第1章
　　绪论[1]
　　1.1多铁性材料的定义
　　多铁材料涵盖面非常广，只要是(反)铁电序((anti)ferroelectricity)、(反)铁磁序((anti)ferromagnetism)、铁弹序(ferroelasticity)和铁涡序(ferrotoroidicity)中含有不止一种序结构的材料都称为多铁性材料。\[1,2\]
　　铁弹性是指材料具有稳定的自发形变，而且在外加应力的作用下，应变会有滞后效应的性质。铁电性是指存在固有电偶极矩，并且固有极矩总是倾向于与外电场平行排列的性质。铁电材料往往要求d轨道为空。铁磁性的本质特征和铁电性非常相似:具有自发磁化，并且自发磁化的方向会随着外磁场而改变。对于钙钛矿ABO3结构，要求B位原子的d轨道有未成对的自旋单电子，这样可以产生磁有序结构。在多铁材料的讨论当中，铁磁性的范畴也可以拓宽到反铁磁性。铁涡性材料拥有稳定且自发的序参量，是由磁极化或者电极化卷曲形成的，这个序参量在外加场的作用下也是可调的。相关分类见表1.1。〖=G〗表1.1从对称性的角度分类铁弹、铁电、铁磁和多铁性〖=G1〗特征对称性〖〗空间反演对称性〖〗时间反演对称性铁弹〖〗有〖〗有铁电〖〗无〖〗有铁磁〖〗有〖〗无多铁〖〗无〖〗无1.2多铁材料的研究概述与主要应用[*1]1.2.1多铁材料的研究小史多铁性的研究起源于铁磁性材料，人们最初在磁铁中发现响应与外加激励之间存在滞后现象，如图1.1所示。而铁电效应直到1920年才被Valasek在罗息盐中发现\[3\]，即罗息盐具有和铁磁性物质一样的回线，铁电极化强度随着外加电场的变化也存在滞后现象，即电滞回线。此后人们认为铁电效应仅存在于有限的材料中，而且效应普遍较弱，所以并未引起广泛关注。直到“二战”期间，具有反常介电性质的BaTiO3被Wainer和Solomon独立地在陶瓷样品中发现\[4\]，从此引发了人们对铁电材料的研究兴趣，越来越多的铁电材料被发现。
　　图1.1铁性序参量的宏观表现
　　在具有电磁耦合的体系中，磁响应对于电激励有滞后或者电响应对于磁激励有滞后
　　图1.2显示了不同年份发现的铁电材料的数量，并在发现年代上方列举出了具有代表性的铁电材料。现在，BaTiO3、PbTiO3等典型铁电材料已经得到充分的研究，成功走向了工业应用。铁磁体的研究历史较长，并且理论较为完善，目前铁电体材料中的许多理论都是仿照铁磁体中的理论得到的。
　　图1.2每年新发现的铁电材料数目\[11\]
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　　一直以来，铁电性和铁磁性的研究是独立进行的，很少有人关注两类材料的耦合效应。多铁材料最早在1959年被Dzyaloshinskii在Cr2O3材料中预言\[5\|8\]，但是由于多铁性非常弱，在应用上看似没有前景，所以一直沉寂。直至2003年，才迎来了多铁的复兴之年，Ramesh等人和Kimura等人分别在Science\[9\]和Nature\[10\]上发表了一篇多铁的文章，介绍了两种性质不同的单相多铁材料：BiFeO3和TbMnO3，前者具有室温下的多铁性，后者具有强的电磁耦合特性。自此，人们对多铁材料的研究热情高涨。
　　1.2.2多铁材料的器件化应用
　　多铁材料滞回曲线所包围的面积为外场损失的能量，即材料中存储的能量，曲线包围的面积越大，材料储备该种能量的能力越强。铁电材料也是介电材料，如果将其用在电容器中间充当储能元件，则需选择电滞回线中包裹面积大的材料。
　　从铁磁回线中，可以发现当外场变为零时，对应的磁化强度非零，正负两个磁化强度值可以分别对应计算机存储中的“0”和“1”，实现信息存储。如果将铁磁材料和铁电材料搭配使用，还可以实现四态存储，因为铁电层不同的极化方向会影响磁性层的剩余磁化大小，两种铁电极化方向可以得到一共四种稳定剩余磁化值\[12\]。此外，多铁材料还可以被用作换能器\[1\]、能量收集器\[13\]、磁场探测器等\[14\]。
　　目前市场上使用的存储介质主要是硬盘。硬盘的盘片被划分出许多小的磁性存储单元，该存储单元在硬盘读头引入的外加磁场下不断翻转，两个不同的剩余磁化强度就对应着 “0”和“1”。通过不断缩小磁性存储面积，实现高密度的存储。这种硬盘的缺点是利用外加磁场对磁性存储介质进行反转本身能耗大，还会产生热量，影响磁介质的使用寿命。由于外加磁场很难做得非常局域，所以容易与附近的磁存储介质产生作用，影响存储信号的准确性，而且也限制了磁存储容量的进一步提升。此外，硬盘的读头主要是利用巨磁阻（GMR）材料制备的，这类材料需要施加恒压外电场，读头感知硬盘上磁信号的变化后，会产生不同的磁电阻，从而改变电路中的电流，电流大小不同代表读取的是“0”或“1”的信号。这类读头是有源器件，需要施加外电场，所以能耗也高。
　　如果使用多铁材料制作硬盘盘片，将会大大提高存储密度并降低能耗。首先，多铁材料具有铁电和铁磁的双重属性，能够实现四态存储，在同一个单元上能够记录更多的信息，能够将存储的信息量翻倍。其次，利用电场写入信息，仅改变铁电存储材料的电极化方向，没有电流通过，没有能耗，没有发热，不需要在硬盘中集成散热原件，减小硬盘体积。而且外加电场可以局域在存储单元上，能够提高存储密度。读取信息的过程可以用磁来读取，可以保持存储介质的非易失性。硬盘读头也可以使用多铁材料，实现“电写磁读”。读头感受到硬盘上不同的磁信号，利用多铁材料的电磁耦合特性，则在读头电路中会产生不同的电信号。这样的读头将成为无源器件，不需要外加电路提供电源，能够降低能耗，减少发热，节省能源。
　　1.3多铁材料的主要机制
　　磁有序材料有很多微观起源：直接交换作用（direct exchange，纯量子力学效应），双交换作用（double exchange，发生在能够变价的元素之间，一般通过氧来传递电子，是一般铁磁相互作用），超交换作用（super exchange，一般通过O2p中一对自旋相反的电子实现，通常是反铁磁相互作用）和RKKY（限域的磁矩被自由程较长的电子所影响，一个限域的磁矩影响自由电子，通过自由电子再影响其他原子磁矩，从而实现长程相互作用，一般发生在4f和6s电子之间）。这些机制基本都存在固体中的未配对电子自旋。电有序相对复杂一些，有一些常见的机制可以解释铁电性：阳离子相对周围阴离子中心偏移(off\|center shifts)，比如在钙钛矿材料BaTiO3中，Ti离子和O离子发生杂化，导致Ti离子偏离氧八面体的中心；孤对电子铁电性，有序悬挂键（ordered dangling bonds）的作用， 比如BiFeO3和BiMnO3； 电荷有序(charge ordering)，比如Fe3O4和LuFe2O4；几何效应(geometric effect)，阴离子笼的畸变（比如YMnO3中锰氧六面体的旋转），使晶格堆积变紧密，提升了中心阳离子电偶极矩。
　　电荷有序和几何效应是近些年才发展起来的铁电机制。几何效应导致的铁电性最经典的例子是YMnO3，在后文中会对此进行详细的阐述。典型的电荷有序材料为LuFe2O4。\[15\]对于一维原子链，原子间距相同，每个位置具有相同的电荷，这种体系具有中心对称性。同样的链，原子间距相等，但是每个位置带电荷不同，如NaCl结构；这种波型称为位置中心型电荷密度波（site\|centered charge density wave， S\|CDW）。这样的体系也具有中心对称性，体系整体没有铁电性；当相邻的两个原子出现了二聚现象，例如Peierls畸变。在这种情况下，原子所带电荷一致，但是键不等价，强弱相互交替，虽然有局域的电偶极矩，但是系统总体的电偶极矩为零，这种波型称为键中心型电荷密度波（bond\|centered charge density wave， B\|CDW）。如果将上述两种结合起来，体系将彻底丧失对称中心，整个系统产生铁电性。
　　多铁材料按照组成来分，可以分为单相多铁和多相多铁。\[2\]由于铁电性和铁磁性起源相互矛盾，一个要求d轨道是空态，一个要求d轨道非空，所以单相多铁种类较少。若在一种材料中，一种占位的元素仅贡献铁电性，另一种占位的元素仅贡献（反）铁磁性，两种性质之间相对独立，则称其为一类多铁；若铁电性和（反）铁磁性是同源的，一般是铁磁序诱导出铁电性，则可称其为二类多铁。在BiFeO3中，铁电性由于Bi原子中具有较强活性的孤对6s2电子，从而破坏空间反演对称性；其（反）铁磁性来源于Fe3+，相邻的两个Fe3+的自旋方向相反，宏观不显示净磁矩，所以属于第一类单相多铁材料。第二类多铁的铁电居里温度和反铁磁尼尔温度接近，目前发现的体系中，电和磁的转变温度都远低于室温。第二类多铁的铁电性产生机制一般有两种：一种是非共线自旋序，由于逆DM相互作用(inverse Dzyaloshinskii\|Moriya interaction, inverse DMI)，体系中离子发生非中心对称移动，产生净铁电极化\[16\]；另一种是↑↑↓↓型的共线自旋排列方式，这种构型破坏了宇称（parity）对称，由于交换收缩作用，导致自发极化，从而产生净的电偶极矩。\[17\]
　　复合多铁由多种成分组合而成，每个组分可以仅含一种铁性，构成的体系具有两种及两种以上的铁性。复合多铁可以调节的自由度更大，可以大大拓宽材料的选择范围，而且电磁耦合特性明显，使用温度在室温以上，有利于其器件化，但是存在加工不易、需要考虑多种材料之间的匹配等问题。通过不同的异质结制备手段，可以制备成0\|3,1\|3,2\|2,3\|3等结构多铁材料，来实现大的电磁耦合特性。其中，0\|3型和3\|3型结构成分不易均匀，理论研究存在困难；而1\|3型结构电流漏导大，不易制备成器件。复合多铁中最有希望器件化的就是22型多铁，其层状结构有助于在器件上集成。现在世界上很多研究组都致力于在Si基底上生长多铁薄膜，从而实现其和半导体工业的有机结合。\[18\]人们可以根据需要选择合适的多铁体系，方便实现人工设计剪裁。利用材料的多铁性，现在已经有铁电随机存储器(FeRAM)\[19\]、磁随机存储器(MRAM)等器件原型\[20\]。随着材料制备工艺的提高，薄膜材料在很薄的情况下仍然能够保持其多铁特性，利用其隧穿特性，现在也有铁电隧道结（FTJ）\[21\]、多铁隧道结（MTJ）等器件问世\[22\]。
　　目前常见的复合多铁耦合机制非常有限，主要有以力场为中介的耦合机制、以积累电荷为主的调节机制和发生在磁性材料间的交换偏置机制。在以力场为核心的调节机制中，力的变化可以分为三类： ①外延应力； ②热应力； ③本征应力。其中，外延应力最为常见，主要可以通过改变衬底材料，来实现不同面内应变量的调控。热应力是随着温度的升高或降低，不同材料组分间的热膨胀系数不同，导致组分间存在失配应力。本征应力发生的地点不在界面上，是材料由于某些外因导致自身的密度改变，从而产生了对自身的应力。复合多铁体系的电荷耦合机制主要是指，铁电材料在界面上不可避免地会产生束缚电荷。如果是自由表面，则会产生退极化场；如果铁电材料表面有电极，则这些束缚电荷会被导电电极屏蔽。由于铁磁金属电极中的电荷带有很强的自旋属性，所以在界面处会产生磁性的变化，从而实现电控磁。交换偏置一般是铁磁和反铁磁之间的耦合，比如经典的BiFeO3和La0.67Sr0.33MnO3体系：BiFeO3具有反铁磁性，La0.67Sr0.33MnO3具有铁磁性，在这两种材料的界面会产生交换偏置作用，主要表现为铁磁回线会沿着x轴产生移动，关于y轴不再对称。\[23\]
　　此外，多铁材料还具有多种自由度，若可以理解和控制点阵、电荷、自旋、轨道等自由度，将能够设计和制造新型功能材料，比如：点阵畸变可以导致新相产生，增强铁电性，调节铁磁各向异性等；电荷不平衡或化学势不同将导致界面间的电荷转移，产生二维电子气以及其他的界面电子重构\[13\]；界面自旋重构和人工设计的自旋结构可以产生新的磁态；轨道自由度的重构和修饰界面轨道占据态可以产生新的电子态和磁性。尤其是，自旋和电荷自由度之间的耦合是非常诱人的，可以应用在多铁器件当中，因为多铁的基本起源之一就是电子本身具有电荷和自旋的双重属性。\[24\]
　　1.4单相多铁材料的研究进展[*1]1.4.1BiFeO3单相多铁材料的研究进展BiFeO3长期以来吸引了众多研究者的热情，材料中物理现象丰富，具有室温下的性能，有应用的可能。BiFeO3常温下具有菱方结构（或认为是赝钙钛矿结构），铁电转变温度（居里温度）约为830℃，反铁磁转为温度（尼尔温度）约为370℃，赝立方晶胞的晶格参数为a=b=c=0.3965nm，α=β=γ=89.4°，菱方单胞的晶格参数为a=b=0.558nm, c=1.387nm，空间群为R3c。\[25\]最初Spaldin等人通过理论计算，认为块体BiFeO3的铁电极化强度为100μC/cm2\[26\]，但是后来随着Ramesh组生长出BiFeO3的薄膜，并且测量的铁电极化值为50μC/cm2左右，Spaldin等人修正了这一计算值\[27\]。BiFeO3材料的容忍因子为0.88，也就是说该材料允许氧八面体具有更大角度的倾转，FeO6八面体绕着\[111\]轴有较大的扭转，铁电极化方向也是沿着\[111\]方向。该材料的反铁磁性来源于B位的Fe3+，在所有方向上相邻的两个Fe3+自旋极化方向相反，为G型反铁磁构型。后来的研究认为，BiFeO3沿着\[111\]方向存在一个长程螺旋序，大概周期为62nm，在这个范围以内，会有弱的反铁磁磁矩。\[28\]
　　BiFeO3中具有丰富的畴结构。室温下BiFeO3存在八个铁电极化方向和四个铁弹变量方向(r1\|r4)，均沿着〈111〉方向，如图1.3(a)所示。Christopher等人利用球差校正的高分辨电镜技术，分别研究了71°畴和109°畴界面的原子构型，发现在109°畴界面存在三角形涡旋畴，这是由畴壁处的微区电场导致的。此外，作者还分别测量了各个畴内的原子位移，给出了铁电极化方向。\[29\]
　　图1.3BiFeO3中极化矢量和畴结构\[29\]
　　(a) BiFeO3赝立方单胞中四种铁弹变量r1\|r4，下面两个单胞为向上极化的r1和r4 ； (b) r1和r4之间形成的71°畴壁；  (c) r1和r4以(010)面为分界线形成109°畴；  (d)、(e) 没有补偿情况下两种表面束缚电荷情况
　　Reprinted with permission \[29\], Copyright 2011, American Chemical Society.
　　贾春林等人利用负球差校正的高分辨电镜技术，在BiFeO3单晶中观察到了纳米铁电畴及纳米尺度上的无序态。\[30\]BiFeO3单晶中具有条带状的铁电畴，条带畴的特征宽度大约为55nm。条带畴中间存在小三角畴，小三角畴的顶点距离大约为1/4的Fe3+自旋螺旋的周期长度。BiFeO3中的磁性大小和Fe\|O层中的键长、键角相关，通过定量测量键长、键角，贾春林等人第一次给出了原子尺度上磁性信号的分布，实现了在电镜中铁电极化和磁矩大小的协同测量。
　　1.4.2单相六方锰氧化物研究进展
　　锰氧化物是单相多铁材料中的另外一个研究热点，最早发现的单相多铁材料之一就是锰氧化物TbMnO3，具有非共线自旋结构，铁电极化仅有0.08μC/cm2。后来还有一系列的多铁锰氧化物出现，比如稀土锰氧化物RMnO3(R=Y, Sc, Ho\|Lu)。RMnO3类的材料晶体结构会随着稀土离子半径的不同而不同，较大的稀土离子得到正交结构，较小稀土离子得到六方结构。对于理想的钙钛矿结构，Mn—O—Mn键角应该是180°，根据歌德施密特容忍因子(Goldschidt tolerance factor)t=d(R—O)/2d(Mn—O),d(R—O)和d(Mn—O)分别是R—O和Mn—O的键长。当A位离子半径变小，则t<1，体系对称性会降低，Mn—O—Mn键角会偏离180°，MnO6八面体会倾转，对称性会降低变为正交结构，空间群为Pbnm，当R离子进一步减小，会降低为菱方对称性。若R更进一步减小，MnO6的对称性也无法保持，体系将变为六方结构\[31\]，如图1.4所示。本书主要讨论的是一种典型的六方结构锰氧化物YMnO3材料的各种性质。
　　图1.4六方锰氧化物的相结构与A位离子半径之间的关系
　　YMnO3的铁电机制早在2004年被提出，Aken等人认为其铁电性来源于MnO5三角双锥结构在铁电相变温度以下发生了倾转，又由于库伦静电作用，O2-将A位离子顶开，从而导致Y3+的位移极化，并且利用第一性原理计算，发现Y\|O之间主要是离子键。\[32\]但是Cho等人通过极化的X射线吸收谱，测量出Y3+的4d态与O2-的2p态之间具有强烈的杂化，所以YMnO3由顺电相到非空间对称的铁电相是一个Y\|O再杂化（rehybridization）的过程（如图1.6所示），和传统的BaTiO3铁电材料的铁电起源有相似性，其杂化强度的增加大于电荷转移消耗的能量，所以此过程是稳定的。\[33\]
　　图1.5极化X射线谱实验结果和配位场分类\[33\]
　　(a) 利用极化X射线吸收谱得到YMnO3的O\|K边实验结果，图中O2p的分波态密度的计算结果是从参考文献\[32\]中得到的，实线标明了Delta函数峰的位置; (b) MnO5(D3h)和YO8(D3d)晶体场分裂的示意图
　　Reprinted figure with permission from D.\|Y. Cho. J.\|Y. Kim, B.\|G. Park, K.\|J. Rho. J.\|H. Park, H.\|J. Noh, B. J. Kim, S.\|J. Oh, H.\|M. Park, J.\|S. Ann, H. Ishibashi, S.\|W. Cheong, J. H. Lee, P. Murugavel, T. W. Noh, A. Tanaka, and T. Jo, Phys. Rev. Lett., 98, 217601, 2007. Copyright 2007 by the American Physical Society.如图1.5（b）所示，在YMnO3中，MnO5三角双锥构成了D3h对称性，根据晶体场理论，Mn的3d轨道分裂为两个二重简并的轨道e1g(yz/zx)和e2g(xy/x2-y2)和一个单轨道a1g(3z2-r2)。Mn3+的d4基态构型为e21ge22g，所以Mn的d轨道在面内和面外有很强的各向异性。又由于电子完全占据了低能级的所有轨道，所以YMnO3为杨泰勒效应失活的体系。对于正交相的YMnO3，Mn离子受到MnO6八面体晶体场的影响，Mn离子的3d轨道分裂为三重简并的t2g(xy, yz, xz)和二重简并的eg(z2, x2-y2)，对于Mn3+，4个d轨道电子除了占据三个t2g轨道外，还有一个占据eg轨道，其不同的eg轨道占位会影响材料的晶体结构，即受到杨泰勒效应的影响。图1.6展示了六方YMnO3不同方向的X射线吸收谱的实验结果，能够直接反映带间杂化，图中O的K边杂化峰可以划分为Mn3d，Y4d和Mn4sp/Y5sp区。在Mn3d和Y4d区具有很明显的杂化峰，说明Mn3d\|O2p和Y4d\|O2p之间存在杂化，而且具有各向异性。Mn3d区包括四个主要的峰，分别为a1g(z2↑)，e1g(yz↓/zx↓)，e2g(xy↓/x2－y2↓)和a1g(z2↓)。有峰出现，就说明有电子从O2p轨道跃迁到相应的能级，即产生了杂化。所以作者认为YMnO3和传统的铁电材料BaTiO3一样，其铁电性来源于阳离子和阴离子之间的杂化，而不是Y和O之间的库伦相互作用。
　　图1.6六方锰氧化物中MnO面磁构型示意图\[36\]
　　右下插图为六方Mn\|O面内的交换积分路径J1和J2
　　Reprint figure with permission from X. Fabrèges, S. Petit, I. Mirebeau, S. PailhrèailhPaPinsard, A. Forget, M. T. Fernandez\|Diaz, and F. Porcher, Phys. Rev. Lett. 103, 067204, 2009. Copyright 2009 by the American Physical Society.
　　……

第1章绪论

1.1多铁性材料的定义

1.2多铁材料的研究概述与主要应用

1.2.1多铁材料的研究小史

1.2.2多铁材料的器件化应用

1.3多铁材料的主要机制

1.4单相多铁材料的研究进展

1.4.1BiFeO3单相多铁材料的研究进展

1.4.2单相六方锰氧化物研究进展

1.4.3稀土铁氧化物单相多铁材料的研究进展

1.5复合多铁的研究进展

1.6单晶的生长方法

1.7本书的研究思路

1.8本书的创新点

1.9本章小结

第2章透射电镜中常用的实验方法

2.1引言

2.2像差校正透射电镜的基本原理

2.3扫描透射电镜的成像原理

2.4电子能量损失谱

2.4.1电子能量损失谱的基本原理

2.4.2EELS谱的应用

2.5X射线能谱

2.6电子的磁手性二向色性技术

第3章YMnO3中非对称的二次电子产额

3.1简介

3.2背景介绍

3.3实验与计算

3.3.1扫描电镜实验

3.3.2扫描电镜中样品表面电势的计算

3.4结论

第4章衍衬像解析多铁六方锰氧化物拓扑畴的极化结构

4.1引言

4.2简介

4.3背景介绍

4.4实验内容

4.4.1中心对称晶体的Howie\|Whelan方程

4.4.2非中心对称晶体的Howie\|Whelan方程

4.5结论

第5章六次对称体系中非六次涡旋畴结构

5.1引言

5.2概述

5.3背景介绍

5.4实验与讨论

5.5结论

第6章氧空位对YMnO3晶体结构和电子结构的影响

6.1引言

6.2概述

6.3背景简介

6.4实验结果与讨论

6.5结论

第7章面外氧空位诱导YMnO3薄膜中铁磁性

7.1引言

7.2概述

7.3背景简介

7.4课题研究主要内容

7.4.1理论计算

7.4.2YMnO3薄膜生长和表征

7.5结果讨论

7.6结论

第8章结论与展望

8.1结论

8.2展望

参考文献在学期间发表的学术论文致谢Contents单相多铁六方锰氧化物的电子显微学研究

Contents

Chapter 1Introduction

1.1Definition of Multiferroics

1.2Overview of Multiferroics and Main Applications

1.2.1Overview

1.2.2Device Applications

1.3Coupling Mechanism in Multiferroics

1.4Overview of Single Phase Multiferroics

1.4.1Research Progress in BiFeO3

1.4.2Research Progress in Hexagonal Manganites

1.4.3Research Progress in Rare Earth Ferrites

1.5Research Progress in Composite Multiferroics

1.6Growth Method for Single Crystals

1.7Roadmap for This Book

1.8Innovation Points

1.9Conclusions of This Chapter

Chapter 2Experimental Methods in Transmission Electron Microscopy 

2.1Introduction

2.2Fundamental Principles of Spherical Aberration Corrected 

TEM

2.3Basic Theories about Scanning Transmission Electron 

Microscopy

2.4Electron Energy Loss Spectroscopy

2.4.1Fundamentals of EELS

2.4.2Applications of EELS

2.5X\|Ray Dispersive Spectroscopy

2.6Energy Loss Magnetic Circular Dichroism

Chapter 3Disparity of Secondary Electron Emission in YMnO3

3.1Introduction

3.2Background Introduction

3.3Experiments and Calculations

3.3.1Secondary Electron Transmission Microscopy 

Experiments

3.3.2Calculations of Surface Potential

3.4Conclusions

Chapter 4Polarization Structures of Domains in Hexagonal 

Manganites

4.1Introduction

4.2Abstract

4.3Background Introduction

4.4Experiments

4.4.1Howie\|Whelan Equation for Centrosymmetric 

Systems

4.4.2Howie\|Whelan Equation for Non\|centrosymmetric 

Systems

4.5Conclusions

Chapter 5Non\|Six Fold Vertices in Six\|Fold Symmetry System

5.1Introduction

5.2Abstract

5.3Background Introduction

5.4Experiments and Discussions

5.5Conclusions

Chapter 6The Effects of Oxygen Vacancies on the Crystal and 

Electronic Structures

6.1Introduction

6.2Abstract

6.3Background Introduction

6.4Experimental Results and Discussions

6.5Conclusions

Chapter 7Ferromagnetic Properties Induced by Out\|of\|Plane Oxygen 

Vacancies

7.1Introduction

7.2Abstract

7.3Background Introduction

7.4Methods and Results

7.4.1Theoretical Calculations

7.4.2Thin Film Growth and Characterization

7.5Discussions

7.6Conclusions

Chapter 8Conclusions and Outlook

8.1Conclusions

8.2Outlook