氧化物稀磁半导体的研究进展 陈俊鹏
ODS钢研究进展及其在核电领域的应用现状
ODS钢研究进展及其在核电领域的应用现状陈禹希;陈东旭;张峻巍【摘要】氧化物弥散强化钢(Oxide Dispersion Strengthened Steel,ODS钢),具有优异的力学性能、高温稳定性及抗辐照性能.本文概要地综述了机械合金化、热等静压固化成形、等离子烧结及转角挤压等ODS钢的制备方法,总结了微观组织及结构对ODS钢性能的影响规律及影响机制,又综述了合金元素对ODS钢性能影响的相关研究进展;并对ODS钢在核电领域中的应用及相关研究进展进行了概括,介绍了激光技术在ODS钢制备及加工领域的应用,讨论了ODS钢在核电环境服役过程中存在的主要问题及进一步的研究方向,为核电站的安全运行提供有力的参考依据,对于核电材料的创新发展具有一定的参考作用.【期刊名称】《材料科学与工艺》【年(卷),期】2019(027)003【总页数】6页(P29-34)【关键词】氧化物弥散强化;核电材料;机械合金化;抗辐照损伤;激光【作者】陈禹希;陈东旭;张峻巍【作者单位】辽宁科技大学激光先进制造技术研发中心,辽宁鞍山114051;辽宁科技大学材料与冶金学院,辽宁鞍山114051;辽宁科技大学激光先进制造技术研发中心,辽宁鞍山114051;辽宁科技大学材料与冶金学院,辽宁鞍山114051;辽宁科技大学激光先进制造技术研发中心,辽宁鞍山114051;辽宁科技大学材料与冶金学院,辽宁鞍山114051【正文语种】中文【中图分类】TG406核能作为一种高效、清洁并且稳定的能源，对于解决能源危机和改善环境污染等问题意义重大，已成为当前主要的可靠能源之一.核电运行环境十分苛刻，其核心构件都是在高温及高压的环境下运行，如常见的压水堆(pressure water reactor，PWR)和超临界水堆(supercritical watercooled reactor，SCWR)等，其工作温度高达280～650℃，压力最高可约达25 MPa，同时还有强烈的中子辐照、氘氚聚变反应的离子辐照和H+/He+辐照等［1－3］，如此苛刻的环境会对核电材料的服役性能产生重大影响.而核电材料在服役过程中的失效损伤是影响核电站安全性、可靠性和经济性的关键问题之一.可以说，核电材料服役过程中的环境损伤问题严重影响着核电的发展，已经受到了学者们越来越多的关注.目前，关于核电关键部位材料的开发和选用是核电系统及相关研究人员主要关注的问题之一.氧化物弥散强化钢(oxide dispersion strengthened steel，ODS钢)，具有优异的力学性能，其原理是通过大量纳米尺寸的氧化物弥散强化相对基体中的位错和晶界进行钉扎来减少晶界的滑移，从而起到强化的作用.另一方面，ODS钢中存在大量弥散分布的氧化物强化相，这些强化相具有优异的高温稳定性，可以在大量的离子及中子辐照环境下长期保持较高的性能.鉴于其优异的力学性能、高温稳定性及抗辐照性能，ODS钢有望作为第四代核反应堆的第一壁包壳材料及高温结构件材料而被应用于核电站中［2－5］.1 ODS钢研究现状1.1 ODS 钢简介ODS钢是在合金基体中添加纳米尺寸的第二相(强化相)，使其固溶到合金基体中，在之后的热固化成型和热处理中与基体中的合金元素结合形成纳米尺度的弥散强化相，使合金的性能得以提高.目前，ODS钢主要使用氧化物作为强化相，其中最常见的氧化物弥散强化相为Y2 O3.由于Y2O3的高温稳定性及辐照下的稳定性十分优异，因此被广泛应用于ODS钢中.关于ODS钢的强化机制，目前认为其主要是通过固溶强化、弥散强化、晶界强化及位错强化等方式来提高自身的强度与硬度.由于ODS钢本身存在W、Ti等与基体原子半径相差较大的元素，从而引起较大程度的晶格畸变，最终导致强度与硬度的提高.此外，氧化物弥散强化相的加入可以起到阻碍位错运动的作用，如ODS钢制备过程中由于塑性变形产生的大量位错会在弥散相的作用下形成位错缠结，使位错的可动性降低，从而形成位错强化，使材料的强度与硬度得以提高.同时，这些弥散分布的氧化物颗粒在高温下能保持良好的稳定性，进而通过阻碍晶界的滑动达到提高材料高温强度的目的.1.2 ODS钢制备方法研究进展ODS钢的制备工艺直接决定其性能优劣，并且是其能否被广泛应用的前提.传统的ODS钢制备过程是通过机械合金化方法实现.首先，将纳米尺寸的强化相(一般为Y2 O3)粉末加入到合金粉末中，在球磨机中进行机械合金化球磨处理，使Y2 O3固溶到合金基体中.随着球磨的进行，合金粉末逐渐发生团聚，团聚的粉末颗粒随球磨时间的延长而逐渐细化并转变为尺寸约十几微米的等轴晶粒，此时认为合金粉末之间达到了冷焊－断裂的动态平衡［6］.然而，传统机械合金化的方法存在一些缺点，如球磨时间过长，效率较低，容易引入杂质，预合金粉末在较长时间的球磨下会发生一定程度的氧化，并且所添加的元素含量也存在一定的限制，因此，又发展出热挤压(HE)或热等静压(HIP)方法对球磨后的合金粉末进行热固化成型.利用HE成型的ODS钢致密度较高，但存在各向异性;而通过HIP成型的ODS钢避免了各向异性，但致密度相对较差.此外，有研究发现［7－8］，经 HE 成型的 ODS钢比 HIP 成型的 ODS钢抗拉强度和硬度更高，且氧化物强化相弥散分布均匀程度更高.如图1所示［7］，室温下HE成型ODS钢的极限抗拉强度(σb)为2 500 MPa，明显高于HIP成型的ODS的σb(900 MPa).图1 ODS铁素体钢经HE和HIP后极限抗拉强度Fig.1 UTStest for the ODSferritic steels after HE and HIP除了上述两种常用的成型方法，ODS钢的固化成型方法还包括放电等离子烧结(SPS烧结)、等通道转角挤压(ECAE)及微波烧结等.表1给出了几种ODS钢固化成型常用方法的特点，可以看出:SPS烧结法最主要的特点是加热时间较短，效率较高，并且制备出的烧结体致密度较高［9］;ECAE法的主要特点是富Cr颗粒会得到有效的细化，并且Y2O3纳米颗粒分布更均匀，由于晶粒细化作用，材料硬度得到了提高［10］;微波烧结能有效降低烧结温度，减少烧结时间，这不仅可以降低烧结成本，而且由于烧结时间短，晶界的流动性低，不容易诱发晶粒的大幅度长大，所以，获得的晶粒相对来说更为细小［11－12］.表1 几种ODS钢固化成型方法的特点Table 1 Characteristics of ODS steels after several kinds of solidification成型方法特点SPS烧结加热时间短、烧结体致密度高ECAE Y2 O3纳米颗粒分布均匀、材料的硬度较高微波烧结晶粒较细小随着ODS钢制备方法的不断改进，近年来已出现了很多新工艺来弥补和改善传统机械合金化方法的不足和局限性［13－16］.Gil等［13］利用气雾化(GA)法制备ODS－RAF钢，避免了球磨过程中杂质的引入.Sun等［14］将强化相用化学方法添加到基体金属中，再利用机械球磨将粉末混合均匀，随后进行SPS烧结压实最终制备出ODS合金.该方法制备的ODS合金中氧化物质点分布更均匀，杂质引入较少.Chen等［15］利用退火后的二次球磨处理使ODS合金晶粒得到进一步细化，获得更加细小且均匀的弥散相，从而提高了合金的硬度.Lin等［16］利用电子束物理气相沉积(EBPVD)的方法制造出Y质量分数高达8.5%的ODS钢，该ODS钢的纳米强化相主要是bcc结构的Y2 O3，不存在Y－Al－O纳米相，而且材料的硬度随Y2O3含量的增加而增大，这种方法对于铸造ODS钢薄板和管材有巨大的潜力.上述关于ODS合金加工制备方法的研究工作为更优质的ODS钢的制备提供了新的实践和理论基础.1.3 微观组织、结构对ODS钢性能的影响ODS钢主要依靠氧化物弥散相实现强化，因此，ODS钢中强化相的微观组织、结构及分布等均会对其自身性能有显著影响［17－19］.Sakasegawa等研究发现［17］，在ODS钢基体晶粒内部和晶界处，均匀分散着尺寸由几纳米到几百纳米不等的氧化物析出相.这些氧化物的析出相主要有两种形式:一种是非化学计量比的Y－Ti－O纳米团簇，尺寸一般为几纳米;另一种是化学计量比的Y2Ti2O7和Y2TiO5，尺寸一般为几十纳米，同时还存在着一些大尺寸(几百纳米)的团簇.这些析出相弥散而又均匀地分散在ODS钢基体中，能起到钉扎位错和晶界，并防止位错和晶界滑移的作用.此外，Hoffmann等［18］对 ODS钢的研究发现，在ODS 钢制备过程中，基体晶粒的长大和氧化物强化相颗粒的形成之间存在着竞争关系，氧化物颗粒的形成会阻碍晶粒的进一步长大.Zhang等［19］对不同温度下ODS 钢中的位错进行了研究，结果表明，位错的密度随温度的变化而改变.在室温和300℃时，ODS钢中以刃型位错为主，其密度远高于螺型位错，而刃型位错经螺型位错更容易绕过纳米颗粒，所以当温度升高为600℃时，刃型位错显著减少，螺型位错占主导地位，同时位错的密度有所降低.1.4 合金元素对ODS钢性能影响ODS钢中的主要合金元素包括Cr、W、Ti、Mo及Al等，不同的合金元素及合金元素的添加量对ODS钢组织与性能的影响也不尽相同.表2给出了ODS钢中的几种主要合金元素及其作用.其中，Cr的添加能使ODS钢表面在服役过程中生成尖晶石组成的保护性氧化膜，阻止腐蚀的进一步发展进而提高ODS钢的耐蚀性能.同时，添加一定量的Cr会使纳米析出相的尺寸进一步减小，缩小粒度分布［20］.但Cr的添加量并不是越多越好，一般Cr的质量分数为9% ～16%，含量太少达不到要求的耐蚀性，含量过多会造成材料的老化、脆化.Al的添加会使ODS钢在超临界水堆中的氧化膜厚度增加，从而提高ODS钢的耐超临界水腐蚀能力［21］;Ti 的添加可以促进ODS钢热固化成型和后续热处理中纳米氧化物的析出.表2 ODS钢主要合金元素作用Table 2 Effects of main alloying elements in ODSsteel添加元素作用Cr 增加ODS钢的耐蚀性能、减小纳米析出相的尺寸、缩小粒度分布Al 提高ODS钢耐超临界水腐蚀能力Ti 促进纳米氧化物的析出、细化纳米氧化物颗粒的尺寸W、Co 固溶强化、提高ODS钢的强度、硬度和蠕变断裂强度基体中的Y和O与Ti结合，生成Y－Ti－O纳米析出相，并且Ti的添加会起到细化纳米氧化物颗粒的作用［20］.另外，研究表明［22］，Ti的质量分数一般不能超过0.5%，否则多余的Ti会生成TiO2氧化物而导致材料的脆化;W、Co等元素的添加起到固溶强化的作用，提高合金的强度、硬度和蠕变断裂强度;Y2O3作为ODS钢的强化相，一般添加的质量分数为0.3%～0.35%.由于Y2O3有相对较高的高温稳定性，在较高的温度下不易发生溶解，经常作为ODS钢的主要弥散强化相.但近年来越来越多的研究［23－26］开始关注其他添加元素对ODS钢组织和性能的影响.研究表明:用Fe2Y代替Y2O3作为强化相会使ODS钢有更好的夏比冲击性能［23］;而以YTaO4作为纳米弥散相更能保持整个晶格的连续性［24］;在ODS钢中添加质量分数3.3%～3.8%的Al会提高材料在液态铅－铋中的耐蚀性［25］，添加质量分数1%～4%的Sc能明显稳定晶粒尺寸并提高ODS 钢的高温强度［26］.2 ODS钢耐蚀性的研究作为第四代核反应堆的第一壁包壳材料，ODS钢主要应用于超临界水堆中.由于ODS钢中添加了大量的Cr和一定量的Al，在工作过程中会产生阻止腐蚀进一步发展的氧化层.同时，晶粒尺寸细化和Y－Ti－O纳米弥散相有利于氧化膜的形成，这也决定了ODS钢较高的耐蚀性［27－28］.研究表明，在腐蚀过程中该氧化层主要由内层、外层和过渡层3部分组成，而ODS钢中Al元素的存在直接影响了氧化层成分.当ODS钢表面发生腐蚀时，首先形成的是Fe、Cr尖晶石状的保护性氧化层，随着时间的增加，Fe离子在尖晶石结构中的扩散速率较快，逐渐向外扩散到金属表面，与环境中的O结合，生成Fe3O4的外层氧化膜.而由于Cr离子在尖晶石结构中的扩散速度较慢，使Cr离子沉淀在氧化层内部，形成FeCr2O4的内层氧化膜.当ODS钢中含有Al元素时，腐蚀初期同样形成尖晶石结构的保护性氧化层，Fe 离子向外扩散与环境中的O结合形成Fe3O4的外层氧化层，而Al与O的亲和力比Fe、Cr都要强，所以，在氧化膜的内层形成了Al2 O3的保护性氧化层［21］.然而，Nagini等［29］和 Terada 等［30］认为，由于氧化物的弥散分布，纳米析出相容易产生点蚀，所以，ODS钢的耐蚀性要比铁素体AISI430和马氏体410不锈钢差.3 ODS钢在核电站中的应用在超临界水堆环境中，主要分为快中子区和热中子区，其最高温度可达750℃，尤其是堆芯内部构件如包壳等，都承受着200℃以上的温差和巨大载荷.在如此恶劣的工作环境下，决定材料使用寿命的主要性能有高温蠕变性和抗辐照性能.由于服役温度达到材料熔点的0.5～0.7倍时容易导致蠕变的发生，所以，超临界水堆条件下材料极易发生蠕变.ODS钢由于其存在大量的纳米尺度的弥散强化相，能在高温条件下长时间保持稳定性，阻止位错的运动，在很大程度上减小高温蠕变的发生;而长期的辐照环境会改变材料的微观结构，从而导致材料发生肿胀、脆化，降低材料的使用性能［31］.核电用钢在工作中承受大量的中子辐照，会产生许多空位等缺陷，He进入材料中的空位中形成He泡，引起材料的辐照肿胀，对材料的微观结构和性能造成不利的影响.李融武等［32］对聚变堆中子对第一壁316不锈钢材料辐照损伤进行了计算机模拟研究，结果表明，中子引起的辐照损伤基本上为均匀的体损伤.316不锈钢平均氦气产生率较高，引起材料的辐照损伤.为保障核电用钢使用的安全性及长久性，通常选用具有良好高温强度和抗辐照损伤性能的铁素体钢作为核电站的第一壁包壳管材料.而在铁素体钢中添加弥散相的ODS钢，由于大量的纳米氧化物和位错会持续吸收热空位和He原子捕捉He泡，所以，ODS钢对于H+/He+有很好的抗辐照性能［33］.此外，钢中大量弥散氧化物还会在高温下保持很好的稳定性，不发生溶解，这使ODS钢具有相对于普通核电用钢更好的高温性能［34］.但在Bi离子、Xe离子、Ar离子和Kr离子中会诱发Cr23 C6和Y－Ti－O非晶潜在轨道的形成，并与周围基质相互作用，可能导致合金中Y－Ti－O纳米粒子部分或完全溶解，所以，ODS 钢在其他离子中的辐照稳定性不是很好［35］.正因为上述的这些特点，ODS钢成为目前研究的热点之一，有望作为第四代核反应堆(主要是超临界水堆)的第一壁包壳材料.4 存在的问题及展望综上所述，ODS钢是第四代核电最热门的候选材料之一，但由于特殊的工作环境，对ODS钢的性能也提出了更为苛刻的要求.目前，关于ODS钢的开发及研究还存在一些问题.例如，ODS钢的制备工艺有待进一步完善，如何选择并控制纳米尺寸氧化物的形貌、结构及分布等是制备优质ODS钢的关键.纳米尺寸氧化物分布的均匀程度直接决定了ODS钢的各项性能，是目前ODS钢制备过程中研究的重点之一.ODS钢制备时，要保证纳米氧化物在溶入基体和析出的过程中尽可能地减少杂质的引入，避免较大范围的团聚，避免发生过度长大，并且使强化相主要分布于晶粒的内部.目前，由传统的加工工艺制造的ODS钢晶粒尺寸普遍偏大，这对材料的力学性能和耐蚀性能都有一定的影响.晶界是原子扩散的通道，只有细化晶粒才能使材料在发生腐蚀时，合金元素快速扩散到材料表面，形成保护性的氧化膜，阻止腐蚀的进一步发展.此外，更加细小的颗粒更能阻碍位错的运动，阻止裂纹的进一步扩展，提高材料的使用性能［36］.而激光快速凝固技术是提高材料性能的有效手段，当高能激光辐照在材料表面，会产生材料的超快速熔化与凝固(激光快速熔凝技术)，可在基材表面形成一层由细小晶粒组成的过饱和固溶体组织，使材料表面的组织得到细化，性能得以提高.另一方面，ODS钢在核电运行环境中的耐蚀性能相关研究较少，如在超临界水堆的高温高压水腐蚀条件下的耐蚀性研究、在冷却剂Na和Pb－Bi共晶合金体系中的耐蚀性研究、H+和He+辐照条件下的抗辐照性能研究以及经快中子辐照后ODS钢性能的研究等.因此，必须发展先进有效的加工手段来制备出性能优异的ODS钢.同时，还需对其在模拟核电运行环境下的性能尤其是耐腐蚀能力进行深入研究，获得ODS钢在核电运行环境下损伤实验数据，揭示相关的损伤机理并阐明其环境损伤的控制因素，为核电站的安全运行提供有力的保障.参考文献:【相关文献】［1］ HAN E H.Research trends on micro and nano-scale materials degradation in nuclear power plant［J］.Acta Metallurgica Sinica，2011，47(7):769－776.［2］朱发文.超临界水冷堆堆芯候选材料腐蚀性能研究［D］.上海:上海交通大学，2010:2－11.ZHU 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稀磁性半导体薄膜之研究与发展
III-V稀磁性半導體薄膜之研究與發展文/胡裕民結合磁學與電子學兩大領域的自旋電子學以及自旋電子元件的研究與應用，將是未來科學發展的主流之一，而稀磁性半導體薄膜為目前廣為研究的自旋電子材料。
本文將針對已被廣泛地使用在高速電子元件以及光電元件中的Ⅲ-Ⅴ族化合物半導體，說明III-V稀磁性半導體薄膜研究之歷史背景與現況、鐵磁性之由來機制以及作為自旋電子元件的應用。
一、前言長久以來，磁性材料與半導體材料分別在各自的領域中受到重視與廣泛研究，並且在元件應用上有著亮麗的成果以及不可取代的地位。
磁性元件[包括：磁感應器(magnetic sensor)、磁阻讀取頭(Magneto-Resistance read head)以及磁光紀錄元件(Magneto-Optical recording device)等]以及半導體元件[包括：積體電路(Integrated Circuits)、電晶體(transistor)、雷射(laser)以及發光二極體(Light Emitting Diode)等]乃分別利用電子的自旋(spin)與電荷(charge)特性來操作。
在資料儲存的領域中，以非短暫(non-volatile)記憶的磁性材料扮演重要的角色，記憶資料的磁矩基本源自於電子的自旋。
另一方面，隨著半導體材料及元件的技術開發，使得積體電路(integrated circuit)具有高集積度、高訊號處理速度以及極佳的可靠度。
積體電路的運作乃利用載子(carrier,包含電子與電洞)的電荷性質，藉由外加電場來控制半導體中載子的流動。
然而，積體電路為達到更快速更密集的需求時，奈米級尺寸的元件開發勢在必行，此時載子間自旋有關的交換交互作用(exchange interaction)必須加以考量，因而電子的自旋特性將更為重要。
因此，奈米結構下的電子元件若能同時運用電子的電荷與自旋兩種特性，將可發展出新一代多功能的自旋電子元件。
稀磁半导体氧化物的结构和磁性能研究的开题报告
稀磁半导体氧化物的结构和磁性能研究的开题报告
一、研究背景和意义：
稀磁半导体氧化物是一类具有特殊磁性和电学性质的新型材料，在信息存储、磁电器件及传感器等领域具有潜在的应用价值。
然而，其结构和磁性质的关系尚未完全
清楚，因此需要通过系统研究来深入了解其结构和磁性质的本质和机制。
本研究旨在
通过合成具有不同结构和组成的稀磁半导体氧化物，并通过表征和磁性能测试来研究
它们的结构和磁性质，为其应用开发提供理论和实验依据。
二、研究内容和方案：
1.合成不同结构和组成的稀磁半导体氧化物样品，通过X射线衍射仪（XRD）、扫描电镜（SEM）和透射电镜（TEM）等手段对其结构和形貌进行表征；
2.通过振动样品磁强计（VSM）和磁旋转光学仪（MOKE）等仪器对样品的磁性
能进行测试，探索其磁性质和结构的关系；
3.通过X射线吸收光谱（XAS）和扫描输运电镜（STEM）等技术，研究样品中磁离子的位置和配位环境，并与磁性能进行对比分析；
4.根据结构和磁性质的结果，对样品的应用潜力进行分析和探讨，为稀磁半导体氧化物材料的开发提供理论和实验基础。
三、研究目的和意义：
通过对稀磁半导体氧化物的结构和磁性质的研究，可深入了解其物理本质和机制，为其应用开发提供理论和实验依据，具有重要的科学意义和应用价值。
同时，本研究
涉及到合成、表征和测试等领域，可拓展相关研究领域，为材料科学和化学等学科的
发展做出贡献。
ZnO基稀磁半导体的第一性原理研究进展
轨道价 电子和部分填满的ｄ 轨 道 ，因 而 通 常 情 况 下 比较 容 易 通过过渡金属元素替位掺杂Ｚ ｎ Ｏ来 获 得磁 性 。 ２ ０ ０ ０ 年， Ｄ ｉ ｅ ｔ ｌ ［
率先通过理论计算预 测到Ｍｎ 掺杂Ｚ ｎ Ｏ和Ｇ ａ Ｎ在Ｐ 型环境下可 获得居里温度（ Ｔ ） 高于室温 的磁性 ， 但在ｎ 型环境下是反铁磁 的。 Ｄｉ ｅ ｔ ｌ 等 人 的研 究 结 果 还 表 明在 含 较 轻 元 素 阴离 子 的 半 导 体 中ｐ ． ｄ 杂化作用较 强、 自旋一 轨道耦 合较弱 ，因而致 使阴 离子为较轻 的元素 的半 导体掺杂Ｍｎ 元 素后有着较 高居 里温
１ 引 言
随着社会发展人类 已经进 入了信息时代，为实现更高 的 信息处理速度 ，更快 的传输速度 ，人们 需要不断开发性能更
加 优 异 的功 能器 件 ， 然 而 传 统 的 半 导体 器件 制 作 和 研 发 工 艺 虽 然 已 经很 成 熟 ，但 它们 只 是 利 用 了 电子 的 自旋 属 性 ，如 果
２ Ｚ ｎ ０基 稀磁 半导 体 的研 究现 状
分 析 稀 磁 半 导 体 内部 磁 性 产 生 机 制 、 寻 求 具 有 高 居 里 温
度的稀磁半导体是稀磁半导体研究 中的两个关键科学议题 ， 因此 ，近些年来Ｚ ｎ Ｏ 基稀磁半 导体 的研 究工作也主要 围绕这
两 个 问题 展 开 。
为 稀 磁 半 导 体 研 究 中备 受 关 注 的研 究 体 系 。
们 发现Ｎ掺 杂Ｚ ｎ Ｏ的磁性 归因于 体系 中存在类似ｐ ． ｄ Ｘ ２交换
作 用 的Ｐ ． Ｐ 耦 合 作 用 带 来 的 长 程 铁 磁 交 换 作 用 。此 外 ， Ｓ ｈ ｅ ｎ 等 人还对 非金属轻 元素 掺杂Ｚ ｎ Ｏ基 稀 磁 半 导 体 的 磁 性 进 行
ZnO基稀磁半导体紫外探测器的研究
邢 台 职 业 技 术 学 院 学 报
Ｊ ｕ ａ ｆ ｎ ｔｉ ｏ ｙ ｅ ｈ ｉ ｌ ｇ ｏ ｒ ｌ Ｘｉｇ ａ ｌｔ ｃ ｎ ｃＣｏ ｌ ｅ ｎ ｏ Ｐ ｅ
、 １ ８ ＮＯ ５ ，． ｏ ２ ． Ｏｃ ． ０ １ ｔ ２ １
Ｚ Ｏ基 稀 磁 半 导体 紫外 探 测器 的研 究 ｎ
一
、
引言
肖 特基接触和 Ａ 电极 ，形成 ＭＳ （ ｌ Ｍ 金属． 半导体．
金 属 ） 的 肖特 基结 探测器 。图 ２是叉 指 电极示 意 型
图。
极
Ｚ Ｏ是直接宽禁带半导体材料 。 ｎ 室温下带隙为 ３３ｅ ． Ｖ，具有 激子 复合 能量 高（０ Ｖ）、电子 诱生 ７ ６ｍｅ 缺 陷较低 、阂值 电压 低等优 点 。由于 在紫外 半 导体 激 光器 、 ｎ Ｚ Ｏ低 维纳米 结构 、表面声 波器件 等光 电 器件领域 中的广泛应用 ，使得 Ｚ Ｏ成为继 Ｇ Ｎ之 ｎ ａ 后光电子材料领域中的又一研究热点 。与 Ｇ Ｎ、 ａ ＳＣ等 其它 宽带 隙材 料相 比，其热稳 定 性 、化学 稳 ｉ 定 性更好 ， 需要 昂贵 的外 延 生长方法 ，而且 易于 不 找到 晶格 匹配 的衬底材 料 ，成膜 性强 ，有利 于 降低 制 备薄膜 的设备 成本 ，提 高薄膜 质量 ，更 易于制 作 高性能紫 外探测 器 。因此 ， ｎ Ｚ Ｏ基紫 外探测 器 的研 究逐渐成 为近 年来紫外 探测 器研 究 中的重 点之 一 。 磁性 半导体 ， 特别 是氧化物 稀磁 半导体 被认 为 是 利用 电子 自旋 自由度制 备 微 电子器 件 的主 要 材 料 ，吸引 了更 多研 究 者 的 目光 。Ｄｉｌ １】 计 ｅ 等【２ ｔ ，理论
金属氧化物半导体气体传感器改性研究进展
金属氧化物半导体气体传感器改性研究进展1. 本文概述金属氧化物半导体（MOS）气体传感器因其高灵敏度、低成本和易于制造等优点，在环境监测、工业控制和智能家居等领域得到了广泛应用。
传统的MOS气体传感器在实际应用中面临着选择性差、稳定性不足和响应时间长等问题。
为了解决这些问题，研究者们对MOS气体传感器进行了大量的改性研究，以期提高其性能和适用性。
本文旨在综述近年来在MOS气体传感器改性方面的研究进展，包括表面修饰、掺杂、纳米结构设计和功能化等方面的最新成果。
通过对这些改性策略的分析和讨论，本文将为未来MOS气体传感器的研究提供新的思路和方向。
2. 金属氧化物半导体气体传感器的基本原理金属氧化物半导体气体传感器是一类基于金属氧化物半导体材料对特定气体敏感性的气体检测设备。
这类传感器的工作原理主要基于金属氧化物表面的气体吸附和氧化还原反应。
当目标气体分子接触到金属氧化物表面时，会发生吸附作用，导致表面电荷分布的改变。
这种电荷变化会进一步影响半导体的电导率，从而实现对气体浓度的检测。
金属氧化物半导体材料，如SnOZnO、Fe2O3等，通常具有高的表面活性和良好的电子迁移率。
在纯净状态下，这些材料的电导率较低。
当这些材料暴露于目标气体中时，气体分子会与材料表面的氧空位或缺陷态发生反应，导致表面电荷状态的变化。
例如，当金属氧化物表面吸附还原性气体（如HCO等）时，表面氧原子被还原，从而释放出电子，增加了电导率。
相反，当吸附氧化性气体（如ONO2等）时，表面氧原子被氧化，导致电子消耗，电导率降低。
金属氧化物半导体气体传感器的响应特性还受到温度、湿度、气体流速等因素的影响。
在实际应用中，为了提高传感器的选择性和灵敏度，通常需要对金属氧化物半导体材料进行改性处理，如掺杂、表面修饰、纳米结构设计等。
这些改性方法可以优化材料的表面特性，提高其对特定气体的响应性和稳定性。
金属氧化物半导体气体传感器的基本原理是基于气体分子与金属氧化物表面的相互作用，通过监测电导率的变化来实现对气体浓度的检测。
ZnO基稀磁半导体材料研究进展
ｔ ｅｃ ｒ ｅ ｔ ｄ ｖ ｌ ｐ ｅ ｔ ｏ （ － ａ ｅ ｉ ｔ ｄ ｍ ａ ｎ ｔ ｅ ｉ ｎ ｕ ｔ ｒ ｓ ｓ ｍｍ ｅ ｉｅ ， ａ ｄ ｔ ｅ ｉ ｆｕ ｎ ｅ ｏ ｒ ｗｔ ｈ ｕ ｒ ｎ ｅ ｅｏ ｍ ｎ ｆ Ｚｎ： ｂ ｓ ｄ ｄ ｌ ｅ ｇ ｅ ｉ ｓ ｍ ｃ ｄ ｃｏ ｓ ｉ ｕ ） ｕ ｃ ｏ ｒｚ ｄ ｎ ｈ ｎ ｌ ｅ ｃ ｆ ｇ ｏ ｈ
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１６ ・ ０
材料 导报
２０ 年 １ ０７ ２月第 ２ １卷 第 １ ２期
Ｚ Ｏ基 稀磁 半 导体 材 料研 究 进展 ｎ
周 勋 ～， 益斌 段 满益 。徐 沈 ～， ， 明 令 狐 荣锋 ～，
（ 贵州大学 电信学 院 ， １ 贵阳 ５ ０ ２ ； 贵州师 范大学理学 院， ５０ ５ ２ 贵阳 ５０ ０ ； ５ ０ １ ３ 四川师范大学物理与电子工程学院 ＆ 固体 物理研究所 ，成都 ６ ０ ６ ） １０ ８ 摘要 随着铁磁性 半导体 （ Ｍｎ掺杂 ＩＡｓ Ｇａ ） 如 ｎ 和 Ａｓ的发现 ， 磁半导体 （ ＭＳ 近 来吸 引 了众 多研 究者 的 目 稀 Ｄ ） 光 。传统半导体不具有磁性 ， 而稀磁半导体可以在不改变传统半导体其 它性 质的情 况下引入磁性 ， 具有 良好 的物理化 学性能 。从 实验 和理 论计 算两个方面总结了 Ｚ Ｏ基 Ｄ ｎ ＭＳ的国 内外研究现状 ， 讨论 了各种 生长方 法、 基底选择 、 生长 温度对材料磁性的影响， 总结 了如何通过改变实验条件来增大饱 和磁化 强度及提 高 Ｃ ｒ 温度。 ｕｉ ｅ
氧化物热电材料研究进展
氧化物热电材料研究进展徐飞;李安敏;程晓鹏;孔德明【摘要】由于能源危机正在到来,废热回收已经成为解决能源短缺问题的有效途径之一,热电材料在废热收集环节中占有举足轻重的地位.其中,氧化物热电材料拥有抗氧化能力强、热稳定性好、原料相对低廉、制备工艺相对简单、无毒、无污染、使用寿命长等传统合金材料不具备的优点,但由于低的电导率因而限制了其在热电性能方面的表现.已经有大量研究发现,可以通过元素掺杂,改善氧化物热电材料的热电性能,氧化物热电材料再次受到广大研究者的关注.综述了氧化物热电材料的研究进展与今后的发展方向,着重阐述了以BiCuSeO为代表的氧化物热电材料的基本结构、性能特征与研究进展;评述了BiCuSeO材料Bi位、Cu位和O位掺杂研究以及BiCuSeO的结构优化;并简单介绍了NaCo2 O 4、Ca3 Co4 O 9、SrTiO 3、ZnO、In2 O 3热电材料的研究情况.【期刊名称】《功能材料》【年(卷),期】2019(050)004【总页数】11页(P4038-4048)【关键词】废热回收;热电材料;氧化物热电材料;BiCuSeO;元素掺杂【作者】徐飞;李安敏;程晓鹏;孔德明【作者单位】广西大学资源环境与材料学院,广西有色金属及特色材料加工重点实验室,南宁 530004;广西大学资源环境与材料学院,广西有色金属及特色材料加工重点实验室,南宁 530004;广西大学资源环境与材料学院,广西有色金属及特色材料加工重点实验室,南宁 530004;广西大学资源环境与材料学院,广西有色金属及特色材料加工重点实验室,南宁 530004【正文语种】中文【中图分类】TB340 引言对于热电材料研究，早在1822年,塞贝克(Seebeck)就在《普鲁士科学院报》中描述了一个这样的现象，在相互连接的不同导体中, 由于温度差就会出现自由磁子。
将两种不同金属材料连接，将连线一端处于较高温度下，温度为T1(热端)，而另一端处于开路且较低温度下，温度为T2(冷端)，这时冷端存在一个开路电压ΔV，这个现象被称为Seebeck效应，ΔV被称为Seebeck电压，ΔV与热冷两端的温差ΔT成正比，即ΔV=SΔT=S(T1-T2)(1)其中，S为Seebeck系数，只与材料自身的电子能带结构相关。
稀磁半导体的室温铁磁性研究进展
稀磁半导体的室温铁磁性研究进展摘要:由于具有室温铁磁性和在与电子自旋相关的电子器件上的潜在应用,稀磁半导体氧化物的研究引起了人们的高度关注。
实验上已经成功地制备了一系列具有室温铁磁性的氧化物稀磁半导体,其磁性特别是居里温度和磁性离子的磁矩与实验条件、制备方法、衬底选择等有密切的关系。
随着实验上稀磁半导体的制备成功,人们对其磁性机制也进行了大量的理论(计算)研究,然而至今也没有得出统一的结论。
稀磁半导体的铁磁性机制还需要大量的理论研究和实验论证,一旦投入应用,必将引发微电子革命,创造未来更加绚丽多彩的数字新生活。
1引入当前和未来是信息时代,今后对信息的处理、传输和存储的速度和规模的要求越来越高。
在信息处理和传输中扮演着重要角色是以半导体材料为支撑的大规模集成电路和高频率器件,在这些技术中它们都极大地利用了电子的电荷属性;而信息技术中另一个不可缺少的方面——信息存储(如磁带、光盘、硬盘等)则是由磁性材料来完成的,它们极大地利用了电子的自旋属性。
然而人们对于电子电荷与自旋属性的研究和应用是平行发展的,彼此之间相互独立。
这是因为在传统的电子线路中电子是自旋简并的,自旋向上和自旋向下的电流是相等的,因而无法把电子的电荷和自旋属性区分开来并加以利用。
在一些铁磁性物质中,交换劈裂使得费米面处自旋向上和自旋向下的电子态密度不相等,导致两种自旋电流的大小不等而出现总的自旋极化电流。
操纵和利用这种自旋电流的设想开辟了物理学研究的新领域:自旋电子学(Spintronics)。
它是研究自旋极化电子的输运特性(包括自旋极化、自旋相关散射与自旋驰豫)以及基于这些独特性质来设计、开发新型电子器件的一门新兴的交叉学科。
由于自旋电子学同时利用了电子的电荷和自旋属性,这无疑将会给未来的信息技术带来巨大的变革。
与传统的半导体器件相比,自旋电子器件具有速度快、体积小、能耗低、非易失性、功能强等优点。
常见的半导体材料具有带隙却不具有自旋劈裂和磁性,而常见的磁性材料有自旋劈裂和磁性却不具有半导体的带隙。
In2O3稀磁氧化物半导体的局域结构与磁、输运性能的开题报告
In2O3稀磁氧化物半导体的局域结构与磁、输运性能的开题报告标题：In2O3稀磁氧化物半导体的局域结构与磁、输运性能背景：In2O3作为一种重要的氧化物半导体，在微电子学、光电子学以及储能器件等领域具有广泛的应用前景。
近年来，研究人员发现在一定条件下，In2O3具有稀磁性质，这为其在自旋电子学领域的应用提供了新的思路。
但是目前对于In2O3稀磁性质的来源和本质尚不清楚，这限制了其在应用中的进一步发展。
因此，对In2O3稀磁性质的深入研究具有重要的科学价值和应用前景。
目的：本研究旨在探究In2O3稀磁性质的来源和本质，揭示其局域结构与磁、输运性能的关系。
通过理论模拟和实验测量相结合的方法，研究In2O3稀磁性质的机理和特征，为其在自旋电子学领域的应用提供理论和实验基础。
方法：本研究将通过下列方法探究In2O3稀磁性质的机理和特征：1. 理论模拟：采用第一性原理计算方法，研究In2O3的局域结构和电子结构，揭示稀磁性质的来源和本质。
2. 实验测量：通过X射线吸收光谱、磁性测量和输运性能测量等方法，验证理论模拟的结果，并研究稀磁性质对In2O3电子和热输运性能的影响。
预期结果：本研究的预期结果包括：1. 揭示In2O3稀磁性质的来源和本质，探究其局域结构与磁、输运性能的关系。
2. 提供理论和实验基础，为In2O3在自旋电子学领域的应用提供支持。
3. 对于稀磁氧化物半导体的基础研究具有重要的科学价值和应用前景。
结论：本研究将深入研究In2O3稀磁性质的机理和特征，揭示其局域结构与磁、输运性能的关系。
预计结果将为In2O3在自旋电子学领域的应用提供理论和实验基础，对于稀磁氧化物半导体的基础研究具有重要的科学价值和应用前景。
自燃烧法合成的ZnO基稀磁半导体纳米颗粒研究进展
ＤＵＡＮ ｂ ｎ Ｌｉ ｉｇ
（ ｃ ｏ ｌ ｆＳ ｉｎ ｅ Ｓ ｈ ｏ ｃｅ ｃ ，Ｎｏ ｔ ｗｅ ｔｒ ｏｙ ｅｈ ｉａ ｎｖ ｒｉ ｏ ｒｈ ｓｅｎ Ｐ ｌｔｃ ｎｃ ｌ ｉｅｓｔ Ｕ ｙ，Ｘｉａ １ ０ ２ ’ｎ ７ ０ ７ ）
・ Leabharlann １ ６・材料 导报 ： 述篇 综
２１ ０ ０年 ５月 （ ） ２ 第 ５期 上 第 ４卷
自燃 烧 法 合成 的 Ｚ Ｏ 基稀 磁 半导 体 纳米 颗粒 研 究 进展 ｎ
段 利 兵
（ 西北工业大学理学院 ， 西安 ７０ ７ ） １ ０ ２
摘 要 稀 磁 半 导体 制备 方 法 与磁 性 起 源 的研 究是 当 前 凝 聚 态物 理 的 一 项 热 门课 题 。 首 先 介 绍 了 自燃 烧 合 成
步提 高信息 处理 的速度 和存储 密度 ， 应对 电 子 的 自旋 加 以利 用， 由此产 生 了一 门新 的磁 学和 微 电子 学 的交 叉学 科— — 自 旋 电子学 （ｐ ｔ ｎ ｓ 。由于 自旋 和外 界 的相互 作 用远 比电 Ｓｉｒ ｉ） ｎｏｃ
Ａｂ ｔａ ｔ ｓｒｃ Ｔｈ ｅ ｅ ｒ ｈ ｏ ｙ ｔ ｅ ｉ ｔ ｏ ｓａ ｄ ｏ ｉｉ ｆｍａ ｎ ｔ ｒ ｐ ｒ ｉｓ ｏ ｅ ｒ ｓ ａ ｃ ｎ ｓ ｎ ｈ ｓ ｓｍｅ ｈ ｄ ｎ ｒｇ ｎ ｏ ｇ ｅ ｉ ｐ ｏ ｅ ｔ ｆＤＭ Ｓ ｉ ａ ｎ ｅ ｅ ｔ ｇ ｆ ｃ ｓ ｃ ｅ ｓ ｎ ｉ ｔ ｒ ｓ ｉ ｏ ｕ ｎ
ｂ ｓ ｄ ＤＭ Ｓ ｓ ｎ ｈ ｓｚ ｄ ｖａ ａ ｔ － ｏ ｂ ｓ ｉｎ ｍｅ ｈ ｄ ａｅ ｙ ｔ ｅ ｉ ｉ ｕ ｏ ｃ ｍ ｕ ｔ ｔ ｏ ． ｅ ｏ Ｋｅ ｒ ｓ ｙ ｗｏ ｄ ｄ ｌ ｔｄ ｍａ ｎ ｔ ｅ ｃ ｎ ｕ ｔ ｒ ，Ｚ Ｏ，ｃ ｙ ｔ ｌｓ ｒ ｃ ｕ ｅ ｏ ｍ－ｅ ｅ ａ ｕ ｅ ｆ ｒ ｏ ｇ ｅ ｉ ｉ ｅ ｇ ｅ ｉ ｓ ｍｉｏ ｄ ｃ ｏ ｓ ｎ ｕ ｃ ｒ ｓ ａ ｔｕ ｔ ｒ ，ｒ ｏ ｔ ｍｐ ｒ ｔ ｒ ｅ ｒ ｍａ ｎ ｔ ｍ ｓ
氧化物半导体材料的研究进展
氧化物半导体材料的研究进展氧化物半导体材料是一类新型半导体材料，具有广阔的应用前景，大量的研究表明，氧化物半导体材料在光电传感、能源存储、光催化、磁存储等领域具有重要的应用价值。
本文将从氧化物半导体材料的发展历程、主要物性及其应用研究几个方面进行阐述。
一、氧化物半导体材料的发展历程氧化物半导体材料是指由多种氧化物，如氧化锌、氧化铟、氧化铟锡等组成的半导体材料，其主要特点是具有高电子亲和能、大的禁带宽度、稳定的结构和化学性质等物理特性。
其研究历史可以追溯到上世纪60年代，最初几乎所有光电器件都采用硅、锗为材料，但是由于这些材料的特性不足以满足需求，因此人们开始研究使用新型半导体材料。
氧化物半导体材料的研究起步于上世纪80年代，最早的是氧化铟薄膜，并被广泛的应用于光电传感、电致变色、白光LED照明等领域。
近年来，随着氧化物半导体材料的研究不断深入，新的材料，如氧化铟锡（ITO）、氧化铝、氧化钨、氧化锌等也陆续被研制出来，并进入到了实际应用中。
二、氧化物半导体材料的主要物性1. 禁带宽度半导体材料的禁带宽度是指导带和价带之间的能隙大小，对于光电器件的应用而言，禁带宽度的大小对于光的吸收、激发等具有重要的影响。
在所有半导体材料中，氧化物半导体材料的禁带宽度较大，且宽度可调控，这使得相较于其他材料，其具有更强的光吸收能力和光致发光能力。
2. 电子亲和能电子亲和能是指材料带电子在结晶状态下其能级与自由电子能级差异的大小，对于氧化物半导体材料而言，其具有较高的电子亲和能，这表明电子能够更容易的被氧化物吸收，从而产生更为显著的电子激发现象，进而对应用有更为重要的帮助。
3. 热稳定性氧化物半导体材料的热稳定性是指在氧化物材料中，材料禁带宽度的温度系数与材料热膨胀系数的比值。
这是与化学物质的热性质相关的一个物理性质，对于材料应用具有重要的影响。
值得一提的是氧化物半导体材料具有良好的热稳定性，这使得其被应用于高温条件下的器件。
ZnO基稀磁半导体的研究进展
第２ ７卷 第 ３期 ２０ ０ ７年 ５月
河北 大 学 学报 （ 自然科 学版 ）
Ｊ ｕｎ ｌ ｆ ｂ ｉ ｉｅｓ ｙ（ ｔｒｌ ｃ ｎｅＥ ｉｏ ） ｏ ｒａ ｏ ｅ Ｕｎｖｒｉ Ｎａｕａ Ｓ ｉ ｃ ｄｔ ｎ Ｈｅ ｔ ｅ ｉ
ｃ ｙ ｔ ｓｗｈ ｃ ａ ｅ ｎ ｓ ｎ ｈ ｓｚ ｄ ｂ ｎ ｒ ｉ ｎ ｉｓ ｉｕ ｅ ，ａ ｄ ｄ ｓ ｕ ｓ ｔ ｅ ｆ ｒ ｔ ｒ ｃ ｄ ｒ ｆｔ ｅ ｆｒ ｏ ｒ ｓ ａ ｉｈ ｈ ｓｂ ｅ ｙ ｔ ｅ ｉｅ ｙ ｍａ ｙ ｆ ｅｇ ｔ ｔ ｓ ｎ ｉｃ ｓ ｈ ｏ ｍａ ｉ ｐ ｏ ｅ ｕ ｅｏ ｈ ｅ ｒ — ｌ ｏ ｎ ｔ ｎ
中图分 类号 ： ７ Ｏ４ 文献标 识 码 ： Ａ 文章编 号 ：０ ０—１ ６ （０ ７ ０ —０ ３ １０ ５ ５ ２ ０ ） ３ ３ ２—０ ５
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氧化物_氧化物陶瓷基复合材料的研究进展
第29卷 第7期 无 机 材 料 学 报Vol. 29No. 72014年7月Journal of Inorganic Materials Jul., 2014收稿日期: 2013-10-08; 收到修改稿日期: 2014-01-11基金项目: 国家自然科学基金(51202291 ); 湖南省高校科技创新团队支持计划; 国防科技大学创新群体计划National Natural Science Foundation of China (51202291); Aid Program for Science and Technology Innovative Re-search Team in Higher Educational Institutions of Hunan Province; Aid Program for Innovative Group of National University of Defense Technology作者简介: 王 义(1985−), 男, 博士研究生. E-mail:wycfcnudt@ 通讯作者: 程海峰, 研究员. E-mail:chfcfc@文章编号: 1000-324X(2014)07-0673-08 DOI: 10.3724/SP.J.1077.2014.13507氧化物/氧化物陶瓷基复合材料的研究进展王 义, 刘海韬, 程海峰, 王 军(国防科技大学 新型陶瓷纤维及其复合材料重点实验室, 长沙 410073)摘 要: 氧化物/氧化物陶瓷基复合材料(CMCs )具有很多优良的性能, 如高比强度、高比模量、优异的抗氧化性能等, 可应用于航空发动机燃烧室和尾喷管等热端部件。
本文概述了氧化物/氧化物CMCs 的增强纤维和陶瓷基体, 指出单晶氧化物纤维和莫来石陶瓷基体应用潜力较大; 从改善纤维/基体界面结合程度的角度出发, 综述了从界面相和多孔基体角度提高力学性能的方案; 分析了限制其应用的三个关键问题(缺口敏感度、蠕变容忍度和耐烧蚀性能 ), 最后对其未来发展进行了展望。
新型稀磁半导体研究的最新进展
新型稀磁半导体研究的最新进展
张莉;陈浩泽;李林先;冯山;王少雷
【期刊名称】《凝聚态物理学进展》
【年(卷),期】2018(007)001
【摘要】本文综述了基于铁基超导体系掺杂调控的新型稀磁半导体研究进展。
首先从阐述稀磁半导体和铁基超导体的研究现状入手,指出研究基于铁基超导体系掺杂调控的新型稀磁半导体的优势,然后对于“111”、“1111”、“122”相,分别简述了其制备方法和晶体结构、物性测量手段和方法、理论分析和模拟计算等。
特别地,对新型稀磁半导体研究中报道的最新样品合成思路和最新测量手段作了分析和说明。
最后,对探索铁磁居里转变温度更高、性能更好的新型稀磁半导体作了总结和展望。
【总页数】17页(P27-42)
【作者】张莉;陈浩泽;李林先;冯山;王少雷
【作者单位】[1]中国计量大学理学院,浙江杭州;;[1]中国计量大学理学院,浙江杭州;;[1]中国计量大学理学院,浙江杭州;;[1]中国计量大学理学院,浙江杭州;;[1]中国计量大学理学院,浙江杭州
【正文语种】中文
【中图分类】TN3
【相关文献】
1.稀磁半导体研究的最新进展 [J], 李东;王耘波;于军;王宝义;魏龙
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3.Ⅰ-Ⅱ-Ⅴ族基新型稀磁半导体磁电性质的研究进展 [J], 李越;陈婷;叶燕;丁守兵;毋志民
4.新型稀磁半导体Zn＿（1－x）Co＿xS光谱特性的实验研究 [J], 王学忠;陈辰嘉;刘国彬
5.新兴(新型)权利研究的最新进展——以首届“新兴(新型)权利与法治中国”研讨会入选论文为分析对象 [J], 魏治勋;张新语
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(整理)ZnO基稀磁半导体材料的研究进展.
ZnO基稀磁半导体材料的研究进展集半导电性和磁性于一体的磁性半导体，可以同时利用电子的电荷和自旋，兼备常规半导体电子学和磁电子学的优越性，被认为是2l世纪最重要的电子学材料．在自旋电子领域展现出非常广阔的应用前景，引起了人们对其研究的浓厚兴趣．在非磁半导体材料中掺杂磁性元素，将有可能使其变成磁性的．因而，从材料的磁性角度出发，半导体材料可以划分为非磁半导体(nonmagnetic semiconductor)、稀磁半导体 (diluted magnetic semiconductor)和磁半导体(magnetic semiconductor)三种类型(图1)．稀磁半导体在没有外场作用时与非磁半导体具有相同的性质；反之，则具有一定的磁性．DMS的禁带宽度和晶格常数随掺杂的磁性材料离子浓度和种类不同而变化，通过能带剪裁工程可使这些材料应用于各种器件．氧化物DMS掺杂元素主要有过渡族元素(TM)、Sc、Ti、V、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Cu等以及稀土元素(RE)等，过渡族元素和稀土元素具有很强的局域自旋磁矩，这些元素掺入到半导体材料中，替代半导体材料部分阳离子的位置形成稀磁半导体．在外加电场或者磁场的影响下，材料中的载流子行为发生改变，从而产生了一般半导体材料所没有的一些新物理现象．如巨法拉第效应、巨塞曼分裂、反常霍尔效应、大的激子分裂、超晶格量子阱以及磁致绝缘体--金属转变等．可以开发全新的、更微型化的半导体自旋电子器件，如自旋场效应晶体管(Spin—FET)、自旋发光二极管(Spin—LED)，同时还可以将目前分立的信息存储、处理、显示集成为一体，对微电子器件产生革命性的影响．1 DMS发展概述DMS的研究可以上溯到上个世纪60年代，当时所研究的磁性半导体材料大多是天然的矿石，如硫族铕化物在半导体尖晶石中可以产生周期性的磁元素阵列．但这类磁半导体的晶体结构和Si、GaAs等半导体材料有极大的不同．其晶体生长极为困难，很小的晶体通常要花费数周的准备和实施时间．同时，居里温度Tc在100K以下，导电性能接近绝缘体．经过几十年的研究，由于DMS的居里温度Tc远低于室温以及较低的饱和磁化强度，DMS没有能够得到广泛的应用．进入20世纪80年代，人们开始关注稀磁半导体．即用少量磁性元素与II—VI族非磁性半导体形成的合金。
ZnO基稀磁半导体磁性起源的探索
ZnO基稀磁半导体磁性起源的探索居健;吴雪梅;诸葛兰剑【期刊名称】《材料导报》【年(卷),期】2007(021)012【摘要】对掺杂过渡金属(TM)制备得到的ZnO基稀磁半导体的磁性起源作了理论和实验两方面知识的调研,在理论方面主要介绍了几种磁性交换的模型:直接超交换和间接超交换、载流子媒介交换和跃迁磁板子.在实验方面分析众多国内外相关文献,发现选择正确的生长条件对于成功获得稀磁半导体至关重要,低生长温度、高氧偏压和较少的TM离子掺杂浓度能促使TM掺杂物的均一分布,并能削弱反铁磁性(AFM)交换进而增进铁磁性(FM)交换.同时据文献报道发现很多样品的磁性并不是固有的,载流子尤其空穴的存在对于铁磁交换作用起着至关重要的作用.【总页数】5页(P110-114)【作者】居健;吴雪梅;诸葛兰剑【作者单位】苏州大学物理系,苏州,215006;江苏省薄膜材料重点实验室,苏州,215006;苏州大学物理系,苏州,215006;江苏省薄膜材料重点实验室,苏州,215006;中国科学院等离子体物理研究所,合肥,230031;苏州大学分析测试中心,苏州,215006;江苏省薄膜材料重点实验室,苏州,215006【正文语种】中文【中图分类】TB3【相关文献】1.Fe、Ni共掺杂ZnO基稀磁半导体光学性能与铁磁性研究 [J], 魏智强;张玲玲;武晓娟;吴永富;王璇2.Mn掺杂ZnO基稀磁半导体材料磁性研究进展 [J], 张宇;李彤;王雅欣;赵新为;介琼3.Mn掺杂ZnO基稀磁半导体材料磁性研究进展 [J], 张宇;李彤;王雅欣;赵新为;介琼4.Co掺杂ZnO基稀磁半导体材料磁性研究进展 [J], 李彤;介琼;张宇;王雅欣;倪晓昌;5.Co掺杂ZnO基稀磁半导体材料磁性研究进展 [J], 李彤;介琼;张宇;王雅欣;倪晓昌因版权原因，仅展示原文概要，查看原文内容请购买。
1111型稀磁半导体的研究进展pdf
中国科学:物理学力学天文学SCIENTIA SINICA Physica,Mechanica&Astronomica “1111”型稀磁半导体的研究进展丁翠,宁凡龙∗浙江大学物理系,杭州310027*联系人,E-mail:ningfl@收稿日期:2014-05-20;接受日期:2014-07-29国家自然科学基金(批准号:11274268)和重点基础研究发展计划(编号:2011CBA00103,2014CB921203)资助项目摘要我们成功地制备了载流子和自旋分离的“1111”型块材稀磁半导体(La,AE)(Zn,TM)AsO(AE=Ba,Sr;TM= Mn,Fe)居里温度T C可以达到40K.我们研究了载流子和局域磁矩对铁磁有序的调制作用,在(La1−x Sr x)(Zn0.9Mn0.1) AsO(x=0.10,0.20,0.30)中,控制Mn的浓度为10%,改变Sr的掺杂浓度,当Sr的掺杂量为10%时,我们可以观测到∼30K的铁磁转变温度;而当Sr的掺杂量达到30%时,铁磁转变温度和有效磁矩都大幅度地降低.我们运用缪子自旋共振和中子散射等微观测量手段研究了该系列材料的自旋动力学,缪子自旋共振的测量表明铁磁有序转变发生在整个样品内,即样品是块材稀磁半导体;缪子自旋共振测量得到的“1111”型稀磁半导体静态局域场振幅a S与居里温度T C的关系和(Ga,Mn)As,“111”型Li(Zn,Mn)As,以及“122”型(Ba,K)(Zn,Mn)2As2一致,表明这些体系拥有相同的磁性起源机制.我们对该系列稀磁半导体的研究有利于进一步揭示包括(Ga,Mn)As在内的稀磁半导体的磁性起源机制.关键词载流子,自旋,块材,稀磁半导体,µSR,中子散射,铁磁有序PACS:75.50.Pp,75.47.Lx,75.30.Crdoi:10.1360/SSPMA2014-001711引言计算机是20世纪改变人类生活最重要的发明之一,而计算机的发展很大程度上得益于对半导体的研究,理解和应用.普通计算机只操作了半导体中电子的电荷自由度,而信息储存却依赖于磁性存储器件中电子的自旋自由度[1].稀磁半导体集半导体的电学性质和磁学性质于一身,如果能应用于计算机中,或许能大大提高计算机的运行速度,将给整个社会带来很大的效益.所以,稀磁半导体的制备和研究是一项比较有意义的工作.稀磁半导体的研究经历了半个多世纪,在II-VI族等半导体中掺杂磁性过渡族金属元素形成的稀磁半导体将其研究推向了高峰[2–5].但在这类稀磁半导体中,Mn离子替代等价的金属离子,只引入了局域磁矩,局域磁矩之间的反铁磁性超交换作用使这类稀磁半导体在不同的磁性原子浓度和不同温度下的磁性行为各异.另外,由于载流子浓度小,此类稀磁半导体的导电性很难控制,很难掺杂成n型或p型半导体[1].20世纪90年代初,在III-V族半导体中掺入Mn,将铁磁转变温度提升至∼170K[6,7],使稀磁半导体的研究再次成为热点.提高制备技术后,在Mn离丁翠等:“1111”型稀磁半导体的研究进展子掺杂浓度达到12%时,(Ga,Mn)As的T C已经达到∼200K[8–10].在(Ga,Mn)As中,二价的Mn离子替代三价的Ga离子,在提供自旋的同时也引进了空穴,使(Ga,Mn)As成为一个p型的稀磁半导体.但是这种自旋掺杂和空穴掺杂不可分离的特点使得无法单独研究自旋或者载流子对铁磁有序的贡献.同时(Ga,Mn)As是薄膜材料,阻碍了一些需要块材的微观磁性测量手段的研究,如固态核磁共振测量(Nuclear Magnetic Resonance),缪子自旋共振测量(Muon Spin Rotation/Relaxation/Resonance)和中子散射测量(Neutron Scattering).制备和研究稀磁半导体的最终目的是应用其于工业生产中,因此要求它的铁磁转变温度T C能够达到室温以上[11],而现有的(Ga,M-n)As薄膜的最高T C也远低于这个温度.所以,除了研究(Ga,Mn)As的磁性机制之外,还需要探索制备新的稀磁半导体,以期得到具有更高T C的稀磁半导体材料.近几年来,哥伦比亚大学Yasutomo Uemura教授研究组,中国科学院物理所靳常青教授研究组和浙江大学宁凡龙教授研究组密切合作,成功设计、制备出了一系列电荷、自旋分离的新型块材稀磁半导体.这些新型稀磁半导体的制备是通过在母体中掺入磁性离子引入局域磁矩,同时掺入不同价态的金属离子引进载流子,实现电荷和自旋的分离.借用铁基超导体的命名方式,分别称为“122”[12,13],“111”[14,15],“1111”[16–20],“32522”[21]和“42622”[22]型稀磁半导体(与“11”型铁基超导体相对应的“11”型稀磁半导体[23]在20世纪80年代就已经制备出,但它并不是自旋、载流子分离的,而是前文提到的II-VI族稀体铁磁半导体).表1[24−33]列举了具备这几种结构的铁基超导体材料的超导转变温度T C,稀磁半导体材料的居里温度T C和反铁磁材料的奈尔温度T N以及对应的晶格参数[21].这些新型的块材稀磁半导体具有一些特有的优势,例如:“111”型即I-II-V族的LiZnAs具有和GaAs相同的立方晶体结构;而“122”型稀磁半导体(Ba,K)(Zn,Mn)2As2的居里温度已经达到了220K[34],超过了(Ga,Mn)As的最高T C纪录;在(La,Ba)(Zn,Mn)AsO中,Ba和Mn均为化学稳定的元素,可精确控制其掺杂量,进而分别研究电荷和自旋对铁磁有序的影响.本文主要介绍“1111”型稀磁半导体的制备和基本物理性质,包括中子散射测量和缪子自旋共振测量的结果等.2“1111”型稀磁半导体的制备与物性测量本节以介绍“1111”型稀磁半导体(La,AE)(Zn,M-n)AsO(AE=Sr,Ba)[16,17]为出发点,重点介绍它的电输运,磁化强度,以及µSR测量的自旋动力学等信息.然后把它和Fe掺杂的(La,Sr)(Zn,Fe)AsO[18]结果进行比较.最后介绍其他系列的“1111”型稀磁半导体:(La,Ca)(Zn,Mn)SbO[20],(La,Sr)O(Cu,Mn)S[19]和Ca(Ni,Mn)GeH[35].2.1(La,AE)(Zn,Mn)AsO(AE=Sr,Ba)的制备与结构LaZnAsO是直接带隙半导体,带隙约为1.5 eV[36].在La3+位掺杂二价的碱土金属离子Sr2+, Ba2+引入空穴;同时在Zn2+位掺杂Mn2+引入局域磁矩,可以制备出“1111”型块材稀磁半导体(La,A)(Zn, Mn)AsO(A=Sr,Ba),居里温度大约为40K[16,17].制备这类稀磁半导体时,先用高纯单质La,Zn,M-n和As在900◦C烧制出中间产物LaAs,ZnAs和MnAs,然后把这些中间产物与碱土金属氧化物SrO或Ba2O2,以及适量的ZnO,MnO或者Mn单质进行特定组分配比、研磨、压片,并在1150◦C下烧结40h得到最终产物.用碱土金属的氧化物取代碱土金属单质掺杂,避免了碱土金属的大量挥发,更加精确地控制了碱土金属元素的掺杂量,从而使掺杂浓度得到相对精确的控制.图1(a)是LaZnAsO的晶格结构图和XRD图及其Rietveld精修的结果[16],从晶格结构图中可以看到,每个Zn原子位于四个As原子组成的四面体中心,形成与ab面平行的ZnAs层;ZnAs层被LaO层隔开,使LaZnAsO拥有准二维的结构.LaZnAsO的XRD图与ZrCuSiAs的四方晶体结构相符合,说明LaZnAsO和“1111”铁基超导体的母体LaFeAsO拥有相同的结构,为P4/nmm空间群中的四方晶体结构.图1(b)是(La1−x Ba x)(Zn1−x Mn x)AsO 的(102)衍射峰的放大图,当x 0.15时,峰位随掺杂量的增大而左移,而x=0.20的峰却向右移.这说明在x 0.15时,Ba和Mn成功掺杂进母体;但含量达到20%时,2表1“11”,“111”,“1111”,“122”,“32522”和“42622”型材料中,铁基超导体的超导转变温度T C,稀磁半导体的居里温度T C和反铁磁材料的奈尔温度T N[21].表中同时列举了各自的晶体结构和晶格常数[21]Table1The transition temperature T C for a superconductor,Curie temperature T C for a diluted magnetic semiconductor and Neel temperature T N for an antiferromagnet of“11”,“111”,“1111”,“122”,“32522”and“42622”type compounds.The type of crystal structure and lattice constants are also listed for available compounds[21]xxx SC DMS AFMFeSe(Zn,Mn)Se MnSe(T C∼8K)[24](T f∼24K)[23](T N∼197K)[25]”11”Tetragonal Cubic Cubica=3.7676a=5.669a=5.464c=5.4847LiFeAs Li(Zn,Mn)As LiMnAs(T C∼18K)[26](T C∼50K)[14](T N∼393K)[27]”111”Tetragonal Cubic Tetragonala=3.77a=5.94a=4.273c=6.36c=12.370LaFeAs(O,F)(La,Ba)(Zn,Mn)AsO LaMnAsO(T C∼26K)[28](T C∼40K)[16](T N∼317K)[29]”1111”Tetragonal Tetragonal Tetragonala=4.0320a=4.116a=4.11398c=8.7263c=9.11c=9.03044(Ba,K)Fe2As2(Ba,K)(Zn,Mn)2As2BaMn2As2(T C∼38K)[30](T C∼180K)[12](T N∼625K)[31]”122”Tetragonal Tetragonal Tetragonala=3.917a=4.131a=4.1684c=13.2968c=13.481c=13.4681Ca3Al2O5−y Fe2As2Sr3La2O5(Zn,Mn)2As2(T C∼30.2K)[32](T C∼40K)[21]hypothetical ”32522”Tetragonal Tetragonal(Sr3La2O5Mn2As2)a=3.742a=4.2612c=26.078c=27.675Sr4V2O6Fe2As2Sr4Ti2O6(Zn,Mn)2As2(T C∼37.2K)[33](T C∼25K)hypothetical ”42622”Tetragonal(Unpublished)(Sr4Ti2O6Mn2As2)a=3.9296c=15.6732Ba和Mn就不易掺杂进样品,而出现了杂峰.这在图1(c)中也有所体现,图1(c)是(La1−x Ba x)(Zn1−x Mn x) AsO中a轴和c轴的晶格常数随x的变化[16],当x 0.15时,晶格常数a和c随掺杂量的增大而增大,但是在x=0.20时却减小了,说明在LaZnAsO中同时掺杂Ba和Mn的固溶度小于20%.2.2(La,AE)(Zn,Mn)AsO(AE=Sr,Ba)宏观物性测量2.2.1(La,A)(Zn,Mn)AsO(A=Sr,Ba)的电阻率测量前文提到LaZnAsO是直接带隙半导体,如图2所示,其电阻率与温度的依赖关系呈现出典型的半导体行为[17].在LaZnAsO的La3+位掺入Sr2+,制备出(La0.9Sr0.1)ZnAsO,其电阻率随温度降低而减小,表现出金属性行为,说明Sr2+在La3+位的掺杂引入了载流子,样品从半导体相转变为了金属相.如果同时在Zn2+位掺入Mn2+,(La0.9Sr0.1)(Zn0.9Mn0.1)AsO则又表现出了电阻率随温度降低而增大的行为,说明Mn2+离子掺杂引进的局域磁矩对载流子有束缚和散射作用.在LaZnAsO中等量掺杂碱土金属元素Ba和磁性元素Mn,可以制备出一系列居里温度T C∼40K的稀磁半导体(La,Ba)(Zn,Mn)AsO[16].他们的电阻率与温度依赖关系如图3(a)所示,表现为半导体行为[16].3丁翠等:“1111”型稀磁半导体的研究进展2(degree)2 (degree)I n t e n s i t y (a .u .)0.9070.9090.911a (n m )XLaZnOθθc (n m )0.000.050.100.150.20图1(网络版彩图)(a)LaZnAsO 的XRD 图及其Rietveld 精修的结果,插图是LaZnAsO 的晶格结构图[16];(b)(La 1−x Ba x )(Zn 1−xMn x )AsO 的(102)峰的放大图;(c)(La 1−x Ba x )(Zn 1−x Mn x )AsO a 轴和c 轴的晶格常数[16]Figure 1(Color online)(a)X-ray diffraction pattern of LaZnAsO with Rietveld analyses.Insert:crystal structure of LaZnAsO.(b)Amplified plot of(102)peak for (La 1−x Ba x )(Zn 1−x Mn x )AsO.(c)Lattice constants for the a axis and c axis of (La 1−x Ba x )(Zn 1−x Mn x )AsO [16].随着掺杂量的增加,电阻率大幅下降,但始终没有出现半导体相到金属相的转变.另外,此类稀磁半导体的电阻率从2K 到室温均随温度降低单调递增,与在CaNiGe 和CaNiGeH 中掺杂Mn 而形成的类自旋玻璃的电阻率与温度关系迥异[35,37],它们的电阻率在20K 以上随温度降低而减小,在20K 以下随温度降低而增大,表现出了近藤(Kondo)行为[35,37].图3(a)中的电阻与温度的关系表明,载流子的浓度可以调控电阻率大小,但同时空穴载流子受到了局域磁矩的束缚和散射.我们可以通过室温附近的电阻率粗略计算一下掺杂Ba 和Mn 的激发能变化,如图3(c)和(d)所示.通过1/ρ=Cexp(−E a /k B T )计算得到(La 0.95Ba 0.05)(Zn 0.95Mn 0.05)AsO 的激发能E a 为0.053eV ,而(La 0.9Ba 0.1)(Zn 0.9Mn 0.1)AsO 的激发能为0.04eV .E a 的结果表明随着掺杂量的增大,激发能减小,这与图3(a)所示的随着掺杂量增大,电阻率降低的结果相符合.图3(b)是(La 0.9Ba 0.1)(Zn 0.9Mn 0.1)AsO 的ln ρ与T −1/3的依赖关系,符合二维VRH (Variable Range Hopping)模型的莫特定律[38]:ρ=Cexp(T 0/T)1/3,表明载流子是局域化的,被局域磁矩束缚.2.2.2(La,AE)(Zn,Mn)AsO (AE =Sr,Ba)的磁性测量从电阻测量结果可以看出,自旋和载流子相互作用共同决定了(La,Ba)(Zn,Mn)AsO 的导电特性.接下来我们进一步研究自旋和载流子如何相互调制,影响磁学性质.在Zn 2+位掺杂Mn 2+只引进了局域磁矩,在1000Oe 的外场下对只掺杂Mn 2+的样品La(Zn 0.9Mn 0.1)AsO 进行零场冷和场冷磁化强度与温度依赖关系的测量,得到如图4(a)所示的居里外斯(Curie-Weiss)顺磁行为[16]:M =C /(T −θ),其中C =0.321µB K/Mn,θ=−(Zn 0.9Mn 0.1)AsO 在从2K 到100K 整个温度范围内4均未出现磁有序相的转变,说明仅引进局域磁矩无法形成铁磁有序相.但在Zn 2+位掺杂Mn 2+的基础上,在La 3+位掺杂Ba 2+引入空穴载流子,样品出现了铁磁有序相转变.图4(b)中,在外磁场为1000Oe 下,测量(La 1−x Ba x )(Zn 1−x Mn x )AsO (x =0.05,0.10,0.15,0.20)零场冷和场冷下的磁化强度[16],在30–40K 可以观测到铁磁相转变.在更低温度下可以观测到这两条磁化强度曲线的劈裂,这个劈裂温度定义为T f ,静态自旋冻结温度.在下文关于µSR 的介绍中,会详细描述T f 具体的物理意义.图4(b)中,在Ba 和Mn 掺杂都为5%时,饱和磁矩最大,为0.95µB /Mn;随着掺杂量的增大,饱和磁矩逐渐减小,当掺杂量达到20%时,饱和磁矩只有0.17µB /Mn.这个结果似乎是由RKKY 相互作用中铁磁耦合作用和最近邻局域磁1.00100R e s i s t i v i t y (Ω c m )T (K)1.00×1061.00×1041.00×10−41.00×10−2图2(网络版彩图)LaZnAsO,(La 0.9Sr 0.1)ZnAsO 和(La 0.9Sr 0.1)(Zn 0.9Mn 0.1)AsO 的电阻率与温度关系[17]Figure 2(Color online)The electrical resistivity for LaZnAsO,(La 0.9Sr 0.1)ZnAsO and (La 0.9Sr 0.1)(Zn 0.9Mn 0.1)AsO [17].10−10101010101010R e s i s t i v i t y (Ω c m )T (K)2.53.03.54.04.5l n ρ (Ω c m )T −1/3 (K −1/3)2.02.53.03.54.04.55.0l n ρ (Ω c m )1000/T (K −1)2.02.53.03.54.04.5l n ρ (Ω c m )1000/T (K −1)(b)(c)(d)0.150.16250.1750.18750.2(La 0.9Ba 0.1)(Zn 0.9Mn 0.1)AsOLa 0.9Ba 0.1Zn 0.9Mn 0.1AsOLa 0.95Ba 0.05Zn 0.95Mn 0.05AsO3456783.03.54.0 4.55.0 5.56.0 6.57.0图3(网络版彩图)(a)(La 1−x Ba x )(Zn 1−x Mn x )AsO (x =0.05,0.10,0.15,0.20)的电阻率与温度关系[16].(b)(La 0.9Ba 0.1)(Zn 0.9Mn 0.1)AsO VRH 模型拟合;(c),(d)(La 0.95Ba 0.05)(Zn 0.95Mn 0.05)AsO 和(La 0.9Ba 0.1)(Zn 0.9Mn 0.1)AsO 在室温附近ln ρ随1000/T 变化曲线Figure 3(Color online)(a)The electrical resistivity for (La 1−x Ba x )(Zn 1−x Mn x )AsO (x =0.05,0.10,0.15,0.20)[16].(b)The fitting of resistivity for (La 0.9Ba 0.1)(Zn 0.9Mn 0.1)AsO with Variable-range-hopping mechanisms.(c)and (d)The fitting of resistivity for (La 0.95Ba 0.05)(Zn 0.95Mn 0.05)AsO and(La 0.9Ba 0.1)(Zn 0.9Mn 0.1)AsO with an activation function,respectively.5丁翠等:“1111”型稀磁半导体的研究进展0.000.020.040.060.08(a)0.00.20.40.60.81.01.2−2−112Field (T)−0.6−0.4−0.20.00.20.40.6T (K)501001502000T (K)Field (T)−4−2024M (μB /M n )M (μB /M n )M (μB /M n )M (μB /M n )La (Zn 0.9Mn 0.1)AsO图4(网络版彩图)(a)La(Zn 0.9Mn 0.1)AsO 磁化强度和温度的关系[16],其中实线是居里-外斯拟合曲线;(b)(La,Ba)(Zn,Mn)AsO 零场冷和场冷的磁化强度和温度的关系[16];(c)(La,Ba)(Zn,Mn)AsO 在5K 时的磁滞回线图[16];(d)(La 0.8Ba 0.2)(Zn 0.8Mn 0.2)AsO 从2K 到30K 的磁滞回线图Figure 4(Color online)(a)The magnetization for La(Zn 0.9Mn 0.1)AsO,the solid line represents the Curie-Weiss law [16].(b)dc magnetization measured under ZFC and FC condition for (La,Ba)(Zn,Mn)AsO [16].(c)The isothermal magnetization for (La,Ba)(Zn,Mn)AsO measured at 5K [16].(d)The isothermal magnetization for (La 0.8Ba 0.2)(Zn 0.8Mn 0.2)from 2K to 30K.矩间反铁磁耦合作用竞争引起的.已知Mn 2+最近邻为Mn 2+的百分比为P (N ;x )=C 4N x N (1−x )(4−N )(N 表示Mn 的四个最近邻原子中为Mn 的个数,x 表示Mn 的掺杂量).我们只计算N =1的情况,当x =0.05时,P =17.15%;当x =0.10时,P =29.16%;而当x =0.20时,P =41.6%.可见随着Mn 掺杂量的增加,Mn 2+最近邻为Mn 2+的概率也在增大,从而最近邻的Mn 2+之间的反铁磁耦合作用增强,抑制了铁磁有序,使饱和磁矩随Mn 掺杂量增大而减小.图4(c)是(La 1−x Ba x )(Zn 1−x Mn x )AsO 在5K 时的磁滞回线[16],矫顽力分别是1.06T (x =0.05),1.14T(x =0.10), 1.28T(x =0.15),0.71T(x =0.20),远大于立方晶系稀磁半导体Li(Zn,Mn)As,Li(Zn,Mn)P,(Ga,Mn)As 等的矫顽力,∼50Oe [14,15,39],这与低温下零场冷和场冷磁化强度间巨大的差异相符合.图4(d)是(La 0.8Ba 0.2)(Zn 0.8Mn 0.2)AsO 2K 和30K 的磁滞回线,矫顽力随温度升高而降低,在2K 时为∼0.95T,而在30K 时,几乎为零.在Sr,Mn 共掺杂的LaZnAsO 样品中也可以观察到铁磁有序相转变.如图5(a)[17]所示,(La 1−x Sr x )(Zn 1−x Mn x )AsO (x =0.1,0.2,0.3)在1000Oe 外场下的零场冷和场冷磁化强度与温度的依赖关系60.00.20.40.60.80.00.10.20.30.400.20.40.60.8−−−−204060801000T (K)204060801000T (K)20406080100T (K)M a g n e t i z a t i o n M (μB /M n )−2.0−1.5−1.0−0.50.00.5 1.0 1.5 2.0Field (T)M a g n e t i z a t i o n M (μB /M n )M a g n e t i z a t i o n M (μB /M n )M a g n e t i z a t i o n M (μB /M n )图5(网络版彩图)(a)(La 1−x Sr x )(Zn 1−x Mn x )AsO 在1000Oe 下零场冷和场冷下的磁化强度和温度的关系[17];(b)(La 0.9Sr 0.1)(Zn 0.9Mn 0.1)AsO 在50Oe 下的场冷和零场冷磁化强度和温度关系[17];(c)(La 1−x Sr x )(Zn 0.9Mn 0.1)AsO 在1000Oe 下的磁化强度与温度的关系[17];(d)(La,Sr)(Zn,Mn)AsO 在5K 下的磁滞回线图[17]Figure 5(Color online)(a)dc magnetization under ZFC and FC condition for (La 1−x Sr x )(Zn 1−x Mn x )AsO in an external field of 1000Oe.(b)dc mag-netization under ZFC and FC condition for (La 0.9Sr 0.1)(Zn 0.9Mn 0.1)AsO in an external field of 50Oe.(c)dc magnetization under ZFC and FC conditionfor (La 1−x Sr x )(Zn 0.9Mn 0.1)AsO in an external field of 1000Oe.(d)The isothermal magnetization for (La,Sr)(Zn,Mn)AsO at 5K [17].表明,在25–30K 出现了铁磁有序相转变,并且随着掺杂量从x =0.1增大至x =0.3,2K 下的饱和磁矩从0.71µB /Mn 降低至0.07µB /Mn.图5(b)是(La 0.9Sr 0.1)(Zn 0.9Mn 0.1)AsO 在50Oe 下的零场冷和场冷磁化强度与温度依赖关系[17],图上标出的箭头分别对应居里温度T C 和静态自旋冻结温度T f .在前文中,我们已经知道仅仅引进局域磁矩不足以形成铁磁有序,载流子的引入对铁磁有序的形成至关重要.由于我们可以通过固定Mn 2+的含量来固定自旋浓度,通过改变碱土金属的掺杂量来改变载流子浓度,所以我们能够单独研究空穴掺杂量对稀磁半导体磁性的影响.在图5(c)[17]中,将Mn 2+的含量固定为10%,改变Sr 2+的浓度(x =0.10,0.20,0.30).当Sr 2+含量从10%变为20%时,铁磁转变温度T C 和饱和磁矩都只是发生了微小的变化,但当Sr 2+达到30%时,T C 明显减小,同时饱和磁矩也从0.71µB /Mn(x =0.10)变为0.17µB /Mn(x =0.30);这说明过量的载流子对铁磁有序相的形成是不利的.Dietl 用RKKY 相互作用解释了稀磁半导体中空穴对自旋的调制作用[40].RKKY 的交换积分为J ∼cos(2k F r )/r 3,其中k F 是费米面半径,r 是局域磁矩间的距离.改变碱土金属的掺杂量改变了载流子密度,影响了费米面的大小和形状,最终会影响到铁磁交换积分的大小,从而改变了铁磁有序的饱和磁矩.7丁翠等:“1111”型稀磁半导体的研究进展图5(d)是(La 1−x Sr x )(Zn 1−y Mn y )AsO 在5K 时的磁滞回线[17],(La 0.9Sr 0.1)(Zn 0.9Mn 0.1)AsO 的矫顽力为0.18T,比(La 0.9Ba 0.1)(Zn 0.9Mn 0.1)AsO 约小一个数量级,说明Ba 与Sr 掺杂对“1111”型稀磁半导体的铁磁有序影响不尽相同,这也许与Ba 2+和Sr 2+的离子半径大小不同有关.图5(d)中,(La 1−x Sr x )(Zn 0.9Mn 0.1)AsO 的矫顽力从x =0.10时的0.18T 变为x =0.30时的0.02T,小了近一个数量级,说明在Sr 掺杂的稀磁半导体中载流子过多对铁磁有序相的抑制作用十分显著,这与M-T 的饱和磁矩随Sr 掺杂量增大而减小一致,再一次证明过高的载流子浓度对铁磁有序相是有害的.2.2.3(La,AE)(Zn,Mn)AsO (AE =Sr,Ba)的磁阻测量(La,AE)(Zn,Mn)AsO (AE =Sr,Ba)中局域磁矩和载流子相互调制,才出现了上文所述的一系列电性和磁性特征,若我们改变外磁场的大小来调制样品中的局域磁矩排列,同时测量样品的电阻,就能直接观测局域磁矩对载流子导电性能的影响.图6是在5K 下,(La 0.8Ba 0.2)(Zn 0.8Mn 0.2)AsO 从–5T 到5T 的磁阻测量,图中的MR 定义为[ρ(H )−ρ(0)]/ρ(0).在外场为5T 时,MR 达到了–60%,表现出了负磁阻效应.这是因为外加磁场使材料内部的局域磁矩有序排列,抑制了自旋涨落对载流子的散射,减小了电阻[41,42].−60−50−40−30−20−100M R (%)5 KH (T)−4−224(La 0.8Ba 0.2)(Zn 0.8Mn 0.2)AsO图6(网络版彩图)(La 0.8Ba 0.2)(Zn 0.8Mn 0.2)AsO 在5K 下,从−5–5T 的磁阻效应Figure 6(Color online)Field dependence of magnetoresistance mea-sured at 5K for (La 0.8Ba 0.2)(Zn 0.8Mn 0.2)AsO.2.3(La,AE)(Zn,Mn)AsO(AE=Sr,Ba)的微观物性测量通过对物质微观结构和微观尺度下的电子特性探究,人们对于凝聚态物性的认识有了本质的转变和长足的发展.而一系列微观测量方法的运用则是这个转变过程中不可缺少的组成部分.这里我们将介绍缪子自旋共振(µSR)和中子散射对“1111”型稀磁半导体的测量结果.2.3.1µSR 基础知识介绍[43,44]µSR 具有许多其他测量手段不具有的优势,特别是在磁性与超导系统中的应用,大大拓展了我们对于微观电子态的认识.在这里,我们首先介绍一下µSR 这一测量手段的基本原理.µSR 测量方法中的核心要素是µ子,µ子最初是在宇宙射线中发现的,和电子类似,具有1/2自旋,可携带正电荷或负电荷,质量是电子的200多倍,但是它的寿命仅有2.2µs.正/负µ子可衰变成正/负电子和对应的中微子-反中微子对.µ+→e ++νe +νµµ−→e −+νe +νµ虽然在粒子物理里面属于轻子,凝聚态物理学家更倾向于把µ子当做一个质子,其质量是质子的1/9;而在化学家眼里,µ子更像是H 的另一个区别于氕氘氚的同位素.虽然µ子是一个不稳定的粒子,但是它在衰变过程释放出的正/负电子使得它具有可观测性,同时它携带的1/2自旋使得它对局域的磁性环境特别敏感,从而在磁性与超导系统中具有重大应用.实验室里通过高能质子束轰击一些轻原子,比如碳或铍,来获得π子.正/负π子会衰变成正/负µ子和对应的中微子/反中微子.π+→µ++νµπ−→µ−+νµ很重要的一点是,在π子衰变过程出现了宇称对称性破缺,使得实验室产生的µ子具有很特殊的手征性,即它的动量方向和自旋方向正好相反.这样我们就能够得到一组自旋完全极化的µ子.虽然正/负µ子都可以用来做µSR 实验,但是一般我们只用正µ子.8这是因为负µ子更像一个重电子,它很容易被原子核俘获而占据能量最低的1s轨道,丧失自旋极化,并辐射出光子而产生噪声信号.实验测量使用的µ子束分为两种,连续型(Continuous Wave)µ子束和脉冲型(Pulsed)µ子束.连续型µ子束具有很高的时间分别率,适合测量强磁场和很快的弛豫信号.但是相应的问题在于,由于µ子射入的时间间隔很短,很难区分测量到的正电子来自于哪一个µ子的衰变,使得很多信号不得不被丢弃.而脉冲型µ子束避免了这个问题,所有的µ子信号都可被利用而不产生背景噪声,但是却也丧失了测量的时间分辨率.脉冲µ子束在测量弛豫时间大于µ子寿命和共振测量中具有良好的应用.µSR是英文词组的首字母简写,但是它并不仅仅代表一个词组.它既可以表示µ子自旋旋转(Rotation),也可以表示µ子自旋弛豫(Relaxation)和µ子自旋共振(Resonance),表征了在µSR测量中的不同的外加磁场对应的测量方法.TF-µSR(transversefield)中外加磁场方向和µ子束的方向垂直,通过测量µ子在磁场中做拉莫尔进动的频率,我们可以分析µ子所在局域环境的磁场.LF-µSR(longitudinalfield)中外加磁场方向和µ子束的方向平行,可以研究相应的自旋弛豫过程.µSR很突出的一点在于,我们可以在不加外场的情况下进行测量,即ZF-µSR(zerofield),这使得µSR在测量局域磁矩方面,具有巨大的优势.因为铁磁材料对外界磁场十分敏感,外加磁场很可能破坏原有的磁结构,这使得µSR成为测量这一类电子结构的重要方法.2.3.2(La,AE)(Zn,Mn)AsO(AE=Sr,Ba)的µSR测量我们利用µSR测量手段对稀磁半导体进行研究,期望对稀磁半导体的微观磁性有更深入的了解.图7(a),(b)是不同温度下(La0.95Ba0.05)(Zn0.95 Mn0.05)AsO在零场(ZF)和纵场(LF)下的µSR测量结果[16].图7(a)是2–40K的(La0.95Ba0.05)(Zn0.95Mn0.05) AsO ZF-µSR谱线[16],在温度低于30K时,µ子自旋弛豫快速增大,样品出现铁磁有序.“1111”型稀磁半导体的ZF-µSR谱线表现出了与自旋玻璃材料AuFe和CuMn[45]相似的行为,而与Li(Zn,Mn)As[14]的µSR测量结果不同.Li(Zn,Mn)As的ZF-µSR数据由两部分组成,一部分代表磁有序,另一部分是弛豫函数,代表了呈指数衰减的顺磁相[14].图7(c)是通过ZF-µSR数据得到的静态局域场振幅a s,它正比于样品中单个有序磁矩大小和磁矩浓度的乘积[16];图7(d)是动态弛豫率λd和温度的依赖关系[16].图7(b)是(La0.95Ba0.05)(Zn0.95Mn0.05)AsO的LF-µSR谱线[16].从谱线中,我们可以计算得到图7(e)中的LF弛豫率1/T1[16].在15–20K之间,1/T1出现了一个峰值.这个峰值的温度和ZF-µSR数据中得到的动态弛豫率λd出现峰值的温度相接近,也和静态局域场振幅a s从零变为非零的温度相接近.这表明,尽管铁磁团簇在温度为30–40K时形成,但是它们的涨落一直在温度降低到∼15K时才被冻结住.这个温度就是图7(f)中箭头所示的静态自旋冻结温度,T f.图8展示了(La,Ba)(Zn,Mn)AsO[16],Li(Zn,Mn) As[14],(Ba,K)(Zn,Mn)2As2[12]和(Ga,Mn)As[46]的静态局域场振幅a s(单个有序磁矩的大小和浓度的乘积)与居里温度T C(铁磁交换作用大小)的关系[16].在误差范围内,所有样品的a s都落在同一条直线上,说明这些稀磁半导体中铁磁耦合交换作用的起源是相同的.我们希望通过研究这些块材稀磁半导体的磁性起源,也能进一步理解包括(Ga,Mn)As在内的一般铁磁有序机制.2.3.3(La,AE)(Zn,Mn)AsO(AE=Sr,Ba)的中子散射测量NIST的赵杨博士对(La,AE)(Zn,Mn)AsO(AE=S-r,Ba)进行了不同温度下的中子散射测量.图9(a–c)是(La0.9Ba0.1)(Zn0.9Mn0.1)AsO在300K,50K和6K的中子散射谱线,图9(d)是(La0.9Sr0.1)(Zn0.9Mn0.1)AsO 在4K下的中子散射谱线[17].中子散射谱线显示的结构和XRD一致,没有出现杂相,也没有在T C附近发现结构相变.在T C以下,我们没有能够分离出和磁性散射相关的衍射峰.主要原因是, (La0.9Ba0.1)(Zn0.9Mn0.1)AsO的饱和磁矩为0.7µB/Mn,平均磁矩只有∼0.07µB,这小于中子散射∼0.1µB的分辨率.尽管如此,我们在整个温度测量区间,没有发现结构相变.9丁翠等:“1111”型稀磁半导体的研究进展A s y m m e t r y0.250.200.150.100.050.00A s y m m e t r y8642Temperature (K)6543210Temperature (K)1.00.80.60.40.20.0R e l a x a t i o n r a t e (µs -1)Temperature (K)0.00.20.40.60.81.0M (µB /M n )T (K)a s (µs −1)λs (µs −1)图7(网络版彩图)(a)(La 0.95Ba 0.05)(Zn 0.95Mn 0.05)AsO 的ZF-µSR 谱线[16];(b)(La 0.95Ba 0.05)(Zn 0.95Mn 0.05)AsO 的LF-µSR 谱线[16];(c)(La 0.95Ba 0.05)(Zn 0.95Mn 0.05)AsO 静态局域场振幅参数a s 与温度关系[16];(d)(La 0.95Ba 0.05)(Zn 0.95Mn 0.05)AsO 动态弛豫率参数λd 与温度关系[16];(e)(La 0.95Ba 0.05)(Zn 0.95Mn 0.05)AsO 的LF 弛豫率1/T 1与温度关系[16];(f)(La 0.95Ba 0.05)(Zn 0.95Mn 0.05)AsO 零场冷和场冷下磁化强度与温度关系.图中的箭头表示静态自旋冻结温度,∼15KFigure 7(Color online)(a)Zero-field µSR time spectra of (La 0.95Ba 0.05)(Zn 0.95Mn 0.05)AsO.(b)The time spectra of LF µSR in (La 0.95Ba 0.05)(Zn 0.95Mn 0.05)AsO with longitudunal field of 200Gauss.(c)The static local amplitude parameter a s for (La 0.95Ba 0.05)(Zn 0.95Mn 0.05)AsO.(d)The dynamic relaxation rate parameter λd for (La 0.95Ba 0.05)(Zn 0.95Mn 0.05)AsO.(e)The muon spin relaxation rate 1/T 1due to dynamic spin fluctuations.(f)dc magnetization under ZFC and FC condition for (La 0.95Ba 0.05)(Zn 0.95Mn 0.05)AsO in an external field of 50Oe.The arrows mark the onset temperatureof static spin freezing.1080604020120T C (K)a s (T →0)×4/3, Λ(T →0) (μs −1)图8(网络版彩图)(La,Ba)(Zn,Mn)AsO,Li(Zn,Mn)As,(Ba,K)(Zn,Mn)2As 2和(Ga,Mn)As 的a s 与T C 的关系图[16];a s 代表单个有序磁矩的大小和磁矩浓度的乘积;T C 代表铁磁交换作用的大小.a s 乘以4/3是为了与参考文献[46]中的指数衰减率Λ相一致Figure 8(Color online)Correlation between a s and T C observed in (La,Ba)(Zn,Mn)AsO,Li(Zn,Mn)As,(Ba,K)(Zn,Mn)2As 2and (Ga,M-n)As.a s is proportional to the individual ordered moment size multiplied by the moment concentration,and T C is a measure of the effective aver-age ferromagnetic interaction.A multiplicator 4/3to make it in line withthe simple exponential decay rate Λadopted in ref.[46].2.4其他“1111”型稀磁半导体简介2.4.1(La,Sr)(Zn,Fe)AsO 的制备和性质除了Mn 以外,Fe,Co,Ni 的掺杂也会引入局域磁矩.我们尝试在LaZnAsO 的Zn 位掺杂Fe 引进局域磁矩,同时在La 位掺杂Sr 引进载流子.在(La 1−x Sr x )(Zn 1−x Fe x )AsO (x =0.03,0.05,0.10,0.12,0.15)这个体系中,也观测到了磁有序相转变[18].(La 1−x Sr x )(Zn 1−x Fe x )AsO 与前文提到的“1111”型稀磁半导体晶体结构一样,都属于P4/nmm 空间群的四方晶系.图10(a)显示的是(La 1−x Sr x )(Zn 1−x Fe x )AsO 的XRD 图[18].从图中可以看出,当x 0.1时,样品的XRD 衍射峰没有出现杂相;但是随着x 的进一步增大,XRD 出现SrO 2和Zn 3(AsO 3)2的杂相,说明Sr,Fe 共掺杂的固溶极限是10%.图10(b)是由XRD 图计算出来的a 轴和c 轴晶格常数与掺杂量的关系[18].a 轴晶格常数随着掺杂量的变化几乎不变,而c 轴随着掺杂量的增大单调递增,说明Sr 和Fe 分别成功地掺杂进了La 位和Zn 位[18].图11(a)是在1000Oe 的外磁场下,零场冷和场冷的La(Zn 0.9Fe 0.1)AsO 磁化强度测量结果.从图中可以看出,零场冷和场冷下测量的磁化强度和温度关系完全一致,在低温下也没有出现劈裂.用居里外斯函数M =C T −θ拟合的结果为:C =0.016µB K/Fe,θ=–1.35K.这和只掺Mn 的结果类似,即仅掺杂磁性离子时,样品表现为顺磁性.图11(b)是(La 1−x Sr x )(Zn 1−x Fe x )AsO 在1000Oe 外场下零场冷和场冷的磁化强度与温度的依赖关系.在低温下,两条磁化强度曲线出现劈裂,T f ∼5K.图11(c)是2K 下的饱和磁矩与掺杂量的依赖关系,随着掺杂量的增大,磁化强度逐渐被压制.饱和磁矩在x =0.03时为∼0.07µB /Fe,比(La 0.95Sr 0.05)(Zn 0.95Mn 0.05)AsO 降低了约一个数量级,所以它的基态更像是自旋玻璃态;到了x =0.15时,饱和磁矩降低到了∼0.0125µB /Fe.这种饱和磁矩随掺杂浓度增大而减小的行为与(La,Sr)(Zn,Mn)AsO 一致.图11(d)是静态自旋冻结温度T f 和矫顽力随掺杂量变化的曲线.他们的变化趋势基本一致,在x 0.1时均单调递增,在x 0.1时单调递减.在x 0.1时,矫顽力和T f 随掺杂量增多而减小是由于Fe 离子增多而导致反铁磁交换作用增强.(La,Sr)(Zn,Fe)AsO 的磁性行为和(La,AE)(Zn,Mn)AsO (AE =Ba,Sr)相似,在Zn 位掺杂Fe 或Mn 都引入了局域磁矩,但是一旦掺杂浓度过高,就会导致反铁磁耦合增强,从而抑制了铁磁有序相.当Fe 或Mn 的含量为100%时,LaFeA-sO 和LaMnAsO 分别变为T N =137K [47]和T N =317K [29]的反铁磁体.在LaZnAsO 中同时掺杂10%的Sr 和Co,得到(La 0.9Sr 0.1)(Zn 0.9Co 0.1)AsO.我们没有观测到任何类似于(La,Sr)(Zn,Mn)AsO 或者(La,Sr)(Zn,Fe)AsO 的磁有序态.另外,它在外场为1000Oe 下的饱和磁矩只有0.003µB /Co,比(La,Sr)(Zn,Fe)AsO 低了一个数量级.居里外斯拟合显示,C =0.01µB /Co,θ=1.6K,表明(La 0.9Sr 0.1)(Zn 0.9Co 0.1)AsO 的基态是顺磁态[18].在(La 0.9Sr 0.1)(Zn 0.9TM 0.1)AsO (TM =Mn,Co)中,通过比较发现:同为10%的掺杂量,饱和磁矩从0.71µB /Mn,降到了0.02µB /Fe,再降到0.003µB /Co;相应的,它们的基态从铁磁有序态变为类自旋玻璃态,再11。
ZnO基稀磁半导体的研究进展
ZnO基稀磁半导体的研究进展
蔡淑珍;秦向东;段平光;李霞;张玉梅
【期刊名称】《河北大学学报（自然科学版）》
【年(卷),期】2007(027)003
【摘要】现在的信息技术主要利用电子的电荷自由度去处理和传输信息,利用电子的自旋自由度去存储信息.而稀磁半导体同时利用了电子的电荷属性和自旋属性进行信息处理和存储,使其成为了一类新型的半导体.稀磁半导体具有很多特殊的性质,在高密度存储器、半导体集成电路、半导体激光器和量子计算机等领域将会有广阔的应用前景.本文主要介绍了近年来世界各国研究小组采用不同方法合成的ZnO基稀磁半导体,对其磁性进行了系统研究,分析了铁磁性产生的机理.
【总页数】5页(P332-336)
【作者】蔡淑珍;秦向东;段平光;李霞;张玉梅
【作者单位】河北大学,物理科学与技术学院,河北,保定,071002;河北大学,物理科学与技术学院,河北,保定,071002;河北大学,物理科学与技术学院,河北,保定,071002;河北大学,物理科学与技术学院,河北,保定,071002;河北大学,物理科学与技术学院,河北,保定,071002
【正文语种】中文
【中图分类】O47
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氧化物稀磁半导体的研究进展陈俊鹏
发表时间：2018-07-23T16:40:36.157Z 来源：《知识-力量》2018年8月上作者：陈俊鹏王宏玲张博[导读] 氧化物稀磁半导体材料是制备电子自旋器件的主要材料，在自旋电子学相关领域中具有非常广阔的应用前景。
本文分析了氧化物稀磁半导体的磁性研究及进展。
（中芯国际集成电路制造（天津）有限公司，天津 300385）
摘要：氧化物稀磁半导体材料是制备电子自旋器件的主要材料，在自旋电子学相关领域中具有非常广阔的应用前景。
本文分析了氧化物稀磁半导体的磁性研究及进展。
关键词：氧化物；稀磁半导体；磁性
在各种类型的半导体材料中，氧化物半导体材料因具有宽带隙的特点，所以能实现n型载流子重掺杂，有利于强铁磁交换耦合在局域自旋之间进行，是实现高居里温度最有希望的宿主化合物之一。
一、稀磁半导体研究发展过程
新的研究热潮开始于20世纪80年代，由于材料样品的生长质量问题,早期的研究主要集中在光学性质方面。
经过多年研究,人们逐渐弄清稀磁半导体磁光性质的物理机制，由于Ⅱ-Ⅵ族稀磁半导体的磁学性质主要有局域磁矩之间的反铁磁超交换相互作用决定,因此随着温度和磁离子浓度的变化而呈现出顺磁、自旋玻璃和反铁磁的行为，部分Ⅱ-Ⅵ族稀磁半导体出现铁磁性,但其居里温度很低,使这些奇特的磁光性质在室温下都消失。
InMnAs和GaMnAs铁磁半导体的出现又使沉寂的稀磁半导体领域重新活跃起来,它不但重新激活了人们对磁性半导体材料的研究兴趣,而且带动了一门新兴的学科领域--半导体自旋电子学的发展。
二、氧化物稀磁半导体的磁性
1、3d过渡金属掺杂氧化物稀磁半导体。
以ZnO半导体为例，研究5% 3d过渡金属掺杂的ZnO薄膜中，除Cr以外的其它3d过渡金属掺杂的薄膜均显示室温铁磁性，但掺杂元素不同，薄膜的ms差别较大。
这可能是由于各种3d过渡金属离子的3d轨道上电子数和排布不相同，在高自旋态下相应的净自旋数目不一致，从而使它们的ms各有差异。
另外，即使掺杂同一种过渡金属，若掺杂的浓度不同，单位过渡金属离子的ms也不相同。
如在ZnO:Co薄膜中，随着Co掺杂浓度的增大，薄膜的ms逐渐减小，这是因Co离子随机分布在ZnO晶格中占据着Zn离子的位置，掺杂浓度越高，Co离子就有更多机率占据相邻的Zn离子位置，从而使部分Co离子形成Co-Co反铁磁耦合，对ms没有贡献，导致薄膜ms减小。
此外，有的薄膜显示铁磁性，有的显示反铁磁性，还有的显示自旋玻璃态、顺磁性等。
对那些显示铁磁性的样品，其磁矩值也各不相同，最大值和最小值之间甚至差几个数量级，这其中的原因表面看来是与所采用的制备方法和制备条件等有关，但其实还是由薄膜本身微观结构的差异所决定。
例如，3d过渡金属在氧化物半导体中的固溶度一般很小，很难保障过渡金属均匀取代半导体中阳离子形成本征稀磁半导体，因此，所获得的样品有可能是稀磁半导体相和过渡金属或它们氧化物团簇等杂质相的共存。
即使真正获得原子尺度均匀取代的本征稀磁半导体，但如此“稀”的仅百分之几过渡金属掺杂氧化物的半导体，其产生的宏观磁性也挑战了人们对传统磁学的认识。
2、共掺氧化物稀磁半导体。
典型的共掺是在选择一种3d过渡金属的同时，再选择一种主族元素掺杂在氧化物半导体中。
3d过渡金属元素进入体系占据氧化物中阳离子位置，由于它们存在未占满的3d轨道，能给体系提供自旋；主族元素则可能占据氧化物中的阳离子或阴离子的位置，形成施主或受主，使体系呈p型或n型导电，从而通过改变主族元素的掺杂浓度，调控体系的载流子浓度，进而不同程度地调控氧化物半导体的磁性。
人们常选择主族元素N、P等替代ZnO中的O离子，Li、Na等替代ZnO中的Zn离子，从而希望把过渡金属掺杂的ZnO调制成p型半导体。
例如，人们在沉积ZnMnO过程中通入N2以实现Mn、N共掺，从而改善薄膜的铁磁性。
由于N和P同属第五主族，所以Mn、P共掺也被人们所研究，溅射态的Mn、P共掺ZnO薄膜显示室温铁磁性，而且呈p型导电，随着在室温空气中放置时间的推移，薄膜的磁性逐渐减小、直至消失，而且薄膜不再呈p型导电，而是表现为高阻态，因此说明高空穴浓度对薄膜铁磁性的产生非常重要。
人们还对Co、Li共掺ZnO薄膜进行了研究，选择Li作为共掺元素也是因Li+取代Zn2+(LiZn)可在体系中引入空穴，进而影响薄膜的铁磁性。
人们也通过选择一些合适的主族元素与过渡金属共掺在ZnO和In2O3半导体中引入额外电子，从而使之成为n型半导体。
例如，选择Al、Ga等III族元素与过渡金属共掺可在ZnO体系中引入额外电子。
通过精确控制Al的浓度和氧气压使ZnMnO和ZnCoO的室温磁矩值分别达4.36μB/Mn和1.69μB/Co。
另外，选择具有还原作用的H来共掺也能使ZnCoO表现为n型导电，从而改善薄膜的铁磁性。
此外，采用Sn与过渡金属共掺In2O3，可使体系自由电子浓度高达1022cm-3，所以人们通常用Sn、Mn共掺及Sn、Fe共掺等来调控In2O3薄膜的电输运性质和磁性。
在此需注意一种非补偿性p-n共掺，例如在Mn、Al共掺的ZnO体系中，尽管Mn2+和Zn2+都是+2价，但许多研究表明：在过渡金属掺杂的宽禁带半导体中，Mn2+离子间的交换相互作用不同于其他过渡金属离子的交换作用，其他过渡金属的d态位于带隙内，而Mn的d态位于价带内，这使Mn掺杂ZnO的载流子浓度要比其他过渡金属小。
通常，Mn掺杂的ZnO比纯ZnO的载流子浓度要小约1个数量级。
此时Mn既充当受主又提供自旋，Al3+为施主。
Mn、Al共掺时，每个Al3+提供一个自由电子，每个Mn2+的补偿作用不足以抵消一个电子，这就是非补偿性p-n共掺法。
它有两大优点：一是非补偿性p-n对中的受主和施主离子之间存在库仑相互作用，可降低整个体系能量，阻止过渡金属离子的团聚和化合；二是非补偿性p-n对有净电荷，可通过调节p-n对的浓度来同时调控载流子浓度和磁性离子浓度，从而调控掺杂氧化物半导体的带隙宽度、输运性质和磁性。
除选择一种3d过渡金属和一种主族元素共掺外，也有人同时选择两种3d过渡金属共掺的。
不论在ZnO还是In2O3体系中，人们选择的3d 共掺元素是Cu，如Co、Cu共掺ZnO和Fe、Cu共掺ZnO等。
这主要是考虑到Cu易变价，既能提供净自旋，还是一种空穴掺杂剂，而且与Cu相关的第二相都不显示铁磁性。
人们从实验上也发现，Cu与其他3d过渡金属的共掺对氧化物稀磁半导体铁磁性的产生和改善有一定的作用。
人们通过各种共掺技术一方面希望改变载流子的类别和浓度来调控磁性，进一步理解磁性来源；另一方面希望制备出均相的本征稀磁半导体。
由此可见，在ZnO、In2O3的研究中所采用的非补偿性p-n共掺方法既可降低体系能量、实现均匀替代掺杂，还可调控载流子浓度和磁性，因此是实现磁性和输运性质可调控的本征稀磁半导体的一种很有效的方法。
3、非磁性元素掺杂及不掺杂的氧化物稀磁半导体。
对上述3d过渡金属掺杂的氧化物来说，其共同特征是体系中含有未充满的3dn过渡金属来提供净自旋。
随着理论和实验研究的深入，一些非金属元素掺杂的氧化物半导体，甚至不掺杂其它元素的纯氧化物半导体显示铁磁性的实验结果和理论预测相继报道。
这其中最具代表性的工作是纯的HfO2薄膜具有室温铁磁性，并有明显的磁各向异性，而且Tc超过
500K。
由于这些半导体中不含有未充满d轨道的离子，人们也称之为“d0铁磁性”。
之后，人们在纯的ZnO、非金属元素N或C掺杂的ZnO体系中发现了室温铁磁性。
例如，热退火使纯ZnO粉体呈现出铁磁性，并居里温度高达340 K，铁磁性的产生可能是由于三个或三个以上氧空位形成的空位团簇所致。
在N2气体中沉积ZnO薄膜，基片温度较低时显示室温铁磁性，基片温度较高时薄膜铁磁性消失。
C掺杂ZnO能产生室温铁磁性也从理论和实验上得到了证实，实验上，人们在采用脉冲激光沉积方法制备的C掺杂ZnO薄膜中观察到了室温铁磁性；理论上，C取代了ZnO体系中O并在体系中引入空穴，从而使其与C的2p局域自旋产生p-p 相互作用，诱导了体系铁磁性的产生。
结语
稀磁半导体是一种能同时利用电子的电荷和自旋属性，并兼具铁磁性能和半导体性能的自旋电子学材料。
同时，作为自旋电子材料的一个重要组成部分，稀磁半导体的研究对自旋电子学的发展有着重要作用。
参考文献
[1]董玉成.Co和Mn共掺杂ZnO铁磁性原理[J].发光学报，2015．
[2]王天兴.III-V稀磁半导体研究进展[J].大学学报，2014.
[3]段理.ZnO薄膜的掺杂及其结型材料的研究进展[J].物理，2014.。