反铁电晶体Na3H（SeO4）2对称性和序参量

在反铁电晶体Na3H（SeO4）2顺电反铁电相变中,对称性所属点群也随之发生相应的改变。通过对X射线衍射实验结果的分析,我们认为Na3H（SeO4）2晶体反铁电相对称性所属点群为P2（C2）。选用轴矢量R作为序参量来描述Na3H（SeO4）2晶体反铁电相变中对称性的变化,应用居里原理,恰能得到Na3H（SeO4）2晶体反铁电相的正确对称性所属点群P2（C2）。     

反铁电晶体PbTaO3的对称性和序参量

根据室温下X射线衍射结果,仔细研究了反铁电晶体PbTaOa的晶体结构。确定PbTaO3在973K发生顺电一反铁电相变,反铁电相对称性所属点群是P2／m（C2i）。用轴矢量R作为序参量来描述反铁电相便是对称性的变化,对于已得到的晶体相变前后的对称点群,应用居里原理,得到了理想结果。     

PbZrO3晶体反铁电相至电场感应铁电相相变的研究

仔细研究了电场感应PbZrO3铁电相的晶体结构。在PbZrO3处于反铁电相时，各离子位移方向与极轴垂直。在外电场感应下，Pb离子沿极轴方向有相同方向0．17A的位移，从而使晶体呈现铁电相特征，发生反铁电-铁电相变。此铁电相称之为电场感应铁电相（EFI，Electric—Field—Induced）。通过结构对称性分析，确定EFI铁电相的对称性是C2mm（G2v），用极矢量Ps作为序参量来描述相变时对称性的变化是合适的。     

反铁电晶体结构相变的新研究

在反铁电晶体由顺电相至反铁电相的结构相变中,对称性所属点群也随之发生相应的改变.通过理论研究和对实验模型的分析,我们认为选择反极化参量P或子晶格的极化矢量PA、PB作为反铁电相的序参量是不合适的.本文提出选用轴矢量R作为序参量来描述反铁电相变中对称性的变化.     

温度场和电场调控硅基反铁电厚膜相变电流特性研究

采用溶胶-凝胶技术,在Pt(111)/Ti/SiO2/Si衬底上制备了高(100)取向生长、表面平整且结构致密的(Pb,La)(Zr,Ti)O3反铁电厚膜,研究了温度场和电场对(Pb,La)(Zr,Ti)O3反铁电厚膜电学性能的影响。实验结果表明反铁电厚膜在温度场和电场作用下发生反铁电相、铁电相和顺电相的相互转变,随外加电场增加,反铁电-铁电相变温度逐渐减小,介电常数峰值由2410减小到662,相变电流密度值由2.21×10-7A/cm2增大到8.52×10-7 A/cm2;随外加温度场增加,反铁电-铁电相变电场强度逐渐减小,饱和极化强度由39μC/cm2减小到31μC/cm2,相变电流密度值由2.89×10-5 A/cm2减小到8.8×10-6 A/cm2,温度场和电场可实现对反铁电厚膜相变电流效应的有效调控。     

铁电材料的时效效应及超大可回复电致应变

铁电材料的性能在铁电相变后会产生随时间变化的"时效现象"。铁电时效现象对铁电材料的应用产生重要影响,导致其性能可靠性下降。铁电时效与可动点缺陷(如氧空位)的扩散密切相关,但其微观机理一直未被阐释清楚。核心问题是无法理解铁电相变为什么会驱动点缺陷扩散。作者基于其所提出的铁电晶体中的点缺陷短程有序对称性原理,指出:铁电相变后,晶体对称性发生改变,点缺陷短程有序对称性受控于晶体对称性而发生改变的这一原理驱动了点缺陷的扩散。进一步,通过时效调控晶体点缺陷的对称性,产生电场下可逆的电畴翻转,在钛酸钡铁电材料中发现了40倍于传统电致应变的巨大可回复电致应变效应。该结果为开发大电致应变材料提供了途径。此外,通过原位偏光显微镜观察验证了可逆畴翻转过程,为可回复大电致应变提供了直接的介观证据。并对电子顺磁共振谱线进行分析,证明了点缺陷具有与晶体对称性一致的轴向对称性。同时指出,利用晶体对称性与点缺陷对称性发生改变时的时间差,可获得多尺度的新奇效应。     

Pb在钪铌酸铅铁电相形成中的驱动作用：第一性原理研究

采用了第一性原理计算的方法，研究了在铅基固溶体Pb（Sc1/2Nb1/2）O3（PSN）的铁电相的形成过程中，Pb的驱动作用。利用修正后的键电荷模型（Bondvalence model，BVM）对超晶胞中原子的位移进行了分析，结果显示Pb的次近邻B位原子的不对称性导致了Pb的不同方向位移，进而导致铁电相的最终形成。为了进一步说明这个模型的有效性，计算了优化前与优化后超晶胞中两种B位离子与氧离子之间化学键的键长。最后计算了优化之后超晶胞在Gamma点的声子谱，其中存在的不稳定模表明，PSN在低温下可能还存在从铁电相到另一相的相变。     

掺铌Pb(Zr,Sn,Ti)O3反铁电-铁电转换电场的研究

研究了掺铌PZST反铁电陶瓷中组份和温度对诱导反铁电－铁电相变转换电场的影响,测定了Pb0.99Nb0.02((Zr0.80Sn0.20)1-yTiy)0.98O3系中正向转换电场EF与组份y(Ti)的关系和电极化前后的反铁电／铁电相界。实验测量结果显示,某组份y(Ti)的反映电－铁电转换强度大小取决于该组份与铁电／铁电相界组份的差距。在Pb0.99Nb0.02((Zr0.80Sn0.20)1-yTiy)0.98O3系中随着试样温度升高,反向转换电场EB保持不变,正向转换电场EF和电滞△E降低。这一现象表明温度有助于降低反铁电－铁电相变的应能使得电场诱导反铁电－铁电相变容易进行,因此可以采用加热电极化方法来降低极化电场强度。     

脉冲电场诱导的相变研究

反铁电陶瓷材料在电场诱导下发生反铁电-铁电相变.为了研究快速电场诱导相变,诱导电场选择高压脉冲电源产生的脉冲电场.反铁电陶瓷选用Pb(Zr,Sn,Ti)O3相图中位于反铁电-铁电相界附近,正向相变电场小于40kV/cm的锆锡钛酸铅.脉冲电源输出波形为2.7 μs电压脉冲,测量陶瓷样品两端的电压波形与所通过的电流波形,作出正向半周期的"脉冲电滞回线".可以看到反铁电陶瓷在脉冲电场诱导下发生了相变.     

低相变场细电滞回线(Pb,La)(Zr,Sn,Ti)O_3反铁电陶瓷的研究

对远离反铁电-铁电准同型相界的(Pb,La)(Zr,Sn,Ti)O3反铁电组分进行Ba2+掺杂,制备出了细电滞回线、低相变电场的反铁电陶瓷,反铁电-铁电相变电场仅为1.5kV/mm,电场回滞减小到0.2kV/mm,并且极化强度和应变量随电场增大几乎呈线性变化,可通过调节电场大小得到不同的应变量,有利于开辟这类材料新的应用领域。     

分子动力学方法模拟压强对Bi4Ti3O12铁电相变行为的影响

在壳模型的基础上, 通过分子动力学方法模拟了压强对Bi₄Ti₃O₁₂(BIT)铁电相变行为的影响. 为了提高模拟的准确性, 在原有势参数的基础上增加了Ti-Ti短程相互作用势. 计算得出了温度为300K时BIT单晶的铁电正交B2cb相在x方向和z方向的自发极化强度分别为39.4μC/cm²和0, 与实验结果较好的吻合. 然后模拟了压强对BIT相变行为的影响. 模拟结果表明: BIT单晶在压强从-2 GPa到24 GPa范围内, 经历了两次结构相变, 分别发生在 6 GPa和20 GPa处. 这种对称性的改变类似于在环境压力条件下温度导致BIT单晶对称性的改变. 因而模拟结果为研究压强引起BIT的相变行为提供了理论依据.     

Kittle型反铁电相变的序参量和自由能

根据Kittle型反铁电相变对称性的变化，选择轴矢量R作为序参量是合适的。由Landau连续相变理论，相变温度附近的自由能就可以写成R幂级数展开的形式。自由能取极小，可得到关于序参量的方程，从而荻得相变温度与自由能的关系。     

PZT基陶瓷铁电—反铁电相界处各向异性的研究

本文研究了两个以ＰＺＴ陶瓷为基的系统：ＰＺＴ（Ｎｂ）和ＰＳＺＴ陶瓷在铁电－反铁电相界区域的压电和机电耦合等性能。结果表明，ＰＺＴ基陶瓷在该相界处具有高Ｋｔ和低Ｋｐ的性质。压电和机电耦合各向异性也比准同型相界要高，│ｄ３３／ｄ３１│〉５．５，Ｋｔ／Ｋｐ〉３．０。借助于电场诱导ＡＦ→Ｆ相变和反铁电双子晶格间的强耦合作用，对此现象作了较好解释。     

(Na0.8K0.2)0.5Bi0.5TiO3陶瓷的介电压电性能

研究了(Na0.8K0.2)0.5Bi0.5TiO3陶瓷的介电和压电性能,发现陶瓷从室温到500℃温度范围的介电谱中存在两个介电峰,电滞回线显示第一个介电峰由铁电-反铁电相变引起的,温度继续升高,反铁电相由宏畴变为微畴,微畴向顺电相转变导致了第二个介电峰,该峰对应的相变为弥散型相变.室温下陶瓷具有较高的剩余极化强度Pr=29.4μC/cm2和相对低的矫顽电场Ec=2.8kV/mm,极化后的陶瓷显示出较高的压电常数d33=120pC/N和机电耦合系数Kp=28.5%,以及高的频率常数Nφ=2916Hz.m,120℃具有最小的谐振频率温度系数.     

PZT基陶瓷铁电－反铁电相界处各向异性的研究

本文研究了两个以ＰＺＴ瓷为基的系统：ＰＺＴ（Ｎｂ）和ＰＳＺＴ陶瓷在铁电－反铁电相界区域的压电和机电耦合等性能．结果表明，ＰＺＴ基陶瓷在该相界处具有高Ｋｔ和低Ｋｐ的性质．压电和机电耦合各向异性也比准同型相界要高，｜ｄ３３／ｄ３１｜＞５．５，Ｋｔ／Ｋｐ＞３．０．借助于电场诱导ＡＦ—Ｆ相变和反铁电双子晶格间的强耦合作用，对此现象作了较好解释．     

电场诱导PZST陶瓷反铁电-铁电相变

研究了ＰＺＳＴ陶瓷电场诱导反铁电－铁电相变。当外加电场大于相变临界参数ＥＡＦＥ－ＦＥ时,样品由反铁电态诱导为铁电态,并在宏观性能上产生突变：极化强度和纵向应变分别由零跃变到大约３０μＣ／ｃｍ＾２和０．３％,介电常数下降５０％。利用直流偏压原位Ｘ射线衍射表征为相变时晶格结构的变化,结果表明,伴随着相变的发生,晶格结构由反铁电四方相转变为铁电三方相。     

SrBi4Ti4O15铁电陶瓷A位掺杂改性研究

采用固相烧鲒法，以镧系元素La和Nd为掺杂离子，制备了不同掺杂量的SrBi4Ti4O15（SBTi）铁电陶瓷。X射线衍射谱显示样品呈随机取向的单一层状钙钛矿结构相。铁电测量显示适量的La和Nd掺杂使得SBTi的剩余极化（2P，）得到显著增加。对于SrBi4-xLaxTi4O15（SBLT—x），当x=0．25时，2P，达到极大值，为24．2μC／cm^2，对于SrBi4-yNdyTi4O15（SBNT—Y），当y=0．18时，2P，达到极大值，为25．8μC／cm^2，和未掺杂相比，分别增长近50％和56％。SBLT—x样品的矫顽场随掺杂量的增加而逐步减小，SBNT—Y的矫顽场在y=0．00到0．18之间几乎不变，在更大掺杂量下，随掺杂量的增加而逐步减小。掺杂引起材料中点缺陷浓度的降低和晶格畸变的减小，这两种因素的共同作用决定了刺余极化的变化。样品的变温介电谱显示，晶体的居里温度随掺杂量的增加而下降。在掺杂量大于0．75以后，SBLT—x和SBNT—y样品均出现驰豫铁电体的典型特征。     

m-MBA-2，2＇-Bipy-铜配合物的水热合成及晶体结构

在甲醇水混合溶剂中以间甲基苯甲酸（m-MBA）,2,2’-联吡啶为配体合成了标题配合物[Cu（m-Toluic Acid）2（2,2’-bipy）·（H2O）]·（H2O）。该配合物（C26H25CuN2O5.50,分子量为517．02）的晶体属单斜晶系,空间群P2（1）／c,晶胞参数：a=1．6779（2）nm,b=0．69982（10）nm,c=2．2059（3）nm;β=106．626（2）°,V=2．4820（6）nm^3,Dc=1．384g／cm^3,Z=4,F（000）=1072。最终偏离因子R1=0．0394,wR2=0．0899。晶体结构测试表明：晶体中铜原子与2个间甲基苯甲酸的2个羧基氧原子、1个2,2’-联毗啶中的2个氮原子配位及1个水分子的氧原予形成五配位的变形四方锥。     

Ni-Ti合金中R相的结构

Ni-Ti 形状记忆合金在发生马氏体相变前,常出现独立的 R 相,其在电子衍射谱上的特征是出现额外1/3反射斑点。shapjro 等认为1/3反射斑由点阵位移波引起,R 相的对称性为 P_(31m)或P_3~([1])。Goo 等用会聚束电子衍射确定在 Ni_(47)Ti_(50)Fe_3中的 R 相具有菱面对称性的简单六角点阵,空间群为 P_(31m)~([2])。这些工作或缺乏较细致的电子衍射分析     

有机／无机层状类钙钛矿（C12H25NH3）2PbI4晶体及薄膜的制备与结构表征

介绍了有机／无机类钙钛矿（C12H25NH3）2PbI4的晶体和薄膜的制备，并采用了XRD、SEM、AFM和PL表征材料的结构、形貌及光学特性等。XRD实验表明制备的（C12H25NH3）2PbI4晶体结晶度高。探索旋涂法制备工艺参数对薄膜结构的影响．在薄膜XRD中几乎只能观察到（0021）晶面的衍射峰．表明有机／无机类钙钛矿层沿平行与基片方向择优生长，SEM和AFM表明薄膜致密性较好，表面粗糙度较小。