2010 年 3 月
PRO GR ESS IN P H YSICS Mar . 2010
文章编号:100020542 (2010) 0120001236收稿日期:2009200200
基金项目:国家自然科学基金项目(50832002) ;国家973项目(2006CB921802 , 2009CB623303 , 2009CB929501)
锰氧化物相竞争的理论研究
董 帅
1 ,2, 刘俊明
1 ,3(1.南京大学物理学系,固体微结构物理实验室,南京210093 ; 2 .东南大学物理系,南京211189 ;3.中国科学院国际材料物理中心,沈阳110016)
摘要 : 锰氧化物属于典型的强关联电子材料,具有包括庞磁电阻 、电荷/轨道有序 、电子相分离 、多铁性等奇特的 物理特性 。这些现象涉及一系列凝聚态物理学基本问题,是近年来研究者一直关注的热点和难点 。并且这些奇异 的电磁性质也为开发量子调控器件提供了基本素材 。虽然近20年来对锰氧化物的研究取得了丰硕成果,全世界 的研究者仍在为理解并应用其特性作着孜孜不倦的努力 。
本综述将主要从理论角度,重点关注钙钛矿结构锰氧化物中多种相竞争和调制 。由于有着多种竞争相互作用 和多重量子自由度,锰氧化物有着丰富的相,这些相物理特性迥异,而自由能却可能相当接近 。因此,自发或人为 调制导致的相竞争是锰氧化物研究的一个核心问题,也是整个强关联物理领域中一个很有意义的课题 。本综述将 以电致电阻 、多铁性和异质结界面处电子重组这三个具体实例,介绍如何采用蒙特卡罗模拟等方法研究其中的相 竞争和调制 。
关键词 :锰氧化物;相竞争;电致电阻;多铁性;异质结 中图分类号 :O482. 5 文献标识码 :A
1 研究背景
1
11 前言新材料研究涉及到物理 、化学 、生物 、环境等多 个学科 。最近几十年来 ,新材料研究发展了很多分 支 ,也取得了许多突破 。在诸多分支中 ,强关联电子 材料无疑是最受研究者关注的重点之一 ,在物理基 础研究和高技术应用领域具有重要意义 。
材料的物理化学性质 ,取决于电子结构 。强关 联电子材料之所以不同于传统的金属 、半导体材料 , 是因为其电子间交互关联不可忽略 。当材料中具有 不满壳层
d
轨道电子乃至f
轨道电子时 ,这种关联 变得相当重要 。很多奇特的物性 ,例如高温超导 、庞 磁电阻等 ,正是由这种关联决定的 。一般而言 ,包含 过渡金属离子 、稀土金属离子的化合物多可归入强 关联电子物理/ 材料的研究范畴 。本综述将讨论强关联电子材料中一个著名家 族 :锰氧化物 。锰氧化物作为一种典型的强关联电 子体系 ,其中自旋 、电荷 、轨道以及晶格等自由度之
间强烈耦合 ,产生了多种竞争相和丰富的物理性质 , 涉及强关联 、多体系统 、金属绝缘体转变等一系列凝 聚态物理基本问题 。对锰氧化物的研究必将推动凝 聚态物理和材料物理进一步发展 ,并为强关联电子 体系中其它尚待解决的问题 ,如高温超导机制等 ,提 供借鉴和解决方法 。
1
12 锰氧化物简史锰氧化物 ,英文名称是 manganite ( s) ,但却不是 指 MnO 或者 MnO2 之类的简单氧化物 ,而是包含 其它离子 (通常是稀土离子) 的锰酸盐 ,例如 LaM2
nO
3。据通常的命名法 ,本文所讨论的锰氧化物称 之为稀土锰酸盐更合适 。但由于研究者最初将高温 超导铜酸盐 cup rate ( s) 翻译成了铜氧化物 ,因此当 铜氧化物的研究者们在 1990 年代中期开始转向锰 氧化物时 ,沿袭了铜氧化物的叫法 ,只是将铜换成了 锰而已 。对钙钛矿锰氧化物的研究最早可以上溯到上世 纪 50 年代早期 ,荷兰科学家 Jonker 和 van Santen 最早合成 (La , Ca) MnO3、(La , Sr) MnO3、(La ,Ba)
MnO
3, 并 发 现 其 铁 磁 性
[ 1 ]。1955 年 Wollan 和Koehler 利 用 中 子 散 射 研 究 并 确 定 了 L a
1 - xCa
xMnO
3 系列的基本晶格结构和若干磁性结构[ 2 ]。 略早一些 , Zener 提出了著名的双交换 (Do uble2ex2change) 理论
[ 3 ,4 ],并由 Goo deno ugh 将其应用到锰
氧化物体系中 ,解释铁磁性锰氧化物的导电性[ 5 ]。上世纪 90 年代初 ,在掺杂锰氧化物薄膜中发现 了庞磁电阻 (Colo ssal magnetoresistance , 即 CMR)
效应[ 6 ,7 ]。自此开始锰氧化物受到了广泛关注 。到
了 1990 年代后期 ,研究者已经合成了大量不同掺杂 成分 、掺杂浓度的锰氧化物单晶 ,并得到丰富的实验 相图 。而随着研究深入 ,实验和理论都揭示仅仅双 交换远不能解释锰氧化物中的复杂行为 。Millis 提 出 J ahn2Teller 效应对锰氧化物的物性起了重要作
用[ 8 ]。而 Dagotto 及合作者在 1998 年提出了电子
相分离的观点 ,逐渐获得证实并被认同 ,成为描述锰 氧化物的主流理论[ 9 ,10 ]。到了 2003 年 , Kimura 等 人在 TbMnO3 中发现了磁电耦合多铁效应[ 11 ]。其 后 ,越来越多的多铁性锰氧化物被发现或者被预言 , 再次把钙钛矿锰氧化物推向研究前沿 。
1
13 锰氧化物的庞磁电阻效应磁电阻 ( Magnetoresistance , MR) 效应是指系 统电阻在外加磁场作用下发生变化 。对于大多数金 属 ,由于洛伦兹力使电子发生偏转 ,影响导电 ,故磁 电阻一般为正 。只有少数过渡金属和类金属合金及 饱和磁体的电阻率变化值为负 。半导体则有大的磁 电阻各向异性 (霍尔效应) 。磁电阻效应被应用制成 磁敏电阻元件 。通常情况下 ,物质的电阻率在磁场 中只是轻微变化 。
1988 年 ,Al bert Fert 研究组和 Peter Gr ü nberg
研究组分别独立在磁性材料和非磁性材料相间的薄 膜层结构中发现了巨磁阻效应 ( Giant Magnetore2si stance , GM R) 。这种结构的电阻值与铁磁性材料
薄膜层的磁化方向有关 ,电阻在弱磁场下具有很大 变化 (MR 是负值) 。1997 年 , IBM 公司研制成功基 于巨磁电阻效应的读出磁头 ,将磁盘记录密度大大 提高 。巨磁电阻磁头在 2000 年开始迅速取代原来 的各项异性磁电阻 ( Anisot ropic MR ,AMR) 磁头 , 应用取得巨大成功 。Fert 和 Grünberg 也因此荣获2007 年诺贝尔物理学奖 。
锰氧化物的庞磁电阻效应 ,MR 同样是负值 ,通 常比巨磁电阻的 MR 更大 ,如图 1 所示 。如果定义
M R 为δ R/ R ( h) = ( R ( 0 ) - R ( h) ) / R ( h) ,
其中R
( h) ( R ( 0 ) )
是指系统在磁场h (零磁场) 下的电阻 ,则
锰氧化物磁电阻 MR 可以高达 106
% ,是名符其实
的“庞”磁电阻 。图1 77 K时L a0. 67Ca0. 33MnOx 薄膜电阻率随磁场的
变化 。6特斯拉时的电阻只有零场时的0. 79 % , δR/ R ( h)高达127 000 %。取自[ 7 ]
庞磁电阻效应与巨磁电阻效应之不同不仅仅在 于其磁电阻值更大 ,更在于其电阻变化背后的物理 机制不一样 。巨磁电阻属于自旋电子学的范畴 ,通 过控制电流自旋极化而作用[ 12 ]。而庞磁电阻效应 , 尤其是那些磁电组值超大的现象 ,实际上对应于某 种磁场诱导下的金属绝缘体相变 ,而纳米或微米尺 度 的 不 均 匀 性 可 能 是 决 定 庞 磁 电 阻 效 应 的 关 键[ 13~17 ]。虽然庞磁电阻也和自旋极化输运有一定 关系 ,但更本质上反映了体系的强关联电子特性 。
1
14 锰氧化物的多铁性铁序 ( Ferroic order) ,是指材料中某种矢量型
(具有方向性) 的序参量 ,例如铁弹性 ( Ferroela stic)
材料的应力 ,铁磁性 ( Ferromagnetic) 材料的磁化强 度M ,铁电性 ( Ferroelect ric) 材料的电极化强度 P ,
铁螺 (环) 性 ( Ferrotoroidic) 材料的环量T
。如果能将多重铁序集合在一起并实现相互耦 合 ,则构成了多铁性 ( Multiferroicity) ,而具有这样 多重铁性的材料则被称为多铁材料 ( Multiferroic
( s) ) 。目前研究最多的多铁材料是磁序 (铁磁序或
各种反铁磁序) 与铁电序同存体系 ,又可称为磁电(Magnetoelect ric) 材料 。多铁性将多种序参量耦合
在一起 ,有着广阔应用前景 。最直接的应用就是在 单一材料中实现电控磁和磁控电 ,这一效应对设计纳米尺度量子器件非常重要 。
2003 年 Kimura 和 To kura 等人发现了 TbM2 nO
3 具有铁电极化 ,并且极化方向可被磁场从c
方 向扭转到a
方向 ,拉开了多铁性锰氧化物研究的序幕[ 11 ]。次年 ,Cheong 及其合作者在另一种锰氧化
物 TbMn2
O
5 中 观 察 到 铁 电 极 化 可 以 被 磁 场 反转[ 18 ]。同年 , Fiebig 研究组发现了六角 HoMnO3
的磁性可以通过电场来控制[ 19 ]。从那时起 ,多铁材 料迅速成为强关联研究热点 。同时 ,多铁性锰氧化 物因其优异的性质 、丰富的物理现象成为多铁材料 家族中的核心力量 。
1
15 锰氧化物的电子相分离锰氧化物研究中一个重要发现是电子相分离
( Elect ro nic p hase separatio n) 。普通的相分离在自
然界很常见 ,最简单的例子就是冰水 :水和冰一个是 液体 ,一个是固体 ,但化学成分一致 ,在特定条件下(例如 0 摄氏度 ,一个标准大气压) 可以共存 。对于
锰氧化物 ,即使是最高质量的单晶 ,也可以存在类似 的相分离 :两种或多种相共存并相互竞争 。这儿的“相”化学成分 (离子成分) 相同 (或很接近) ,而物理 性质 (包括晶格结构 、磁性 、导电性等等) 却有差别 。 这些差异的本质原因是电子结构不同 ,因此被称为 电子相分离[ 10 ]。
于 1998 年 , Yunoki 和 Dagotto 等人最初针对 锰氧化物提出电子相分离概念时 ,是特指纳米尺度 上不同电子浓度的相共存 。主要理论依据是模型哈 密顿量计算时电荷浓度随着化学势变化会发生跳 变 ,即某些电荷浓度不稳定 ,会自发分解成比平均电 荷浓度 高 的 电 子 相 和 比 平 均 电 荷 浓 度 低 的 电 子
相[ 9 ]。而电荷浓度不均匀会导致额外库伦排斥 ,因
此相分离的尺度不能太大 ,应该在纳米量级 。实验 证据主要是中子散射的结果 ,对锰氧化物的中子散 射显示其中有对应与不同相的衍射峰共存 。
1999 年 ,Cheo ng 和其合作者在 L a
5/ 8 - yPr
yCa
3/ 8MnO
3 中观测到亚微米尺度 (根据透射电镜的暗场 照片) 铁磁金属相和电荷有序绝缘相共存[ 20 ]。并且 他们认为正是由于相分离中铁磁金属相的渗流效应 导致了庞磁电阻 。到 2002 年 ,Cheong 和其合作者 在原子尺度观察到 Bi0124Ca
0176MnO
3 中的相分离 。 最新实验直接观测到了 La0155Ca
0145MnO
3 中存在纳 米尺度的相分离[ 21 ]。锰氧化物中电子相分离导致很多奇异的物理特
性 。首先 ,对于相分离体系 ,材料微观上不再是均匀 的 ,具有了组织结构 。由于相互耦合 ,复合体系表现 出不同于单相的性质 ,这为器件开发提供了新机遇 , 也提出了新挑战 。其次 ,相分离各相能量非常接近 、 相互竞争 ,因此相分离体系对外部激励 (例如磁场 、 电场 、光照 、压力等) 很敏感 ,这也为应用开发提供了 广阔平台 。最后 ,从基础研究角度看 ,电子相分离不 但对理解庞磁电阻效应 ,也对理解其它强关联电子 材料有较为普适的物理意义 。不仅在锰氧化物中 , 其它体系 ,如高温超导铜氧化物 、镍酸盐等体系 ,也 可能存在类似的电子相分离现象[ 22 ]。电子相分离 总是和多种自由度的耦合联系在一起 ,反映了强关 联电子材料中复杂相互作用 ,与传统固体物理中微 扰处理或平均场观点很不一样 。
直到如今 ,关于锰氧化物中相分离的争议仍然 没有终止 ,基本能达成的共识是 :锰氧化物存在着强 烈的相竞争 ,而在相竞争最激烈的双临界点处 ,即一 级相变边界处 ,无序效应 (例如 A 位离子无序) 可以 导致相分离[ 23 ]。
图2 锰氧化物中双临界点处,相竞争和相分离的示意图 。纵 轴是温度,横轴代表样品参数,包括掺杂 、带宽等 。上 图:有序相A和B之间是一级相变 。A和B的相变温 度交汇处,即双临界点( bicritical point)。下图:在存在 无序效应时,双临界点附近出现强烈的相竞争涨落,乃 至相分离 。取自[ 23 ]
过去十多年 ,研究者已经对锰氧化物做了深入 而细致的研究 ,取得了丰硕成果 。而锰氧化物研究 中一个最核心问题就是相竞争 。相竞争是上述所列 庞磁电阻 、多铁性 、相分离等现象背后的物理本质 。 本综述将从理论的角度关注锰氧化物相竞争的三个
具体实例 :电致电阻 、多铁性以及异质结界面处电子 重组 。在具体的实例之前 ,本综述也将简要介绍锰 氧化物的基本物性和相关理论模型 。限于篇幅 ,更 多的相竞争实例 ,例如庞磁电阻效应 、无序效应 、电 荷轨道序等 ,可参阅如下综述 :偏实验的有[ 13 ,23~35 ]
,
偏理论的有[ 36~40 ]。2 锰氧化物物性
2
11 钙钛矿锰氧化物结构锰氧化物可以有很多种结构 ,其中最常见的 、研 究最多的是钙钛矿 ( Perovskite) 结构 ABO3 型锰氧 化物 。如图 3 (a) 所示 ,其中 B 位为 Mn ,A 位通常是 三价离子 (稀土离子或 Bi) 和二价离子 (碱土离子或
Pb) 的混合 。钙钛矿结构锰氧化物通用化学式可以
写作
R
1 - xA
xMnO
3, R
指三价离子 ,多为稀土 ( Rareeart h) ; A
指二价离子 ,多为碱土 (Alkaline eart h) 离 子 ;x
是二价离子掺杂量 ,可以从 0 变到 1 ,从而改变Mn 的价态 (从 + 3 到 + 4) 。钙钛矿结构一个最突出
特征是其中 B 位离子被氧八面体包围 。理想的钙钛矿是立方晶系 (Cubic) ,但锰氧化物 都有不同程度的晶格畸变 。发生畸变的一个重要原 因是通常 A 位离子太小 ,因此氧八面体发生扭动以 获得更紧密填充 。定义容差因子 ( Goldschmidt ’s
tolerance facto r) f = ( r
A+ r
O) / 2 ( r
B+ r
O) ,
其中r
A、r
B和r
O分别为 A 、B 位离子和氧离子的半径 。 f
接近于 1 时晶格为立方结构 。当 A 位离子半径缩 小 ,f
相应减小 ,晶格会畸变为菱方结构 ( Rhombo2hedral) 。 f
进一步减小时 ,则变为正交结构 (Ort ho2r ho mbic) 。钙钛矿锰氧化物块材在基态下多是正交
或者菱方结构 。而薄膜由于衬底应力 ,则可形成四 方结构 ( Tetragonal) 。虽然存在着畸变 ,钙钛矿锰 氧化物中锰离子格点仍然比较接近立方排布 ,通常 称做赝立方 ( Pseudo2cubic) 。对于赝立方钙钛矿结构 ,氧八面体扭动导致氧 离子发生垂直于 Mn2O2Mn 链的位移。例如 ,在正 交结构的 LaMnO3 中 ,扭动主要沿正方格子 [ 110 ] 轴 ,加上沿[ 001 ]轴的微弱扭动 ,被称为 GdFeO3 型
畸变[ 41 ]
,如图 3 ( b) 所示 。这样的扭动对多铁性有至
关重要的作用 ,将在后文中进一步阐述 。
图3 (a)钙钛矿锰氧化物结构示意图 。中心为B位Mn离 子,顶角是A位离子,面心是氧离子,构成八面体结 构 。( b)氧八面体的GdFeO3型畸变 。取自[ 40 ]
除赝立方钙钛矿外 ,锰氧化物还可以形成其他 一些晶格结构 ,例如层状钙钛矿 (Layered perovs2
kite) 、
六角 ( Hexago nal) 、以及其它更复杂的结构 。Kimura 和 To kura 曾经对层状钙钛矿结构锰氧化
物做了详尽的研究[ 27 ]。本文讨论的锰氧化物 ,如无 特殊指明 ,默认指 ABO3 型赝立方钙钛矿锰氧化物 。2
12 锰氧化物的相锰氧化物中纷繁复杂相和其间的竞争是锰氧化 物丰富物理的根源 。这些相可以根据磁结构 、电荷 结构 、轨道结构以及导电性等一系列物性指标来区 分 。通常 ,这些性质会有一定关联 ,比如铁磁相通常 情况下也呈现金属性 ,而反铁磁相通常是电荷有序 相 ,并且是绝缘的 。但这些关联也不是绝对的 ,都存 在一些例外情况 。通常研究中 ,首选指标是磁结构 。
Wollan 和 Koehler 在 最 初 用中 子散 射 研 究 L a
1 - xCa
xMnO
3 时就发现 ,随着 Ca 掺杂变化 ,锰氧化物可 以在多种磁结构间变化 。他们根据排列组合 ,定义 了七种基本的磁结构 (A2G) ,并且发现了 CE 相 ,即 由 C 型和 E 型一比一穿插而成的复合结构[ 2 ]。在这些 基 本 磁 结 构 中 , A 型 反 铁 磁 , 铁 磁 (B 型) ,C 型反铁磁 , E 型反铁磁 , G 型反铁磁在锰氧化 物中比较常见 ,这些结构加上较常见的 CE 相之磁 结构示意图示于图 4 中 。
CE 型反铁磁相是锰氧化物中最具代表性的电
荷轨道有序绝缘相 ,其可能的电荷轨道序如图 5 所 示 。CE 相通常出现在半掺杂附近的区域 。改变 A 位离子 (平均) 半径可以调节晶格大小 和 GdFeO3 型畸变扭曲程度 ,从而调节 Mn2O2Mn 键角大小 ,进而调节锰氧化物导带宽度 。因此 ,随着
A 位离子半径减小 ,导带宽带减小 ,锰氧化物逐渐
从宽带变化到中带 ,再转变到窄带 。图4 常见的锰氧化物磁结构 。这儿E型和CE型反铁磁 仅画了a2b面内结构,沿着c方向则全是最近邻反平 行耦合 。E型和CE型反铁磁最显著的特征是其zig2 zag铁磁链,而链和链之间反铁磁耦合 。取自[ 40 ]
图5 半掺杂锰氧化物的电荷轨道序 。(a) Goodenough 提出的Mn3 +和Mn4 +交替排列的结构[ 5 ]。( b)实 际可能的结 构, Mn的电 荷 差 异 是 不 完 全 的[ 42 ]。
(c) Zener极化子模型,认为Mn的电荷是等价的,
空穴处在氧离子上 。取自[ 43 ]
常见 宽 带 锰 氧 化 物 的 典 型 代 表 是 La1 - x
Sr
xMnO
3。宽带锰氧化物具有较宽铁磁区域 、较好 导电性 、较高居里温度 。例如 La017Sr
013MnO
3 的居 里温度可以达到室温 。但由于其本身导电性较好 , 在外加磁场下电阻变化有限 ,磁电阻效应不明显 。 但由于锰氧化物具有很高自旋极化率 (半金属 ,接近100 %极化) ,可以使用 L a
017Sr
013MnO
3 作为电极材 料 ,以提供自旋极化电流和作自旋筛 。宽带锰氧化 物在半掺杂区域一般仍然是铁磁相 。而由于 Sr 离 子较大 ,Mn4 +较小 ,通常情况下宽带锰氧化物掺杂 浓度不易接近 1 ,即在块材中难以形成稳定钙钛矿 结构 SrMnO3。但通过特殊制备方法 ,可以合成亚 稳态的钙钛矿结构 SrMnO3[ 44 ]。中带 锰氧 化物的 代表 是 La1 - x
Ca
xMnO
3。与L a
1 - xSr
xMnO
3 相比 ,其掺杂相图主要是铁磁区域略有缩小 ,居里温度略有下降 。在半掺杂附近很窄 区域出 现 不 是 很 稳 定 的 CE 相 。有 报 道 指 La015
Ca
015MnO
3 中 CE 相和铁磁相共存[ 45 ]。而掺杂浓度 超过 015 之后 ,在 CE 相附近 ,也存在 A 型反铁磁。窄带锰氧化物的代表是 Pr1 - x
Ca
xMnO
3。其掺 杂相图中铁磁区域进一步缩小 ,金属性消失 。即使 是铁磁相 ,也是绝缘的 (可能是相分离态 ,即铁磁团 簇散布在反铁磁的背景中 ,且没有达到渗流) 。而CE 相则变得非常稳定 ,通常需要很强的磁场 (可高
达十几或几十特斯拉) 才能将绝缘态转变成金属态 , 伴随着电阻率的巨大落差 。总而言之 ,随着 A 位离子的缩小 ,锰氧化物带 宽减小 ,材料基态逐渐从铁磁金属相过渡到电荷有 序反铁磁绝缘相 。如图 6 所示 ,随着带宽减小 ,铁磁 区域逐渐缩小 ,取而代之的是大片的 CE 或 C1 - x
E
x 电荷有序绝缘态 。图6 常见锰氧化物基态相与A位离子(带宽)和掺杂浓度的 关系 。F指铁磁态,其它则是各种反铁磁态 。插图是 各态的自旋和轨道序示意图 。取自[ 23 ]
3 理论模型和计算方法
理论上研究锰氧化物既有第一性原理计算 ,有 微观模型哈密顿量描述 ,也有唯象理论如朗道相变 理论研究 。其中以对微观哈密顿量做数值计算研究 最为广泛 、也最成功 。而针对锰氧化物的哈密顿量 ,
使用最多 、比较公认的是双交换模型哈密顿量 。双 交换作用最早由 Zener 提出[ 3 ,4 ]
,并由 Goo deno ugh
应用到锰氧化物体系中 ,用以解释铁磁性锰氧化物的导电性[ 5 ]。
但是 ,仅仅双交换作用是不够的 ,即使对于最接 近双交换机制的铁磁金属宽带 La1 - x
Sr
xMnO
3,Mil
2li s 早在 1995 年就指出仅仅双交换作用不足以解释
其电阻行为[ 46 ],更不要说双交换在理解诸多中带和
窄带锰氧化物中形形色色反铁磁电荷有序相和金属 绝缘体转变中遇到的困难 。因此 ,研究者需要考虑 更多与双交换作用相互竞争的其它作用项 。例如 ,Milli s 指出 J ahn2Teller 效应在锰氧化物物理中扮
演着重要角色[ 8 ]。因此 ,微观哈密顿量要能够较好描述锰氧化物 , 就需要在双交换模型中引入更多相互作用 ,通常包 括 J ahn2Teller 效 应 和 反 铁 磁 超 交 换 ( Superex2
change) 。有时还要考虑其它作用 , 如次近邻超交
换 、晶格畸变 (包括正交晶格畸变和 GdFeO3 型畸 变) 、库伦相互作用等 。下面将先介绍双轨道双交换模型 ,以及一些参 与竞争的相互作用项 。随后 ,将介绍常见的数值方 法 ,包括蒙特卡罗模拟 、零温变分和最优化方法 。
3
11 理论模型锰氧化物的物理特性主要由 Mn 离子决定 。钙 钛矿结构中 ,氧八面体带来库伦相互作用 ,即晶体场
( Crystal field) 作用 ,将 Mn 离子的 3 d
能级劈裂成 两组 ,如图 7 所示 :1) |x y
〉、| y z
〉、| x z
〉称为t
2 g,因
为其电子云与 O 离子错开 ,能量较低 ;2) |x
2- y
2〉 和| 3z
2- r
2〉称为e
g,因为其电子云与 O 离子接近 ,
能量较高 。图7 钙钛矿结构中3 d电子轨道(能级)示意图 。取自 [ 47 ]
R
1 - xA
xMnO
3 中 , Mn 离子 3d
能级上有 4 -x
个电子
,
其中三个电子首先占据能量较低的t
2 g能 级 。根据洪特规则 ( Hund’s rules) ,这三个电子自 旋平行排列 。剩下的 1 -x
个电子既可能占据能量 较高的e
g 能级,
也可能反平行占据t
2 g能级 。第一 种排布要付出晶体场劈裂能的代价,
第二种排布需 要付出同轨道之间库伦相互作用能的代价,
而且代 价更大 。第一种排布的能量更低:
因此e
g 电子浓度 为 1 -x ,
而t
2 g始终是三个电子占据 。如果考虑到J ahn
2Teller 晶格畸变 ,则三度简并的t
2 g与二度简并 的e
g能级将进一步劈裂 ,后文中将详细阐述 。由于洪特耦合很强 ,
e
g 电子自旋必须与同一个Mn 离子上 t
2 g自旋相平行 ,形成高自旋态 ,这一项哈 密顿量可以写作 :H
Hund= - J
H∑
i
s
i・S
i( 1 )
这儿
i
是 Mn 离子位置指标, s = ∑
αc
αgσ c
α是e
g电子的自旋算符
; α标记 e
g的两个轨道; σ是自旋泡利矩
阵( Pauli mat rice ) ; c
g/ c
是e
g 电子的产生/
湮灭算 符 。S
是t
2 g 电子自旋 。由于t
2 g 的总自旋量子数为3 / 2 ,
一般可以将其视作一个经典自旋矢量 。在本文 中,
如无特殊说明,
一般采用归一化的| S | = 1 。
因 此, t
2 g 的 自 旋 矢 量 可 以 在 球 坐 标 中 表 示 成( sinθco s
<, sinθsin
<, co sθ ) ,
其中θ是极化角,
<是方位 角 。由于所有
t
2 g能级都处于半满状态,
再加入一个 电子就要付出较高的同轨道库伦相互作用能,
因此 可以认为t
2 g 电子基本是局域化的 。根据赫巴德模 型( Hubbard mo del ) ,
近 邻t
2 g 电 子 之 间“虚 跳 跃”( Virt ual hopping )
过程将导致反铁磁超交换作 用,
超交换强度J
AF~t
2/ U ,
其中t
是跃迁积分, U
是 同一轨道上自旋相反的两电子之间库伦相互作用 能 。因为t
2 g 三个能级沿着x
、y
、z
三个方向是等同 的,
因此近邻t
2 g电子之间的超交换作用哈密顿量可 以用海森堡模型( Hei senberg mo del )
来描述:
H
SE= J
AF〈∑
ij〉
S
i ・S
j=
J
A F〈∑
ij〉[ co sθ
ico sθ
j+ sinθ
isinθ
jco s (
<i-
<j) ] ( 2 )
而
e
g 电子双交换过程对锰氧化物物理特性起 着至关重要的作用 。钙钛矿锰氧化物的双交换过程 可以简化描述成图 8 所示 。当最近邻 Mn 离子的
t
2 g自旋平行排列时,
一个Mn 上 e
g电子可以通过中间的 O 离子跳跃到最近邻 另一个 Mn 的e
g空轨道上 。反之,
当最近邻 Mn 离子图8 钙钛矿锰氧化物中双交换过程的示意图 。(a) 当最 近邻的Mn离子的 自旋平行排列时,eg电子可以 通过中间的O离子,从一个Mn离子跳跃到最近邻 的另一个Mn离子的eg空轨道上 。( b) 反之,当最 近邻Mn离子的t2 g自旋反平行排列时,由于强洪 特耦合,上述跳跃过程无法(或难以) 实现 。(c) 双 交换跳跃积分依赖于轨道和跳跃方向 。取自[40 ]
的
t
2 g自旋是反平行排列时,
洪特耦合将阻止上述跳 跃过程 。因为e
g 两个轨道的波函数角度部分形状不 一样,
双交换跳跃轨道积分(
即波函数交叠积分)
是 轨道 和 方 向 依 赖 的 。根 据 Slater 和 Ko ster 的 计算[48 ]
,
双轨道之间跳跃积分t
为:
t
x= t
xaat
xabt
xbat
bbx= t
04
3 - 3
- 3 1
t
y= t
aayt
yabt
bayt
ybb= t
04
3 3 3 1
t
z= t
zaat
zabt
zbat
bbz= t
00 0 0 1
( 3 )
这儿
x
、y
、z
是跳跃方向,
即 Mn2O2Mn 键方向; a
和b
分别指e
g的| x
2- y
2〉和| 3 z
2- r
2〉轨道; t
0将在后 文用作能量单位,
其实际值视具体材料而定,
粗略估 计为 012 ~ 015 电子伏特[37 ]。因此
,
二次量子化的双交换哈密顿量可以写成:
H
DE= - ∑
αβ,σ
〈ij〉
t
αrβ( c
gi ,α,σc
j ,β,σ+ H. c. ) ( 4 )
这儿i
和j
表示最近邻 Mn 离子坐标; α和β是轨道指
标; σ是自旋指标 。通常 ,
考虑到洪特耦合J
H 很强,
远大于t
0,
可以近似认为J
H无穷大 。因此,
所用的σ 必须严格平行同一 Mn 离子上的t
2 g自旋S
。而反平 行的σ部分则不再予以考虑 。这样,
上述洪特项( 1 )
加双交换项( 4 )
可以合并并简化为:
H
Hund( J
H →+
∞) + H
DE=
- ∑
αβ
〈ij〉
t
αrβ( Ω
ijc
gi ,αc
j ,β+ H. c. ) ( 5 )
这儿Ωij= co s ( θ
i/ 2 ) co s ( θ
j/ 2 ) + sin ( θ
i/ 2 ) sin ( θ
j/ 2 ) exp [ - i (
<i-
<j) ]
是跳跃的 Berry 相 (Berry p hase),
依赖于近邻t
2 g自旋的夹角 。除上述交换作用外
,
电子和晶格之间耦合即电 声子耦合,
对锰氧化物性质也起很重要的作用[8 ]。一 个直接效果就是 J ahn2Teller 畸变进一步劈裂了 3d
能级,
使原本简并的e
g能级去简并 。对于氧八面体,
如果只考虑平行于 Mn2O2Mn 键的 O 离子移动,
可 以定 义 三 种 简 谐 声 子 模 式: ( Q
1, Q
2, Q
3) ,
如 图 9 所示 。图9 氧八面体的三种简谐声子模式 。取自[40 ]
数学上
, ( Q
1, Q
2, Q
3)
定义为: Q
1= 1
3
( δ
x+ δ
y+ δ
z)
Q
2= 1 2
( δ
x- δ
y)
Q
3= 1 6 ( -
δ
x- δ
y+ 2δ
z)
( 6 )
其中δ表示沿着某个方向 O2Mn2O 之间的畸变
(
位 移)
量 。Q
1对应氧八面体整体收缩或膨胀,
称为呼吸 模式 (Breat hing mode)(
因为氧离子带负电,
因此氧 八面体的收缩( Q
1 为负)
应该导致e
g 电子库伦能的 升高,
因此哈密顿量( 7 )
中Q
1 , in
i贡献的符号应该为负[49 , 50 ]
,
但先前较多理论计算采用了正Q
1 , in
i,
属于历史遗留错误
,
所幸呼吸声子这一项对计算结果影 响较小,
例如在电荷均匀分布时,
不起任何作用 。即 使对于电荷有序态,
由于呼吸声子的弹性系数B
一 般取 2,
抑制了呼吸声子,
从而对结果的影响不是非 常严重 。) , Q
2 和Q
3则破坏了x , y , z
方向对称性,
从 而劈裂e
g 能级,
称为 J ahn2Teller 模式。而总的电声 子相互作用哈密顿量可以写作[51 ]:
H
P= λ ∑
i[ - Q
1 , in
i+ Q
2 , iτ
xi+ Q
3 , iτ
zi]
+ 1
2 ∑
i( BQ
21 , i+ Q
22 , i+ Q
23 , i) ( 7 )
这儿λ是一个无量纲系数
,
刻画电声子耦合强度,
一 般取值在 0- 2 ; n
i 是位置在i
处 Mn 离子的e
g电荷 浓度 。τ
x 和τz 是轨道赝自旋算符,
定义为:
τ
x= ∑
σ( c
ga ,σc
b,σ+ c
gb,σc
a ,σ)
τ
z= ∑
σ( c
ga ,σc
a ,σ- c
gb,σc
b,σ) ( 8 )
而哈密顿
( 7 )
中第二项是晶格畸变弹性能 。B
是呼吸 模式声子和 J ahn2Teller 模式声子的弹性系数比,
通 常设为 2[36 ]。除了 平 行 于 Mn2O2Mn 键 的 O 离 子 移 动
J ahn
2Teller 模式外 ,还有氧八面体扭动导致垂直于Mn2O2Mn 的氧位移。这类扭动对多铁性有至关重要
的作用,
将在后文中进一步阐述 。要研究的哈密顿量是上述相互作用的总和
: H = H
DE+ H
SE+ H
P+ H
Hund( 9 )
该模型被称作双轨道( Two2orbital )
双交换模型 。如果作单轨道
( One
2orbital)
近似,
即只考虑一 个e
g轨道( x , y , z
三方向各项同性) ,
其中H
DE写为:
H
DE= - t
0∑
σ
〈ij〉
( c
gi ,σc
j ,σ+ H. c. ) ( 10 )
则被 称 为 单 轨 道 双 交 换 模 型,
或 铁 磁 近 藤 模 型( Ferro magnetic Ko ndo mo del ) ,
因为其本质就是一 个杂质载流子( e
g 电子)
在铁磁背景下( t
2 g 自旋背 景)
的散射问题( Ko ndo 效应 )
。最后
,
需要说明的是,
上述相互作用还未包含对 应赫巴德模型中U
的直接库伦相互排斥能 。这一考 虑的物理原因是: 1 )
由于e
g轨道上电子数始终小于(
或等于) 1 ,
而轨道却有两个,
因此出现两个电子同 时占据同一轨道的概率很小,
因此赫巴德U
对锰氧 化物并不像在高温超导体铜氧化物(
单轨道)
中那 样显著; 2 )
上述过程中采用了无穷大J
H 近似,
抑制 了同一轨道双占据,
起到了类似U
的效果; 3 )
除了 同轨道之间的U ,
轨道之间U ′作用也可以通过电声
子作用来代替,
两者都使e
g能级劈裂[52 ]。总之,
通过 这些近似(
代替)
处理,
可以将强关联锰氧化物模型 哈密顿量变成e
g电子的单电子与局域t
2 g自旋以及 晶格畸变相互作用哈密顿量 。这样的简化处理使得 求解哈密量变得相对简单,
毕竟,
包含库伦关联的多 体哈密顿量总是难以求解 。3
12 计算方法在构建了描述钙钛矿锰氧化物的模型后
,
下一 步任务是求解这个模型哈密顿量 。虽然哈密顿量( 11 )
已经做了一定的近似简化,
例如采用无穷大J
H并且不考虑直接库伦排斥
,
但哈密顿仍然很复杂,
无 法严格解析求解,
而必须通过数值方法来求解 。最常用的数值方法过程示于流程图 10 中 。上述 哈密顿量可以分成费米子部分和经典变量部分
,
前 者指采用二次量子化表示e
g 电子双交换和电声子 相互作用,
后者包括t
2 g自旋之间超交换和声子弹性 能 。对于费米子部分,
在给定t
2 g自旋和声子位型前 提下,
采用严格对角化哈密顿量来获得系统本征值 和本征矢(
波函数)
。而对t
2 g自旋之间的超交换和声 子弹性能,
通常可以采用变分法 、蒙特卡罗( Mo nte Carlo )
模拟 、或最优化办法来获得系统基态或者热 平衡态 。图10 数值求解流程图 。取自[40 ]
3
1211 对角化哈密顿量对于具有
N
个 Mn 离子格点的体系,
采用每个Mn 的 e
g轨道为基矢,
构成一组完备空间 。采用无穷 大J
H,
如果是单轨道模型,
则基矢数量N
b为N ;
双 轨道模型为 2N ;
如果J
H 有限,
则基矢数量相应增 加一倍 。以这些基矢可以将哈密顿量的费米子部分 写成厄米矩阵形式( N
b ×N
b)
。然后对该矩阵进行对 角化,
从而获得本征能量和本征波函数 。对角化可以通过调用 Lapack 函数实现 。对于大 矩阵
,
对角化极为耗时,
因此实际计算中格子的尺寸 将受到计算能力的限制 。3
1212 变分法求基态在对角化处理获得本征能量后
,
将e
g 电子填充 到这些能级中,
达到设定浓度,
从而得到e
g 能量 。再 加上经典t
2 g自旋之间超交换和声子弹性能,
就得到 整个系统能量 。通过改变t
2 g 自旋和声子位型,
可以 获得不同结构能量 。通过比较大量位型的能量,
确定 能量最低的位型,
从而确定给定参数空间的系统可能基态 。
变分法的优点是
:
速度快,
因为每个位型只要对 角化一次,
因此可以计算相对大的点阵,
甚至无穷大 点阵(
通过傅立叶变化到动量空间)
。一旦获得e
g能 量,
变化参数J
A F 不需要再作对角化 。缺点是,
只能 处理基态,
而且需要预设一组自旋和声子结构 。在某 些参数区域,
可能真正的基态并没被包含在这组预 设结构中 。因此通过变分法得到的基态结果可能并 不准确 。但总的说来,
变分法是了解大致相图的一种 快速便捷方法 。这儿举个最简单的例子。求解理想铁磁态纯双交 换相互作用在无穷大
J
H 时的能带。通过傅立叶变换c
k= ( 1 / N ) ∑
rexp ( ik
・r) c
r( N
为格点总数目) :
H
FM= - ∑
αβ
r a
t
αaβc
gr ,αc
r+ a ,β= - 1
N ∑
αβ
ra
t
αaβ∑
k1
exp ( ir
・k
1) c
gk1α・
∑
k2
exp [ - i ( r + a)
・k
2] c
k2β= - ∑
αβ
k1k2a
t
αaβc
gk1αc
k2βexp ( - ia
・k
2)
・1
N ∑
rexp [ ir
・( k
1- k
2) ] = ∑
kαβε
kαβc
kα+c
kβ( 11 )
其中r
遍历各个格点, a
为近邻六个方向单位矢量,
因此已经计入近邻格点间双向跳跃,
原哈密顿中H. c
共轭部分在此无需写入 。k
1和k
2 是动量空间两 个独立矢量 。上述推导用到了求和交换次序和归一 化 1N ∑
rexp [ ir
・( k
1- k
2) ] = δ
k1k2,
其中δk1k2 是克罗内克
( Kro necker )
函数,
即k
1= k
2 时,
函数为 1,
其余情况为 0;
而εkαβ= - ∑
at
αaβexp ( - ia
・k)
。考虑双轨道的
t
αaβ和 exp( - ia
・k) + exp ( ia
・k) = 2co s ( k
・
a) ,
可以得到如下式子: ε
k= - t
02
3 ( C
x+ C
y) - 3 ( C
x- C
y) - 3 ( C
x- C
y) C
x+ C
y+ 4 C
z( 12 )
其中C
x= co s ( k
x) ,
依此类推 。对角化该矩阵,
得到 双轨道双交换作用在理想铁磁背景下的(
双带)
色 散关系:
E
±k= - t
0( C
x+ C
y+ C
z±
C
2x+ C
2y+ C
2z- C
xC
y- C
yC
z- C
xC
z) ( 13 )
虽然双交换跳跃积分由于轨道方向性而显得不对 称
,
但最终色散关系却是沿x , y , z
方向对称的,
这也 符合物理,
因为在立方晶格中x , y , z
本来就是对称 的,
色散关系自然对称 。对于其它磁结构色散关系
,
可以通过类似办法 求解 。如果不考虑晶格畸变,
则反铁磁情况求解更容 易,
因为很多只是 2 维的铁磁面 (A 型反铁磁) 或者 1 维的铁磁链 (C 型 、E 型反铁磁和其组合)
。当考虑晶 格畸变,
如 J ahn2Teller 效应,
可能由于最小周期单 位格子变大,
最终动量空间矩阵较大,
难以解析,
故 可以用数值求解[53 ],
也可以得到精确的色散关系和 态密度 。3
1213 蒙特卡罗模拟1998 年 Yuno ki 最先用蒙特卡罗模拟研究了单
轨道双交换模型哈密顿量,
并揭示该模型中存在相 分离[9 ]。此后十多年间,
大量工作采用蒙特卡罗研究 双交换模型,
取得了丰富结果 。蒙特卡罗具体计算过程是
,
从一个初始化t
2 g自 旋和声子结构位型开始,
逐步调整t
2 g自旋和声子结 构,
以 达 到 平 衡 状 态 。而 调 整 算 法 根 据 标 准Met ropoli s 算法 ,
通过控制自旋和声子调整幅度,
使Markov 过程接受率为 50 % 左右 ,
以达到较好收敛 效果 。需要说明的是
,
系统的配分函数可以写作:
Z = ∏
N
i
∫
π0dθ
isinθ
i∫
20πd<
i∫ d Qi Z
g( θ
i,
<i, Q
i)
( 14 )
第一部分反映了t
2 g自旋和声子的自由度;
而第二部 分Z
g可写成:
Z
g= Tr [ exp ( - β K) ] ( 15 )
这儿Tr
表示对矩阵求迹(
对角元求和) , β = k
BT , K
= H - μ N , k
B是波尔兹曼常数, T
是温度, μ是化学
势
, N
是粒子算符 。因此,
这儿的配分函数在巨正则 系综中求得,
也就是说,
化学势(
费米能级)
是给定 的 。如果需要模拟某个e
g 电子浓度之物性,
需要调 节化学势,
以逼近设定的电子浓度 。如果e
g 电子浓 度随化学势的关系发生了跳变,
即在模拟中无法取 到该浓度,
一般而言,
意味着出现电子相分离 。另外 一种可能是所用点阵太小,
有限尺寸效应导致这样 结果 。后者应该加以排除 。对哈密顿矩阵对角化
,
得到H
的本征值,
也就 得到K
的本征值(
两者只差一个化学势)
。在K
本征 空间, Z
g 可以写成:
Z
g= ∏
Nb
j
T r
j[ exp ( - βε
jn
j) ] ( 16 ) ε
j 是本征值, n
j是该能级粒子占据数,
对于费米子而言
,
只有 0 和 1 两种可能 。因此( 16 )
可以写成:
Z
g= ∏
Nb
j
∑
n =1
n =0
exp ( - βε
jn) = ∏
Nb
j
[ 1 + exp ( - βε
j) ] ( 17 )
对于t
2 g自旋和声子配分函数积分,
可通过蒙特卡罗 来实现;
而包含e
g 电子配分函数贡献的Z
g 则根据( 17 )
严格求解得到 。对t
2 g和声子的模拟,
在 Markov 过程中,
新的t
2 g自旋和声子构型能否被接受决定于 概率:
p = exp [ - β ( E
new- E
old) ] Z
newgZ
oldg( 18 )
其中上标 new 和 old 分别指新位型和旧位型; E
指t
2 g 自旋的超交换能量以及声子弹性能 。蒙特卡罗模拟的优点在于可以处理有限温度情 况
,
这对研究锰氧化物金属绝缘体转变 、磁性相变极 为重要 。而且蒙特卡罗得到的最终平衡态与初始自 旋/
声子位型无关,
可用来探索新的未知相或相分 离 。蒙特卡罗模拟的缺点是:
计算量巨大,
所能针对 的点阵大小受限,
尤其是对于三维格点,
结果可能会 受到晶格尺寸效应的影响 。3
1214 零温最优化蒙特卡罗模拟存在一定的热涨落
,
使得t
2 g自旋 和声子位型偏移基态 。如果在蒙特卡罗结果上再对t
2 g 自旋和声子位型做最优化处理,
可以得到真正的 基态性质 。以
J
H无穷大单轨道模型为例 。将哈密顿量对各 个经典自由度求偏微分:
5
H
DE5θi
=
〈∑
ij〉
t
0 5Ωij5θi〈
c
gic
j〉+
〈H. c.
〉 5H
DE5<i
=
〈∑
ij〉
t
0 5Ωij5<i〈
c
gic
j〉+
〈H. c.
〉( 19 )
其中, Berry 相 Ω是θ和
< 的函数:
5Ωij 5θi
= 1
2 [ - sin ( θ
i/ 2 ) co s ( θ
j/ 2 ) + co s ( θ
i/ 2 ) sin ( θ
j/ 2 ) exp [ - i (
<i-
<j) ] ]
5Ωij5<i
= - i sin ( θ
i/ 2 ) sin ( θ
j/ 2 ) exp [ - i (
<i-
<j) ] ( 20 )
而〈c
gic
j〉是算符的期望值:
〈
c
gic
j〉= δ
ij-
〈c
ic
gj〉= δ
ij- G
i , j= δ
ij- Tr [ c
ic
gjexp ( - β K) ]/ Z
g= δ
ij- ∑
Nb
λ=1
U
i ,λ1
1 + exp ( - βε
λ) U
λg, j( 23 )
其中δij 是克罗内克符号; G
i , j 是不含时格林函数的 一个矩阵元,
可通过哈密顿本征值ε和本征波函数U
求得 。U
i ,λ是与第λ个能级相对应波函数的第i
个 基矢分量 。由于是零温,
因此公式( 23 )
中β为正无 穷,
即只对费米能级以下的能级求和 。但费米能级处 可能存在简并,
在这种情况下,
由于计算机数据存储 的误差,
采用无穷大β可能带来较大的误差,
因此实 际处理时,
通常采用一个较大的β,
例如 1 000(
即T
= 0
1001)
来代替 。对于双轨道模型
,
执行类似操作,
只是将t
0换成 不同方向/
轨道之间的t
αβr,
期望值〈c
gic
j〉用相应的带 轨道指标的量来代替 。同样
,
将哈密顿中其它项也对各个经典自由度 求导,
得到各个经典自由度所受到的“力”。然后按照“力”的大小和方向
,
对这些经典变量微调 。如此反 复迭代,
最终达到各项导数接近 0,
即系统能量极 小值 。3
1215 相竞争图 11 展示了无穷大
J
H近似下双轨道双交换模 型(
无声子)
的零温变分相图 。铁磁相多出现在宽带(
即小J
A F)
、高电子浓度区域;
而 E 型出现在窄带(
即大J
A F)
、高电子浓度区域; CE 相出现在窄带半
掺杂区域;
在 FM 和 CE 相中间 ,有较窄的 A2A FM ;C 相出 现 在 过 半 掺 杂 区 域 ; 在 完 全 掺 杂 处 , 出 现 G
2AFM 。虽然此处只考虑最近邻 Mn 间的双交换和 超交换,
此相图已经与实验相图 6 具有很多相似 之处 。下文所要研究的内容之一就是相图中相边界处 两 相 竞 争 所 带 来 的 一 些 奇 特 性 质
,
例 如L a
5/ 8 - yPr
yCa
3/ 8MnO
3( y
~ 014)
中相分离态(
铁磁相和电荷有序相
)
在外电场调制下的电致电阻 。另外,
由于哈密顿量过度简化,
图 11 与实验结果尚有一定 的差异,
需要考虑更细致的相互作用,
以揭示和预言 相竞争中的“胜利者”(
基态) ,
这也是下文所要研究 的内容之一,
例如在未掺杂区域,
多铁性螺旋相是如 何存在的 。最后,
本文要关注的是在锰氧化物异质结 中,
由电子重组所引起的相竞争2 相的空间调制。4 电致电阻
鉴于巨磁电阻效应在磁存储领域应用的巨大成