基于金属控制的界面工程技术使得SrTiO3忆阻器设备具备多功能性

《Journal of Materials Chemistry C》：Metal-driven interface engineering enables multi-functionality in SrTiO3 memristor devices

　　金属电极的选择以及对金属/氧化物界面形态的可能修改，对忆阻器件中活性切换层的行为有着至关重要的影响。然而，这种相互作用在很大程度上仍然未被探索和充分理解。在这里，我们系统地研究了各种商业上流行的金属电极，并将其界面特性与SrTiO3钙钛矿逻辑忆阻器器件进行了关联。利用高角环状暗场（HAADF）扫描电子显微镜（STEM）成像技术，我们发现由Ag、Al和Co电极形成的较厚且化学活性较高的界面层增强了氧空位的调制，从而导致了显著的负微分电阻（NDR）行为、更大的电阻切换窗口以及更高的Ion/Ioff比率。相反，由Pd和Ti以及Cr、Cu和Ni形成的较薄界面则表现出较弱的或不存在的NDR现象，并且切换对比度降低。结合密度泛函理论（DFT）和量子输运计算的原子级模拟显示，具有低氧化物形成焓的金属促进了界面氧化层的形成，使得氧空位的重新分布能够调节电子注入到SrTiO3中。相比之下，尖锐且对称的界面抑制了由空位驱动的导电调制，这与实验观察到的无明显切换和NDR现象一致。我们的发现强调了界面工程在增强SrTiO3忆阻器用于多功能存储和类脑计算应用中的关键作用。

引言

由于非易失性、高可扩展性、低功耗以及模拟突触可塑性的模拟切换行为，电阻式切换器件（通常称为忆阻器）处于新兴存储和类脑计算技术的前沿。在各种材料平台中，过渡金属氧化物（TMOs），如SrTiO3，因其缺陷化学性质明确、钙钛矿稳定性以及与CMOS工艺的兼容性而脱颖而出。尽管已有大量研究致力于通过化学计量控制和掺杂来调整氧化物层的切换属性，但相对较少关注金属/氧化物界面的影响，尽管该界面在电荷注入、氧化还原动态和界面驱动的切换机制中起着关键作用。特别是，金属电极的选择深刻影响了界面化学性质、势垒轮廓以及界面处的缺陷动态，这些因素是决定器件行为的关键因素，如RS窗口、耐久性、可变性和电双稳态，包括负微分电阻（NDR）。然而，关于不同金属电极如何调节基于SrTiO3器件的NDR和电阻切换特性的系统研究还很不充分。鉴于NDR是一种重要的非线性现象，它能够实现振荡、信号放大和类神经元行为，但在氧化物忆阻器中仅被零星报道，对其起源或对界面结构的依赖性缺乏机制性的理解，这一知识空白尤为重要。此外，类脑功能，如短期可塑性和自适应学习，是开发受大脑启发的计算的核心，往往在孤立的设备配置中演示，而没有理解电极材料如何影响这些功能的表现。弥合这一差距对于合理设计集成存储与认知计算能力的多功能忆阻器至关重要。在这项研究中，我们通过比较Pd、Cr、Ti、Cu、Ni、Ag、Al和Co金属电极，系统地探讨了金属电极选择对基于金属/SrTiO3的忆阻器的电阻切换和非线性电行为的影响。我们证明了NDR和电阻切换行为的出现和强度强烈依赖于界面特性，这些特性受到金属界面化学反应性和氧化倾向的调节。利用高角环状暗场（HAADF）STEM成像技术，我们揭示了界面层厚度与NDR程度、电阻切换窗口和Ion/Ioff比率之间的直接关联。为了阐明电阻切换行为的起源，我们进行了密度泛函理论（DFT）计算和量子输运模拟。除了存储性能外，我们进一步展示了具有较厚和更具反应性的界面的器件表现出学习-遗忘-再学习行为，这表明突触可塑性的调节具有界面起源。这些发现共同揭示了通过电极选择进行界面工程是调节氧化物忆阻器中非线性和存储特性的一个强大但尚未充分探索的手段。我们的工作不仅深化了对SrTiO3器件中电阻切换和NDR的机制理解，而且还建立了一个将电极选择与器件功能联系起来的统一框架，为通过战略性材料选择来共同优化存储和类脑性能提供了途径。

结果与讨论

图1a展示了我们的多功能器件的示意图，其中SrTiO3薄膜夹在顶部和底部的金属电极之间。我们使用聚焦离子束（FIB）切割了一个新鲜的器件，并制造了80纳米厚的薄片（图1b）。然后，我们获取了高角环状暗场（HAADF）横截面扫描电子显微镜（STEM）图像。图像确认了器件的结构确实对应于垂直堆叠的Metal/SrTiO3/基底。SrTiO3薄膜的物理厚度约为15纳米。此外，还获取了器件的高分辨率横截面透射电子显微镜（TEM）图像，这些图像确认了SrTiO3薄膜的正确晶体结构（图1c）。沿001区轴记录了SrTiO3的选区电子衍射（SAED）图案。该图案显示出尖锐的、均匀间隔的衍射点，排列成正方形对称性，与立方钙钛矿结构一致（图1d）。最初，我们研究了带有Co顶部电极的SrTiO3器件的结构。高分辨率横截面形态图像和能量色散谱仪（EDS）深度剖面显示在图1e中。图像确认了我们的器件结构对应于垂直堆叠的Au/Co/SrTiO3异质结构（简称Co/SrTiO3），并且EDS图谱确认了异质结构中Sr、Ti、O、Au和Co的分布。Co/SrTiO3器件在室温下的电流-电压（I–V）特性显示了典型的NDR行为。接下来，我们将最小偏置电压窗口从-5伏变化到-1伏，同时将最大偏置电压固定在7伏（图1g）。器件显示出单极NDR行为，I–V特性显著依赖于最小电压值，因为在小电压下，NDR行为不可见，随着电压增加到Vmin = -5伏，我们观察到了最强烈的NDR行为。如图1h所示，NDR窗口依赖于偏置宽度，其中峰值和谷值电压（例如VP和VV）随着最小偏置电压的增加而向更正的电压移动。提取了偏置窗口宽度上的峰值和谷值电压演变（点），并且拟合曲线（实线）显示了指数行为（图1i）。同样，峰值到谷值（PVR）在偏置宽度上也呈现出指数增加（图1j），在Vmin = -5伏时从1增加到2.2（相当于偏置窗口为10伏）。峰值/谷值电压和PVR随偏置窗口增加的这种指数演变可以归因于金属/SrTiO3界面上的电场驱动的载流子传输增强，这可能导致了场依赖的隧穿和陷阱辅助的传导。

图1

金属/SrTiO3异质结NDR器件的结构和电特性。(a) 金属/SrTiO3异质结的示意图。(b) 金属/SrTiO3异质结的横截面HADDF-STEM图像。(c) SrTiO3的HR-TEM图像显示其晶体结构，(d) 显示了相应区域的电子衍射图案。(e) EDS深度剖面，(f) 具有尖锐和厚界面的器件的I–V特性。(g) 不同Vmin下的I–V特性的单极NDR行为，(h) 放大的NDR区域。(i) 和 (j) 偏置窗口上的峰值/谷值电压和PVR值的提取与拟合。在图1中呈现的基础材料和结构特性的基础上，我们接下来研究了顶部金属电极的选择如何影响我们的金属/SrTiO3器件的电行为。为了系统地探讨这一点，我们首先使用 Noble金属和活性金属（包括Pd、Ti、Ag、Al和Co）作为电极来制造SrTiO3器件。然后，在T = 25°C和室温条件下测量了每个器件的电特性。包含Pd和Ti电极的器件表现出类似肖特基的I–V特性，没有任何NDR行为的迹象（图2a）。在峰值电流下提取了各种金属/SrTiO3器件的电流指数，并将其归一化到带有Co电极的参考器件。左侧列中的指数表示在相同条件下不同金属电极的相对电流水平。相比之下，在带有Ag、Al和Co电极的器件中观察到了明显的NDR特征，这种效应的强度按Ag < Al < Co的顺序增强。施加负电压扫描至-5伏会导致从高电阻状态（HRS）过渡到低电阻状态（LRS），而施加正电压扫描至5伏会将器件重置回HRS。带有Pd和Ti电极的器件表现出较弱的电阻切换，而带有Ag、Al和Co电极的器件则观察到了显著增强的切换行为（图2b）。为了理解这些差异的起源，我们进行了高角环状暗场（HAADF）扫描电子显微镜（STEM）来检查每种金属与SrTiO3之间的界面，如图2c所示。Pd和Ti形成了非常尖锐和突出的界面，对下面的SrTiO3仅有最小的结构或化学修饰。相比之下，Ag、Al和Co形成了逐渐变厚和更分散的界面区域。请注意，这里展示了代表性的HADDF-STEM图像，每种金属的完整图像集提供在图S1中。有趣的是，尽管随着界面厚度的增加，NDR和切换效应变得更强，但NDR窗口（即NDR发生的电压范围）并没有单调增加。最宽的NDR窗口观察到了基于Ag的器件，随后在Al和Co器件中逐渐缩小，尽管它们的界面更厚。这表明可能存在一个最佳的界面厚度，以最大化NDR操作的电压范围。尽管如此，最显著的NDR（例如，通过PVR值测量）和最强的电阻切换行为（例如，最大的Ion/Ioff比率）是在基于Co的器件中实现的，这些器件的界面层是最厚的。还评估了其他电极，包括Cr、Cu和Ni，所有这些电极都表现出类似肖特基的I–V特性，但没有显示出任何NDR行为（图S2）。此外，这些电极的电阻切换性能比更具活性的对应电极（如Ag、Al和Co）要弱（图S3）。图2d-f分别展示了PVR、NDR窗口和Ion/Ioff比率与界面厚度的定量依赖性。观察到的界面厚度与电性能之间的相关性表明，界面本身作为一个活性层，促进了NDR和电阻切换。较厚的界面区域可能支持更多的缺陷形成，特别是在金属/SrTiO3界面处生成氧空位。不同金属的界面宽度变化的误差条图显示在图S4中。在一些带有Co电极的器件中，观察到Co/SrTiO3界面处有局部圆顶状特征（图S5）。我们将这种圆顶状界面区域归因于在高电偏压下电极在SrTiO3界面的局部氧化。这导致氧空位的非均匀重新分布和相应的局部化学计量变化，从而调节了界面注入势垒并产生了观察到的电阻切换和NDR行为。在这种情况下，切换起源于界面的动态演变，而不是导电丝的形成和断裂。相比之下，具有更尖锐和化学更稳定界面的器件，如Pd和Ti，没有表现出类似的行为，可能是因为它们不支持类似的界面缺陷演变或空位重新分布。重要的是要注意，氧化物形成倾向并不转化为严格单调的电响应。虽然增加界面氧化物厚度通常会增强NDR强度和切换性能，但NDR窗口并不遵循相同的趋势，表明对界面属性有更复杂的依赖性。这表明存在一个最佳的界面状态，其中缺陷密度和载流子传输之间的平衡最大化了器件性能。因此，所提出的设计框架应该被视为基于趋势的指导，而不是严格单调的规则，确保了基于物理的、非泛化的理解。此外，在解释观察到的单极NDR时，还仔细考虑了其他机制可能的影响，如热效应、陷阱辅助隧穿（TAT）和界面势垒调制。鉴于相对较低的工作电流和切换行为的高可重复性，热效应不太可能占主导地位。同样，TAT通常会导致平滑的非线性导电，而不是这里观察到的独特单极NDR现象。虽然界面势垒调制可以影响载流子注入，但在我们的设备中，它本质上是由偏压驱动的氧空位在界面氧化物层内的迁移所控制的。因此，单极NDR行为主要由氧空位动态控制，其他机制可能在次要位置起作用。我们澄清，在正偏压下的NDR和在负偏压下的电阻切换都源于相同的界面控制的氧空位动态，而不是不同的机制。在负偏压下，氧空位向界面迁移，降低了势垒并引发了SET到LRS的转变。在正偏压下，部分空位从界面移开，导致注入势垒的非单调调制，从而在有限的电压范围内产生NDR。根据扫描幅度和设备历史，这一过程可以表现为NDR或演变为完全的RESET。总的来说，这两种行为都一致地可以通过偏压依赖的界面氧空位重新分布来解释。为了评估SrTiO3厚度对I-V特性的可能影响，我们进行了截面STEM成像，结果显示了一个均匀的SrTiO3层（约15纳米），在不同用于设备制造的样品中具有高度相似的形态，证实了薄膜的生长是一致的（图S6）。总的来说，这些发现强调了界面工程在基于氧化物的纳米电子设备中的关键作用。通过仔细选择电极材料和控制界面结构，可以调节关键的非线性电学行为，为优化存储、逻辑和神经形态计算应用程序的设备功能提供了一种强大的方法。图2。

金属/SrTiO3异质结的电学特性和界面依赖性能。(a) I-V特性，(b) 存储性能，(c) 带有Pd、Ti、Ag、Al和Co的SrTiO3异质结的截面HADDF-STEM图像。(d) PVR和(e) NDR窗口宽度，以及(f) 离子/Ioff比率随界面宽度的变化。左列中各种金属/SrTiO3设备的电流指数均以Co电极为参考设备进行了归一化。图3提供了使用五种不同顶电极（Pd、Ti、Ag、Al和Co）的设备的电阻切换性能的比较评估。在图3a中，显示了代表性活性金属和贵金属Co和Al以及Pd在10,000秒内的保持测量结果。我们的观察表明，虽然低电阻状态（LRS）在所有设备中相对稳定，但高电阻状态（HRS）随金属类型而显著变化。这可以归因于LRS导电主要受体块或内在通道属性的控制，而HRS对界面电子结构、陷阱状态和势垒高度更敏感，这些因素随金属反应性和界面化学性质而变化。尽管存在这种变化，所有设备都表现出分离良好且稳定的电阻状态，漂移最小，证实了可靠的非易失性存储特性。超过200周期的耐久性测试（图3b）进一步证实了所有设备中的稳定切换，以及在重复的SET/RESET操作过程中HRS和LRS状态的清晰保持。在离子/Ioff比率（图3c）中观察到一个显著的区别，这些比率随电极类型而显著不同。使用Co和Al电极的设备表现出最高的切换比率，而Pd、Ti、Cu、Cr和Ni显示出更适中的对比度。界面属性主要决定了这种差异。Co、Al和Ag是化学活性的金属，更容易与氧化物表面形成原生氧化物或发生界面反应，从而导致更厚的或电子调制更强的界面层。这些改变的界面可能增强了电荷捕获、势垒调制或缺陷状态的局部重新分布，从而产生了更强的电阻切换。相比之下，Pd、Ti和Ag形成了更清晰或更惰性的界面，抑制了这些效应，导致较弱的RS行为。此外，VSET和VRESET的分布（图S7）在循环之间和不同设备之间显示出良好的一致性。这种一致性表明，无论使用哪种电极金属，都是由界面驱动的切换机制稳定的。图3。

具有不同金属电极的SrTiO3设备的保持性、耐久性和切换特性。(a) 三种代表性金属的保持性，以及(b) 较薄的Pd和较厚的Co和Al界面的耐久性性能。(c) 电流开/关比率，以及(d)–(f) PVR、电流开/关比率和NDR窗口。Co和Al设备的这种增强性能归因于这些金属的活性化学性质，它们促进了与切换层（可能是SrTiO3）的更强界面相互作用。Al和Co都容易形成原生氧化物或发生界面氧化还原反应，从而形成更厚和化学反应性更强的界面层，这一特征也在前面章节的HAADF-STEM分析中观察到。这些界面层可以作为氧空位生成和迁移的储存库或促进剂，这对在电阻切换设备中形成和断裂导电细丝至关重要。此外，Co和Al设备中的活性界面有助于稳定导电路径的形成和溶解，从而增强了HRS和LRS之间的对比度，提高了保持稳定性，并使得切换事件更加清晰和可重复。相比之下，使用Pd和Cr等惰性或反应性较低的金属的设备倾向于形成清晰、干净的界面，混合较少，限制了氧空位的形成并抑制了细丝状导电。此外，Co接触的圆顶形状及其与SrTiO3层的共形界面（图S5），可能是由于电极和SrTiO3之间氧的广泛迁移/积累而形成的。这一观察进一步通过直接将界面形态与增强的电阻切换和明显的NDR行为联系起来，支持了我们的假设。为了评估设备间的可重复性，我们对每种金属电极的20个设备的关键性能指标（PVR、Ion/Ioff比率和NDR窗口宽度）进行了统计分析，结果总结在图3d–f中。分布显示每个金属组内部具有高程度的一致性，大多数设备在所有三个参数上都显示出紧密聚集的值。这种狭窄的分布不仅证实了测量特性的稳健性，也加强了在不同金属中观察到的系统趋势。特别是，电极类型之间的明显分离表明，电学行为是由内在的、依赖于金属的界面属性控制的，而不是随机变化。为了深入了解SrTiO3设备中的界面调制电阻切换，我们进行了一系列原子模拟。首先，我们使用密度泛函理论（DFT）计算了Pd、Ti、Co、Ag和Al电极处氧化物形成的反应焓（图S8）。最低的形成焓（氧化物最有可能形成）分别是Al2O3、Co3O4和TiO2。这一发现表明，测量中观察到的圆顶状区域可能对应于在金属-SrTiO3界面形成的氧化物。同样，PdO的较高形成焓与尖锐的Pd–SrTiO3界面相符。在确定了具有最高界面调制潜力的电极后，我们构建了具有尖锐界面的设备的电阻切换模型，以Pd电极为例，以及在可能形成氧化层的设备中，例如在基于Al的设备中。该模型基于在静态设备原子结构上进行的DFT计算，随后将其传递给量子传输求解器，该求解器为给定应用电压输出电流值。在这两种情况下，我们都假设SrTiO3是亚化学计量的，即含有少量（约3.8%）的氧空位，这些空位是在图2a所示过程中产生的。这些氧空位在顶部电极施加正（负）偏压时向Au电极迁移。这种迁移可能导致导电性调制，如参考文献30中所演示的。我们构建了在其中一个电极（Pd或Au）处积累空位的结构，或者在基于Al的设备中，在Al2O3–SrTiO3界面和Al2O3层内。此外，我们只考虑了具有TiO2终止面的结晶SrTiO3，因为已经证明这种终止面可能表现出界面型切换。

首先，我们评估了在Pd–SrTiO3–Au设备中空位迁移引起的电阻切换的可能性。如图S9所示，在?1 V时计算的两个空位分布的电流值略有不同。在0.5 V的正偏压下，电流相差两个数量级，但它们都处于低电流范围内。基于这些结果，我们排除了仅通过空位迁移在Pd–SrTiO3–Au设备中发生电阻切换的可能性，这与图2b中显示的设备I–V特性完全一致。这种行为的原因是其中一个电极缺乏界面区域，以及这两个电极的工作函数相似，导致了一个相当对称的设备，在这种设备中无法通过氧空位迁移实现导电调制。接下来，我们分析了在不同位置存在氧空位的Al–SrTiO3–Au设备中的导电调制。在这种情况下，我们假设在Al–SrTiO3处形成了一层薄（1.5纳米长）的Al2O3，这由TEM测量和计算的氧化物形成焓所暗示。对于这两种极性，最高电流都是在Al2O3层内存在空位的情况下获得的（图4a）。如局部态密度（LDOS）图所示，从Al电极向SrTiO3导带注入电子在这种情况下得到了促进，因为Al2O3中的氧空位使这一层具有导电性。另一方面，在相反的Au电极处积累空位的情况下，电流最低（图4b）。在这种情况下，Al2O3层起到了电子传输的屏障作用。这两种配置的大开/关比率（对于正负偏压都是如此）（图4d）与图2b中呈现的I–V测量结果一致。此外，聚集在Al2O3–SrTiO3界面处的空位配置表现出中等大的电流（图4c和d），因为现在通过界面处的氧空位状态促进了通过Al2O3层的传输。因此，我们已经证明，通过氧空位迁移调制氧含量是设备中电阻切换的合理机制。此外，我们注意到空位迁移的方向与图2b中使用的偏压方案一致，进一步加强了我们的模型。作为另一种机制，改变界面氧化物层的宽度也可能导致电阻切换行为。然而，探索这种现象超出了本工作的范围。图4。

具有氧空位的Al–Al2O3–SrTiO3–Au设备的原子建模和传输特性。(a) 具有氧空位的Al–Al2O3–SrTiO3–Au设备的原子结构及其相应的局部态密度（LDOS）图，其中氧空位位于Al2O3界面层（用粉色显示），(b) 在SrTiO3–Au界面，以及(c) 在Al2O3–SrTiO3界面。黄色和蓝色区域分别表示高和低DOS。红色箭头表示从Al电极到SrTiO3的电子传输，而黑色水平线表示在Al电极施加?1 V（Au电极施加1 V）时的电极费米能级。(d) 在?1 V和0.5 V电压下计算的a–c中设备的电流。垂直箭头表示开/关比率。图中使用STO作为SrTiO3的标准缩写。如表1所总结的，并与之前的基于SrTiO3的设备进行比较，我们的结果突出了实现多功能设备性能的改进。在大多数已报告的研究中，设备倾向于分别表现出电阻切换或NDR行为；当两者同时存在时，通常会损害一种功能，导致Ion/Ioff比率降低或NDR特性相对较弱（通常1.1 < PVR < 1.9）。相比之下，我们的设备同时表现出强电阻切换（Ion/Ioff > 10^7）和明显的NDR（PVR高达2.9），同时保持稳定的保持性。这种平衡的性能是通过基于金属选择和界面工程的直接且实用的战略实现的。总体而言，这些结果表明，仔细控制的界面形成可以有效地优化基于SrTiO3的设备的存储和非线性功能。表1

基于SrTiO3的记忆电阻器与NDR逻辑器件的比较，包括材料形态、器件结构、开关行为和关键性能指标

器件结构
薄膜形态/厚度（纳米）
开关模式/电压（伏特）
Ion/Ioff
耐用性
保持时间（秒）
PVR
NDR窗口宽度（伏特）

Pt/SrTiO3/Pt10
非晶态/100
纤维状/?1.5
10^3
—
—
1.5
0.75

Pt/SrTiO3/Pt13
非晶态/10
界面/?1.5
10^2
10^5
10^4
1.3
0.55

Ag/SrTiO3/Ag15
晶态/—
界面/—
10^2
—
10^2
—
—

Pt/Nb:SrTiO3/Al19
多晶态/—
界面/0.3
10^6
—
10^3
—
—

Ag/SrTiO3/Pt32
晶态/100
界面/0.24
<10^3
—
—
—
—

Au/SrTiO3/Nb:SrTiO333
晶态/35
纤维状/—
<10
—
—
1.3
1

Ag/Mn:SrTiO3/Ti34
晶态/—
纤维状/1.2
≈10^2
5 × 10^3 秒
—
—

Pt/SrTiO3/SRO/Pt35
晶态/100
纤维状/—
≈10^4
≈10^2
10^4 秒
<1.5
0.5

Ag/SrTiO3/Pt36
非晶态/53
纤维状/0.3
—
10^2
≈10
—
—

Pd/SrTiO3/MgO/LSMO37
晶态/38
界面/2.5
≈10^2
10^6
10^4 秒
—
—

Au/Nb:SrTiO3/Au38
晶态/500
界面/?1.25
≈10^5
10^4
>10^4 秒
—
—

Au/Nb:SrTiO339
晶态/500
界面/?1.5
>10^4
≈10^4
10^9 秒
1.1
2.5

Pt/TiO2/SrTi0.99Nb0.01O3/Pt40
晶态/—
界面/—
≈10
3 × 10^3
—
1.9
2.5

本研究
晶态/15
界面/?0.5
>10^7
150
10^4
2.9

本研究
晶态/15
界面/?1
>10^5
150
10^4
2.25

结论

总之，我们的全面研究阐明了金属电极选择和界面形态在调节基于金属/SrTiO3的记忆电阻器的电阻开关特性、负微分电阻以及潜在的神经形态特性方面的决定性作用。我们证明，诸如Co和Al这样的活性金属会形成更厚的界面层，从而促进氧空位的动态变化，产生更明显的NDR特征、更大的开关窗口和更好的Ion/Ioff比率。相比之下，某些金属如Pd、Ni、Cr和Ti可能会形成较薄的界面，导致开关性能下降。我们的结果进一步证实，通过电极选择进行合理的界面工程是一种强大的策略，可以定制多功能记忆电阻器件，为优化存储器和受大脑启发的计算系统铺平道路。

设备制造

SrTiO3薄膜是在650摄氏度、约10^-3托的真空压力下，使用脉冲激光沉积（PLD）技术在SrTiO3（001）衬底上生长的。电极区域（60微米×60微米）通过电子束光刻技术在SrTiO3薄膜上确定，随后在约10^-6托的真空压力下热沉积顶层电极金属/Au（10/80纳米）和底层电极Au（80纳米）。最后，通过金属剥离工艺去除多余的金属，形成漏极和源极电极。

表征与测量

使用Seron AIF 2100和Philips CM30在200千伏下进行HADDF-STEM成像和EDX分析。电学特性使用Keithley 4200参数分析仪和RIGOL DG5072任意波形发生器、数字示波器，在黑暗环境下通过环境探针站进行测量。I–V测量在大约-1伏的读取电压、10^-3安的顺应电流和0.2伏秒^-1的电压扫描速率下进行。Ion/Ioff比率在-1伏时提取。PVR定义为峰值电流与谷值电流的比率（Ipeak/Ivalley），而NDR窗口则由谷值和峰值位置之间的电压差（Vvalley–Vpeak）确定。

计算细节

所有电子结构计算均使用密度泛函理论（DFT）方法进行，该方法在CP2K代码中实现，并采用高斯基轨道（GTOs）。氧化物的形成焓Eform计算如下：

其中E(氧化物)、E(金属)和E(O2)分别是氧化物、相应金属和氧气的每单位功能数的能量，a、b和c是确保反应中涉及的物种平衡的整数倍。氧气通过在10埃大小的立方盒子中放置一个O2分子来进行建模。在构建器件之前，首先创建电极、氧化物和晶态SrTiO3的体结构。然后通过优化它们之间的距离，并对电极和界面层施加应变（垂直于传输方向），使它们与SrTiO3的尺寸相匹配。结构弛豫使用L-BFGS最小化方法和双ζ极化（DZVP）基组42以及PBE泛函43进行。力的收敛标准为4.5 × 10^-4哈伯顿，几何变化的收敛标准为3 × 10^-3哈伯顿。平面波截止值设定为500瑞，而GTOs映射到平面波网格的截止值为60瑞。为了生成作为传输计算输入的哈密顿量和重叠矩阵，使用单ζ极化基组来最小化计算成本。哈密顿量中小于1 × 10^-6哈伯顿的元素被排除在传输计算之外。通过量子传输边界方法（QTBM）在传输的相干极限下计算通过构建器件的电子电流。为了纠正DFT对带隙的低估，对Ti的3d轨道应用Hubbard（DFT+U）校正，参数U–J = 9电子伏。沿传输方向应用开放边界条件，以允许电子注入并确定器件的传输函数。

利益冲突

没有需要声明的利益冲突。

数据可用性

支持本研究发现的数据可向相应作者提出合理请求获得。所有数据请求将由SM.SE.处理，联系人：[e-mail]。

补充信息（SI）：金属/SrTiO3异质结构的TEM图像、SrTiO3器件的I–V特性、SrTiO3器件的横截面SEM图像、SrTiO3器件的RESET电压分布、金属-SrTiO3界面形成的氧化物的形成焓，以及Pd–SrTiO3–Au器件的计算建模（LDOS和传输）。见DOI: https://doi.org/10.1039/d6tc00552g。

致谢

SM. S-E. 感谢维也纳技术大学图书馆通过其开放获取资助计划提供的财务支持。M. M. 感谢Werner Siemens Stiftung通过单原子电子和光子学中心、瑞士国家教育、研究和创新秘书处（SERI）在SwissChips倡议下的资助，以及瑞士国家超级计算中心（CSCS）在lp16和lp94项目下提供的计算资源。