Y替代对过渡金属氧化物YbCrO_稀土铬氧化物

1、Y替代对过渡金属氧化物YbCrO_稀土铬氧化物    图4给出了非磁性Y掺杂的所有样品在同样的外磁场100 Oe下，其MFC (T)曲线呈现与母相类似的趋势。(1)随着Y量的上升倾角反铁磁转变温度TN 单调增加（表1第5列）,这是由于 YCrO3 (TN143 K)与YbCrO3 (TN117 K)之间固融所导致的。稀土铬氧化中Cr3+Cr3+的反铁磁有序严重的受到稀土离子半径的影响 图3 蓝色空心圆为母相YbCrO3直流磁化率倒数随温度的变化，红色虚线为根据居里-外斯定律拟合的数值，图中右下角插图分别为其场冷升降温、零场冷模式直流磁化率随温度的变化，其

2、对温度的微分值由橘黄色实线表示 并且随着镧系元素离子半径的增大转变温度也从117 K对 YbCrO3 到289 K对于LaCrO3单调上升17。 随着稀土离子半径的增长倾角反铁磁有序温度的上升可能是由于大离子半径导致晶格扭曲减小了 Cr3+O2?Cr3+之间的距离,增强了其之间的超交换相互作用 18,193+ 自旋导致的弱铁磁性相一致21。所有掺杂样品铁磁成分能够通过将其反铁磁成分从总的磁化行为中扣除得到，将磁滞回线的线性部分延伸致与Y轴相交，即通过(H, M- ?AFH)得到回线, ?AF是M (H)线性部分的斜率，图6内插图为掺杂样品饱和磁化强度随温度的变化。 4讨 论 X射线衍射结果分析

3、表明毕业论文格式，Y离子与Yb离子随机地分布在A位，形成YcrO3与YbCrO3的固融体。并且随着Y离子含量的增加，晶格参数单调增大，其符合以较大离子半径的Y（0.9 ?）替代了较小离子半径的Yb（0.858 ?）。并且同步辐射的结果也再次证实了Y掺杂量由30%上升至40%，对应的衍射峰向小角度偏移。 针对母相及其掺杂样品在低温下出现的零磁化现象，目前，对这种低温零磁化强度现象解释可归纳为几个方面：结构相转变：9,16如在LaVO3体系中，降温过程中，样品在143 K经历顺磁至反铁磁有序转变，再在141 K经历了第一类磁致伸缩转变，导致其晶体结构由正交结构向单斜结构的转化。此结构转变同时伴随着

4、自旋与轨道有序构型的转变，即从较高温度的G型磁有序与C型轨道有序转变成了C型磁有序与G型轨道有序，提高了V3+的轨道角动量，使得自旋与轨道相互作用能大于自旋与外场间的塞曼能从而使整个元子净磁化强度反转。d-f相互作用的符号随温度转变：11如在微量掺杂的Nd1-xCaxMnO3锰氧化物体系中毕业论文格式，其零磁化现象归结为两相模型的框架，即该体系同时包含双交换作用产生的铁磁相和弱铁磁相。在其有效温度以上，不同相内d-f相互作用的符号的正负也不相同，Nd离子的磁矩在铁磁相中与过渡金属离子的磁矩一致，而在弱铁磁相中则相反。在有效温度以下，弱铁磁相与弱铁磁相中Nd离子的磁矩方发生自旋重取向，导致负磁化

5、强度的产生并伴随着亚稳态磁性异常，在该体系中表现为三重磁滞回线。3d与4f子晶格间的负相互作用（反铁磁相互作用）： 12-14对于钙钛矿铬氧化物，如La1?xPrxCrO3, La1-xNdxCrO3和GdCrO3，其零磁化行为被理解为稀土离子的顺磁效应。在这种情况中同时涉及到，分别来自A-与B-位子晶格离子间的反铁磁相互作用。实验证明在该体系中，Cr3+与Cr3+，Cr3+与 RE3+以及 RE3+与 RE3+，三者各自间相互作用在体系中的地位由主到次。但在低温下毕业论文格式，该体系表现出的负磁化现象认为是稀土离子与Cr3+之间的反铁磁相互作用。稀土离子磁矩与倾角反铁磁排布的Cr3+的铁磁部

6、分磁矩相反排布，并且随着温度的进一步降低，越来越多的稀土离子磁矩沿着铬离子产生的内部磁场排列。当稀土离子的极化磁矩超过了Cr离子子晶格铁磁部分磁矩，零磁化现象在低温出现。在La1?xPrxCrO3，La1-xNdxCrO3 和 GdCrO3 观察到零磁化现象就是由于（Pr3+, Gd3+ 和 Nd3+与Cr3+之间的相互作用，在稀土位产生与外磁场方向相反的等效内部分子场造成Pr3+, Gd3+ 和Nd3+ 的顺磁效应。而随外加磁场增大超越此内部，场冷模式观察到的零磁化现象便消失了。Yoshii等人对La1?xPrxCrO3 和GdCrO3低温负磁化强度部分进行了Pr3+，Gd3+的顺磁效应的拟

7、合，得到与实验现象相符的结果。其他体系对应的解释：对于PdFe合金10，其磁化强度的反向归结于样品中磁通量的不均匀分布。最近零磁化强度现象也在（111）外延Sm1 ?xGdxAl2薄膜中被观察到15，该体系在补偿温度处仍表现出长程的铁磁有序，但其整体的磁化强度为零。其现象被认为是在补偿温度处，其Sm3+的轨道磁矩与Sm3+ 和 Gd3+的总自旋磁矩相反并且完美的相互抵消而导致。并且在Sm3+ 和 Gd3+ 3+ 和 Cr3+ 之间的反铁磁相互作用, Yb3+磁矩被极化为与Cr剩余的弱铁磁矩方向相反。并且随着进一步的降温 Yb3+ 磁矩越来越多沿着内磁场方向有序排列，所以在补偿温度Tcomp 2

8、0 K以上 Yb3+ 自旋磁矩略小于Cr3+ 自旋磁矩。 而在Tmax 70K出现的宏观磁化强度最大值也是 Cr3+ 磁矩与反平行的 Yb3+ 磁矩差值最大处。 进一步降温至 4 K 磁化强度达到一个最小的稳定磁矩 ? 0.578 emu/g, 可能是 Yb3+ 离子在 TN2=12 K反铁磁有序导致。 然而, MZFC(T) 却呈现完全相反的趋势。 也是以上所阐述的零磁化效应的机制导致 MFC(T) 和 MZFC(T)曲线基本关于温度轴呈对称趋势。当Y的掺杂量大于0.5时零磁化强度基本已经被完全抑制了, 由此也证实了YbCrO3的负磁化现象源于A位稀土离子的顺磁效应，当外加磁场足够大时, M

9、FC 曲线不再出现下降趋势。图5 (f)就显示对于 30% Y掺杂的样品, 当外加磁场达到10KOe 足以使 Cr3+的弱铁磁矩和 Yb3+ 的自旋皆沿外磁场方向排列。这个外加磁场比其母相到达到该效果所需的6.7 KOe 要小的多5。然而, 在该掺杂系类样品在某些特定的外磁场下其场冷模式热磁曲线与零场冷模式热磁曲线趋势保持一致 (图 5(a), (d), (g) 和(h)。但是随着外磁场的增大，存在这样一个阈值磁场当外磁场大于该阈值磁场 MZFC 2.5300 K之间出现负磁化强度的现象。我们认为之所以如此是因为在零场冷却之后,样品形成了大量的磁畴。由于磁化的各向异性这些磁畴的磁化方向是随机的

10、并且在低温被冻结。由图3和图4 MFC曲线得 。由于两种磁性粒子的存在且Cr对于Yb有着较强的钉扎作用 ,当无外场冷却后在低温加一个较小的外磁场, 则是 Cr3+ 而非 Yb3+ 自旋沿着外磁场方向排布, 导致ZFC 磁化曲线与 MFC曲线趋势一致(图5(a), (d), (g) 和 (h)。当外加磁场能量大于Cr离子产生的对Yb离子起钉扎作用的内部分子场时，MZFC(T )出现负磁化强度。 因此, Y掺杂量越高, Yb离子来自于 Cr离子的钉扎作用越大,导致 MZFC(T) 出现负磁化强度的阈值场越大。 5结 论 X-ray和同步辐射分析证明了 Yb1-xYxCrO3 (0.1 x0.5)

11、为YCrO3与YbCrO3的固融体。以非磁性离子Y逐渐取代原A位离子，Yb1-xYxCrO3 (0.1 x0.5)的磁性分析证实了对于YbCrO3低温下场冷与零场冷模式测量热磁曲线出现的零磁化现象类似其他RCrO3中负磁化现象，由于稀土离子的顺磁效应，既稀土离子的顺磁强度与Cr离子的倾角反铁磁排布相反。    参考文献 1J. B. Goodenough and J. M. Longo. Landolt-Bornstein, Group III, Vol. 4:Magnetic and Other Properties of Oxides and Rel

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