多铁性材料的制备及其应用

多铁性材料的制备及其应用

1磁电材料的组成20世纪70年代，艾吉将这三种相似的性质（壳、回线、附近性质的异常）归因为一个类别，并提出了铁性材料的概念，即铁性材料。在热力学上根据不同能量形式:电场、磁场及应力对自由能F的贡献将铁性体分为铁电体(ferroelectrics)、铁磁体(ferromagnetics)和铁弹体(ferroelastics)三种初级铁性体。1894年Currie通过对称性的理论预测自然界中存在磁电效应。1960年,在80K到330K的温度范围内发现单晶Cr2O3存在磁电效应,由此引发了在反(亚)铁磁材料中寻找磁电效应的热潮,并相继在混合钙钛矿型磁性铁电材料,反铁磁材料Ni3B7O131,Nb2CO4O9,Nb2Mn4O9,LiCoPO4,TbA1O3等和亚铁磁材料Y3Fe5O12,FexGa2-xO3等中发现了极弱的磁电效应。1994年瑞士的Schmid明确提出了多铁性材料(multi-ferroic)的概念,指具有两种或两种以上初级铁性体特征的单相化合物。由于多铁性材料同时具有两种或两种以上铁性有序,使得多铁性材料具有两种或多种有序结构的耦合,出现新的性质,如:在磁场的作用下产生电极化或者诱导铁电相变;在电场作用下产生磁场或者诱导铁电相变;在Curie温度(铁磁相变点)附近产生介电常数的突变。多铁性材料(如既有铁电性又有铁磁性的磁电单相/复合材料、既有铁弹性又有铁电性的单相/复合材料等)不但具备各种单一的铁性(如铁电性、铁磁性),而且通过铁性的耦合乘积协同作用,它同时还具有一些新的复合效应,大大拓宽了铁性材料的应用范围。铁磁/铁电材料就是其中一类最典型的代表,这种材料不但具备铁电性、铁磁性,而且还能够产生一种特殊性质——磁电性。如果对磁电材料输入机械的、磁的或者电的信号的话,磁电材料可以产生和检测与输入信号相对应的脉冲声音信号,并且将这种声音信号转变成电信号,方便了测量。它的最典型也是最广泛的应用就是用于磁-电-力转换器和磁传感器。作为磁传感器,它既可以有效地检测直流磁场,也可以用来检测交流磁场,这意味着磁电材料在磁的存储和读出设备、磁力成像技术和检测并屏蔽磁场来保护数据库方面有很大的应用潜力;另外,磁电传感器可以成为Hall传感器的替代品;它还可以应用于各种微波场和电流的测量领域中,主要包括无线电、光电、微波电子和转换器中的磁电传感器、磁场探针、传感器、开关等。例如:多态记忆元件、电场控制的铁磁回声装置、磁调节压电传感器、微波泄漏探测器、高能电子转换系统中的磁电泄漏探测器等,它还可以成为Hall传感器的替代品。2磁体多铁的条件和单相磁体多铁的材料2.1氧八面体中心的铁电性以及d电子轨道为空轨道系统作为磁电多铁性材料,必须同时是铁电和铁磁的,它所具有的物理的、结构的、电性能必须同时满足铁电、铁磁材料的限制。但是在传统的铁电体系中,铁电性产生的必需因素是氧八面体中心的过渡金属离子d电子轨道为空轨道。产生磁性的必要条件是过渡族金属离子的d轨道占据半满的电子,然而d电子的存在却抑制了铁电性的产生,这两个因素很难同时满足;而且铁电材料应该是一种绝缘体,而铁磁材料通常都是导体。这些铁电铁磁的因素相互制约,加上其它一些必要条件(如结构要求、对称性要求等)使得单相磁电材料非常稀少。2.2单磁电多铁材料2.2.1bifeo3的磁电改性由于BiFeO3是简单的钙钛矿结构,是一个很好的多铁性材料模型;同时其铁电Curie温度(Tc)为850°C,反铁磁Neel温度(TN)为310℃,两个相变温度都很高,在这一方面具有很大的应用前景,因此成为近几年研究的热点。但是BiFe03在制备过程中存在Fe变价及氧空位TN,其电阻率过低/漏导过大,限制了它在压电或磁电功能材料上的应用;另一方面,由于BiFeO3的螺旋磁结构(从图1中BiFeO3的结构可以看出:由于相邻原子的自旋方向恰好相反,使BiFeO3呈反铁磁相)使得在低磁场下仅表现出极弱的铁磁性,磁电效应也几乎为零。在保持BiFeO3铁电性的同时改善其铁磁性能是实现材料实用化的必要条件。为了提高BiFeO3的电阻率,人们采用其它有钙钛矿结构的材料[如PbTiO3,BaTiO3,SrTiO3和Pb(Fe0.5Nb0.5)O3]与BiFeO3复合成固溶体。尽管固溶体的结构还是稳定在钙钛矿结构,但是迄今为止BiFeO3基材料的磁电性能依然较差。从磁结构的角度讲,要想改善BiFeO3的性能,必须改变BiFeO3的磁结构,抑制螺旋磁结构的存在。目前有以下3种方法:(1)Popov等对BiFeO3施加强磁场,发现在200kOe时,有电子极化的突跃和线性磁电效应的出现;(2)制备成薄膜材料,利用薄膜外延应力改变结构;(3)用稀土元素或某些其它元素取代Bi和Fe元素。Wang等使用快速液相烧结技术制备出高电阻单相的BiFeO3,用球磨方法混合Bi2O3和Fe2O3粉体压片后干燥,置于快速热处理炉中,以100℃/s的升温速度升至880°C烧结450s后,可以得到纯相的BiFe03陶瓷。制备的样品在100kV/cm的外加电场下具有6.7×1010Ω的高电阻,但是具有典型的Fig.lSchematicofcrystalstructureandmagneticstructureofBiFeO3反铁磁结构。Yuan等随后的研究表明:La,Nd和Sm的掺杂对铁电性有适当的增强。Palkar等用Tb取代Bi,使用传统的固相烧结方法制备Bi0.9-xTbxLa0.1FeO3样品,样品在室温下测量出明显的磁介电效应,但是随后的数据表明这种磁介电效应是由于磁阻效应和漏电流相互作用的结果。作者实验室使用简单的Pechini法,以金属硝酸盐和柠檬酸作为原料,通过调节pH值、热处理工艺的优化制备出纯相的BiFeO3,其优点是工艺简单,纯度高,粉体粒径均匀,并在此基础上考察La掺杂及无压烧结烧结参数对BiFeO3性能的影响。结果发现:制备陶瓷生坯的压强对后期介电和铁电性能有很大影响。冷等静压250MPa制备的坯体在850℃烧结2h可以制备出具有高电阻低介电损耗的陶瓷,而低压强制备坯体会导致陶瓷样品具有高的损耗和漏电流。La的适量掺杂能够提高BiFeO3的熔点,提高烧结温度,扩展烧结温区,可以在适当烧结条件下得到晶粒大小均匀、粒径1μm左右的陶瓷。随着La掺杂量的增加,Bi2Fe4O7相开始出现。并且样品介电常数随之有显著增加,其铁电性能在La掺杂15%(质量分数)时性能最好。此外,研究发现:La掺杂可以提高样品的铁磁性能,从而得到铁电-铁磁有序共存的多铁性BiFeO3陶瓷(见图2)。2.2.2铁电耦合技术1994年,庞磁阻LaCaMnO3的发现开启了稀土锰化物的一系列研究发展。研究表明[l3]:在稀土锰化物中存在着磁有序和结构有序(铁电有序可由晶格扭曲畸变获得)之间的耦合,使得关于稀土锰化物中磁电输送性能的研究得到了极大的重视。随后在一些Bi基氧化物即BiMnO3和BiFeO3中发现在高温下具有多铁性,并尝试掺杂来提高多铁性性能。这种磁性铁电材料研究的急速升温推动了多铁性材料重新成为材料科学和凝聚态物理的前沿研究内容之一。1997年,Huang等首次在多晶YMnO3的磁相变温度80K附近中发现介电异常现象,提出这种相变异常是磁电耦合的一个特征。Hill通过理论预测了BiMnO3中铁电和铁磁性的共存,随后在BiMnO3中不仅发现了磁相变点附近的介电异常,而且实验发现随磁场的介电常数变化(即磁电容效应),但是,其磁电容效应很弱(约0.7%)。在一般的合成条件下,稀土金属的亚锰酸盐ReMnO3(Re为稀土金属)为正交的扭曲变形的钙钛矿结构,空间群是Pbnm。由ReMnO3的磁相图,可以看到当Mn-O-Mn角小于147.7°时,降低温度时ReMnO3存在一个非公度调制相,同时存在正旋反铁磁有序,继续降低温度,(Tb,Dy)MnO3会出现一个Tlock相变点,由非公度反铁磁有序转变为公度的铁磁有序。Goto等提出在公度-非公度相变会伴随着铁电有序相变,这种晶格调制和铁电性之间的密切关系与K2SeO4,RbZnCl4相似,称为非常规铁电体。最近两年,ReMnO3作为单相多铁性材料成为凝聚态物理的研究热点,其重点就是由磁电耦合引起的在相变点附近存在明显的介电异常。同时,在铁电相转变过程中可能会有磁性异常。因此,可以通过外加磁场来调整介电性能,通过外加电场来调整磁化。这给新器件的设计选材开辟了新的道路。Kimura等首次在TbMnO3中发现了在相变点附近的介电异常,其数量级是10%左右,定义为庞磁介电(磁容)现象。随后Goto等发现DyMnO3在18K和4T时,存在550%的庞磁介电变化,并且指出:在ReMnO3中只有在TbMnO3和DyMnO3中存在庞磁介电现象。几乎同时Hur等发现在TbMn2O5和DyMN2O5存在有类似的庞磁电容现象。巨磁电容和庞磁电容的发现使铁电磁体的研究进一步深入,而且,巨磁电容和庞磁电容的磁电耦合机制与以往的磁电耦合机制有所不同。其他体系的磁相变温度与铁电相变温度相差很大,磁相变和铁电相变源于不同的机制,而巨(庞)磁电容的锰氧化物体系磁相变温度与铁电相变温度相邻,而且磁相变和铁电相变有紧密的联系,是由无公度-公度相变处,磁弹效应引发的晶格调制导致了自发极化和铁电性的出现,显示了一种新的铁电机制。2.3磁电材料的组成虽然近期科研工作者们通过不懈地努力在自然界中发现了几种类型的单相磁电材料,但是,这些体系由于Curie(Neel)温度低、磁性能差等原因只有在低温和高磁场极端条件下才能观察到磁电效应。因此,单相磁电材料目前还远远无法达到实用化的要求。对于复合磁电材料来说,由于各组成相自身不存在磁电性,是通过相与相之间以应力为媒介的“乘积相互作用”来实现磁电效果的:压磁相在外加磁场中发生应变,应变通过压磁相与压电相之间的机械耦合作用传递给压电相,然后由压电效应产生电极化[8,9,10,11,12,13,14,15,16,17,18,19]。从上个世纪的六、七十年代以来,人们就通过复合不同结构、不同性能的材料,来改善材料的性能,并获得综合性能优异、甚至产生新性能的新型复合材料,多铁性复合材料即为其中典型的一种。压电相选择PZT[Pb(Zr,Ti)O3]等高压电系数材料,压磁相选择铁氧体、Terfenol-D等高磁致伸缩材料。磁电复合材料按照连通方式通常可以分为0-3型(颗粒复合)、2-2(叠层复合)型和1-3型(柱状结构)多种结构。2.3.1复相陶瓷sps烧结技术1972年,荷兰Philips研究室的Suchtelen首先发表了通过共晶生长法制备的CoFe2O4-BaTiO3系磁电复合材料的报道。随后经过多年努力,在Ni(CoMn)Fe2O4-BaTiO3系中,采用共晶生长法获得磁电转换系数更高的磁电复合材料,但共晶生长技术要求严格,不易控制。作为替代工艺,简单的固相烧结用于制备PZT/Ni铁氧体复相陶瓷,复合材料在高温烧结时,铁磁相中的Fe元素扩散到PZT相中,从而降低了复合材料中铁磁相的磁致伸缩性质,以及PZT与铁氧体之间机电耦合的有效性。不过,通过降低烧结温度得到元素扩散微弱、两相间无反应的复相陶瓷。其磁电耦合系数远大于单相多铁性体系,达到数十mV/(cm·Oe)的量级,但是,复合陶瓷需要高温烧结,两相之间容易发生化学反应,引入杂相,低温烧结会导致体系烧结不完全,致密度低;铁氧体相和PZT相烧结温度不同,烧结过程中热收缩率不同会导致陶瓷块体中出现裂纹或大缺陷;而且,铁氧体的电导率比较低,且两相间的扩散在烧结过程中很难避免,导致复合陶瓷极化困难,从而体系的压电、铁电性不高,其磁电耦合性能会极大的降低。为改善其两相间的共烧性能,可以分别改善铁电相和铁磁相的烧结性能,从而实现共烧。例如用掺杂改性改变铁氧体的烧结性能,铁电相改用烧结温度更高,无元素挥发的BaTiO3体系,实现更好的共烧。目前有关的体系有Ni0.94Co0.01Cu0.05Fe2O4/BaTiO3体系、Ni0.92Co0.03u0.05Fe2O4/BaTiO3体系和Ni0.8Cu0.2FeO4/Ba0.9Pb0.1Ti0.9Zr0.1O3体系。不过由于复相体系中的铁电相压电性能不好,导致复相陶瓷磁电性能极差,磁电耦合量级仅为0.1mV/(cm·Oe)的量级。Li等选取共烧性能好且压电性能优异的Sr0.5Ba0.5Nb2O6作为压电相制备Ni0.8Zn0.2Fe2O4/Sr0.5Ba0.5Nb2O6复相体系,其磁电耦合性能提高到10mV/(cm·Oe)的量级。另一种思路为使用新的烧结技术烧结复相陶瓷,克服两相不共烧的缺陷。Jiang等采用放电等离子烧结(sparkplasmasintering,SPS)制备复相磁电陶瓷。SPS烧结具有烧结时间短、烧结温度低,烧结过程中可施加压力等优点,避免了以上缺点,在很大程度上改善了磁电性能。通过调节烧结工艺(温度、压力、时间)制备了NiFe2O4/PZT复合陶瓷,两相之间没有反应和明显的扩散磁电转换系数达到25mV/(cm·Oe),较无压烧结25%左右。为提高块体的电阻和极化电压,除降低烧结温度外,也可以通过改变颗粒复合的结构,制备叠层结构的复相体系,从而实现高的极化电压。使用简单的固相反应法制备粉体,分层压片后烧结可以得到Ni0.8Zn0.2Fe2O4/BaTiO3,NiFe2O4/PZT或者CoFe2O4/PZT叠层复合材料。另外也可以使用导电胶粘接压电陶瓷片和铁氧体陶瓷片或者使用流延成型的方法实现这种陶瓷/陶瓷叠层结构。块体可以实现极高的铁氧体组分含量和高的极化电压,PZT层厚比为0.5的磁电复合材料在150Oe的外加磁场下可以得到最大的磁电转换系数150mV/(cm·Oe)。2.3.2terfenold与其他高分子复合体系的磁电性能铽镝铁合金(Tb,Dy)·Fe(即Terfenol-D)是一种具有超磁致伸缩效应的稀土合金,其饱和磁致伸缩系数超过1000×10-6,比铁氧体大一个数量级以上。理论研究发现含Terfenol-D的磁电复合材料具有巨磁电效应(giantmagnetic3electriceffect,GME)。随后，实验土多个小组都发现TerfenolD与压电陶瓷或压电高分子复合体系的确显示出这种GME响应。例如,宾州州立大学的Ryu等用银胶直接粘结制得的Terfenol-D片与PZT片的叠层复合材料并且测量到这种材料的磁电电压系数约5.9V/(cm·Oe)。在这种粘结型陶瓷/金属叠层复合材料方面,尤其以美国弗吉尼亚理工学院Dong等的一系列工作最为突出。为了得到高的磁电系数,研究人员对Terfenol-D和压电体的极化方向进行了优化组合。同时也选用其他体系的合金、FeSiCo,Fe-Ga等作为磁致伸缩相与PZT进行粘结也可以获得优异的磁电性能。不过Terfenol-D/PZT体系的磁电性能是最高的,已经被用于制备磁电器件。但由于超磁致伸缩合金Terfenol-D易氧化,且电阻率很低,在高频交变磁场中内部涡流损耗很大,限制了其应用;而且粘接工艺对性能的影响很大,限制了该体系的应用。为了克服这些缺点,导致最近Terfenol-D/PZT/高分子三相磁电复合材料新体系的发展。2.4多铁性薄膜材料的优点磁电材料发展的初期,由于实验条件的限制,研究的焦点都是集中在块材料上。随着工业的发展,高性能,多功能,微型化的器件成为人们努力的方向。对于多铁性材料,由于其本身所具有的多功能化已经引起了人们的极大关注,但为了进一步的广泛应用,高性能,低维尺度的多铁性材料成为人们感兴趣的一个方向。相比于块材料,多铁性薄膜材料具有独特的优越性:(1)单相或复合材料中的压电相与磁致伸缩相可以在纳米尺度上进行控制和调节,可在纳米尺度上研究磁电效应机理。(2)块材料中不同相之间的结合是通过原子扩散或粘结的方式结合在一起,界面损耗是个不容忽视的问题,在薄膜中,可实现原子之间的结合,降低界面损耗。(3)通过调节实验条件,把晶格参数接近的不同相复合在一起,可获得高度择优取向甚至超晶格薄膜,有利于研究磁电耦合的物理机理。(4)多铁性薄膜可以用于制造集成的磁/电器件:如微型传感器,微电子机械系统(micro-electronicmechanicalsystem,MEMS)器件,高密度的信息储存器件等。近年来,随着薄膜制备技术的发展,使得制备优质复杂结构的薄膜成为可能,于是多铁性薄膜迅速成为了众多研究者关注的热门方向。2.4.1复合薄膜的生长和结构2004年Science上报道了BaTiO3-CoFe2O4(CFO)纳米1-3复合薄膜,同年9月,又报道了相关结果,立刻引起了关注,随后又有类似的结果相继报道出来。选用具有高压电性能材料BaTiO3和具有高磁致伸缩性能的CoFe2O4的混合物(0.65BaTiO3-0.35CoFe2O4)为靶材,用脉冲激光沉积(pulsed-laserdeposition,PLD)方法在SrTiO3基片上制备得到复合薄膜。通过X射线以及电子衍射证实了薄膜的外延生长方向是(00ι),而且柱状CoFe2O4以自组装方式在BaTiO3相中排列成六角形阵列,形成了1-3结构的复合薄膜,如图4、图5所示。PZT/CoFe2O4薄膜的性能如图6所示。图6表明:复合薄膜同时呈现了较好的铁电、压电和铁磁性能,与单相的BaTiO3和CoFe2O4的性能相当。1-3结构的纳米复合薄膜在铁电Curie温度附近磁化强度随温度的变化出现了异常变化,相对地,多层结构没有明显变化,如图6d所示,表明复合薄膜具有磁电耦合效应,但是没有直接测量到复合薄膜的磁电耦合性能,而且薄膜如何生长成为1-3结构的原因也需要进一步去探讨。在BiFeO3-CoFe2O4复合1-3结构中,观察到了由电场导致的磁矩的变化。他们在此基础上,还利用扫描探针显微镜手段,观察到了通过施加电场诱导磁化翻转的现象,由此表明在这种柱状纳米结构中存在着磁电耦合性能。2.4.2cofe2o4和pbzr,tio3溶胶的磁电复合薄膜的制备到目前为止,关于磁电0-3型复合磁电薄膜的报道并不多,南京大学Wan等采用溶胶-凝胶法把CoFe2O4和Pb(Zr,Ti)O3溶胶交替甩在基片上,650℃退火6min后,制出CoFe2O4分散在Pb(Zr,Ti)O3基底中0-3结构的磁电复合薄膜(如图7所示),虽然生成机理尚不清楚,但薄膜同时表现出较好的铁磁、铁电以及磁电效应(如图8所示)。2.4.3复合薄膜的磁电耦合和晶体结构很多薄膜制备方法都能够较为容易的得到层状结构的复合薄膜,但最为常用的主要有PLD法和化学溶液旋涂法。两种方法都能够很方便得制备得到优质的具备多铁性的复合薄膜。Murugavel等先后报道了超晶格结构的复合磁电薄膜,涉及Pr085Ca015MnO3/Ba0.6Sr0.4TiO3和La0.7Ca0.3MnO3/BaTiO32个体系。在SrTiO3上的Pro.85Ca0.15MnO3/Ba0.6Sr0.4TiO3超晶格薄膜显示了介电性和铁磁性,并显示了磁阻效应和磁电容效应,通过复阻抗等效特性说明复合薄膜的磁电耦合。对La0.7Ca0.3MnO3/BaTiO3超晶格的研究刚刚起步,只有了厚度对晶格参数变化和磁性影响的报道。作者利用溶胶-凝胶法,将PZT和掺Zn的Co-铁氧体(Co1-xZnxFeO3,CZFO)前驱溶胶依次旋涂在Pt/Ti/SiO2/Si基片上,可以方便的得到多层结构的复合薄膜。同样按照两相不同的沉积顺序可以得到2种结构(如图9a～图9c):基片//PZT//CZFO(简称为PC)和基片//CZFO//PZT(简称为CP)。电学性能测试结果表明:相比于纯的PZT薄膜,复合薄膜的有更大的漏电流,这主要是由于复合薄膜中的铁氧体相具有较低的电阻率;但是两种结构的复合薄膜之间的漏电流特性没有体现出明显的差别,表明对于沉积顺序不敏感。而同样由于顺电相的钴铁氧体层的存在,复合薄膜的铁电性相比单相的PZT要弱一些。对复合薄膜的磁性测量显示了其具有良好的铁磁性能。由于非铁磁的PZT层的存在,复合薄膜的磁化强度明显低于单相的铁氧体。而同时,复合薄膜也具有了明显低于单相铁氧体的矫顽力,这是由于复合薄膜中有更多的应力存在所导致的。总的来说,用溶胶-凝胶法制备得到的复合薄膜显示了良好的、同时存在的铁电、铁磁性能,分别与单相的PZT的铁电性能和铁氧体的铁磁性能相当。进一步研究复合结构对于复合薄膜的性能的影响表明:在保持复合薄膜总厚度基本一致的前提下,复合薄膜的层数不同,复合薄膜的性能也体现出了相应的差异。随着铁氧体层的远离基片,薄膜的饱和磁化强度逐渐增大,这是由于铁氧体层远离基片,薄膜内部的应力释放引起的。而对于铁电性能,没有明显的差异。2.4.4bifeo3薄膜的热性能2002年,Palkar等用PLD法,在Pt/TiO2/SiO2/Si的基片上首次制备了纯的多晶BiFeO3薄膜,并测得室温铁电性,剩余极化强度(Pr)为0.534μC/cm2。引人瞩目的是,2003年,Maryland大学的Wang等在Science上报道了用PLD实现BiFeO3薄膜在镀有电极的(001)SrTiO3基片上的外延生长,由于SrRuO3外延应力的作用,BiFeO3薄膜的铁电性有了极大的提高,达到了50～60|μC/cm2(如图10所示),从而掀起了BiFeO3薄膜研究的热潮。其他作者也得到了类似结果,最大极化值达到150μC/cm。目前对于薄膜铁电性提高的原因多数归结于底电极对薄膜面内的压应力导致钙钛矿晶格四方形变而非块体的菱方形变(如图11所示)。第一原理计算表明:结构上很小的差别可以显著提高铁电性。Maryland大学的研究组通过在不同晶向的单晶基片上生长BiFeO3薄膜得到易极化轴为沿方向,Pr为95μC/cm。但随后有理论计算表明:BiFeO3薄膜极化值受应力影响较小,这种分歧使BiFeO3薄膜较大铁电性的原因的认识迷惑起来随后不同研究小组就BiFeO3薄膜的生长方法、工艺条件、不同基片形成界面状态、不同取向、第二相、缺陷、掺杂改性,与其它钙钛矿结构固溶等对BiFeO3薄膜性能影响展开了一系列研究。如:生长方法除了PLD外,还有磁控溅射、化学溶液沉积(chemicalsolutiondeposition,CSD)、金属有机物化学气相沉手积(metalorganicchemicalvapordeposition)及液相外延(liquidphaseepitaxial);使用的基片包括钙钛矿结构的氧化物:SrRuO3/SrTiO3,LaNiO3,BaPbO3及LaAlO3。掺杂包括A位稀土元素掺杂,如:La,Tb。B位掺杂包括Ti,Cr。但是不同研究组报道的铁电、铁磁性能结果有很大差异,这便需要对BiFeO3结构-性能关系进行深入研究,找到关键的控制因素,从而得到高质量的薄膜实现实际应用。作者利用一种简单的溶胶凝胶方法在Pt/Ti/SiO2/Si基片上制备了单相的多铁性BiFeO3薄膜:通过控制工艺来控制薄膜厚度,研究了不同厚度下薄膜的铁电性能、铁磁性能变化。结果表明(见图12):薄膜的自发极化值为1℃/Cm2的量级,研究了这个较小的极化值产生