Режимы получения
Раг, Торр 7.4-10-4, 7.4-10-4 8.4-10"4
Ро2, Торр 10-5 1.610-5 10-5
d, мкм 5 5 4
U, кВ 2.4 2.0 2.4,
I, мА 100 130 90
1комь А 2,7 2,7 4.0
РАг - рабочее давление аргона, Р02 - давление кислорода в процессе осаждения, d - толщина пленки нанокомпозита, и - напряжение на аноде, I - ток плазмы, 1ком - ток компенсатора заряда на мишени.
В этой среде содержится полный набор инструментов для сбора, обработки, представления и хранения данных эксперимента. Разработанная программа реализует два режима измерения ВАХ. В первом случае задается максимальное напряжение смещения на структуре, шаг изменения напряжения и время выдержки в каждом шаге программы. Временная зависимость напряжение смещения на структуре показана на рис. 1.
Рис. 1. Временная зависимость изменения напряжения смещения на образце (режим 1)
Измерения тока и напряжения при текущем значении проводили в конце цикла полевого воздействия в каждом шаге изменения напряжения на образце. Текущие значения Щ10 отображали в виде графика на экране монитора в режиме реального времени и записывали в сформированный файл данных.
Другой режим измерения ВАХ задает более сложный алгоритм изменения напряжения на исследуемом образце (см. рис.2). В этом режиме также фиксируются параметры и! и 11 после каждого шага изменения напряжения на образце, но кроме того дополнительно после каждого полевого воздействия регистрируются значения тока 1т1п1 при небольшом напряжении смещения ± ит1п. Значение напряже-
ния итш задается в программе и выбирается из условий линейности ВАХ в данном интервале электрических полей. При данном режиме измерений выводятся графики зависимостей Щ10 и Ктщ= итшДт^ от и Последняя характеристика является мерой изменения электрического сопротивления при высокополевом воздействии на образец. Кроме того, программа позволяет задавать ограничение по току (1тах), протекающему через образец.
U, В
Umin(Imin) ^ __ -Umin
t, с
Рис. 2. Временная зависимость изменения напряжения смещения на образце (режим 2)
В этом случае при достижении 1тах напряжение на образце не изменяется и сохраняет постоянное значение в течение времени, пока и! не станет меньше величины и=Кобр-1тах.
Кроме того, для изучения мемристорного эффекта была разработана дополнительная программа, позволяющая измерять временные зависимости изменения электрического сопротивления образца при фиксированном полевом воздействии. Временная зависимость полевого воздействия на образец представлена на рис. 3.
U, В
Umax 4—in
+Umin 0
At1 At2
Ui("i)
Umini(lmini)
т---Г"
1— At
-Umin
--Umax —i—■—i—
t, С
Рис. 3. Временная зависимость изменения напряжения смещения на образце (режим 3)
В программе задается напряжение высокополевого воздействия Umax и напряжение измерения электрического сопротивления образца Umin. Выбирается временной интервал At высокополевого воздействия при постоянной полярности приложенного к образцу напряжения. Внутри данного интервала задается время воздействия At1 напряжением
Umax и время измерения At2 при напряжении Umin. Такой алгоритм измерений позволяет изучать процесс релаксации электрического сопротивления образца при приложении к нему электрического поля высокой напряженности. Все измеряемые характеристики
(t, Ui, Ii, Uminb Imin и напряжение, подаваемое на реле) фиксируются в файле данных. На монитор компьютера в режиме реального времени выводится временная зависимость Rmin^ Umin/Imin^
Влияние сильных электрических полей на электрические свойства композитов
Гистерезисный характер ВАХ исследуемого материала является необходимым условием, указывающим на наличие в нем мемристорного эффекта. При измерении ВАХ использовался режим 1 ступенчатого изменения напряжение на образце, показанный на рис. 1. Измерения выявили наличие петли гистерезиса ВАХ во всех нанокомпозитных системах, исследуемых в данной работе. В качестве примера на рис. 4 представлена ВАХ композита Co69,2(TiO2)308, полученного с добавлением кислорода. При этом величина электрического сопротивления пленки изменяется обратимо (см. рис. 5). Кривая рис. 5 была измерена в режиме 2, используя временную зависимость полевого воздействия, показанную на рис. 2
0,40,2-
-1—■—I—00»
-0,8 -0,4^607'
? р'/
-0,4-
Imax (A)
0 0,4 0,8
Umax (V)
Рис. 4. ВАХ пленок композита Co69,2(TiO2)30 8, полученных при добавлении кислорода РО2= 1,6-10"5 Торр
^Ом
-1,0 -0,5
0,0
0,5
1,0
аВ
Рис. 5. Зависимость электрического сопротивления пленки композита Со692(ТЮ2)30,8, полученных при добавлении кислорода РО2=1,6-10"5 Торр, от величины высокополевого воздействия. Измерение проводилось при итт=0,1 В
4
2
Для нахождения значений изменения электрического сопротивления композитных пленок различного состава были исследованы временные зависимости электрического сопротивления в режиме 3 (см. рис. 3). При проведении измерений выбирались значения напряжений Umax, при которых достигалось максимальное изменение электрического сопротивления. На рис. 6 представлен пример полученных зависимостей.
Используя подобные зависимости для пленок композитов различного состава и концентрации металлической фазы, были рассчитаны величины относительного изменения электрического сопротивления, используя выражение
AR R
(Rmax—Rmin) Rmin
100 %,
где Яшах и Итш - максимальное и минимальное наблюдаемое электрическое сопротивление пленки после полевого воздействия. Полученные результаты сведены в концентрационные зависимости, представленные на рис. 7.
КОм
20 1510-
0
400
800
t,C
Рис. 6. Временная зависимость электрического сопротивления пленок композита Со69д(Т102)308, полученного при добавлении кислорода Ро2= 1,610-5 Торр. Измеренные Я проводились при ит1п=0,1 В, итах=1 В
Анализ кривых ДД/Д(х) показывает, что эффект наблюдается не во всем исследуемом диапазоне концентраций металлической фазы. Относительное изменение электрического сопротивления отсутствует в составах композитов, находящихся после порога перколяции. Это ожидаемый результат, поскольку электроперенос в таких композитах происходит по бесконечному металлическому кластеру из соприкасающихся гранул и диэлектрическая матрица не оказывает влияние на данный процесс. В композитах, расположенных до порога пер-коляции, лимитирующей электрическую проводимость является диэлектрическая фаза. Возможность создавать в диэлектрике в результате полевого воздействия обратимые структурные изменения, которые влияют на вероятность туннелирования электронов между металлическими гранулами, определяют наличие и величину относительного изменения электрического сопротивления композитов. С одной стороны, полученные результаты подтверждают наше предположение о наличии мемристор-ного эффекта в композитах до порога перколяции
(рис. 7 а, Ь), а с другой - отсутствие изменений АИ/И(х) при 45 < х < 60 ат. % (рис. 7 с) на первый взгляд не вполне закономерно. Для интерпретации полученного результата рассмотрим изменение структуры композита при добавлении в рабочий газ кислорода в процессе формирования пленки.
В зависимости от парциального давления реактивного газа происходят два процесса. Во-первых, до-окисляется соединение диэлектрической фазы, и во-вторых, на поверхности металлической гранулы формируется оксидная оболочка из элементов металлической фазы. Схематично данные изменения структуры представлены на рис. 8. Если композит формировался в атмосфере Аг (рис. 8 а), то матрица оксида титана имеет некоторый дефицит по кислороду и соединение можно рассматривать как Т10п с п < 2.
AR/R,%
806040200
AR/R,%
400020000-
38 40 42 44 46 Х,аТ%
b
50
60
70
Х,ат%
AR/R,% 6004002000-
с
20
30
40
Х,ат%
Рис. 7. Концентрационная зависимость относительного изменения сопротивления пленок композитов а -СОх(Т102)1оо-х, Ь - СОх(Т102)юо-х + О2, с -(Со40Ре40В20)х(ТЮ2)100_х после воздействия сильных электрических полей
Обратимое изменение структуры непредельного оксида под действием электрического поля высокого напряжения изменяет проводимость межгра-
нульной среды. При добавлении кислорода матрица доокисляется до состояния предельного оксида ТЮ2 (рис. 8 Ь) и приложенное напряжение не может изменить высокоомное состояние диэлектрика.
Рис. 8. Схематичное представление структуры пленок композита Сох(ТЮ2)100.х, полученных в атмосфере а - Аг, Ь - Аг+О2, с - Аг+02
Когда концентрация атомов металла становится такой, что между гранулами остается прослойка
из оксида кобальта, образованного на поверхности частицы (рис. 8 с), приложенное электрическое поле может существенно изменять электрическую проводимость межгранульной среды. Действительно, известно, что непредельные оксиды переходных металлов ^еОх, СоОх, №Ох) обладают заметными мемристорными свойствами [22].
Отметим, что в нашем случае по причине избытка металлических атомов окисленный слой на поверхности частицы Со не может быть предельным. Видно, что в композите (Со4^е40В20)х(ТЮ2)100-х относительное изменение электрического сопротивления под действием сильных электрических полей имеет несколько большую величину, чем в композите Сох(ТЮ2)100-х, полученном в аналогичных условиях (рис. 7 а и 7 с).
Таким образом, на мемристорные свойства тонкопленочных структур, полученных распылением в среде с добавлением реактивного газа, может влиять не только состав диэлектрической матрицы, но и металлические гранулы, входящие в состав композитного материала.
Заключение
Методом ионно-лучевого распыления синтезированы пленки композитов наночастиц кобальта и сплава Co4iFe39B20 в матрице оксида титана. Проведенные исследования мемристорного эффекта в синтезированных пленках Cox(TiO2)100-x, Cox(TiO2)i00-x+O2 и (Co40Fe40B20)x(TiO2)i00-x показали, что обратимое изменение электрического сопротивления образцов при воздействии сильных электрических полей наблюдается при концентрации металлической фазы до порога перколяции. Введение кислорода 2,2 пар. % к давлению рабочего газа аргона при осаждении пленки композита Cox(TiO2)100-x увеличивает мемристорный эффект до 4000 % и смещает концентрацию металлической фазы, соответствующей максимальному отклику системы, в область более высоких значений х = 60^75 ат. %. В композите (Co40Fe40B20)x(TiO2)100-x изменение электрического сопротивления образцов при воздействии сильного электрического поля более значительное, чем в композите Cox(TiO2)100-x, который получен в тех же условиях.
Работа выполнена при финансовой поддержке РНФ (проект № 16-19-10233).
Литература
1. Pershin, Y.V. Memory effects in complex materials and nanoscale systems [Текст] / Y.V. Pershin, M. Di Ventra // Advances in Physics.- 2011.- V.60(2).- P. 145.
2. Lee, J.S. Resistive switching phenomena: A review of statistical physics approaches [Текст] / J.S. Lee, S. Lee, T.W. Noh // Applied Physics Reviews.- 2015.- V.2(3).- 031303.
3. Ielmini, D. Resistive switching memories based on metal oxides: mechanisms, reliability and scaling [Текст] / D. Ielmini // Semicond. Sci. Technol.- 2016.- V.31.- 063002.
4. Свойства гранулированных нанокомпозитов металл-диэлектрик в сильных электрических полях и кластерные электронные состояния [Текст] / Л.В. Луцев, М.Н. Копы-
тин, А.В. Ситников, О.В. Стогней // Физика твердого тела.-2005.- Т. 47.- Вып. 11.- С. 2080-2090.
5. Диэлектрические и электрические свойства тонкопленочных наногетерогенных структур Co-LiNbO3 [Текст]/
C.А. Гриднев, А.Г. Горшков, М.Н. Копытин, А.В. Ситников, О.В. Стогней // Известия РАН. Серия физическая.- 2006.Т. 70.- № 8.- С. 1130-1133.
6. Копытин, М.Н. Электрическое сопротивление тонкопленочных композитов (Co41Fe39B2o)x(SiOn)1oo_x в высокополевом режиме [Текст] / М.Н. Копытин, А.В. Ситников, О.В. Стогней // Вестник Воронеж. гос. техн. ун-та. Сер. Материаловедение.- 2003.- Вып. 1.13.- С. 32-37.
7. Копытин, М.Н. Влияние высоких электрических полей на магниторезистивный эффект в гранулированных нанокомпозитах Co41Fe39B20-SiOn [Текст] / М.Н. Копытин, О.В. Стогней, А.В. Ситников // Вестник Воронеж. гос. техн. ун-та. Сер. Материаловедение.- 2005.- Вып. 1.17.- С. 76-79.
8. Strukov, D.B. The missing memristor found [Текст]/
D.B. Strukov, G.S. Snider, D.R. Stewart, R.S. Williams // Nature.- 2008.- V.453.- P. 80-83.
9. Freitas, R.F. Storage-class memory: The next storage system technology [Текст] / R.F. Freitas, W.W. Wilcke // IBM J. Res. & Dev.- 2008.- Vol.52.- № 4-5.- Р. 439-447.
10. Ha, S.D. Adaptive oxide electronics: A review [Текст] / S.D. Ha, S. Ramanathan // J. Appl. Phys.- 2011.- V.110 (7), 071101.
11. Пергамент, А.Л. Электронное переключение в тонких слоях оксидов переходных металлов [Текст] / А.Л. Пергамент, С.Д. Ханин // Известия РГПУ им. А. И. Герцена.-2007.- Т. 7.- № 26.- С. 69-85.
12. Lee, S. R. Role of oxygen vacancies formed between top electrodes and epitaxial NiO films in bipolar resistance switching [Текст] / S.R. Lee, H.M. Kim et al. // Current Applied Physics.- 2012. - Vol. 12.- Is. 2.- P. 369-372.
13. . Oxygen ion drifted bipolar resistive switching behaviors in TiO2-Al electrode interfaces [Текст] / Y. Ho Do, J. Sik Kwak et al. // Thin Solid Films.- 2010.- Vol. 518.- P. 4408-4411.
14. . TiN electrode-induced bipolar resistive switching of TiO2 thin films [Текст] / Y. Ho Do, J. Sik Kwak et al. // Current Applied Physics.- 2010.- Vol. 10.- P. 71-74.
15. Freitas, R.F. Storage-class memory: The next storage system technology [Текст] / R.F. Freitas, W.W. Wilcke // IBM J. Res. & Dev.- 2008.- Vol.52.- № 4-5.- Р. 439-447.
16. Mähne, H. The influence of crystallinity on the resistive switching behavior of TiO2 [Текст] / H. Mähne, S. Slesazeck et al. // Microelectronic Engineering.- 2011.- Vol. 88.-P. 1148-1151.
17. Chen, S. Unipolar resistive switching behavior of BiFeO3 thin films prepared by chemical solution deposition [Текст] / S. Chen, J. Wu // Thin Solid Films.- 2010.- Vol. 519.-P. 499-504
18. Nonvolatile bipolar resistive switching in Au/BiFeO3/Pt [Текст] / Y. Shuai, S. Zhou et al. // J. Appl. Phys.- 2011.-Vol. 109.- 124117.
19. Bipolar resistive switching of chromium oxide for resistive random access memory [Текст] / S.-C. Chen, T.-C. Chang et al. // Solid State Electronics.- 2011.- Vol. 62.- Is. 1.- P. 40-43.
20. Weiser TEAM: Thrshold Adaptive Memristor Model [Текст] / Kvatinsky Shahar, Eby G. Friedman, Kolodn Avinoam, and C. Uri // IEEE Transactions on Circuits and Systems—I: regular papers.- 2013.- V. 60.- N. 1.- P.211-221.
21. Структура и электрические свойства аморфных нанокомпозитов (Co45Fe45Zr10)x(SiO2)100-x [Текст] / Ю.Е. Калинин, А.Н. Ремизов, А.В. Ситников, Н.П. Самцова // Перспективные материалы.- 2003.- № 3.- C. 62-66.
22. Yang, J.J. Memristive devices for computing [Текст] / J.J. Yang, D.B. Strukov, D.R. Stewart // Nature Nanotechnology.-2013.- V.8.- P. 13-24.
Воронежский государственный технический университет Национальный исследовательский центр «Курчатовский институт»
MEMRISTOR PROPERTIES OF THIN-FILM NANOCOMPOSITES Cox(TiO2)100-x, (Co41Fe39B20)x(TiO2)100-x
Yu^. Kalinin, Doctor of Physical and Mathematical Sciences, Full Professor, Voronezh State Technical University, Voronezh, Russian Federation, e-mail: [email protected]
A.V. Sitnikov, Doctor of Physical and Mathematical Sciences, Full Professor, Voronezh State Technical University, Voronezh, Russian Federation, e-mail: sitnikov04@mail. ru
V.V. Rylkov, Doctor of Physical and Mathematical Sciences, Chief Researcher, National Research Centre «Kurchatov Institute», Kurchatov, Russian Federation, e-mail: [email protected]
K.G. Korolev, Candidate of Physical and Mathematical Sciences, Docent, Voronezh State Technical University, Voronezh, Russian Federation, e-mail: [email protected]
G.S. Ryzhkova, Student, Voronezh State Technical University, Voronezh, Russian Federation, e-mail: [email protected]
Nanocomposite Co^TiO^oo^ and (Co^Fe^B^^TiO^TO^ films with the thickness of 4-5 ^m have been deposited by the method of ion-beam sputter deposition. The film deposition has been performed on the glassceramic substrates at the room temperature in the argon atmosphere with addition of oxygen with the partial pressure of 2.2 %. The met-al/nanocomposite/metal structures for study of the film transport properties in strong electric fields (>104 V/cm) have been formed in transverse geometry using shadow masks. Reversible change of the sample resistance at the electric field action has been observed at the metal phase concentration bellow the percolation threshold. Addition of oxygen with the partial pressure of 2.2 % at the composite Co^TiO^oo^ film deposition increases effect of resistive switching_up to 4000% and shifts the metal phase concentration appropriate for the system maximum response to the region of grater х «60^75 at. % Key words: memristor, nanocomposite, electrical resistivity, strong electric field
References
1. Pershin Y.V., Di Ventra M. Memory effects in complex materials and nanoscale systems // Advances in Physics. -2011. - V.60(2). - P.145.
2. Lee J.S., Lee S. & Noh T.W. Resistive switching phenomena: A review of statistical physics approaches // Applied Physics Reviews. - 2015. - V.2(3). - 031303.
3. Ielmini D. Resistive switching memories based on metal oxides: mechanisms, reliability and scaling // Semicond. Sci. Technol. - 2016. - V.31. - 063002.
4. Lucev L.V., Kopitin M.N., Sitnikov A.V., Stognei O.V. Svoystva granulirovannykh nanokompozitov metall-dielektrik v sil'nykh elektricheskikh polyakh i klasternyye elektronnyye sostoyaniya [The properties of granular metal-dielectric nanocomposites in strong electric fields and cluster electronic states] // Fizika tverdogo tela. - 2005. - Vol. 47. - N. 11. - P. 2080 2090.
5. Gridnev S.A., Gorshkov A.G., Kopitin M.N., Sitnikov A.V., Stognei O.V. Dielektricheskiye i elektricheskiye svoystva tonkoplenochnykh nanogeterogennykh struktur Co-LiNbO3 [Dielectric and electrical properties of thin film nano-heterogeneous structures Co-LiNbO3] // Izvestiya RAN. Seriya Fizicheskaya. - 2006. - Vol. 70. - № 8. - P. 1130-1133.
6. Kopitin M.N., Sitnikov A.V., Stognei O.V. Elektricheskoye soprotivleniye tonkoplenochnykh kompozitov (Co41Fe39B2o)x(SiOn)1oo-x v vysokopolevom rezhime [The electrical resistance of the thin film composites (Co41Fe39B2o)x(SiOn)1oo-x in the high-field mode] // Vestnik Voronezhskogo gosudarstvennogo tekhnicheskogo universiteta. Ser. Materialovedeniye. - 2003. - Vol. 1.13. - P. 32-37.
7. Kopitin M.N., Sitnikov A.V., Stognei O.V. Vliyaniye vysokikh elektricheskikh poley na magnitorezistivnyy effekt v granulirovannykh nanokompozitakh Co41Fe39B20-SiOn [Effect of high electric fields on the magnetoresistive effect in granular nano-composites Co41Fe39B20-SiOn] // Vestnik Voronezhskogo gosudarstvennogo tekhnicheskogo universiteta. Ser. Materialovedeniye. - 2005. - Vol. 1.17. - P. 76-79.
8. Strukov D.B., Snider G.S., Stewart D.R., Williams R.S. The missing memristor found // Nature. - 2008. - V.453. -P. 80-83.
9. Freitas R.F., Wilcke W.W. Storage-class memory: The next storage system technology // IBM J. Res. & Dev. -2008. - Vol. 52. - № 4-5. - P. 439-447.
10. Ha S.D., Ramanathan S. Adaptive oxide electronics: A review // J. Appl. Phys. - 2011. - V.110 (7). - 071101.
11. Pergament A.L., Hanin S.D. Elektronnoye pereklyucheniye v tonkikh sloyakh oksidov perekhodnykh metallov [Electronic switching in thin layers of transition metal oxides] // Izvestiya RGPU im. A. I. Gertsena. - 2007. - Vol. 7. - № 26.
- P. 69-85.
12. Lee S. R., Kim H. M. et al. Role of oxygen vacancies formed between top electrodes and epitaxial NiO films in bipolar resistance switching // Current Applied Physics. - 2012. - Vol. 12. - Is. 2. - P. 369-372.
13. Ho Do Y., Sik Kwak J. et al. Oxygen ion drifted bipolar resistive switching behaviors in TiO2-Al electrode interfaces // Thin Solid Films. - 2010. - Vol. 518. - P. 4408-4411.
14. Ho Do Y., Sik Kwak J. et al. TiN electrode-induced bipolar resistive switching of TiO2 thin films // Current Applied Physics. - 2010. - Vol. 10. - P. 71-74.
15. Freitas R. F., Wilcke W. W. Storage-class memory: The next storage system technology // IBM J. Res. & Dev. -2008. - Vol.52. - № 4-5. - P. 439-447.
16. Mähne H., Slesazeck S. et al. The influence of crystallinity on the resistive switching behavior of TiO2 // Microelectronic Engineering. - 2011. - Vol. 88. - P. 1148-1151.
17. Chen S., Wu J. Unipolar resistive switching behavior of BiFeO3 thin films prepared by chemical solution deposition // Thin Solid Films. - 2010. - Vol. 519. - P. 499-504.
18. Shuai Y., Zhou S. et al. Nonvolatile bipolar resistive switching in Au/BiFeO3/Pt // J. Appl. Phys. - 2011. - Vol. 109.
- 124117.
19. Chen S.-C., Chang T.-C. et al. Bipolar resistive switching of chromium oxide for resistive random access memory // Solid State Electronics. - 2011. - Vol. 62. - Is. 1. - P. 40-43.
20. Shahar Kvatinsky, Eby G. Friedman, Avinoam Kolodn, and Uri C. Weiser TEAM: Threshold Adaptive Memristor Model// IEEE Transactions on Circuits and Systems-I: regular papers. - 2013 - V. 60. - N. 1. - P.211-221.
21. Kalinin Yu.E., Remizov A.N., Sitnikov A.V., Samtcova N.P. Struktura i elektricheskiye svoystva amorfnykh nanokompozitov (Co45Fe45Zr10)x(SiO2)100-x [The structure and electrical properties of amorphous nanocomposite (Co45Fe45Zr10)x(SiO2)100-x] // Perspektivnyye materialy. - 2003. - № 3. - P. 62-66.
22. Yang J.J., Strukov D.B., and Stewart D.R. Memristive devices for computing // Nature Nanotechnology. - 2013. -V. 8. - P. 13-24.
