Luận án Nghiên cứu chế tạo và ảnh hưởng của các ion pha tạp lên cấu trúc và các tính chất từ của yttri sắt ganet

oàn bộ bề mặt của mẫu, sự tương tác của chùm điện tử tới với bề mặt mẫu tạo 
ra các tia khác nhau (điện tử thứ cấp, điện tử tán xạ ngược, điện tử Auger, tia huỳnh quang 
catot, tia X đặc trưng...). Hình ảnh hiển vi điện tử quét được phản ảnh lại bởi các điện tử 
thứ cấp và điện tử tán xạ ngược thu được nhờ các đầu dò gắn bên sườn của kính. Cấu tạo 
chính của SEM gồm cột kính (súng điện tử, tụ kính, vật kính), buồng mẫu và đầu dò tín 
hiệu điện tử. Cột kính có chân không cao, áp suất 10-5 - 10-6 Torr đối với SEM thông 
thường và 10-8 - 10-9 Torr đối với SEM có độ phân giải cao (FESEM). 
 40 
Hình 2. 4. Sơ đồ cấu tạo kính hiển vi điên tử quét (SEM): 1-Súng điện tử; 2-Chùm điện tử; 3-
Anode; 4- Thấu kính từ; 5-Bộ phận hiệu chỉnh tín hiệu quét; 6-Bộ phận quét; 7-Bộ nhận nhiễu 
xạ điện tử phản hồi lại; 8-Bộ thu nhận điện tử thứ cấp; 9-Đế gắn mẫu; 10- Mẫu [74] 
Các ảnh SEM của mẫu hạt nano được chụp trên kính hiển vi điện tử quét phát xạ 
trường FESEM có độ phân phóng đại cao, lên tới 800 000 lần, đặt tại Viện Hàn lâm khoa 
học Việt Nam. 
2.2.6 Phương pháp nghiên cứu tính chất từ (SQUID, VSM) 
a) Phương pháp đo tính chất từ bằng thiết bị giao thoa kế lượng tử siêu dẫn 
SQUID 
Phương pháp đo tính chất từ của mẫu được thực hiện trên hai hệ chính: hệ SQUID 
và từ kế mẫu rung VSM. SQUID là từ viết tắt của Superconducting Quantum Interference 
Device - Thiết bị giao thoa kế lượng tử siêu dẫn. Độ nhạy của từ kế SQUID có thể đạt tới 
10-9 emu. Đây là thiết bị cảm biến từ thông có độ nhạy lớn nhất hiện nay. Nguyên lý hoạt 
động của SQUID là dựa trên hiệu ứng Josephson một chiều và lượng tử từ thông. Cấu tạo 
 41 
chính của SQUID gồm hai chuyển tiếp Josephson mắc song song và tạo thành vòng siêu 
dẫn. 
Khi có từ thông qua vòng siêu dẫn, một dòng điện cảm ứng sẽ xuất hiện và làm thay 
đổi pha của dòng Josephson qua nhánh 1 và nhánh 2. Sự thay đổi pha này sẽ làm dòng 
qua SQUID thay đổi, thông qua đó có thể xác định được độ lớn từ trường gây ra từ thông 
đó. Khi tiến hành đo, SQUID sẽ được làm lạnh xuống nhiệt độ heli lỏng hoặc nitơ lỏng 
tùy theo tính chất của vật liệu siêu dẫn. Về cơ bản, SQUID làm việc ở nhiệt độ heli lỏng 
sẽ cho độ nhạy cao hơn SQUID làm việc ở nhiệt độ nitơ lỏng. Vùng nhiệt độ hoạt động 
của SQUID từ 1,7 K đến 350 K và từ trường tạo ra lên tới 5 T. Hệ SQUID Quantum 
Design sử dụng trong luận án này được đặt tại Đại học Tokyo, Tokyo, Nhật Bản. 
b) Phương pháp đo tính chất từ bằng thiết bị từ kế mẫu rung VSM 
Phương pháp từ kế mẫu rung (VSM: Vibrating Sample Magnetometer) có nguyên 
lý hoạt động dựa trên định luật cảm ứng điện từ. Khi một vật có mômen từ M dao động 
cạnh cuộn dây sẽ gây ra trong cuộn dây một suất điện động cảm ứng tỉ lệ với M. Do đó, 
mẫu đo được gắn vào đầu một thanh rung không từ, đặt giữa hai cuộn dây nhỏ giống nhau 
cuốn xung đối, mắc nối tiếp. Tất cả hệ được đặt giữa hai cực của một nam châm điện. Khi 
mẫu dao động, giữa hai đầu các cuộn dây sẽ xuất hiện suất điện động. 
Hệ từ kế mẫu rung (VSM) được sử dụng trong luận án này là DMS 880 đặt tại Viện 
ITIMS, trường Đại học Bách khoa Hà Nội có từ trường tối đa: 13,5 kOe, bước thay đổi 
từ trường: 1Oe, độ nhạy: 10-5 emu/g, dải nhiệt độ đo: 77 ÷ 800 K (lò mẫu được thổi bằng 
khí nitơ sạch). 
2.3. Kết luận chương 2 
Trong chương 2, tác giả đã trình bày hai phương pháp chế tạo vật liệu pherit ganet 
ở kích thước nanomet và các phương pháp nghiên cứu cấu trúc và tính chất của vật liệu 
bằng các thiết bị công nghệ có độ chính xác cao. Dựa trên các ưu nhược điểm của các 
phương pháp chế tạo và điều kiện thực nghiệm tại cơ sở, tác giả đã chế tạo các mẫu hạt 
pherit ganet YIG và YIG pha tạp các ion không từ. Kết quả nghiên cứu trên các hệ mẫu 
sẽ được trình bày trong các chương tiếp theo. 
 42 
CHƯƠNG 3: ẢNH HƯỞNG CỦA PHƯƠNG PHÁP CHẾ TẠO 
LÊN CẤU TRÚC, KÍCH THƯỚC HẠT VÀ TÍNH CHẤT CỦA HỆ 
HẠT NANO PHERIT YTTRI GANET 
YIG là vật liệu từ lâu đã được quan tâm nghiên cứu bởi những khả năng ứng dụng 
quan trọng của nó trong các linh kiện cao tần và trong lĩnh vực lưu trữ thông tin. Gần đây, 
hạt nano YIG còn được nghiên cứu để sử dụng cho các lĩnh vực công nghệ cao như chất 
lỏng từ, y sinh, cảm biến[8, 75]. Chúng được coi là một trong những vật liệu pherit 
quan trọng trong lĩnh vực vi sóng, truyền thông và phát hiện từ tính [9, 76–78]. Cụ thể là 
YIG rất thích hợp cho các ứng dụng vi sóng ở tần số 1-2 GHz do sở hữu độ rộng vạch 
cộng hưởng từ FMR nhỏ [78]. Trong họ pherit ganet sắt, YIG được sử dụng làm vật liệu 
nền, trên cơ sở đó, các ion được pha tạp vào nhằm cải thiện, tăng cường hoặc gây nên các 
tính chất mới của vật liệu, đáp ứng cho các yêu cầu cụ thể của từng ứng dụng. Ví dụ, sự 
có mặt của ion V5+ trong phân mạng của Fe làm giảm tổn hao từ trễ của vật liệu [79]. Sự 
thay thế Ce vào vị trí của Y cũng là một vấn đề được quan tâm khi nó thể hiện có sự tăng 
cường hiệu ứng quay Faraday và giảm tổn hao lan truyền [54, 80]. Hiệu ứng Faraday còn 
được cho là tốt hơn trong mẫu pha tạp Ce khi so với mẫu pha tạp Bi [77]. Khả năng dẫn 
nhiệt của mẫu YIG pha tạp Ce cũng tăng khoảng 15% và phù hợp với các ứng dụng spin 
nhiệt lượng [80]. Trong quá trình nghiên cứu vật liệu YIG pha tạp có kích thước ở thang 
nanomet, việc lựa chọn phương pháp chế tạo cũng như khảo sát các điều kiện ảnh hưởng 
của phương pháp đến cấu trúc, tính chất của vật liệu đóng vai trò quan trọng. Trong 
chương này, tác giả tập trung vào nghiên cứu ảnh hưởng của công nghệ chế tạo đến sự 
hình thành pha và tính chất của các hạt YIG trên cơ sở so sánh hai hệ vật liệu YIG chế 
tạo bằng hai phương pháp hóa học là đồng kết tủa và sol-gel. Từ đó, tác giả đưa ra lựa 
chọn phương pháp phù hợp để chế tạo các hệ mẫu YIG pha tạp trong các nghiên cứu tiếp 
theo. Ngoài ra, một số các ion cũng được tiến hành pha tạp và đồng pha tạp vào các phân 
mạng của YIG để bước đầu có các nhận định về giới hạn nồng độ pha tạp và ảnh hưởng 
của điều kiện công nghệ đến quá trình chế tạo mẫu hạt YIG pha tạp. 
3.1. Các đặc trưng và tính chất của pherit yttri ganet (Y3Fe5O12 - YIG) 
được chế tạo bằng phương pháp sol - gel và phương pháp đồng kết 
tủa 
3.1.1 Các đặc trưng cấu trúc của YIG 
Cấu trúc tinh thể và giản đồ của các mẫu YIG chế tạo bằng hai phương pháp đồng 
kết tủa và sol-gel được nghiên cứu qua phổ nhiễu xạ tia X và được so sánh với phổ chuẩn 
 43 
12063–56–8. Giản đồ nhiễu xạ tia X của các mẫu được nung ở 900 °C trong 8 giờ được 
trình bày trên Hình 3.1. Theo đó, các mẫu hoàn toàn đơn pha với các đỉnh nhiễu xạ đặc 
trưng cho cấu trúc ganet. Các đỉnh nhiễu xạ mở rộng, chứng tỏ mẫu bao gồm các hạt có 
kích thước ở thang nanomet. Mẫu YIG chế tạo bằng phương pháp sol – gel (YIGsolgel) có 
độ rộng vạch nhiễu xạ nhỏ hơn so với mẫu YIG chế tạo bằng phương pháp đồng kết tủa 
(YIGđkt) cho thấy chúng có kích thước tinh thể trung bình lớn hơn. 
Hình 3.1. Giản đồ nhiễu xạ tia X của mẫu YIG chế tạo bằng hai phương pháp 
Hằng số mạng a đặc trưng cho mẫu đơn pha YIG được xác định theo công thức: 
𝑎 = 𝑑ℎ𝑘𝑙√ℎ2 + 𝑘2 + 𝑙2 (3. 1) 
Trong đó (h, k, l) là các chỉ số Miller, 𝑑ℎ𝑘𝑙 là khoảng cách giữa hai mặt tinh thể. Giá 
trị a xác định theo đỉnh nhiễu xạ (420) trên giản đồ XRD của mẫu hạt YIGsolgel bằng 12,37 
Å và YIGđkt là 12,35 Å, đều nhỏ hơn giá trị của mẫu khối YIGkhối là 12,38 Å [21]. Kích 
 44 
thước trung bình của tinh thể được xác định theo công thức Debye – Scherrer, dựa trên 
độ rộng bán vạch của phổ nhiễu xạ (420) là dXRD = 20 nm (YIGsolgel) và dXRD = 18 nm 
(YIGđkt). Thông qua giá trị hằng số mạng thu được qua giản đồ nhiễu xạ tia X, mật độ 
khối lượng của các hạt nano YIG được xác định theo công thức: 
 𝜌 = 8𝑀/(𝑁𝐴 × 𝑎
3) (3. 2) 
Với M là khối lượng mol (g), 8 là số đơn vị công thức trên 1 ô đơn vị, a là hằng số 
mạng và NA là số Avogadro. Các thông số cấu trúc của các mẫu hạt nano YIG được chỉ 
ra trong Bảng 3.1. Có thể thấy hằng số mạng, kích thước tinh thể trung bình của mẫu 
YIGđkt nhỏ hơn so với mẫu YIGsol-gel nên mật độ khối lượng của mẫu YIGđkt lớn hơn so 
với mẫu YIGsol-gel, tuy nhiên sự khác biệt này không quá lớn. Điều này cũng chứng tỏ cả 
hai phương pháp đồng kết tủa và sol-gel đều thích hợp để chế tạo các hạt nano YIG. 
Bảng 3.1 Thông số cấu trúc hệ mẫu YIG: hằng số mạng (a), kích thước hạt trung bình 
(), mật độ khối lượng (ρ) 
Mẫu YIGđkt YIGsol – gel 
a (Å) 12,35 12,37 
 (nm) 18 20 
ρ (g/cm3) 5,20 5,18 
3.1.2 Tính chất từ 
Các đường cong từ hóa M – H của các mẫu nghiên cứu đã được đo tại các nhiệt độ 
khác nhau sử dụng thiết bị từ kế mẫu rung ở nhiệt độ từ 80 – 560 K trong từ trường lên 
tới 10 kOe. Có thể thấy, từ độ tiến tới trạng thái bão hòa “kỹ thuật” ở trên 2 kOe và khi 
tiếp tục tăng từ trường trạng thái bão hòa này được duy trì với độ cảm từ gần như bằng 
không. Giá trị từ độ bão hòa kỹ thuật Ms (emu/g) được xác định bằng cách ngoại suy 
tuyến tính các giá trị mômen từ ở vùng từ trường cao về từ trường bằng 0. Đường biểu 
diễn sự phụ thuộc của Ms vào nhiệt độ của từng mẫu được gọi là đường cong từ nhiệt. 
 45 
Hình 3.2 là đường cong từ hóa và đường cong từ nhiệt của mẫu YIG đồng kết tủa ở 
các nhiệt độ khác nhau. 
0 100 200 300 400 500 600
0
5
10
15
20
25
30
35
M
s(
e
m
u
/g
)
T(K)
 MsT YIG DKT
Hình 3.2. Đường cong từ hóa và đường cong từ nhiệt của mẫu YIG đồng kết tủa 
0 2000 4000 6000 8000 10000
0
6
12
18
24
30
36
M
(e
m
u/
g)
H(Oe)
 88K
 100K
 120K
 140K
 160K
 180K
 200K
 220K
 240K
 260K
 290K
 310K
 330K
 360K
 380K
 420K
 450K
 480K
 510K
 520K
 530K
 46 
Hình 3.3 là đường cong từ hóa ở 5 K, 80 K và 290 K và đường cong từ nhiệt của 
mẫu YIG được chế tạo bằng phương pháp sol-gel ở các nhiệt độ khác nhau. 
Hình 3.3. Đường cong từ hóa và đường cong từ nhiệt của mẫu YIG sol – gel 
Trên đường cong từ nhiệt, giá trị từ độ bão hòa ở 0 K được xác định bằng cách làm 
khớp phần đường cong ở vùng nhiệt độ thấp theo hàm Bloch [14] 
Ms(T) = Ms(0) (1 - BT ) (3. 3) 
Trong đó Ms(T) và Ms(0) tương ứng là momen từ bão hòa ở T K và 0 K, B là hệ số 
Bloch và là hệ số mũ. Các giá trị từ độ bão hòa ngoại suy ở 0 K của các mẫu YIGđkt và 
YIGsol-gel tính theo đơn vị μB/đ.v.c.t lần lượt là 4,65 μB/đ.v.c.t và 4,80 μB/đ.v.c.t đều nhỏ 
hơn mẫu khối (4,96 μB/đ.v.c.t). Ở thang nanomet, sự suy giảm của giá trị từ độ bão hòa 
so với mẫu khối có thể được giải thích là do sự thiếu hụt ion, sự sai hỏng ở bề mặt dẫn 
đến các đứt gãy liên kết và hình thành lớp mất trật tự từ trên bề mặt hạt hoặc do mẫu có 
diện tích bề mặt lớn sẽ hấp thụ một lượng hơi nước làm tăng khối lượng của mẫu hoặc 
trong mẫu còn tồn tại một lượng nhỏ tạp chất không từ tính mà ta không quan sát được 
trong phép phân tích cấu trúc. Do kích thước tinh thể trung bình của các hạt YIGđkt nhỏ 
hơn so với các hạt YIGsol-gel nên ảnh hưởng của hiệu ứng bề mặt càng lớn hơn, giá trị 
momen từ do đó cũng nhỏ hơn. 
 47 
Nhiệt độ Curie TC của hạt nano pherit YIG được xác định trên đường cong từ nhiệt 
Ms(T), trong đó Ms là giá trị mômen từ tự phát của mẫu tại các nhiệt độ khảo sát, trong 
trường hợp này bằng với từ độ bão hòa. Nhiệt độ Curie TC được xác định là giao điểm 
của đường tiếp tuyến tại điểm có độ dốc lớn nhất của đường Ms(T) với trục nằm ngang. 
Từ đường cong từ độ bão hòa phụ thuộc nhiệt độ của các hạt nano YIG như trên Hình 3.2 
cho thấy, nhiệt độ Curie của các mẫu là 560 K. Giá trị TC này bằng với giá trị TC của mẫu 
khối theo công bố của Pauthenet [21]. 
Hai phương pháp chế tạo đều cho mẫu hạt đơn pha có kích thước nanomet. Tuy 
nhiên, trong các thí nghiệm ở cùng điều kiện tiến hành với hệ hạt YIG pha tạp một số 
nguyên tố như Sn, Ca, Mg, phương pháp đồng kết tủa cho thấy khó tạo sản phẩm đơn pha 
do phương pháp này phụ thuộc nhiều vào tích số tan, khả năng tạo phức giữa các cation 
kim loại và ion tạo kết tủa, lực ion và độ pH của dung dịch. Các ion có tích số tan nhỏ và 
kết tủa sớm sẽ gây cản trở không gian đối với các ion còn lại, điều này dẫn đến các pha 
phụ xuất hiện trong sản phẩm của quá trình kết tủa. Đối với phương pháp sol-gel, các ion 
kim loại được giữ và phân bố bởi các thành phần chất tạo càng, sản phẩm được hình thành 
dưới ảnh hưởng của điều kiện nhiệt độ nên khả năng sắp xếp tạo cấu trúc ganet thuận lợi 
hơn so với mẫu chế tạo bằng phương pháp đồng kết tủa. Do đó, tác giả lựa chọn phương 
pháp sol-gel để tiếp tục chế tạo các mẫu hạt YIG pha tạp. 
3.2. Các đặc trưng và tính chất của YIG đồng pha tạp (Ca2+, Sn4+) và 
(Ce3+, Mg2+) với nồng độ nhỏ 
3.2.1 Các đặc trưng cấu trúc và hình thái học 
Cấu trúc tinh thể và pha của các mẫu YIG pha tạp các ion không từ với nồng độ thấp 
như Y3-xCexFe5-xMgxO12 (x = 0,05; 0,1; 0,15) và Y3-xCaxFe5-xSnxO12 (x = 0,05; 0,1) chế tạo 
bằng phương pháp sol – gel, ủ nhiệt ở 900 °C trong 8 giờ được nghiên cứu qua phổ nhiễu 
xạ tia X và được so sánh với phổ chuẩn 1206-56-8. Theo giản đồ nhiễu xạ tia X trong Hình 
3.4, các mẫu pha tạp (Ce4+, Mg2+) hoàn toàn đơn pha trong khi đó, mẫu pha tạp với nồng 
độ nhỏ (Ca2+; Sn4+) vẫn có sự xuất hiện của một lượng rất nhỏ pha phụ là orthoferite 
YFeO3. 
 48 
Hình 3.4. Giản đồ nhiễu xạ tia X của các mẫu YIG – Ce – Mg ủ nhiệt 9000C/ 8 giờ (a); 
YIG – Ca – Sn ủ nhiệt 900 0C/ 8 giờ (b) 
Bảng 3.2. Thông số cấu trúc hệ mẫu YIG đồng kết tủa, YCeMg, YCaSn được xử lý Rietveld: 
hằng số mạng (a), kích thước hạt trung bình () 
Mẫu YCeMg 0,05 YCeMg 0,10 YCeMg 0,15 YCaSn 0,05 YCaSn 0,10 
a (Å) 12,37 12,39 12,40 12,38 12,41 
 (nm) 37 38 37 42 36 
Các thông số vi cấu trúc bao gồm hằng số mạng, kích thước tinh thể trung bình tính 
theo các số liệu nhiễu xạ tia X () được xác định bằng phân tích mở rộng đỉnh sử dụng 
phương pháp phân tích Rietveld trên số liệu giản đồ nhiễu xạ tia X nguồn Synchrotron 
SXRD và trên phần mềm FullProf. Các giá trị thu được của thông số vi cấu trúc được liệt 
kê trong Bảng 3.2. Theo bảng này, kích thước tinh thể trung bình của các mẫu hạt phân 
bố trong khoảng 36 – 42 nm, lớn hơn so với mẫu YIG chế tạo bằng cùng phương pháp. 
Giá trị hằng số mạng của các mẫu pha tạp có xu hướng tăng nhẹ theo nồng độ ion pha tạp 
và đều lớn hơn giá trị hằng số mạng của mẫu YIG chế tạo bằng cùng phương pháp. Điều 
này chứng tỏ các ion pha tạp đã tham gia vào cấu trúc pha của các hạt YIG và làm giãn 
mạng tinh thể của YIG do bán kính của chúng lớn hơn bán kính của ion mà nó thay thế. 
 49 
Cụ thể là rCe4+ = 1,28 Å, rCa2+ = 1,48 Å, lớn hơn rY3+ = 1,015 Å (trong phân mạng {c}), 
rMg2+ = 0,72 Å, rSn4+ = 0,69 Å lớn hơn rFe3+ = 0,645 Å (trong phân mạng [a]) [15]. 
Kích thước và hình dạng các mẫu hạt được quan sát rõ hơn trên ảnh SEM như trong 
Hình 3.5. Từ các ảnh SEM ta thấy, các mẫu hạt có phân bố kích thước hạt trong khoảng 
80 – 150 nm. Kích thước này lớn hơn so với giá trị kích thước tinh thể trung bình tính 
toán được từ giản đồ nhiễu xạ tia X chứng tỏ các hạt có xu hướng kết dính vào nhau hoặc 
mỗi hạt quan sát trên ảnh SEM có thể bao gồm 2 – 3 tinh thể. 
Hình 3.5. Ảnh SEM của các mẫu Y3-xCexFe5-xMgxO12 (x = 0,05; 0,1; 0,15) và 
Y2,9Ca0,1Fe4,9Sn0,1O12 
 50 
Để nghiên cứu thêm về ảnh hưởng của ion pha tạp lên tính chất của vật liệu, phổ 
hồng ngoại IR đã được khảo sát trên các mẫu Y2,75Ce0,05Fe4,75Mg0,05O12; 
Y2,9Ca0,1Fe4,9Sn0,1O12 và mẫu YIG như trong Hình 3.6. Ba đỉnh hấp thụ 1, 2 và 3 trong 
dải 450-700 cm-1 tương ứng với dao động bất đối xứng của liên kết Fe – O trong phân 
mạng bốn mặt của cấu trúc ganet. Các giá trị được quan sát thấy trong nghiên cứu này 
được so sánh với giá trị thu nhận được của nhóm tác giả Pena-Garcia [81] đối với mẫu 
YIG chế tạo bằng phương pháp sol-gel và giá trị của YIG mẫu khối theo nghiên cứu của 
Waldron [82] như được liệt kê trong Bảng 3.3. Cả 3 đỉnh hấp thụ này đều xuất hiện trong 
hệ mẫu nghiên cứu YIG và Y2,9Ca0,1Fe4,9Sn0,1O12 nhưng các đỉnh hấp thụ phù hợp với các 
giá trị trong nghiên cứu của Waldron, trong đó 3 là không thay đổi. Sự dịch chuyển của 
các đỉnh hấp thụ như quan sát thấy trong nghiên cứu của Garcia có liên quan tới sự có mặt 
của các ion có bán kính lớn hơn bán kính của ion Fe3+ trong phân mạng bốn mặt. Điều 
này chứng tỏ các ion Sn có khả năng tham gia vào vị trí của phân mạng tám mặt chứ ít 
hoặc không có mặt trong phân mạng bốn mặt. Đối với mẫu Y2,75Ce0,05Fe4,75Mg0,05O12 thì 
mới chỉ quan sát thấy các đỉnh hấp thụ 1 và 2 và các giá trị này cũng gần với kết quả 
nghiên cứu của YIG mẫu khối, chứng tỏ không có sự thay đổi trong liên kết Fe – O trong 
phân mạng bốn mặt. 
Bảng 3.3. Vị trí của các dải hấp thụ IR của các mẫu YIG, Y2,9Ca0,1Fe4,9Sn0,1O12, 
Y2,75Ce0,05Fe4,75Mg0,05O12 
Mẫu 1 (cm-1) 2 (cm-1) 3 (cm-1) 
YIG [81] 563 595 656 
YIG [82] 556 583 653 
YIG 557 586 653 
Y2,9Ca0,1Fe4,9Sn0,1O12 556 585 652 
Y2,75Ce0,05Fe4,75Mg0,05O12 554 584 - 
 51 
Hình 3.6. Phổ hồng ngoại IR của các mẫu Y2,75Ce0,05Fe4,75Mg0,05O12; 
Y2,9Ca0,1Fe4,9Sn0,1O12 và YIG 
3.2.2 Tính chất từ 
Y3-xCexFe5-xMgxO12 (x = 0,05; 0,10; 0,15) 
Các đường cong từ hóa M – H của các mẫu nghiên cứu đã được đo tại các nhiệt độ 
khác nhau sử dụng thiết bị từ kế mẫu rung ở nhiệt độ từ 80 560 K trong từ trường lên 
tới 10 kOe. Tập hợp các đường đo ở các nhiệt độ 80 K, 140 K, 290 K và 340 K cho các 
mẫu được biểu diễn trên Hình 3.7. Ta thấy rằng từ độ tiến tới trạng thái bão hòa ở trên 2 
kOe và khi tiếp tục tăng từ trường trạng thái bão hòa này được duy trì với độ cảm từ gần 
như bằng không. Giá trị từ độ bão hòa Ms (emu/g) được xác định bằng cách ngoại suy 
tuyến tính các giá trị mômen từ ở vùng từ trường cao về từ trường bằng 0. 
 52 
Hình 3.7. Đường cong từ hóa của mẫu Y2,75Ce0,05Fe4,75Mg0,05O12 
Hình 3.8 biểu diễn các đường cong từ nhiệt của các mẫu Y3-xCexFe5-xMgxO12 (x = 
0,05; 0,10; 0,15), có so sánh với đường từ nhiệt của mẫu x = 0 (được chế tạo bằng phương 
pháp sol-gel). Có thể nhận thấy, ở vùng dưới nhiệt độ phòng, các giá trị Ms của các mẫu 
pha tạp Ce và Mg đều lớn hơn giá trị Ms của mẫu YIG chế tạo bằng phương pháp sol - gel. 
Vì Ce4+ cũng không có từ tính như Y3+ nên sự thay đổi giá trị mômen từ là do vị trí của 
ion Mg2+ trong phân mạng của ion Fe3+ gây nên. Cụ thể là các ion Mg2+ phi từ đã tham gia 
hoàn toàn hoặc một phần lớn vào vị trí của phân mạng a, làm giảm từ độ của phân mạng, 
dẫn đến từ độ tổng của vật liệu tăng lên. Điều này là hợp lý vì bán kính của các ion Mg2+ 
lớn hơn so với ion Fe3+ nên các ion này sẽ ưu tiên tham gia vào phân mạng có kích thước 
lớn hơn, là phân mạng a. 
 53 
Hình 3.8. Các đường cong từ nhiệt của các mẫu Y3-xCexFe5-xMgxO12 (x = 0; 0,05; 0,10; 0,15) 
Ở vùng nhiệt độ trên nhiệt độ phòng, từ độ của các mẫu pha tạp có tốc độ giảm theo 
nhiệt độ nhanh hơn so với YIG và giảm mạnh ở vùng nhiệt độ gần nhiệt độ Curie. Nguyên 
nhân dẫn đến sự giảm nhanh của từ độ là do sự có mặt của các ion pha tạp Ce và Mg 
không từ tính đã làm giảm tương tác giữa các ion trong cùng phân mạng và giữa các phân 
mạng của YIG. Ở vùng nhiệt độ càng cao, tốc độ giảm giá trị từ độ của các mẫu pha tạp 
này càng lớn và nhiệt độ Curie của các mẫu do đó cũng giảm dần khi nồng độ pha tạp 
càng tăng. Các giá trị nhiệt độ Curie của các mẫu được chỉ ra trong Bảng 3.4. 
Sự thay đổi của các giá trị từ độ bão hòa Ms(0) và nhiệt độ Curie theo nồng độ x 
được thể hiện trong Hình 3.9, trong đó các giá trị momen từ ngoại suy m(0)ngoại suy (B/ 
đ.v.c.t) trong trạng thái cơ bản được tính theo công thức m(0)ngoại suy= Ms(0) ngoại suy W/ 
5585 trong đó W là khối lượng mol. Với Ms là giá trị từ độ bão hòa (emu/g) và Mw là khối 
lượng phân tử của mẫu. Có thể thấy, giá trị từ độ bão hòa ở 0 K của các mẫu pha tạp (x = 
0,10; 0,15) đã vượt qua cả giá trị từ độ bão hòa lý thuyết của YIG khối (5 μB/đ.v.c.t), 
khẳng định vị trí của các ion Mg trong phân mạng của Fe. 
 54 
Hình 3.9. Sự phụ thuộc của từ độ bão hòa ở 0 K và nhiệt độ Curie vào nồng độ x 
Y3-xCaxFe5-xSnxO12 (x = 0,05; 0,10) 
Hình 3.10 là các đường cong từ hóa M – H của các mẫu Y3-xCaxFe5-xSnxO12 (x = 0,05; 
0,10) đo tại các nhiệt độ khác nhau ở nhiệt độ từ 80 560 K t