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    1.3.1典型多铁性材料——BiFeO3
    BiFeO3（BFO）是少数能在室温以上同时具有铁电性与铁磁性的单相多铁性材料。它具有两种结构有序，即铁电有序和G 型反铁磁有序［17］。其铁电居里温度 (Tc)为 1103K，反铁磁奈尔温度 (Tn） 为 643K。
    1.3.2 BiFeO3的结构与磁性
        常温下BiFeO3的结构如图所示，属于R3m空间群，为扭曲的三角钙钦矿结构， 三方钙钦矿结构由立方结构沿(ln)方向拉伸而成，沿此方向Bi3+相对Fe八面体位移，使晶胞失去对称中心而产生极化。BiFeO3的结构是通过两个变形的钙钦矿单元顶对顶的方式沿(In)方向排列构建的。相邻两个氧八面体分别沿顺时针方向和逆时针方向旋转。
     
    图1．3 BiFeO3结构图
        BiFeO3是一种典型的多铁性材料，具有远高于室温的反铁磁奈尔温度(Tn~380℃)和铁电居里温度(Tc~830℃)，是少数在室温条件下同时具有铁电性与寄生弱铁磁性的单相多铁材料之一。BiFeO3的这一特殊性质使其在新兴记忆材料方面具有重要的应用前景。
        从磁性与晶体对称性关系考虑，BiFeO3低对称结构允许弱铁磁性的出现，Sosnowska等通过高分辨率中子衍射分析发现，BiFeO3并非简单的G型反铁磁结构，而是具有空间调制的螺旋自旋结构，螺旋周期为62nm，这一螺旋磁结构造成整体磁矩相互抵消，抑制了线性磁电作用，从而解释了在宏观磁测量中无净磁矩现象。
    1.3.3 BiFeO3的性能
        由于BFO中Bi容易挥发，Fe的价态又会在二价和三价间波动，再加上Bi2O3-Fe2O3相图复杂，极易生成Bi2Fe4O9及Bi36Fe4O9等杂相，因此很难制备纯相的BFO陶瓷。采用不同方法制备出的BFO陶瓷的性能也有较大差异，传统固相烧结制备出的BFO陶瓷，易生成杂相，电阻小，介电常数较低，而且很难观察到饱和的电滞回线。
        后来人采用固相反应法加以稀硝酸溶解杂相，得到纯相的BFO陶瓷，但室温下电滞回线也没有饱和。2004年，首次采用快速液相烧结法获得纯相BFO陶瓷，经过不断摸索改进，此方法能得到饱和的电滞回线，另外还有溶胶-凝胶法和淬火工艺制备BFO陶瓷，都能得到较大的剩余极化强度和较小的漏电流。但不管是什么方法制备的BFO陶瓷在室温下都很难观察到磁滞回线［１８］。
        随着薄膜制备技术的日益成熟，BFO薄膜的质量得到很大提高相比BFO陶瓷， 薄膜的性能要好得多。主要原因有以下几点：第一，薄膜厚度为纳米级别，能破坏BFO块材中空间调制的螺旋磁结构，使BFO薄膜在宏观测量中显示铁磁性。如J．wang［１９］等人在2000T磁场下，测得70nm厚BFO薄膜的饱和磁矩约为150emu/cm3；第二，BFO薄膜制备工艺的优化。最常见的BFO薄膜的制备方法为PLD法［２０］，此方法可通过调节氧偏压抑制氧空位的聚集，从而控制Fe价态的变化，在合适的氧偏压下，可得到漏电流小，剩余极化值和饱和磁矩大的BFO薄膜。
        当晶粒尺寸小于或接近62nm时，其长周期的磁结构将会被破坏，造成BFO磁性结构和磁性行为的改变；第三，通过选择衬底或缓冲层，使用PLD等制备技术，可以外延生长特定取向的BFO薄膜，由于受到薄膜表面效应，薄膜与衬底应力以及薄膜与其他接触层界面效应等诸多因素的影响，极化值甚至可达137uc/cm2．总的说来，BFO陶瓷的性能不尽如人意，还有很大的发展空间。
    1.3.4 BiFeO3研究现状
         一般而言，纯相的BFO因其漏电流大、剩余极化小、铁电性差等缺陷限制了其应用。造成这种缺陷的主要原因是由于BFO在合成时存在不稳定相 Bi2O3，而 Bi2O3的挥发会导致材料内部形成大量的氧空位，同时又由于Fe离子价态的变动，从三价变为了二价，导致了Fe2+ 与Fe3+ 的双交换作用，造成其电阻率降低，漏电流过大。因此，BFO的铁电性能一般都比较差，其极化回线也较难测定。所以，人们现在的研究工作很多都是在努力的去克服这些缺陷。目前，对于BFO的研究工作热点主要集中在陶瓷、薄膜、复合材料和掺杂改性等方面。
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