Luận án Nghiên cứu chế tạo và các tính chất của gốm áp điện [(1-x)Pb(Zr,Ti)O₃ + xPb(Mn1/₃Nb₂/₃)O₃] x = 0 ÷ 12%mol (PZT-PMnN) pha tạp La

nh chọn hệ thống mẫu 
nghiên cứu tính chất chỉ hạn chế trong các mẫu từ M4 trở đi. 
3.2.2. Phân tích thành phần pha của gốm PZT - PMnN 
(a) 
(b) 
Hình 3.9. Giản đồ XRD của PZT53/47 (a) sau khi tổng hợp và (b) sau khi thiêu kết. 
4.
10
9 
2.
88
1 
2.
34
4 
2.
06
2 
2.
01
2 
1.
83
6 1
.
67
2 
1.
65
5 
1.
44
0 
1.
37
9 
2.
88
5 
1.
65
5 
2.
34
9 
2.
40
6 
2.
04
1 
2.
01
9 
1.
82
8 
1.
80
6 
1.
42
7 1.
65
5 
1.
36
4 
1.
44
2 
1.
35
9 
 - 69 - 
Phân tích nhiễu xạ tia X (XRD) là phương pháp nhanh chóng và hiệu quả để 
xác định thành phần pha và cấu trúc của vật liệu. Giản đồ XRD (SIEMENS D5000, 
Viện KHVL) của các mẫu MnNb2O6 (hình 3.2) và PZT (hình 3.9) cho thấy phản 
ứng pha rắn đã xảy ra hoàn toàn. 
Giản đồ XRD của PZT đã tổng hợp cho thấy vật liệu có cấu trúc đơn pha pe-
rov-skit với thành phần cận biên pha, thể hiện ở sự tách vạch thành 3 đỉnh ở các góc 
2θ ~ 44o và 55o, không có mặt TiO2 và ZrO2, có một lượng PbO còn dư sau khi tổng 
hợp (hình 3.9a) và không còn PbO sau khi thiêu kết (hình 3.9b). 
Hình 3.10. Giản đồ XRD của PMnN. Góc phía trên là giản đồ XRD của PMnN 
theo A. Molak và đồng sự [75]. 
Để kiểm chứng, mẫu PMnN đã được tổng hợp trong 2 giờ 30 phút ở nhiệt độ 
1150oC. Mẫu có màu đen nhánh như than chì, được cho là phản ánh màu đặc trưng 
của man-gan bị ô-xi hóa. Mẫu có khối lượng riêng 6320kg/m3, hơi thấp hơn so với 
số liệu của A. Molak (6400kg/m3). Giản đồ XRD của PMnN (hình 3.10) có vị trí 
các đỉnh trùng khớp với dữ liệu trong thư viện các giản đồ; tương đồng với giản đồ 
mà A. Molak và đồng sự đã công bố [75]; tuy vậy cường độ các đỉnh có khác nhau, 
có thể là do khác nhau về chế độ thiêu kết. Điều đó một lần nữa khẳng định rằng co-
lum-bit MnNb2O6 đã điều chế được là hợp thức. 
Ngay từ khi bắt đầu tiếp cận với PZT pha tạp pe-rov-skit phức hợp, chúng tôi 
đã để tâm tìm hiểu xem các co-lum-bit tham gia vào mạng như thế nào: nó sẽ giữ 
3.
04
5 
2.
63
6 
1.
59
0 
1.
86
4 
3.
04
3.
04
3.
04
3.
04
2.
84
2 
3.
04 3. 3.
 - 70 - 
nguyên liên kết trong hợp chất MnNb2O6 rồi kết hợp với Pb tạo thành các ô mạng 
PMnN xen lẫn với các ô mạng PZT, hay chúng bị tách ra thành các i-on riêng biệt 
để tham gia vào các ô mạng? Quan sát giản đồ XRD của mẫu gốm M10 (hình 3.11), 
với hàm lượng PMnN lớn vẫn chưa thấy xuất hiện vạch phổ nào của PMnN, ta có 
thể khẳng định rằng dù vật liệu được chế tạo bằng phương pháp co-lum-bit thì khi 
thiêu kết, một lượng lớn i-on Mn2+ và Nb5+ cũng tách ra khỏi liên kết trong cấu trúc 
MnNb2O6 để thay thế ngẫu nhiên vào vị trí B như những tạp độc lập. Hàm lượng 
PMnN có mặt trong mẫu là chưa đủ lớn để có đóng góp các vạch nhiễu xạ của riêng 
mình vào giản đồ nhiễu xạ chung. Hầu hết các tác giả nghiên cứu dung dịch rắn 
PZT - PMnN cũng đều bỏ qua sự hình thành PMnN trong PZT mà xét ảnh hưởng 
của các i-on tạp Mn và Nb đến các tính chất vật liệu. 
Hình 3.11. Giản đồ XRD của mẫu gốm M10. 
Giản đồ XRD của các mẫu PZT-PMnN với x = 0,04 đến 0,10 được tập hợp trên 
hình 3.12. Giản đồ XRD cho thấy PZT-PMnN cũng có cấu trúc đơn pha pe-rov-skit, 
không có pha py-ro-clo. 
Gốm PZT 53/47 có thành phần tại biên pha nên tại đó sẽ có cả hai tứ giác và 
mặt thoi đồng thời tồn tại (hình 3.9b). Trong PZT, chính sự chênh lệch bán kính của 
các i-on Zr4+ (74pm) và Ti4+ (60,5pm) là tác nhân gây méo dạng pha tứ giác, chuyển 
cấu trúc từ tứ giác (phía giàu Ti) sang mặt thoi (phía giàu Zr). Hay nói cách khác, i-
on vị trí B có bán kính càng lớn thì cấu trúc càng thiên về méo dạng mặt thoi. Trong 
4.
09
5 
2.
87
8 
2.
34
4 
2.
05
4 
2.
03
6 
1.
83
0 
1.
43
6 
1.
66
6 
1.
44
2 
1.
36
0 
 - 71 - 
PZT-PMnN, các i-on Mn và Nb cũng tham gia vào vị trí B. Bán kính i-on của Mn2+ 
là 67 pm, của Mn3+ là 58 pm, còn của Nb5+ là 64 pm, [phụ lục B]). Khi Mn2+ và 
Nb5+ thế chỗ của Zr4+ hoặc Ti4+, do bán kính lớn hơn bán kính của Ti4+, chúng làm 
tăng độ méo mạng tứ giác của tinh thể tương tự như các i-on Zr4+ nhưng chậm hơn. 
I-on Mn3+ có bán kính bé thua bán kính của Ti4+ lại làm tăng độ tứ giác của tinh thể. 
20 30 40 50 60 70
(22
1),
(30
0)
(22
0)(
21
1)
(21
0)(20
0)
(11
1)
(11
0)
M7
M8
M10
M9
M6
M5
M4
(10
0)
10
00
20
00
0
Cu
on
g 
do
2θ (o)
45 50 55
0
200
400
600
800
(21
1)
(21
0)
M9
(20
0)
M8
M7
M6
M5
Cu
o
n
g 
do
2θ (o)
M4
M10
Hình 3.12. (a) Giản đồ XRD của PZT-PMnN với các nồng độ PMnN khác nhau. 
 (b) Các đỉnh nhiễu xạ tia X tại các góc 2θ ≈ 44o - 55o. 
Từ dưới lên: M4; M5; M6; M7; M8; M9, M10. 
Kết quả tính toán hằng số mạng của nhóm mẫu MX cho ta thấy rõ rằng tỷ số 
a/c của mạng tứ giác giảm liên tục khi X tăng (hình 3.13). 
Các vạch nhiễu xạ tại 2θ ≈ 44o và 55o trên hình 3.12 là chồng chập của 4 vạch 
nhiễu xạ của 4 mạng, với các i-on Ti4+, Zr4+, Nb5+ và Mn2+ tại vị trí B, trong đó 
 - 72 - 
đóng góp của các vạch nhiễu xạ của các ô mạng Pb(Mn)O3 và Pb(Nb)O3 là khá nhỏ 
bé, chỉ khi các thành phần X khá lớn mới bắt đầu có đóng góp vào các vạch nhiễu 
xạ chung trên giản đồ XRD, thể hiện ở chỗ khi X tăng thì độ bán rộng của các vạch 
nhiễu xạ tăng dần (hình 3.12b). 
4 6 8 10
4.04
4.06
4.08
4.10
4.12
1.012
1.016
1.020
1.024
cT
cR
aT
H
S 
M
an
g 
(A
)
X (%)
(c/a)T
(c/
a)T
Hình 3.13. Sự biến đổi hằng số mạng của nhóm mẫu MX theo hàm lượng PMnN (X). 
Vật liệu nền PZT 53/47 có thành phần cận biên pha về phía cấu trúc mạng mặt 
thoi. Khi PZT pha tạp pe-rov-skit phức hợp, biên pha dịch chuyển về phía thành 
phần nghèo Zr hơn [46]. Hình 3.13 phản ánh hiện tượng dịch chuyển biên pha về 
phía nghèo Zr khi tăng hàm lượng PMnN trong mẫu, cũng có nghĩa là thành phần 
của vật liệu nghiên cứu dần dịch chuyển xa biên pha khi tăng hàm lượng PMnN. 
Hình 3.14. Biên pha và vị trí các thành phần PZT - xPMnN trên giản đồ pha. 
Nghiên cứu thực nghiệm của chúng tôi về việc dự đoán vị trí biên pha trong hệ 
vật liệu PZT-PMnN-PSbN [10] đã cho kết quả với PZT pha 10%mol PMnN (không 
 - 73 - 
có PSbN), biên pha ở vị trí có tỷ lệ Zr/Ti ~ 49/51. Khi đó thành phần vật liệu gồm 
44,1% mol Zr, 45,9%mol Ti và 10%mol PMnN. Thực hiện nghiên cứu tương tự 
trên hệ PZT-PMnN, chúng tôi đã lập giản đồ pha của PZT-PMnN như hình 3.14. So 
khớp giản đồ này với các giản đồ trên hình 1.19, chúng tôi nhận được kết quả phù 
hợp: đường ‘biên pha dự đoán’ đi xuyên qua vùng thành phần vật liệu có hệ số liên 
kết điện cơ kp đạt giá trị cực đại còn vùng hằng số điện môi ε/ε0 cực đại thì nằm trọn 
bên phía pha tứ giác. 
Giản đồ pha này là rất hữu dụng cho người chế tạo vật liệu, khi muốn lựa chọn 
thành phần vật liệu theo yêu cầu ứng dụng. Bên trái biên pha là các thành phần có 
cấu trúc tứ giác, bên phải là các thành phần có cấu trúc mặt thoi. Với hàm lượng 
PMnN cho trước ta chủ động chọn tỷ lệ Zr/Ti thích hợp để có được thành phần ngay 
tại biên pha hay thành phần có cấu trúc và tính chất như mong muốn. 
3.2.3. Ảnh SEM của vật liệu gốm trong quá trình chế tạo 
Mọi biến đổi về cấu trúc, vi cấu trúc và sự thay đổi tính chất vật lý của vật liệu 
liên quan mật thiết với nhau. Độ phẩm chất cơ Qm của vật liệu gốm PZT – PMnN 
phụ thuộc rất nhiều vào kích thước hạt và biên hạt cũng như độ thiêu kết vật liệu 
[91],[107]. Phân tích vi cấu trúc của gốm đã thiêu kết bằng ảnh hiển vi điện tử quét 
(SEM) là phương pháp hữu hiệu để kiểm tra đánh giá các thông tin này. Song song 
với phân tích XRD, các bán thành phẩm và sản phẩm thu được trong quá trình chế 
tạo vật liệu cũng được chụp SEM để hỗ trợ cho việc xử lý các quá trình nghiền và 
nung khi chế tạo mẫu. 
Ảnh SEM (HITACHI S4800, Viện Khoa học Vật liệu) của các mẫu cùng thành 
phần PZT-6%PMnN (mẫu M6), hình 3.15, cho ta thấy vật liệu đã tổng hợp sau khi 
nghiền trong 15 giờ, bột là những hạt tương đối đều nhau với kích thước hạt khoảng 
1µm (hình 3.15a). Kích thước hạt bột gốm càng bé thì mẫu ép trước khi thiêu kết có 
độ xếp khít càng cao, khi thiêu kết thì các hạt sẽ “hòa lẫn” vào nhau tạo nên những 
hạt gốm lớn. Kích thước hạt bột gốm lớn thì giữa các hạt gốm thành phẩm sẽ có 
nhiều chỗ hở, làm cho chất lượng cơ của gốm bị giảm đi và tất nhiên đặc tính áp 
điện của vật liệu cũng sẽ giảm theo nhanh chóng. Như vậy, kích thước hạt bột gốm 
 - 74 - 
và lực ép trước khi được thiêu kết có ảnh hưởng quan trọng đến khối lượng riêng 
cũng như chất lượng vật liệu. Lực ép mẫu phải đủ lớn để khối lượng riêng của mẫu 
trước khi thiêu kết đạt được trên 65% khối lượng riêng lý thuyết [46]. 
(a) (b) 
(c) (d) 
Hình 3.15. Ảnh SEM của mẫu M6: 
(a) bột sau khi tổng hợp 850oC/2h và nghiền trong 15 giờ. 
Gốm đã thiêu kết 1150oC/2h: (b) tại vết gãy (c), tại bề mặt mẫu (d) tại rìa vết mài. 
Trong vật liệu đã thiêu kết, gốm được cấu tạo từ các hạt gắn kết với nhau tại 
biên hạt, kích thước hạt vào khoảng > 2,5 µm. Ở trong lõi mẫu gốm (hình 3.15b), có 
hiện tượng chảy nhòe biên hạt. Trong gốm PZT, chất chảy để tạo nên “dung dịch 
rắn” là PbO, lại là một chất bay hơi mạnh ở nhiệt độ thiêu kết mẫu. Khi thiêu kết, 
PbO chảy ra đồng thời bị bay hơi. Do PbO bay hơi ở bên ngoài mẫu mạnh hơn bên 
trong, xuất hiện dòng khuếch tán của PbO từ trong ra ngoài dẫn đến sự phân bố 
không đồng đều của vật chất trong mẫu. Bên trong mẫu, PbO còn có tác dụng hòa 
tan, gắn các hạt nhỏ với nhau thành hạt lớn hơn, trong khi bên ngoài mẫu thường 
thiếu PbO nên hạt bên ngoài mẫu nhỏ hơn hạt bên trong (hình 3.15c). Hầu hết các 
5 µm 2 µm 
5 µm 5 µm 
 - 75 - 
tài liệu đã công bố về nghiên cứu vi cấu trúc của loại vật liệu này cũng đều cho thấy 
điều tương tự. 
(a) (b) (c) 
(d) (e) 
Hình 3.16. Ảnh SEM tại vết gãy của một số mẫu PZT – PMnN: 
(a) M4; (b) M6; (c) M7; (d) M8; (e) M10. 
Tổng khối lượng nguyên tử của 1/3Mn + 2/3Nb (80,25) không lớn hơn tổng 
khối lượng nguyên tử của Zr + Ti (139,1), nên hàm lượng PMnN tăng sẽ không làm 
cho khối lượng riêng của vật liệu tăng. Ảnh SEM của các mẫu M4, M6, M7, M8 và 
M10 trên hình 3.16 cho ta thấy sự gắn kết giữa các hạt cũng như sự chảy nhòe biên 
hạt trong các mẫu khi hàm lượng PMnN tăng. Biên hạt chảy nhòe làm cho các khe 
hở giữa các hạt được lấp đầy, khối lượng riêng của mẫu tăng lên khi hàm lượng của 
PMnN tăng (hình 3.8). Với mẫu M4, (hình 3.16a) các hạt gốm gần như tách biệt với 
biên hạt rõ, có “màng” nối giữa các hạt. Bắt đầu từ x ≥ 0,06, tại biên hạt trong mẫu 
đã có hiện tượng chảy nhòe (hình 3.16b, c, d), khi biên hạt đã được lấp đầy thì khối 
lượng riêng của mẫu gần như không tăng nữa. Quan sát các hạt bên trong lỗ hổng 
của các mẫu (các hình 3.15, 3.16), ta thấy bên trong khối gốm thì các hạt gắn kết 
với nhau, còn tại những nơi “lộ thiên” thì chúng bị bào mòn do nhiệt, PbO lỏng bay 
hơi để lại những lớp vân như “ruộng bậc thang” trên bề mặt hạt. 
5 µm 5 µm 5 µm 
5 µm 5 µm 
 - 76 - 
3.3. CHẾ TẠO VẬT LIỆU PZT - PMnN PHA TẠP LANTAN (
La
) 
Tính chất sắt điện và áp điện của PZT-PMnN được chế tạo với nhiệt độ thiêu 
kết 1150oC, thời gian 2 giờ 15 phút sẽ được trình bày ở chương 4. Từ kết quả khảo 
sát tính chất sắt điện và áp điện của vật liệu PZT-PMnN, chúng tôi tiếp tục nghiên 
cứu tác dụng của tạp đất hiếm tới loại vật liệu này. Để xác định tính hệ thống của 
tính chất vật liệu phức khi bị pha tạp, chúng tôi chọn nguyên tố chỉ có một hóa trị 
3+ để khảo sát tác dụng của nó như một tạp đô-no thay thế vào vị trí của Pb trong 
tinh thể. Mong muốn vật liệu có thể được ứng dụng rộng rãi, chúng tôi chọn nguyên 
tố đất hiếm đó là Lan-tan vì ô-xít Lan-tan là loại ô-xít đất hiếm thông dụng nhất. 
Trong dải nồng độ PMnN trong PZT-PMnN, loạt mẫu M7 (ứng với x = 0,07) 
thể hiện tính chất tối ưu. Do đó nhóm mẫu M7 được chọn để nghiên cứu tác động 
của La3+ tới các tính chất của vật liệu. 
3.3.1. Chế tạo vật liệu PZT - PMnN pha tạp La 
Vật liệu 0,93PZT - 0,07 PMnN pha tạp La được ký hiệu là M7LY với Y là 
nồng độ %mol La thay thế cho Pb trong vật liệu nền. Công thức hóa học của vật 
liệu có dạng Pb1-yLay[(Zr0,53Ti0,47)0,93(Mn1/3Nb2/3)0,07]O3 , ở đây y = Y/100. 
Khi chuẩn bị nguyên liệu, La2O3 được trộn với PbO, ZrO2, TiO2 và MnNb2O6, 
với tỷ lệ hợp thức như bảng 3.1 dành cho M7, trong đó cứ mỗi nguyên tử Pb sẽ 
được thay thế bởi một nguyên tử La. Các chỉ số Y chỉ được chọn hạn chế trong 
khoảng Y = 1 – 6 vì hàm lượng La quá cao thì vật liệu sẽ trở thành chất phản sắt 
điện [130]. Quy trình công nghệ giống như quy trình đã trình bày trong hình 3.4. 
Kết quả khảo sát cho thấy vật liệu được thiêu kết tốt ở nhiệt độ 1130oC, thời 
gian 2 giờ 15 phút. Như vậy, cũng như nhiều vật liệu PZT pha tạp khác, khi PZT - 
PMnN được pha tạp La thì nhiệt độ thiêu kết giảm xuống, ngoài tác dụng là một tạp 
thay thế khác hóa trị, nó còn đóng vai trò của một chất hỗ trợ thiêu kết [54]. 
3.3.2. Phân tích vật liệu 
3.3.2.1. Khối lượng riêng 
Khối lượng riêng của nhóm mẫu M7LY cũng được xác định bằng phương pháp 
Ác-si-met, kết quả được ghi trên bảng 3.4. 
 - 77 - 
Bảng 3.4. Khối lượng riêng của nhóm mẫu M7LY. 
Mẫu M7L1 M7L2 M7L3 M7L4 M7L5 M7L6 
Khối lượng riêng 
(kg/m3) 
7690 7690 7685 7685 7685 7683 
Nhận xét: So với mẫu M7 (ρ = 7690kg/m3), khối lượng riêng của các mẫu pha 
tạp La gần như không thay đổi (giảm đi không đáng kể) khi có mặt La, bởi vì La có 
nguyên tử lượng nhỏ hơn so với Pb (138,9 của La so với 207,2 của Pb) và bán kính 
i-on cũng bé hơn: bán kính i-on của La3+ là 136pm còn của Pb2+ là 149 pm (phụ lục 
B), do đó khối lượng riêng của vật liệu giảm chậm khi Y tăng. 
3.3.2.2. Cấu trúc và vi cấu trúc 
Giản đồ nhiễu xạ tia X của nhóm mẫu M7LY (hình 3.17) phản ánh sự thay đổi 
cấu trúc vật liệu khi hàm lượng La trong mẫu tăng dần. 
Bây giờ trong vật liệu có thể tồn tại nhiều loại mạng tinh thể của các hợp chất 
thành phần, gồm có: PbZrO3, PbTiO3, Pb(Mn)O3, Pb(Nb)O3, LaZrO3, LaTiO3, 
La(Mn)O3, La(Nb)O3, Pb(Mn1/3Nb2/3)O3 và La(Mn1/3Nb2/3)O3. Tất cả các thành 
phần này đều có cấu trúc kiểu pe-rov-skit. Giản đồ nhiễu xạ tia X vẫn là giản đồ của 
thành phần chính Pb(Zr,Ti)O3, chỉ thay đổi chút ít do các thành phần còn lại có tỷ lệ 
rất nhỏ và phân bố ngẫu nhiên trong vật liệu. 
Bán kính i-on của La (136pm) là nhỏ hơn bán kính i-on của Pb (146pm) (phụ 
lục B) nên La thay thế cho Pb làm cho hằng số mạng giảm đi. Điều này thể hiện ở 
chỗ đỉnh của vạch nhiễu xạ ở góc 2θ ≈ 55o bị dịch chuyển dần về phía góc lớn hơn 
khi tăng hàm lượng La trong vật liệu (hình 3.17b). 
Sự biến đổi hằng số mạng của nhóm mẫu M7LY theo hàm lượng La được thể 
hiện trên hình 3.18. Các vạch nhiễu xạ quan trọng ở góc các 2θ ≈ 31o, 44o và 55o 
không có sự tách vạch nên hằng số mạng được tính cho pha mặt thoi. 
Mối liên hệ giữa sự biến đổi cấu trúc với sự biến đổi tính chất sắt điện và áp 
điện của vật liệu sẽ được sử dụng để giải thích các kết quả đo trình bày ở chương 4. 
 - 78 - 
20 30 40 50 60 70
0
500
1000
1500
2000
2500 (22
1),
(30
0)
(22
0)(
21
1)
(21
0)(20
0)
(11
1)
(10
0)
 M7L6
(11
0)
2θ (o)
 M7L5
 M7L4
 M7L3
 M7L2
 M7L1
Cp
s
(a) 
44 46 48 50 52 54 56
0
500
1000
1500
(21
1)
(21
0)
M7L6
(20
0)
M7L5
M7L4
M7L3
M7L2
M7L1
Cp
s
2θ(o)
(b) 
Hình 3.17. a) Giản đồ XRD của các mẫu PZT - PMnN pha La (M7LY). 
b) Các đỉnh nhiễu xạ tia X tại các góc 2θ ≈ 44o - 55o. Từ dưới lên: Y = 1 ÷ 6. 
0 1 2 3 4 5 6
4.065
4.070
4.075
4.080
H
S 
m
a
n
g 
(pm
)
Y(%)
Hình 3.18. Sự biến đổi hằng số mạng c của nhóm mẫu M7LY theo hàm lượng La (Y ). 
 - 79 - 
Hình 3.19 là ảnh SEM tại vết gãy của các mẫu M7LY. Hình ảnh cho thấy các 
mẫu đều có độ thiêu kết tốt. Khác với mẫu M7 có biên hạt nhòe, các mẫu M7L1 và 
M7L2 lại có biên hạt khá rõ. Khi hàm lượng La tăng lên thì biên hạt lại bắt đầu 
nhòe và phản quang mạnh. So với mẫu M7, các hạt gốm trong các mẫu M7LY có 
kích thước nhỏ hơn, kích thước hạt tập trung trong khoảng từ 1 đến 1,5 µm. Khi Y 
tăng, kích thước hạt giảm dần. Như vậy, với hàm lượng La > 3% thì La bắt đầu 
chảy ra biên hạt và hạn chế sự phát triển của hạt. Hàm lượng La càng cao, lượng La 
tập trung ở biên hạt càng nhanh và nhiều nên hạt càng bé. Hình ảnh tại một lỗ hổng 
gần rìa mẫu M7L2 cho thấy các hạt còn khá lớn sắp xếp cạnh nhau với biên hạt mờ, 
không phát hiện thấy các vân trên bề mặt hạt hở như ở các mẫu MX không pha La. 
(a) (b) (c) 
(d) (e) (f) 
Hình 3.19. Ảnh SEM tại vết gãy của các mẫu M7LY, thang đo 5µm. 
(a) M7L1; (b) M7L2; (c) M7L3; (d) M7L4; (e) M7L5; (f) M7L6. 
Kết quả đo tính chất sắt điện và áp điện các mẫu M7LY ở chương 4 cho thấy 
vật liệu PZT-PMnN pha tạp La có đầy đủ tính chất của gốm sắt điện, việc chọn hàm 
lượng La trong khoảng 1 ÷ 6 %mol là hợp lý. 
5 µm 5 µm 5 µm 
5 µm 5 µm 5 µm 
 - 80 - 
KẾT LUẬN CHƯƠNG 3 
Chương này trình bày kết quả nghiên cứu việc chế tạo vật liệu bằng phương 
pháp co-lum-bit và các kết quả phân tích khối lượng riêng, cấu trúc và vi cấu trúc 
của các mẫu đã chế tạo. 
- Vật liệu PZT - PMnN được chế tạo bằng phương pháp co-lum-bit, với quy 
trình công nghệ như hình 3.4, có thành phần đơn pha pe-rov-skit. Khối lượng riêng 
đều đạt trên 95% khối lượng riêng lý thuyết, kích thước hạt > 1,5µm, sự biến đổi 
của khối lượng riêng và cấu trúc hạt bên trong mẫu gốm đều hợp quy luật và tương 
tự như các kết quả đã được công bố. 
- Kết quả phân tích cấu trúc cho thấy khi tăng hàm lượng PMnN, biên pha hình 
thái của hệ PZT-PMnN dịch chuyển về phía nghèo Zr hơn, tức là thành phần vật 
liệu dịch chuyển xa dần biên pha. Lượng PMnN càng tăng thì pha cấu trúc mặt thoi 
càng chiếm ưu thế. Giản đồ pha vùng gần biên pha hình thái của hệ gốm PZT- 
PMnN đã được thiết lập để hỗ trợ cho việc chọn thành phần gốm theo yêu cầu. 
- Vật liệu PZT-0,07.PMnN pha tạp La, từ 1%mol. đến 6%mol. (mẫu M7LY), 
cũng đã được chế tạo với kết quả trình bày tại phần 3.3. Chúng cũng có thành phần 
đơn pha pe-rov-skit. So với vật liệu mẫu M7 thì M7LY có kích thước hạt nhỏ hơn 
(~ 1 µm) và độ nhòe của biên hạt cũng rõ hơn. 
- Mặc dù nghiên cứu giản đồ nhiễu xạ tia X không phát hiện thấy vạch nhiễu xạ 
nào của thành phần PMnN trong mẫu được chế tạo bằng phương pháp co-lum-bit, 
chúng ta cũng không thể phủ nhận sự tồn tại của nó. Có thể tỷ lệ MnNb2O6 còn lại 
trong mẫu là rất nhỏ nên cường độ vạch nhiễu xạ PMnN không đủ lớn để xuất hiện 
trên giản đồ nhiễu xạ. 
 - 81 -
CHƯƠNG 4 
NGHIÊN CỨU TÍNH CHẤT CỦA VẬT LIỆU 
4.1. CÁC TÍNH CHẤT SẮT ĐIỆN CỦA VẬT LIỆU 
4.1.1. Đường trễ sắt điện 
4.1.1.1. Đường trễ sắt điện của PZT - PMnN 
Đặc tính trễ có thể được coi là “giấy thông hành”, để phát biểu rằng vật liệu có 
tính sắt điện hay không. Đường trễ có thể được xác định nhờ mạch Sawyer - Tower 
(S-T) hoặc máy đo RT66A bằng phương pháp đất ảo (VG). 
-4 -2 0 2 4
-0.5
0.0
0.5
P 
(C
/m
2 )
E (MV/m)
M 0
 1.196
0,4246
-4 -2 0 2 4
-0.2
0.0
0.2P 
(C
/m
2)
E (MV/m)
M8
M12
M6
M10
M4
Hình 4.1. Đường trễ sắt điện của một số mẫu PZT-PMnN đo bằng phương pháp S-T. 
Đường trễ của các mẫu MX đo bằng phương pháp S-T được thể hiện trên hình 
4.1. Mẫu M0 có EC = 1,196 MV/m; Pr = 0,4246 C/m2. Mẫu M4 có EC = 1,1 MV/m, 
giảm đi so với M0 - có vẻ như bị “mềm” hóa, nhưng Pr giảm chỉ còn khoảng 
0,22C/m2 lại thể hiện sự “cứng” hóa. Độ lớn của phân cực dư Pr của các mẫu M4 – 
M12 thấp hơn nhiều so với M0, Pr giảm đơn điệu khi X tăng. EC của các mẫu tăng 
dần khi X tăng. Từ X = 5 thì EC tăng khá chậm. Như vậy, từ X ≥ 4, khi hàm lượng 
PMnN tăng, độ mềm của gốm giảm dần khi hàm lượng PMnN trong mẫu tăng lên. 
Sự biến đổi của trường điện kháng EC và phân cực dư Pr theo X (hình 4.2) là do 
tác động khác nhau của từng loại i-on Mn và Nb đối với tính chất của gốm PZT ở 
các tỷ lệ thành phần khác nhau. Khi X tăng, hàm lượng Zr và Ti trong vật liệu giảm 
xuống, xảy ra sự cạnh tranh giữa các tác động cứng hóa của Mn và mềm hóa của 
Nb. Lượng PMnN càng tăng thì tác động cứng hóa của Mn càng tăng thể hiện ở 
 - 82 -
trường điện kháng EC tăng dần và phân cực dư Pr giảm dần, trong khi đó tác động 
mềm hóa của Nb thì ngược lại. Nghiên cứu trước đây của chúng tôi trên vật li