Nghiên cứu, chế tạo vật liệu ferit cấu trúc lục giác laxsr1 xfe12o19 có kích thước nano luận văn ths khoa học vật liệ

ĐẠI HỌC QUỐC GIA HÀ NỘI
TRƯỜNG ĐẠI HỌC CÔNG NGHỆ

Lê Thành Công

NGHIÊN CỨU, CHẾ TẠO VẬT LIỆU FERIT
CẤU TRÚC LỤC GIÁC LaxSr1-xFe12O19
CÓ KÍCH THƯỚC NANÔ

Chuyên ngành: Vật liệu và Linh kiện Nanô
(Chương trình đào tạo thí diểm)

LUẬN VĂN THẠC SĨ
NGƯỜI HƯỚNG DẪN KHOA HỌC:

PGS-TS ĐẶNG LÊ MINH

Hà Nội - 2008


ĐẠI HỌC QUỐC GIA HÀ NỘI
TRƯỜNG ĐẠI HỌC CÔNG NGHỆ

Lê Thành Công

CHẾ TẠO, NGHIÊN CỨU VẬT LIỆU FERIT
CẤU TRÚC LỤC GIÁC Sr1-xLaxFe12O19
CÓ KÍCH THƯỚC NANÔ

Chuyên ngành: Vật liệu và Linh kiện Nanô
(Chương trình đào tạo thí điểm)

LUẬN VĂN THẠC SĨ
NGƯỜI HƯỚNG DẪN KHOA HỌC:

PGS-TS ĐẶNG LÊ MINH

Hà Nội - 2008


- iii -

MỤC LỤC
Trang phụ bìa
Lời cảm ơn
Mục lục
Danh mục các bảng biểu
Danh mục kí hiệu, các chữ viết tắt
MỞ ĐẦU

Trang
i
ii
iii
iv
iv
v

TỔNG QUAN

1

CẤU TRÚC TINH THỂ VÀ CÔNG THỨC HÓA HỌC

1

1.1.1

Công thức hóa học của hợp chất

1

1.1.2

Cấu trúc lục giác xếp chặt

2

1.1.3

Cấu trúc Magnetoplumbite M

5

TÍNH CHẤT TỪ

8

1.2.1

Tương tác trao đổi trong cấu trúc kiểu M

8

1.2.2

Từ độ bão hòa của hợp chất cấu trúc kiểu M

10

1.2.3

Dị hướng từ tinh thể

11

1.2.4

Các thông số từ đặc trưng cho vật liệu ferit từ cứng.

13

1.2.5

Cảm ứng từ dư

15

Chương 1
1.1

1.2

Chương 2

PHƯƠNG PHÁP THỰC NGHIỆM

17

2.1

Phương pháp chế tạo

17

2.2

Phương pháp nghiên cứu

20

2.2.1

Phương pháp phân tích cấu trúc tinh thể

21

2.2.2

Phương pháp phân tích cấu trúc tế vi

22

2.2.3

Phương pháp phân tích nhiệt vi sai

23


- iii -

2.2.4
Chương 3

Phương pháp đo tính chất từ

KẾT QUẢ THỰC NGHIỆM

23

24

3.1

Kết quả phân tích nhiệt vi sai

24

3.2

Cấu trúc tinh thể và phân bố kích thước mẫu bột

25

3.3

Cấu trúc tế vi, kích thước và hình dạng hạt

32

3.4

Tính chất từ.

36

3.5

Tính chất từ của ferit Sr1-xLaxFe12O19

40

Chương 4

Một số kết quả thử nghiệm ứng dụng

42

KẾT LUẬN VÀ KIẾN NGHỊ

49

Tài liệu tham khảo

viii


-1-

CHƯƠNG 1
TỔNG QUAN
1.1 CẤU TRÚC TINH THỂ VÀ CÔNG THỨC HÓA HỌC
1.1.1 Công thức hóa học của hợp chất.
Cấu trúc tinh thể của ferit SrFe12O19 giống cấu trúc khoáng chất tự nhiên là
magnetoplumbite, khoáng chất này cũng là một họ oxit sắt từ, mặc dù tính ứng
dụng của chúng không cao [14, 26]. Họ ferit magnetoplumbile chỉ có 3 loại chính,
đó là BaFe12O19, SrFe12O19, PbFe12O19 kí hiệu tương ứng là BaM, SrM, PbM, trong
đó SrM và BaM là được sử dụng rất nhiều.

Hình 1.1 Giản đồ trạng thái hệ ba cấu tử BaO-MeO-Fe2O3
Hình 1.1 biểu diễn giản đồ trạng thái hệ ba cấu tử BaO-MeO-Fe2O3 lập nên
họ ferit cấu trúc lục giác với các công thức hợp phần của các chất được thảo luận
trong luận văn. Ba góc của giản đồ được lấy tương ứng là ba oxit BaO, MeO, và
Fe2O3; các cạnh của giản đồ chia đều theo tỉ lệ phần mol của ba ôxit. Ký hiệu Me
để chỉ các ion hóa trị 2 trong nhóm các kim loại chuyển tiếp 3d, hoặc các ion kim
loại Zn, Mg hay tổ hợp 2 ion kim loại Li+1 và Fe+3.
Trên đoạn thẳng nối đỉnh Fe2O3 với đỉnh BaO trong giản đồ hình 1.1, tồn tại
1 điểm cho công thức hóa học tương ứng là BaFe2O4, một hỗn hợp oxit có tính chất
phi từ. Hợp chất cấu trúc Spinel, Me2Fe4O8 , ứng với trung điểm của đoạn thẳng
(Fe2O3, MeO). Điểm M của giản đồ tương ứng có công thức hóa học là BaFe12O19

= BaO.6Fe2O3 [1, 2], đây là một oxit phức cấu trúc lục giác.
1.1.2 Cấu trúc lục giác xếp chặt.
Hình 1.2 biểu diễn trật tự của cấu trúc lục giác xếp chặt, các ion A, ion B, ion
C kí hiệu trong hình đều là ion ôxi, chúng được kí hiệu khác nhau là để phân biệt
cách sắp xếp trong các trật tự khác nhau. Các ion B nằm trong cùng mặt phẳng
ngang, chúng sắp xếp thành một mạng lưới (gọi là lớp ion B) có các mắt lưới là
một tam giác đều, mà ion B sắp xếp vào mỗi đỉnh của tam giác đều đó.


-2-

Trên lớp ion B, hình thành một lớp ion A như biểu diễn trên hình 1.2. Các
ion A sắp xếp chặt chẽ thành một mặt phẳng ngang nằm song song với mặt phẳng
chứa lớp ion B. Với một cấu trúc lục giác xếp chặt, tồn tại phía dưới lớp các ion B
một lớp ion A khác, có tâm của các ion A nằm dọc phía dưới tâm của ion A của lớp
trên lớp ion B. Tiếp tục phát triển theo chiều dọc (chiều vuông góc với các mặt
phẳng) theo trật tự như vậy, chúng ta thu được một cấu trúc lục giác xếp chặt, diễn
tiến theo thứ tự ABAB cho đến vô cùng.
Trật tự cấu trúc lập phương xếp chặt cũng được xây dựng tương tự như vậy
(xem hình 1.2b). Diễn tiến của các lớp theo chiều dọc bây giờ sẽ là ABCABC. Ở
đây, các ion A và B có vị trí tương tự vị trí của nó trong hình (a), còn các ion C
nằm xếp chặt trong 1 mặt phẳng phía dưới mặt phẳng hình vẽ (lớp B) một khoảng
bằng khoảng cách giữa 2 lớp ion A và lớp ion B trên nó.

Hình 1.2. Biểu diễn trật tự của cấu trúc lục Hình 1.3. Phối cảnh không gian 3 chiều của
giác xếp chặt (a) và cấu trúc lập phương xếp cấu trúc Spinel, với trục thẳng đứng được chọn
chặt (b) với các ion tương ứng.
là trục [111].

Bảng 1.1

Bán kính của 1 số ion
Ion
Bán kính (nm)
II
O
0.132
II
Ca
0.106
II
Sr
0.127
II
Ba
0.143
II
Pb
0.132
1.1.3 Cấu trúc Magnetoplumbite kiểu M.
Theo Adelsköld [28], hợp chất M, với công thức hóa học BaFe12O19, có cấu
trúc tinh thể giống cấu trúc tinh thể khoáng magnetoplumbite, với thành phần hợp
thức là PbFe7.5Mn3.5Al0.5Ti0.5O19. Hình 1.3 biểu diễn mặt phẳng đối xứng của cấu
trúc M. Mỗi ô cơ sở lục giác của tinh thể chứa 10 lớp ion oxi, với độ dài của trục dị
hướng c khoảng 23.2Å, còn độ dài của trục a là 5.88Å. Trong một ô cơ sở của mỗi
lớp luôn chứa 4 ion lớn, với bốn lớp liên tiếp nhau thì 4 ion lớn đều là 4 ion oxi,
nhưng đến lớp thứ 5 thì 4 ion lớn lại là 3 ion oxi còn lại là ion Ba.
Trong mỗi ô mạng cơ sở, các lớp của khối cấu trúc chắc đặc lục phương và


-3-

lập phương, hình thành đan xen vào nhau, lớp này chồng nên lớp kia. Mặt phẳng cơ
sở chứa ion Bari là mặt phẳng gương của riêng khối R, do đó các khối kế tiếp, liên
tục của khối R (đó là khối S và S*) phải đối xứng với nhau qua mặt phẳng gương
này, khi và chỉ khi, khối còn lại được quay 180o xung quanh trục c. Đó chính là lý
do giải thích vì sao ô cơ sở của cấu trúc M chứa 10 lớp ôxi chứ không phải chỉ có 5
lớp oxi. Cấu trúc tinh thể M được mô tả theo công thức RSR*S*, và mỗi ô cơ sở
của cấu trúc chứa số ion tương ứng với công thức 2(BaFe12O19), nhớ là, khối S
trong cấu trúc gồm 2 phân tử MeFe2O4 tạo thành [23].

Hình 1.4. Thiết diện ngang theo trục dọc c của cấu trúc magnetoplumbite M. Các mũi tên chỉ
hướng của các spin. Các đường kẻ dọc là các trục đối xứng bậc ba. Các dấu chéo (x) là vị trí
tâm đối xứng. Tất cả các lớp chứa ion Bari đều là các mặt đối xứng gương, và được kí hiệu là
m. Cấu trúc này bao gồm các khối S (Spinel) giống nhau, chúng nằm đan xen vào các khối R
(các khối chứa ion Bari).

Các ion Fe+3 có thể xuất hiện trong 3 loại vị trí trống khác nhau của cấu trúc
M. Nằm dọc theo các vị trí tứ diện và bát diện còn xuất hiện một loại vị trí tứ diện
mới, loại vị trí này không có trong các cấu trúc Spinel và nó được bao bọc xung
quanh bởi 5 ion ôxy và có dạng lưỡng chóp tam giác, chúng ta gọi các vị trí này là
vị trí lưỡng chop tam giác (hay lưỡng chóp kép). Các vị trí lưỡng chóp tam giác
xuất hiện trong lớp chứa ion Bari, được đánh giá tương đương như các vị trí tứ
diện. Trong cấu trúc lục giác, hai vị trí tứ diện được xếp liền kề với nhau và giữa
chúng có 1 ion kim loại chung cho cả hai vị trí. Ion kim loại này chiếm vào vị trí
trung chuyển giữa hai vị trí, mà vị trí đó nằm chính giữa 3 ion ôxi. Giả sử các thông
số là lý tưởng, thì không gian trống giữa 3 ion oxy là nhỏ. Điều này có nghĩa là, các
ion kim loại muốn chiếm chỗ vào giữa 3 ion oxi thì bắt buộc không gian giữa 3 ion
oxi phải được giãn rộng ra, giống như trường hợp điền kẽ vào vị trí tứ diện trong
mạng Spinel. Tương tự, trong khối R, hai ion Fe+3 chiếm chỗ vào hai vị trí bát diện
kề nhau. Tuy nhiên, trong trường hợp này do có hai ion oxy chung, vì vậy sẽ không

-4-

có điểm bất thường xung quanh chúng, nghĩa là việc các ion Fe+3 chiếm chỗ các vị
trí bát diện không gây ra hiện tượng giãn, nở trong cấu trúc.

Hình 1.5 Giản đồ phối cảnh không gian ba chiều Hình 1.6 Mô hình đối xứng của tương tác
của khối R trong cấu trúc M và khối T trong cấu siêu trao đổi trong cấu trúc M và Y.
trúc Y. Trong các khối T của cấu trúc Y có hai lớp
chứa Bari liền kề nhau.

1.2 TÍNH CHẤT TỪ.
1.2.1. Tương tác trao đổi trong cấu trúc M.
Do sự tương đồng về mặt cấu trúc giữa khối S của cấu trúc lục giác và cấu
trúc Spinel, cho nên, sự định hướng tương đối của các moment từ trong cả hai khối
là hoàn toàn giống nhau. Vậy là, mỗi khối S đều có 4 ion nằm trong vị trí bát diện
(ion bát diện) và hai ion nằm trong vị trí tứ diện (ion tứ diện) với các moment từ
của mỗi loại ion định hướng phản song song với nhau; hướng tương đối giữa các
momen từ này được thể hiện bằng các mũi tên trong hình 1.4. Hình 1.6 biểu diễn
tính chất đối xứng của hai khối R và khối T, thông qua biểu diễn đó ảnh hưởng
tương đối của tương tác siêu trao đổi giữa hai khối cũng được xác định rõ ràng. Để
định lượng ảnh hưởng của tương tác siêu trao đổi của trật tự từ, chúng ta chỉ cần
tính toán giá trị chính xác của các thông số ion, trong không gian giới hạn bởi khối
R. Đối với khối R (chiếm 1/2 ô cơ sở của cấu trúc M), hướng các moment từ của 1
ion cụ thể được chọn song song với trục c theo chiều hướng lên. Giả thiết ban đầu
rằng, các tương tác siêu trao đổi giữa các ion từ tính xuất hiện thông qua các ion
oxi nằm giữa chúng, và giả thiết rằng đây là một tương tác trao đổi âm (do có số
điện tử d ≥ 5). Goter đã ước lượng được độ lớn của các tương tác trao đổi từ giá trị
các khoảng cách l= Me-O-Me và các góc tương tác ф= MeOMe [14]. Bây giờ, để

xét các thông số tương tác siêu trao đổi trong trật tự của khối R và T, chúng tôi
đánh số các ion sắt theo thứ tự 1, 2, 3, 4, như đã chỉ ra trong hình 1.6. Các kết quả
của Goter dẫn ta đến một giả thiết rằng các moment từ của các ion số 2 và số 3, các
ion nằm gần lớp chứa ion Stronium nhất, là có định hướng xuống dưới. Nguyên
nhân có giả thiết tương tác 1-oxi-2 lớn là do góc tương thích ф lớn (xấp xỉ 140o);
trong khi các tương tác khác, như tương tác 2-oxi-3 có các moment từ sắp xếp theo
chiều hướng phản song song với moment từ của ion 1, lại có giá trị nhỏ hơn bởi vì
góc tương thích là không thích hợp (xấp xỉ 80o). Hơn nữa, khoảng cách từ ion 1 đến
ba ion oxy xung quanh, trong mặt phẳng cơ sở, là tương đối nhỏ (1.3Å) và dẫn đến
giá trị tương tác 1-oxi-2 cao. Tương tác trao đổi cặp của khối R với khối S được


-5-

hình thành từ tương tác giữa moment từ của ion bát diện 3 trong khối R với
moment từ của ion bát diện 4 trong khối S. Tương tác giữa các ion bát diện xuất
hiện trong hầu hết cấu trúc Spinel (độ lớn của nó được xác định bởi đại lượng β),
mặc dù tương tác này tương đối nhỏ do góc ф không phù hợp (90o). Đây là tương
tác quan trọng nhất giữa các khối R và S. Tương tác giữa ion 1 và ion 4 không hoàn
toàn như đã vẽ trong giản đồ, tương tác này sẽ nhỏ bởi vì khoảng cách giữa ion 1
và ion oxi phía trên là khoảng 2.3Å.

Bảng 1.2
Số ion kim loại chiếm chỗ các vị trí trong khối R, S và T. Các hướng moment từ
của chúng được biểu thị theo hướng các mũi tên.
ION TRONG
LOẠI KHỐI
ION TỨ DIỆN
ION BÁT DIỆN
LƯỠNG CHÓP

TAM GIÁC

R
S
T

--2
2

3
3
3

2
2
2

1
-----

1.2. 2 Từ độ bão hòa của hợp chất cấu trúc M.
Theo Kojima, cấu trúc tinh thể của khoáng magnetoplumbite giống như hình
1.7 chỉ ra. Môment từ của mỗi ion sắt (moment từ lí tưởng của ion Fe +3 có giá trị là
5 μB) nằm dọc theo trục c và chúng tạo cặp với nhau bằng các tương tác siêu trao
đổi thông qua ion oxi ở giữa chúng. Giống như cấu trúc Spinel, các liên kết Fe-OFe có góc tương tác gần bằng 180o, do đó chúng tạo ra tương tác sắt từ lớn hơn
tương tác phản sắt từ; các liên kết có tương tác cặp phản sắt từ yếu hơn được định
hướng song song với nhau. Trên mỗi ô cơ sở của cấu trúc SrFe12O19 có 24 ion Fe+3,
trong số đó 16 ion có moment từ cùng hướng còn lại moment từ của 8 ion định
hướng ngược lại. Như vậy, moment từ tổng trong mỗi công thức SrFe 12O19 có thể
đạt được là 20 μB, và trong mỗi ô cơ sở của cấu trúc moment từ tối đa là 40μ B, cho

tương ứng giá trị từ độ bão hòa ở 0K là μ oMS=6.6 kG. Thực nghiệm đo mẫu đa tinh
thể SrFe12O19 tại nhiệt độ hóa lỏng Hiđro, dưới từ trường 26000 (Oe), cho các kết
quả có giá trị trùng khớp giá trị tính lý thuyết ở trên là (20μB) [25].


-6-

Hình 1.7. Biểu diễn phối cảnh không gian của trật tự từ
trong một ô cơ sở có cấu trúc lục giác M.

Từ độ bão hòa của SrFe12O19 là một hàm phụ thuộc tuyến tính theo nhiệt độ.
Sự phụ thuộc nhiệt độ của từ độ bão hòa là sự phụ theo dải rộng. Tại T=20oC người
ta tìm được σ= 72 gauss cm3/g, tương ứng với 4πMS=4775 gauss, đến điểm Curie là
470oC.
1.2.3 Dị hướng từ tinh thể
Theo J.Smit [13], năng lượng dị hướng từ là năng lượng cần thiết để làm
quay vecto từ độ từ phương từ hóa dễ về phương từ hóa khó.
Năng lượng dị hướng từ tinh thể phụ thuộc vào góc giữa hướng từ trường từ
hóa và các trục tinh thể, góc θ. Đối với cấu trúc tinh thể M, tương tác spin-quĩ đạo
(tương tác siêu trao đổi) là tương tác chủ yếu, tương tác lưỡng cực –lưỡng cực là
không đáng kể, nên biểu thức của EA có dạng rút gọn:
EA= Ko+ K1sin2θ + K2sin4θ
(1.1)
Trong đó Ko, K1, K2 là các hằng số dị hướng, chúng phụ thuộc vào bản chất
vật liệu và nhiệt độ. Khi vật thể từ đạt giá trị cân bằng bền, thì năng lượng tự do của
nó là hằng số và nó thỏa mãn các điều kiện cực tiểu hóa. Tức là thỏa mãn các điều
kiện:

 E A
0


 
 2
 E A 0
  2

(1.2)

Tại lân cận vô cùng nhỏ của Δθ, thì sin4(Δθ) tiến tới 1 nhanh hơn, do đó ta
coi số hạng thứ ba của biểu thức 1.1 là hằng số. Hay biểu thức 1.1 được viết lại là:
EA= K1sin2θ (1.3).
Gọi HA là trường hiệu dụng làm quay vecto từ độ về phương dễ từ hóa sau
khi nó bị từ trường ngoài làm lệch khỏi phương dễ từ hóa một góc θ. Theo nguyên


-7-

tắc cực tiểu hóa năng lượng, từ 1.2 ta có:
2
1  EA
  2K 1
H A  
2
I S    0 I S

(1.3)

Như vậy, với cấu trúc tinh thể đơn trục, ta có HA=2K1/IS. Giá trị K1 của SrM
đo được tại nhiệt độ phòng là K1=3.3x106(erg/cm3).
Dị hướng hình dạng

Dị hướng từ phụ thuộc vào hình dạng mẫu được gọi là dị hướng hình dạng,
nó ảnh hưởng mạnh đến lực kháng từ. Giá trị độ lớn của Hd được tính theo công
thức:
Hd = NiISi/μo
(1.4)
Ở đây Ni là thừa số khử từ, nó phụ thuộc vào hình dạng và phương từ hóa của
mẫu; chỉ số i biểu thị sự tương ứng theo các trục chính của hình dạng mẫu. Các vật
thể từ thường có hình dạng phức tạp và đều được qui về các hình dạng khối đối
xứng, như hình elip tròn xoay, hình trụ tròn (hình kim), hình đĩa dẹt, …
Nếu mẫu có hình dạng hình kim Hd = IS/2μo, vì chỉ có 1 thừa số khử từ N1=1,
nằm dọc theo phương trục tinh thể c.
1.2.4 Các thông số từ đặc trưng cho vật liệu ferit từ cứng.
Đường cong khử từ, tích số năng lượng cực đại
Người ta thường biểu thị mối quan hệ của cảm ứng từ và trường từ hoá: B =
oH, ở đây  là độ từ thẩm tương đối
(1.5)
Hay B = oH + I = 0 (H + M)
(1.6)
bằng một đường cong gọi là vòng từ trễ, trên đó xác định khá đầy đủ các đại lượng
đặc trưng cơ bản của vật liệu từ như độ thẩm từ thẩm ban đầu, cảm ứng từ bão hoà
Bs, cảm ứng từ dư Br, lực kháng từ Hc... Đối với vật liệu từ cứng ta chỉ quan tâm
đến phần đường cong từ trễ nằm trong cung phần thứ hai, gọi là đường cong khử
từ, trên đó biểu thị các thông số Br, Hc và (BH)max, đặc trưng khả năng làm việc của
nam châm vĩnh cửu.

Hình1.8. Đường cong từ trễ của vật liệu từ cứng

Hình1.9. Góc phần tư thứ II của đường
cong từ trễ

-8-

Đại lượng (BH)max đặc biệt có ý nghĩa đối với việc sử dụng nam châm. Giá
trị (BH)max càng lớn thì năng lượng từ của nam châm càng lớn, thể tích sản phẩm
càng nhỏ. Để có (BH)max lớn ngoài yêu cầu Hc và Br lớn, cần phải nâng cao hệ số
lồi của đường cong khử từ:


(BH)max
,  = 0,25 1
Br H c

(1.7)

Lực kháng từ
Lực kháng từ hay còn gọi là cường độ trường khử từ, là giá trị cường độ từ
trường cần thiết để làm triệt tiêu cảm ứng từ dư của mẫu đã được từ hóa đến bão
hòa từ. Lực kháng từ, kí hiệu là HC, nó đặc trưng cho khả năng chống lại từ trường
bên ngoài của vật liệu từ cứng: HC có giá trị càng lớn thì vật liệu từ cứng càng tốt.
1.2.5. Cảm ứng từ dư
Cảm ứng từ dư Br là cảm ứng từ còn lại trong mẫu sau khi nó đã được từ hoá
đến bão hoà và đưa ra khỏi từ trường. Đối với các vật liệu từ cứng, cảm ứng từ dư
đặc trưng trạng thái định hướng ổn định của các mômen từ của tinh thể theo một
phương xác định, nó biểu thị lực hút của nam châm vĩnh cửu.
Cảm ứng từ dư phụ thuộc vào:
- Kết cấu và số lượng các phương từ hoá dễ của từng tinh thể.
- Mật độ khối lượng d của vật:
Br = d.r
- Từ độ

Br không phụ thuộc vào kích thước hạt, bởi vậy việc thiêu kết ở nhiệt độ cao
sẽ cho vật thể ferit càng đậm đặc và nâng cao được Br. Tuy nhiên ở nhiệt độ quá
cao sự phát triển hạt sẽ làm Hc giảm đi và có thể làm vật liệu chuyển qua các pha
phi từ tính khác khiến cho từ tính của nó kém hơn.
Cảm ứng từ dư phụ thuộc vào nhiệt độ. Hệ số nhiệt độ của Br có giá trị cỡ
-0,2%/K:
B 
r

Br2  Br1

Br2 T2  T1 

 0,2% / K

(1.9)


-9-

CHƯƠNG 2
PHƯƠNG PHÁP THỰC NGHIỆM
2.1. Phương pháp chế tạo
Trong khuôn khổ luận văn này, chúng tôi đã chế tạo ba hệ mẫu:
- Hệ ferit Sr thuần SrO.nFe2O3 (bảng 2.1), với n = (5.2; 5.3; 5.5; 5.7; 5.8;),
xét ảnh hưởng của thành phần hợp thức đến tính chất của ferit.
- Hệ mẫu ferit Sr pha tạp La, Sr1-xLaxFe12O19 (bảng 2.2), với x = (0; 0.02;
0.04; 0.06; 0.08). xét ảnh hưởng của thành phần hợp thức đến tính chất của
ferit.
Bảng 2.1

Hệ mẫu SrOnFe2O3
Mẫu
SrM1
SrM2
SrM3
SrM4
SrM5
n
5.2
5.3
5.5
5.7
6.0
Bảng 2.1
Hệ mẫu Sr1-xLaxFe12O19
Mẫu
SFM1
SFM2
SFM3
SFM4
SFM5
x
0.0
0.02
0.04
0.06
0.08

Hình 2.1 Sơ đồ chế tạo bột ferit SrM theo phương
pháp solgel citrate

2.2. Phương pháp nghiên cứu
2.2.1 Phân tích cấu trúc tinh thể
Cấu trúc tinh thể của hệ mẫu được khảo sát bằng phương pháp nhiễu xạ kế
tia X, sử dụng thiết bị X-ray diffractometer (Bruker-D8 Advance) thuộc Bộ môn
hóa vô cơ Khoa hóa trường ĐHKHTN-ĐHQGHN, hình 2.2.


- 10 -

Hình 2.2 Nhiễu xạ kế tia X- Bruker-D8 Advance
2.2.2 Phân tích cấu trúc tế vi
Cấu trúc tế vi của hệ mẫu được phân tích bằng phương pháp hiển vi điện tử
quét (SEM- Scanning Electron Microscope) và hiển vi điện tử truyền qua (TEMTransmission Electron Microscope), sử dụng thiết bị Ultra-High Resolution Field
Emission-SEM S-4800 của Viện Khoa học Vật liệu – Viện Khoa học Việt Nam và
thiết bị TEM của Viện Vệ sinh Dịch tễ Trung ương.

.
Hình 2.4a Hiển vi điện tử quét SEM (Ultra-High
Resolution FE-SEM S-4800)

Hình 2.4b Sơ đồ nguyên lý hoạt động của một
thiết bị SEM thông thường

2.2.3 Phân tích nhiệt vi sai
Phương pháp phân tích nhiệt vi sai (Defferential Scanning Callormetry – DSC) là
kỹ thuật phân tích nhiệt dùng để đo nhiệt
độ và dòng nhiệt truyền trong vật liệu theo
hàm thời gian. Phép đo này cho biết định
tính và định lượng về các quá trình hóa lý

xảy ra trong vật liệu thông qua quá trình
thu và tỏa nhiệt hay biến đổi nhiệt dung.
Phân tích nhiệt trọng lượng (Thermal
Gravity Analysis – TGA) đo sự biến đổi
khối lượng mẫu khi tăng nhiệt độ. Các
mẫu chế tạo được khảo sát trên thiết bị Hình 2.5 Thiết bị phân tích nhiệt DSC
SDT-2960 tại Trung tâm Khoa học Vật (SDT-2960)
liệu.
2.2.4 Phương pháp đo tính chất từ


- 11 -

Tính chất từ của mẫu được xác định bằng phương pháp VSM thông qua thiết
bị từ kế mẫu rung (Vibrating Sample Magnetometer - VMS), là một thiết bị dùng
để xác định từ độ của mẫu hoạt động theo nguyên lý cảm ứng điện từ.

Hình 2.6 Sơ đồ nguyên lý của thiết Hình 2.7 Thiết bị từ kế mẫu
bị VSM
rung VSM DMS 880


- 12 -

CHƯƠNG 3
KẾT QUẢ THỰC NGHIỆM
3.1 Kết quả phân tích nhiệt vi sai.
Kết quả phân tích nhiệt của mẫu xerogel sau khi sấy khô tại 100oC trong
vòng 24h được biểu diễn trên hình 3.1. Chúng tôi nhận xét rằng, trong khoảng nhiệt
độ từ 50oC đến 170oC, xem hình 3.1, có các pick thu nhiệt, các pick này đặc trưng

cho quá trình khử nước còn dư trong xerogel. Thực tế xerogel được sấy khô trong
24h tại 100oC đã khiến 1 lượng nước tương đối (còn lại của quá trình sấy) bị đuổi
ra khỏi xerogel, nhưng do gel sản phẩm là gel bất thuận nghịch, nên sau khi sấy
khô gel sẽ tái kết hợp với hơi nước trong môi trường rất nhanh, và do đó vẫn còn
quá trình khử nước như trên đã đề cập. Quá trình khử nước hoàn tất ở gần 170oC ,
lớn hơn nhiệt độ bay hơi phân tử H2O có thể là do các phân tử H2O đính vào lớp
điện tích bề mặt của phức chất (sự tách các phân tử nước kết tinh), hoặc tồn tại
trong mạng không gian của xerogel, liên kết với nhau thành hơi nước bay ra khỏi
xerogel, và kéo theo một phần nhiệt lượng ra ngoài. Các pick thu nhiệt trong
khoảng 205oC đến 350oC đặc biệt cao và hẹp, chứng tỏ tại các nhiệt độ 253 oC và
307oC tương ứng tại hai pick đã diễn ra quá trình phân hủy các hợp chất hữu cơ
trong cầu phối tử của phức chất, khí bay ra ngoài là hỗn hợp khí CO 2 và NxOy (sản
phẩm cháy của thành phần hữu cơ).Kết quả phân tích TGA của mẫu cho thấy quá
trình bay hơi nước trong mẫu xerogel thì trọng lượng của mẫu giảm 7.5%, quá trình
phân hủy chất hữu cơ làm trọng lượng mẫu giảm từ 54.42%, sau các quá trình
chuyển pha giữa các pha rắn thì trọng lượng của mẫu giảm 18.08%.
3.2 Cấu trúc tinh thể và phân
bố kích thước mẫu bột
Ảnh hưởng của thành
phần hợp thức (tỉ lệ Sr/Fe) đến
thành phần pha.
Bảng 3.1 biểu diễn tỉ lệ
thành phần các pha tồn tại trong
các mẫu nghiên cứu, số liệu thu
được trong bảng được rút ra
bằng cách so sánh giá trị tương
đối cường độ đỉnh nhiễu xạ Xray cực đại của các pha thành
phần với nhau [13]. Chúng tôi
nhận thấy có một số qui luật
chung ảnh hưởng lớn đến tính Hình 3.1 Giản đồ DSC và TGA của mẫu ferit

chất từ của hai hệ mẫu. Qui luật SrOxFe12O19, chế tạo theo phương pháp solgel citrate.
thứ nhất là tại chế độ nung 300oC/1h các mẫu đều có xuất hiện pha γ-Fe2O3, tiếp
theo đó là theo sự tăng lên của nhiệt độ nung thì pha γ-Fe2O3 (pha có tính chất sắt
từ) giảm dần thay vào đó là sự xuất hiện và lớn lên của pha α-Fe2O3 (pha thuận từ) .
Qui luật chung thứ hai là, sự xuất hiện pha chính SrFe 12O19 chỉ bắt đầu xung quanh
nhiệt độ nung 700oC, tại nhiệt độ đó, nó tồn tại song hành với pha α-Fe2O3, cũng tại
nhiệt độ này pha sắt từ γ-Fe2O3 dần biến mất trong hệ mẫu SrM. Qui luật thứ ba là


- 13 o

tại các chế độ nung 900 C/1h và 1100oC/1h thì mẫu luôn có hai pha SrFe12O19 và αFe2O3 với tỉ lệ α-Fe2O3 /SrFe12O19 nhỏ hơn 1/3. Một số điểm đặc biệt khác chúng ta
thu được từ bảng thống kê 3.1, đó là với tỉ số n=Fe/Sr mà nhỏ ví dụ như mẫu n=5.2
và 5.5 thì tại chế độ nung 300oC/1h các mẫu này đều xuất hiện pha Sr kim loại.
Bảng 3.1
Sự phụ thuộc thành phần pha vào chế độ nung của hai hệ mẫu.
Mẫu/
Chế
nung
SrM1
SrM2

300oC/1h

độ

60% γ-Fe2O3
25% α-Fe2O3
15% Sr
40% α-Fe2O3

60% γ-Fe2O3

SrM3

25% Sr
75% γ-Fe2O3

SrM4

100% γ-Fe2O3

500oC/1h

18% α-Fe2O3
82% SrFe12O19

14% α-Fe2O3
86% SrFe12O19

100% α-Fe2O3

100% α-Fe2O3

24% α-Fe2O3
76% SrFe12O19

18% α-Fe2O3
82% SrFe12O19

40% α-Fe2O3

20% γ-Fe2O3
20% SrFeO4
20% Sr
30% γ-Fe2O3
70% α-Fe2O3

15% SrFe2O5
15% SrFe12O19
30%Sr
40% α-Fe2O3
40% α-Fe2O3
60% SrFe12O19
20% α-Fe2O3
40% SrFe12O19
30% γ-Fe2O3
45% α-Fe2O3
55% SrFe12O19
71% α-Fe2O3
29% SrFe12O19
20% α-Fe2O3
21% SrFe12O19
59% γ-Fe2O3
30% α-Fe2O3
33% SrFe12O19
37% γ-Fe2O3

33% Sr4Fe6O13
77% SrFe12O19

45% Sr4Fe6O13

55% SrFe12O19

25% α-Fe2O3
75% SrFe12O19

100%SrFe12O19

23% α-Fe2O3
77% SrFe12O19

22% α-Fe2O3
78% SrFe12O19

20% α-Fe2O3
80% SrFe12O19
40% α-Fe2O3
60% SrFe12O19

27% α-Fe2O3
73% SrFe12O19
49% α-Fe2O3
51% SrFe12O19

23% α-Fe2O3
77% SrFe12O19

18% α-Fe2O3
82% SrFe12O19

27% α-Fe2O3

73% SrFe12O19

22% α-Fe2O3
78% SrFe12O19

-

-

SLM2

100% γ-Fe2O3

100% γ-Fe2O3

100% γ-Fe2O3

18% Fe3O4
82% γ-Fe2O3

SLM4

100% γ-Fe2O3

SLM5

100% γ-Fe2O3

1100oC/1h

40% α-Fe2O3
60% SrFe12O19

SLM1

SLM3

900oC/1h

33% α-Fe2O3
77% γ-Fe2O3

10% Sr
90% γ-Fe2O3

SrM5

700oC/1h

100% γ-Fe2O3

Thực tế, bảng 3.1, các pha α-Fe2O3 đã hình thành từ 300oC, và đến nhiệt độ
700oC/1h thì mẫu chỉ tồn tại hai pha α-Fe2O3, SrFe12O19 (●). Khi nhiệt độ nung
tăng dần lên từ 700oC, 900oC, 1100oC/1h thì tỉ số α-Fe2O3/SrFe12O19 giảm đi, đó là
do các ion Sr khuếch tán vào ô mạng cơ sở của α-Fe2O3 và sắp xếp lại cấu trúc
thành SrFe12O19. Nhiệt độ càng cao thì số ion Sr khuếch tán càng lớn do đó tỉ số αFe2O3/SrFe12O19 tăng lên theo nhiệt độ, kết luận này đúng với đa số các mẫu khảo
sát khác ngoại trừ mẫu SrM3. Tại chế độ nung 900oC/1h, và 1100oC/1h mẫu SrM3
có thành phần pha khác với tất cả các mẫu khảo sát, đó là thay vì phải xuất hiện hai

- 14 -

pha là α-Fe2O3, SrFe12O19 như các mẫu khác thì mẫu SrM3 lại xuất hiện hai pha
Sr4Fe6O13 và SrFe12O19.
200

1

SrO5.5Fe2O3
100

2
0

Lin (Counts)

SrO5.7Fe2O3

3

100

0
200

4

SrO5.3Fe2O3
100

5

0
20

30

40

50

60

70

2-Theta-deg

Hình 3.2 Giản đồ XRD của mẫu SrM1 Hình 3.3 Giản đồ XRD so sánh giữa các mẫu
(SrO5.2Fe2O3) , tại các nhiệt độ nung khác nung tại 500oC/1h.
nhau: 300oC (5), 500oC (4), 700oC (3), 900oC
(2), và 1100oC (1). (■) γ-Fe2O3, (★ ) α-Fe2O3,(
●) SrFe12O19.
40

SrO6.0Fe2O3

50

Sr0.92La0.08Fe12O19
20

0

0
40

Sr0.94La0.06Fe12O19

SrO5.7Fe2O3

50

20
0

50

SrO5.3Fe2O3
0

~ Lin (Counts)

~Lin (Counts)

0

160

Sr0.96La0.04Fe12O19
80

0
40

50

SrO5.5Fe2O3

Sr0.98La0.02Fe12O19
20

0

0

150

40

SrO5.2Fe2O3

100

Sr1.00La0.00Fe12O19
20

50
0

0
20

30

40

50

2-Theta-deg

60

70

20

30

40

50

60

70

2-Theta-deg

Hình 3.4 Giản đồ XRD của họ vật liệu Hình 3.5 Giản đồ XRD của họ vật liệu Sr1o
SrOnFe2O3, tại cùng nhiệt độ 900oC/1h.
xLaxFe12O19 , tại chế độ 900 C/1h.

- 15 -

Hình 3.2 biểu diễn giản đồ nhiễu xạ X-ray của một hệ mẫu SrM1, theo thứ tự
từ dưới lên là các giản đồ XRD của hệ mẫu SrM1 ứng với các chế độ nung với
nhiệt độ từ thấp đến cao: 300oC/1h (5), 500oC/1h (4), 700oC/1h (3), 900oC/1h(2),
1100oC/1h (1). Hình 3.2 thể hiện trực quan các biến đổi thành phần pha trong mẫu
SrM1 theo chế độ nung, vì hai pha γ-Fe2O3 (■), α-Fe2O3 (★ ) có các đỉnh nhiễu xạ
rất gần nhau, nên trong hình 3.2(5), 3.2(4) không phân biệt rõ các pha. Hình 3.3 so
sánh giản đồ XRD của các mẫu SrM2, SrM3, SrM4 ở chế độ nung 500oC/1h. Hình
3.4 so sánh giản đồ XRD của các mẫu thuộc hệ mẫu 1 với cùng chế độ nung
900o/1h. Tại chế độ nung này các mẫu có thành phần pha SrFe12O19, đặc trưng của
ferit Sr, và phân bố kích thước hạt trung bình tốt nhất.
Hình 3.5 so sánh giản đồ XRD của họ vật liệu Sr1-xLaxFe12O19 tại cùng chế
độ nung 900oC/1h. Vì pha La pha tạp vào mẫu không làm thay đổi cấu trúc vật liệu,
cho nên hệ mẫu SLM có giản đồ pha giống với giản đồ pha của hệ mẫu SrM.
3.3 Cấu trúc tế vi, kích thước và hình dạng hạt

Hình 3.6 Ảnh TEM chụp cấu trúc tế vi của mẫu SrM1.4, thiêu kết tại 900oC /h.


- 16 -

Hình 3.7a Ảnh SEM chụp cấu trúc tế vi của
mẫu SrM1.4, thiêu kết tại 300oC /h.

Hình 3.7b Ảnh SEM chụp cấu trúc tế vi của
mẫu Sr1-xLaxFe12O19 , thiêu kết tại 900oC /1h.

Hình 3.6, 3.7a, 3.7b, lần lượt là các ảnh SEM, TEM chụp cấu trúc tế vi của
hệ bột SrM cần khảo sát. Qua ảnh cấu trúc tế vi của mẫu, ta thấy tại chế độ nung
300oC/1h, các xerogel kết hợp với oxi tạo ra phản ứng cháy, phản ứng này phân
hủy các chất hữu cơ của các nhóm chức thành khí thoát ra ngoài môi trường. Như
chúng ta đã biết các nhóm chức hữu cơ trong xerogel kết hợp với mạng phức oxo
kim loại hình thành mạng không gian, khi phản ứng cháy xảy ra, nhóm chức thoát
ra ngoài dưới dạng sản phẩm cháy hữu cơ và để trong mạng không gian những lỗ
trống xen kẽ đều đặn giữa các hạt oxit kim loại, hình 3.7a.
Các hình 3.8, 3.9, 3.10 biểu diễn các đỉnh nhiễu xạ XRD cực đại [114] của
pha SrFe12O19 ứng với góc nhiễu xạ 34o,21 tương ứng của các hệ mẫu 1 và hệ mẫu
2 có chế độ nung 900oC/1h và 1100oC/1h.
400





300
300




200

Lin[Counts]

Lin[Counts]









200



100



100




  

100





0

200


































       

0

0

 


  




33.8

34.0

300







100

  



Lin[Counts]

200



SrO6.0Fe2O 3
SrO5.7Fe2O 3
SrO5.5Fe2O 3
SrO5.3Fe2O 3
SrO5.2Fe2O 3

Lin[Counts]

300

400
Sr1.00La0.00Fe12O19
Sr0.98La0.02Fe12O19
Sr0.96La0.04Fe12O19
Sr0.94La0.06Fe12O19
Sr0.92La0.08Fe12O19



34.2

34.4

34.6

34.0

34.8





  




  

34.4

2-Theta-Scale

0

34.8

2-Theta-Scale

Hình 3.8 Giản đồ đỉnh nhiễu xạ tia X [114] của Hình 3.10 Giản đồ đỉnh nhiễu xạ tia X [114]
pha SrFe12O19, ứng với các mẫu có cùng chế độ của pha Sr1-x LaxFe12O19, ứng với các mẫu tại
thiêu kết 900oC/1h.
chế độ thiêu kết 900oC/1h.



300









SrO5.2Fe2O 3
SrO5.3Fe2O 3
SrO5.5Fe2O 3
SrO5.7Fe2O 3
SrO6Fe2O 3

300



200

200

Lin[Counts]

Lin[Counts]






100



0

100
































34.0













0

34.5

2-Theta-Scale

Hình 3.11 Giản đồ phân bố kích thước hạt trung Hình 3.9 Giản đồ đỉnh nhiễu xạ tia X [114] của
bình của mẫu (SrO)x (La2O3)0.5x (6Fe2O3) nung pha SrFe12O19, ứng với các mẫu có cùng chế độ
tại 3000C/1h
thiêu kết 1100oC/1h.


- 17 -

Bảng 3.2
So sánh giá trị kích thước hạt phân bố trung bình theo hai phương pháp
Kích thước tinh thể,
Kích thước tinh thể,
Mẫu
tính theo phương trình tính theo phương pháp
Scherrer, nm
khai triển Fourier, nm
SrM1
27
25

SrM2
30
22
SrM3
31
18
SrM4
27
21

SrO5.7Fe2O3

[1 ]
[2]

50
40

M [emu/g]

M [emu/g]

Bảng 3.2 so sánh kích thước tinh thể hệ mẫu SrM tính theo hai phương pháp
khác nhau. Để tính chính xác kích thước tinh thể mẫu, chúng tôi phải chuẩn lại toàn
bộ số liệu của kết quả XRD dưới dạng hàm đa thức toán học, sau đó triển khai hàm
đa thức theo chuỗi Fourier để loại đi các hàm sai số do thiết bị và sai hỏng của mẫu
gây ra, cuối cùng tách lấy hàm phân bố chuẩn của kích thước hạt. Tiếp tục sử dụng
phương trình Scherrer trên hàm phân bố chuẩn đó chúng tôi thu được kết quả chính
xác như đã biểu diễn trong bảng 3.2.
3.4 Tính chất từ

Sự phụ thuộc của đường cong từ trễ của hệ mẫu 1 vào nhiệt độ thiêu kết.
Quá trình hình thành mẫu bột SrFe12O19 kích thước nano là một quá trình
chuyển pha feri từ mềm sang pha ferit từ cứng. Hình 3.12 biểu diễn sự phụ thuộc
đường cong từ trễ của mẫu SrM4 vào nhiệt độ thiêu kết. Tại nhiệt độ thiêu kết
300oC/h, đường cong từ trễ của mẫu là một đường tử trễ hẹp có HC, MS thấp; tại
nhiệt độ 500oC/h, đường cong từ trễ của mẫu vẫn hẹp nhưng có M S cao hơn (gấp
đôi mẫu SrM1.1). Sự biến đổi mạnh của từ độ bão hòa là do các hạt có xu hướng
khuếch tán lẫn nhau và hình thành lên các hạt oxit hoàn chỉnh độc lập khi nhiệt độ
tăng từ 300oC lên 500oC.
SrO5.5Fe2O3
SrO5.3Fe2O3

[3]
[4]

30

60

40

20

20
10

-15000

-10000

-5000

0
-10

[5]
0

5000

10000

15000

-15000

-10000

-5000

0

-20

0

5000

10000

15000

H [Oe]

H [Oe]
-20

-30

-40
-40
-50

Hình 3.12 Đường cong từ trễ của mẫu SrM4

-60

Hình 3.13 Đường cong từ trễ của mẫu SrM2


- 18 -

phụ thuộc vào chế độ nung,
và SrM3 thiêu kết ở 900oC/1h
o
o
o
300 C/1h (5), 500 C/1h (4), 700 C/1h (3),
900oC/1h(2), 1100oC/1h (1).

Đường cong từ trễ của hệ mẫu thiêu kết tại 900oC cho các thông số và tính
chất từ lý tưởng nhất. Nếu như tại chế độ nung 500oC đường cong từ trễ của mẫu
thể hiện tính ferit từ mềm và 700oC/1h nó thể hiện sự cạnh tranh giữa hai pha từ
cứng và từ mềm, thì ở 900oC/1h đường cong từ trễ của mẫu thể hiện sự thắng thế
của pha từ cứng SrFe12O19. Từ tính tuyệt vời kết hợp với kích thước trung bình cỡ
nanô met có thể cho chúng ta mong đợi ứng dụng tốt.
Sự phụ thuộc của đường cong từ trễ vào tỉ lệ Sr/Fe.
Trong 5 hệ mẫu chúng tôi khảo sát thì mẫu SrM5 cho kết quả XRD đơn pha
magnetoplumbite nhất, nhưng tính chất từ của chúng không được hoàn chỉnh như
tính toán lý thuyết. Thay vào đó, mẫu SrM1 tuy chưa có cấu trúc tinh thể hoàn
chỉnh như SrM5, nhưng nó lại phát huy được những ưu điểm về hình dạng, kích
thước ở thang nanô, từ đó nó thể hiện tính chất từ vượt trội. Ngược lại, các mẫu
SrM2và SrM3 lại cho tính chất từ hạn chế, sự hạn chế này phụ thuộc rất nhiều vào
pha nền hình thành của mẫu.
Hình 3.13 biểu diễn đường cong từ trễ của mẫu SrM2 và SrM3 nung ở chế
độ 900oC/1h, đường cong từ trễ của SrM3 có từ độ bão hòa thấp hơn của mẫu
SrM2 và các mẫu khác, điều này do pha Sr4Fe6O13/ SrFe12O19 lớn, do đó từ độ của
mẫu thấp, như vậy việc xuất hiện pha Sr4Fe6O13 không có lợi cho từ tính của mẫu,
ngược lại nó làm giảm từ độ của mẫu thấp hơn các mẫu khác. Hình 3.14 biểu diễn
đường cong từ trễ của mẫu SrM1, SrM4 và SrM5, nung ở cùng chế độ 900 oC/1h.
Cả ba mẫu này đều có tính chất từ rất tôt, tương đối đồng đều. Kết hợp bảng 3.3, ta
nhận thấy mẫu SrM1 cho giá trị HC= 6120 Oe, là giá trị lớn, tương đối gần với giá
trị lý thuyết. Hơn nữa nếu xem lại bảng 3.1, chúng ta còn thấy 3 mẫu này có tỉ số
thành phần pha α-Fe2O3 /SrFe12O19 là nhỏ, chính điều làm cho 3 mẫu có tính chất từ
tốt hơn các mẫu nghiên cứu khác.
Bảng 3.3
So sánh kích thước hạt tinh thể & tính chất từ của các mẫu có thành phần tỉ lệ
Fe/Sr và chế độ nung khác nhau (từ trường ngoài là 13.5kOe).
Thiêu kết ở 900C/1h
Thiêu kết ở 1100C/1h

Kích
Kích
Mẫu
n
HC
Mmax
HC
Mmax
thước tinh Mr
thước tinh Mr
(Oe) (emu/g)
(Oe) (emu/g)
thể, nm
thể, nm
SrM1 5.2
28 6120
48
32
27 5900
45
25
SrM2 5.3
22
28 4700
50
28
28 4700
48
SrM3 5.5
18

19 4700
29
22 4700
38
33
SrM4 5.7
21
27 5850
47
36
27 5620
46
SrM5 6.0
23
29 5960
34
15 5740
27
51
So sánh một số kết quả nghiên cứu ferit Sr và ferit Sr-La được chế tạo bằng
các phương pháp khác nhau


- 19 -

M [emu/g]

Bảng 3.4
So sánh kích thước tính chất từ của các mẫu có phương pháp chế tạo khác nhau
Phương pháp chế tạo Nhiệt độ xuất

Lực kháng từ [Oe] đo
hiện pha SrM
tại từ trường 13,5 kOe
o
o
Gốm [8]
1000 C-1200 C
1760
o
o
Đồng kết tủa [15]
900 C-1000 C
3750
o
Solgel citrate
< 700 C
6100
Bảng 3.2 cho thấy sự khác biệt về tính chất từ của mẫu chế tạo theo 3
phương pháp khác nhau, phương pháp solgel citrate được thực hiện phức tạp hơn,
nhưng bù lại mẫu chế tạo theo phương pháp này lại cho tính chất từ tốt.
3.5 Tính chất từ của ferit Sr1xLaxFe12O19
SrO6Fe O
SrO5.7Fe O
(x=0.08;0.06;0.04;0.02;0.00)
SrO5.2Fe O
Bảng 3.4 tổng kết các số liệu thu
được từ kết quả đo VSM của hệ mẫu
ferit La1-xSrxFe12O19 có chế độ nung ở
nhiệt độ 900oC/1h và 1100oC/1h. Qua
H [Oe]

các giá trị tổng hợp ở bảng 3.4 và bảng
3.1 chúng ta nhận thấy, với tỉ lệ La pha
tạp nhất định thì giá trị cảm ứng bão
hòa của hệ mẫu tăng lên. Ion La+3 pha
tạp sẽ thay thế vị trí ion Sr+2, để đảm
Hình 3.14 Đường cong từ trễ của mẫu SrM1,
toàn điện tích dương, một lượng ion
SrM4 và SrM5, chế độ 900oC/1h
Fe+3 tương đương sẽ bị chuyển về ion
Fe+2. Moment từ của ion Fe+2 có giá trị 4B trong khi Fe+3 có giá trị 5B, theo tự
nhiên thì môment từ độ của hệ mẫu sẽ phải giảm xuống. Nhưng thực tế cho thấy từ
độ của mẫu nói chung lại tăng lên, xem bảng 3.4, đó là vì ion Fe+2 có bán kính ion
nhỏ sẽ có cơ hội chiếm vào các vị trí tứ diện và bát diện, lưỡng chóp tam giác như
nhau, do đó việc pha tạp La có thể khiến các ion Fe +2 chiếm các vị trí thuận lợi làm
tăng giá trị tương tác trao đổi, do đó làm tăng giá trị từ độ của hệ mẫu.
Bảng 3.5
So sánh kích thước hạt tinh thể & tính chất từ của các hệ mẫu có thành phần
tỉ lệ La/Sr và chế độ nung khác nhau (từ trường ngoài là 13.5kOe).
2 3

2 3

60

40

2 3

20

-15000

-10000

-5000

0

0

5000

10000

15000

-20

-40

-60

x
0.00
0.02
0.04
0.06
0.08

Ts 9000C

HC(Oe)
M(emu/g)
5958
51.39
5441
54.41
5579
34.50
5894
57.70
5781
54.11

Ts 11000C
HC(Oe)
M(emu/g)
5739
49.43
4393
54.40
5865
28.84
5920
57.94
5888
57.52


- 20 -

CHƯƠNG 4
Một số kết quả thử nghiệm ứng dụng
Sau khi chế tạo thành công hệ mẫu, chúng tôi đã khảo sát các tính chất hấp
thụ sóng Radar dải sóng siêu cao tần (bước sóng cm), từ 8GHz đến 12GHz của vật
liệu. Mẫu bột sau khi thiêu kết tại 900oC/1h, được nghiền phân tán bằng máy
nghiền bi trong vòng 8h, bột nghiền tiếp tục được sàng kỹ trước khi đưa bột vào
trộn với epoxy và đóng rắn. Do bột ferit chế tạo rất mịn nên tỉ lệ trộn khối lượng
bột ferit/ khối lượng nhựa epoxy > 3/7, hỗn hợp bột ferit - nhựa được trộn đều với
chất đó rắn, sau đó được trải thành tấm trên bề mặt kính đã xử lý chống dính. Sau
24h, hỗn hợp bột-nhựa đóng rắn thành các tấm vuông (10cm x10cm), dày ~1mm,
và được tách ra khỏi tấm kính.

Hình IV.1 Thiết bị Network Analyzer - Hình IV.2 Sơ đồ bố trí thí nghiệm đo tổn hao phản
N5242AU, của Viện Rađa.
xạ và tổn hao truyền qua của mẫu nghiên cứu.

Các mẫu khảo sát thông số tổn hao truyền qua và tổn hao hấp thụ của vật liệu
ferit cho kết quả tương đối khả quan, mẫu 2 cho tổn hao truyền qua -3.7dB
(11.2GHz) và tổn hao phản xạ cao lên đến -14.5 dB (10GHz) và -29 dB (10GHz)
đối với mẫu 3 (có tỉ lệ bột ferit lớn nhất 60%) Hình 4.3, 4.4, 4.5 thể hiện các kết
quả thu được từ các thực nghiệm đó.
Bảng 4.1
So sánh thông số S11, S21 giữa các mẫu nghiên cứu của nước ngoài
Mẫu
S11 (dB)
S21(dB)
8GHz 9GHz 10GHz 11GHz 12GHz Min
Max
Ấn độ (xốp) -10
-12

-13
-10
-11
-17
-19
Các mẫu
đo này đều
Thụy
sĩ -7
-10
-9
-7
-14
-61
-70
có độ dày
(composite)
rất
lớn
Thụy
sĩ -13
-13
-13
-10
-9
-12
-24
>15cm
(lưới)
Mấu 1

-18
-5
-14
-3
-8
-1
-3
Dày 1mm


- 21 -

Hình 4.3 Sự phụ thuộc tần số dải X đến các
thông số tổn hao phản xạ (S11) và tổn hao
truyền qua (S21) của mẫu 1.

Hình 4.4 Sự phụ thuộc tần số dải X đến các thông
số tổn hao phản xạ (S11) và tổn hao truyền qua
(S21) của mẫu 2.

Hình 4.6, 47 là các mẫu đo tổn hao
phản xạ và tổn hao điện môi của không khí
và tấm kim loại, hai mẫu này để chúng ta
so sánh với các mẫu nghiên cứu. Đối với
mẫu là tầm kim loại thì tổn hao phản xạ là
bằng không, bởi vì sóng điện từ phản xạ
100% với kim loại, tổn hao tuyền qua là
lớn, do sóng điện từ không truyền qua kim
loại.

Hình 4.5 Sự phụ thuộc tần số dải X đến các
thông số tổn hao phản xạ (S11)và tổn hao
truyền qua (S21) của mẫu 3.