Zirconia estabilizada con itria (YSZ)

Los sistemas de recubrimiento de zirconia estabilizada con itria (YSZ) se usan ampliamente para la protección térmica, contra la oxidación y la corrosión en caliente de componentes de alta temperatura en motores de turbina de gas y diésel (^{Meier & Gupta, 1994}), y, de otro lado, el electrolito YSZ es un conductor iónico estándar (^{Skinner & Kilner, 2003}) utilizado en celdas de combustible, siendo un material frágil debido a su alta dureza (^{Fujikane, et al., 2007}). Para la protección térmica, contra la oxidación y la corrosión en caliente de los componentes de alta temperatura, los requisitos multifuncionales de estos recubrimientos dictan el uso de un sistema de recubrimiento que consiste en tres capas separadas: un recubrimiento de barrera térmica (TBC) poroso, 7-8% en peso de zirconia estabilizada con itria (7-8YSZ) que proporciona aislamiento térmico, un capa de óxido de térmicamente crecido (α-alumina) que inhibe el transporte de oxígeno al componente, y una capa de enlace de aluminuro de platino con bajo contenido de azufre o una superaleación de MCrAlY (donde M es Ni o Co) (^{Wortman, et al., 1989}, ^{Gell, et al., 1999}). Por lo general para aplicaciones aeronáuticas, una capa gruesa de un TBC (el espesor suele ser de cientos de micrones) se deposita mediante rociado por plasma atmosférico (APS -air plasma spray) (^{Koosloos, et al., 1998}) o deposición física en fase de vapor por haz de electrones (EB-PVD - Electron Beam Physical Vapour Deposition) (^{Unal, et al.,1994}). Sin embargo, para otras aplicaciones, las películas delgadas de YSZ TBC se pueden depositar mediante pulverización catódica y deposición por láser pulsado (PLD-Pulsed Laser Deposition). En ambos casos, la estructura columnar típica de las películas depositadas con láser pulsado o por pulverización catódica se ve muy influenciada, entre otros parámetros, por la presión, la temperatura, el grosor y la relación ion-átomo que inciden sobre el sustrato o el voltaje de polarización del sustrato (^{Messier, et al., 1984}, ^{Hultman, et al., 1991}, ^{Heiroth, et al., 2010}).

El YSZ es el recubrimiento usualmente utilizado para aplicación en motores de turbina de gas y diésel debido a su baja conductividad térmica,K, su relativo alto coeficiente de expansión térmica (comparado con otros cerámicos) y su buena resistencia a la erosión (^{Jones, 1996}). La baja conductividad térmica de YSZ en bulk es el resultado de la baja conductividad térmica intrínseca de zirconia y la adición de itria (^{Morrell & Taylor, 1985}). En general, se utiliza una concentración de itria en el rango de 6 a 8% en peso, ya que esta composición maximiza la vida útil del TBC por efecto de la espaliación del recubrimiento, debido a la formación de la fase t' metaestable (^{Jones, 1996}). Esta fase produce una microestructura compleja que resiste la propagación de grietas y la transformación en la fase monoclínica (que produce un 4% de cambio de volumen) al enfriarse y da lugar a la espaliación del recubrimiento.

La conductividad térmica del YSZ depende de si está en bulk y de la técnica usada para depositar el recubrimiento. En la tabla 1 se presentan los valores de conductividad térmica del 8YSZ, que dependen del tipo de crecimiento (laminado-APS o columnar -EBPVD) y de la nanoestructura del recubrimiento (porosidad, tamaño de grano, espesor) para el caso de las técnicas que tienen un mayor control de la nanoestructura y que producen capas más delgadas (de unas cuantas micras).

En la literatura se reportan dos formas de reducir la conductividad térmica del TBC YSZ obtenido por deposición física en fase de vapor (PVD). El primer camino es la adición de dopantes de óxidos de tierras raras (REO). ^{Klemens and Gell (1998)}, concluyen que el co-dopaje con REO puede resolver los problemas relacionados con la estabilidad de la fase de alta temperatura (tetragonal) del ZrO₂ y se pueden lograr importantes reducciones en la conductividad térmica que se aproximan a los valores obtenidos por APS (k = ~0.8 W/mK). La segunda forma es manipular la microestructura del recubrimiento, que básicamente implica incluir campos de tensiones o interfaces en el interior del material, de tal manera que actúen como centros de dispersión de los fonónes, ya que a escala nanométrica la principal vía de transferencia de calor es a través de las oscilaciones de la red cristalina del material. En el estudio realizado por ^{Soyez, et al. (2000)} con YSZ nanocristalino, se observó la dependencia de la conductividad térmica con el tamaño de grano, para películas con espesores de 0,5 y 1,2 µm y composiciones de itria entre 8 y 15% en moles.

Otra aproximación al efecto de la variación de la estructura a micro y nanoescala es el uso de multicapas, ya que el valor de la resistencia térmica del recubrimiento en forma de multicapas es la suma en serie de las resistencias térmicas de las interfaces y es allí donde se produce la interacción entre el fonón y los centros de dispersión que se encuentran en ellos. Se han realizado estudios en sistemas multicapa de Al₂O₃/YSZ obtenidos a través de EB-PVD y YSZ/SiO₂ multicapa (^{Lee, et al., 1998}) obtenidos mediante haz de iones-PVD, pero las mediciones de conductividad térmica obtenidas no muestran disminuciones significativas, independientemente de los materiales. La técnica, y el número de capas utilizadas (^{An, et al., 1999}), además del tamaño de grano y la generación de interfaces que utilizan sistemas multicapa, se debe tener en cuenta también el efecto del espesor del recubrimiento en su conductividad térmica. Resumiendo, creando imperfecciones dentro de la red, el camino libre medio de los fonónes debe cambiar produciéndose una mayor dispersión y por lo tanto un decrecimiento de la conductividad térmica.

De la misma manera, otro parámetro experimental importante usado para modificar la micro y nanoestructura es cambiar la dirección del flujo incidente de las especies depositantes con respecto a la superficie del sustrato. La mayoría de las películas producidas por técnicas de PVD utilizan una incidencia normal y conducen a un crecimiento columnar normal al sustrato. Los depósitos bajo ángulo oblicuo (OAD - oblique angle deposition) también conocidos como "glancing angle deposition" (GLAD), se logran cuando el sustrato se inclina y forma un ángulo elevado entre el flujo de material y la superficie del sustrato. De esta manera, en la microestructura, la dirección de crecimiento de la columna sigue la orientación del flujo de material que se realiza típicamente mediante técnicas de deposición direccional, como el PVD. Se han realizado varios estudios para dilucidar la influencia de la microestructura de película delgada desarrollada por PVD bajo la técnica GLAD en la morfología y estructura (^{Takadoum, et al., 2005}, ^{Lintymer, et al., 2003}) de diferentes materiales de película delgada, así como en sus propiedades mecánicas (^{Fujikane, et al., 2007}) [8], eléctrica (^{Lintymer, et al., 2003}) y ópticas (^{Motohiro & Taga, 1989}, ^{Robbie, et al., 1996}).

En estos resultados que se presentan se quiere mostrar la influencia del depósito bajo ángulo oblicuo, de recubrimientos protectores de 8YSZ por la técnica de pulverización catódica r.f. (13.56 MHz) asistida con campo magnético, sobre la nanoestructura y morfología del recubrimiento y el efecto que esto tiene sobre el comportamiento de la conductividad térmica del mismo.

Efecto sobre la nanoestructura del crecimiento columnar

Basados en la metodología descrita en la información suplementaria S1,https://www.raccefyn.co/index.php/raccefyn/article/view/916/2718, el número de repeticiones en forma de "zigzag" se varió sistemáticamente para n=1, 2, 10, 30, 50 y 70, manteniendo constante el espesor total (3.5 µm) de la multicapa. Por esta razón, el período espacial (A) disminuye cuando n aumenta. En detalle las condiciones de depósito se encuentran descritas en (^{Amaya, et al., 2017}).

La figura 2a para un periodo de n = 2, muestra que los espesores del crecimiento de la columna son mayores en la posición a₁ (capa gruesa) que en la posición a₂ (capa delgada); esto debido a que la cantidad de átomos provenientes del blanco que contribuyen al crecimiento del recubrimiento, depende en gran medida de la posición de la muestra en el porta-substrato, es decir si está más cerca del flujo de átomos proveniente del blanco la capa, para un tiempo dado, es más gruesa, y viceversa. Sin embargo, cuando el número de repeticiones aumenta a n = 10 (Figura 2b) y n = 30 (Figura 2c), la microestructura en "zigzag" se traslada al interior de las columnas, pero las columnas mismas no están prácticamente inclinadas (Figura 2d).

Figura 2 Imágenes SEM (^{Amaya, et aL, 2017}) en sección transversal de recubrimientos de YSZ depositados sobre substratos de silicio con microestructura "zigzag" a) n = 2, b) n=10, c) n = 30 y d) detalle del interior de las nano-columnas obtenidas. 

Lo anterior es debido a que se estableció un mismo tiempo total de depósito para todos los recubrimientos, o sea el espesor se mantuvo aproximadamente constante (~ 3,5 µm) para todos los valores de (n), acortando el tiempo entre repeticiones, es decir los cambios de la posición del substrato de α₁ hacia α₂. Por tanto, las columnas no alcanzan a inclinarse como un todo, manteniendo una dirección de crecimiento perpendicular al plano del substrato. Resumiendo, se puede concluir que el incremento del periodo (n) afecta la nanoestructura del recubrimiento, pasando de columnas inclinadas en su totalidad (para n=1, 2) y orientadas hacia el flujo de material evaporado, evolucionando a columnas con orientación de crecimiento perpendicular a la superficie del substrato que, sin embargo, conservan el patrón de crecimiento en "zigzag" en su interior (para n=10, 30, 50 y 70), que se repite en función del número de cambios de la inclinación del sustrato durante el tiempo total de crecimiento.

Efecto sobre la microestructura del recubrimiento

La Figura 3a presenta el patrón de difracción de rayos-x (DRX) registrado en configuración Bragg-Bretano para el recubrimiento de 8YSZ obtenido bajo incidencia normal (α = 0⁰) y a diferente número de repeticiones de la estructura en "zigzag" (de n=1 a n=70), donde a α = 0⁰ se identifica una mezcla de dos fases: la tetragonal del óxido de YSZ (Zr_{0 94}Y_{0 06}O₁₈₈) y la monoclínica Baddeleyita del óxido de zirconio (ZrO₂) (cartas JCPDF #01-089-9068 y #01-070-8739, respectivamente). Se observa para n=1 una orientación preferencial en el plano (002) de la fase tetragonal, cuya intensidad relativa de difracción se intensifica gradualmente con el aumento de n. Además, para n=1, 2 y 10 se observa también una significativa orientación preferencial en el plano (211) de la fase tetragonal.

Las muestras con un valor alto número de n (n= 30, 50 y 70) evolucionan hacia una orientación preferencial mono-axial en el plano (002); es decir existe una pérdida de orientación de las facetas piramidales de tipo {112}. Por esta razón, el aumento de la intensidad en el plano (002) da como resultado una desaparición aparente de los picos de Baddeleyite cuando n>10. Este último es probablemente una consecuencia del aumento de defectos estructurales tales como vacancias desordenadas en los sitios de la Zr que afectan directamente la intensidad de la reflexión (211), así como la profusión de dislocaciones tanto nanoporosas como microestructurales. Por lo tanto, en el arreglo columnar vertical del apilamiento hace que aparezca un aumento correspondiente de la intensidad en el pico de difracción (002), como se mencionó anteriormente, que es la causa principal de no poder identificar los planos de difracción correspondientes a la fase de Baddeleyite. Ahora bien, teniendo en cuenta el predominio de la estructura tetragonal y el modelo multiaxial de orientaciones preferenciales, así como las características nanoestructurales en forma de "zigzag" observadas en las microfotografías SEM para muestras obtenidas por OAD, se propone una simulación cristalográfica (Figura 3b) de la disposición de los planos de la estructura en forma de "zigzag" obtenida a partir de los datos experimentales de DRX y haciendo uso del programa VESTA™. El modelo microestructural propuesto se basa en el papel clave que juega la inclinación específica del sustrato (por ejemplo, α = ± 45⁰) en la promoción del crecimiento de las facetas bipiramidales tetragonales {211} a un lado del plano {001}, por ejemplo, el plano (002). El plano (002) es un contacto de macla donde los cristales individuales están asociados a una inversión de dirección. Es decir, la dirección de crecimiento es [001] y la superficie de los cristales de macla está formada por las facetas {211}. De acuerdo con este esquema, cuando el ángulo de inclinación del sustrato se cambia en 90⁰ (desde +45⁰ hasta -45⁰), los planos {001} actúan como límite de macla, con el subsiguiente crecimiento de las caras piramidales en dirección paralela pero opuesta. Se nota una diferencia en longitud entre ambos brazos de los cristales de la macla debido al crecimiento asimétrico para las configuraciones +45⁰ y -45⁰ (verFigura 2a). La disposición de las estructuras "zigzag" al mismo nivel, o en otras palabras, a lo largo de la dirección [010], consiste en un apilamiento de facetas {211} contiguas. Es decir, los "codos" están entrelazados a lo largo de la dirección de la bisectriz del ángulo entre dos facetas de la forma {211} - por ejemplo, el ángulo (-2-11) ^ˆ (211) en la figura 3b, donde se representan morfologías bipiramidales completas. El ángulo del "codo" resulta ser de 145.44⁰ y el ángulo entre los planos (002) y (211) de 72.72⁰.

Figura 3 (a) Patrones de DRX para recubrimientos 8YSZ depositados en un ángulo de incidencia normal (a= 0) y a diferente número de repetición de la estructura del "zigzag". (b) Esquema de la disposición cristalográfica de los planos de la estructura en forma de "zigzag" simulada a partir de los datos experimentales (^{Amaya, et al., 2017}). 

Efecto sobre la conductividad térmica del 8YSZ

Con base en la técnica de placas calientes y el método de doble capa (^{González de la Cruz, et al., 2000}, ^{Mansanares, et al., 1990}) (verinformación suplementaria S2,https://www.racceiyn.co/index.php/raccefyn/article/view/916/2720), se determinó la conductividad térmica de los recubrimientos de 8YSZ depositados sobre substratos de vidrio. En la figura 4a se presenta una gráfica que resumen el comportamiento de la conductividad térmica en todas las muestras de 8YSZ, para diferentes valores de α y n. Para α = 0, la conductividad térmica (k) presenta un valor de 0.74 ± 0.05 W/mK, similar al reportado por Amaya et al. de 0.57 ± 0.06 W/mK. Ambos valores son para recubrimientos 8YSZ crecidos por la técnica de la pulverización catódica r.f. en iguales condiciones de depósito, pero en el segundo caso (^{Amaya, et al., 2012}), determinando la densidad, difusividad térmica y calor específico por separado. Como se muestra en la figura 4 (a), para los recubrimientos 8YSZ depositados con la estructura "zigzag", la conductividad térmica (k) disminuye drásticamente en un orden de magnitud cuando aumenta el número de bicapas n. Sin embargo, para n = 70, la conductividad térmica comienza de nuevo a aumentar.

Para explicar el este comportamiento de la conductividad térmica se debe tener en cuenta que el transporte térmico de calor a escala nanométrica es debido a los fonónes (^{Cahill, et al., 2014}). Los fonónes tienen un amplio rango de variación de la frecuencia y un rango aún mayor de sus trayectorias libres medias (mfps por sus siglas en ingles). Sin embargo, la mayor parte del calor a menudo es transportada por fonónes de un vector de onda grande, y que tienen mfps de 1 a 100 nm a temperatura ambiente. Por lo tanto, en muchos sistemas similares al estudiado aquí, la escala de los centros de dispersión de fonónes es la misma que la de los mfps de los fonónes y a veces son comparables con la longitud de onda de los fonónes. Debido a esto, las interfaces o los límites de grano del material pueden desempeñar un papel fundamental en el transporte térmico a nanoescala (^{Cahill, et al., 2014}). En este sentido, se puede proponer una interpretación fenomenológica para explicar la reducción de la conductividad térmica cuando aumenta el número de repeticiones (n) de las columnas inclinadas en "zigzag", con respecto a la conductividad térmica del recubrimiento depositado con un crecimiento de columnas normales a la superficie del substrato.

En la figura 4b se presenta un flujo térmico incidente paralelo a las columnas crecidas para un recubrimiento de 8YSZ depositado con una dirección normal al flujo de material evaporado con respecto a la superficie del substrato. En contraste, la figura 4c-I es una representación esquemática para recubrimientos a n <10, lo que indica que cuando los recubrimientos son depositados bajo un ángulo oblicuo, se forma una microestructura "zigzag" que crea interfaces cristalográficas inclinadas como se pudo observar en las micrografías SEM en sección transversal. Esto genera que el camino libre medio el fonón disminuya debido a la interacción de la trayectoria del flujo térmico con estas interfaces, trayendo como consecuencia la disminución de la conductividad térmica del recubrimiento. Ahora bien, a n≥10 (Figura 4c-II), la estructura "zigzag" se traslada al interior de las columnas, las cuales crecen prácticamente sin presentar inclinación, pero dando lugar a un refinamiento del diámetro columnar, así como a la formación de nano-poros intercolumnares que contribuyen a una mayor dispersión del fonón. Finalmente, para n = 70 se presenta de nuevo un incremento en la conductividad térmica el cual se puede asociar a que el espesor total del recubrimiento es aproximadamente constante (cercano a 3.5 µm) para todos los valores de n y por lo tanto el tiempo entre repeticiones de los "zigzag" es bastante corto. Lo anterior genera que las columnas no se alcancen a inclinar como un todo, impidiendo la formación de interfaces, además de disminuir la cantidad de poros intercolumnares por unidad de área superficial; por lo tanto, el camino libre medio de fonónes en ausencia de estos centros de dispersión, comienza a aumentar nuevamente, aumentando de nuevo la conductividad térmica del material.

Figura 4a Comportamiento de la conductividad térmica de todos los recubrimientos de YSZ depositados, variando el ángulo a y el período n (^{Amaya, et aL, 2017}). b. Ilustración esquemática de microestructura y porosidad de recubrimientos PVD con crecimiento normal al substrato. c. influencia de la microestructura "zigzag" sobre la conductividad térmica del recubrimiento de YSZ. 

Ferrofluidos de nanopartículas magnéticas de Co-Zn

Los ferrofluidos (FFs) son sistemas coloidales compuestos de nanopartículas magnéticas monodominio con un diámetro medio de alrededor de 30 nm, que están dispersas en un líquido portador. Recientemente, los ferrofluidos (FF) o fluidos magnéticos han sido objeto de interés debido a sus inusuales propiedades ópticas, electrónicas y magnéticas (^{Bahadur, et al., 2005}, ^{Perez-Castillejos, et al., 2000}, ^{Piso, 1999}), que pueden modificarse aplicando un campo magnético externo. Pero el uso de partículas magnéticas de tamaño nanométrico ha expandido sus aplicaciones en campos como la biomedicina, ya que se han propuesto, por ejemplo, como una terapia alternativa y localizada para el tratamiento de tumores malignos, donde las nanopartículas son direccionadas hacia ellos. Al estar el fluido en contacto que el tumor, se coloca en un campo magnético alterno, haciendo que las nanopartículas generen calor y destruyan el tumor. Se debe tener en cuenta que, para aplicaciones médicas, estos materiales deben ser biocompatibles, o sea deben ser funcionalizados. Hoy en día los FF son materiales prometedores para el diagnóstico y la terapia del cáncer. De otro lado, las nanopartículas de ferrita de cobalto-zinc han atraído en los últimos años una considerable atención debido a sus amplias aplicaciones en varios campos tecnológicos, incluidos dispositivos electrónicos y ferrofluidos, material prospectivo para aplicaciones biomédicas en diagnóstico y terapia del cáncer, administración magnética de medicamentos, dispositivos de microondas, fotónica de cristales y. sistemas de almacenamiento de información de alta densidad (Sherer & Figuereido Neto, 2005, ^{Gupta & Gupta, 2005}, ^{Salata, 2004}, ^{Jordan, et al., 2001}, ^{Jordan, et al., 1999}). La característica especial de los FF es la combinación del comportamiento normal del coloide con sus propiedades superparamagnéticas, asociado al pequeño tamaño de partícula (<30 nm). En el presente trabajo, las nanopartículas magnéticas de ferrita de Co_{(1 x)}Zn_xFe₂O₄ (x= 0.21, 0.44, 0.75) se prepararon por el método de coprecipitación química a partir de soluciones salinas acuosas en un medio alcalino.

Efecto de la composición del FF de Co _{(I x)} ZnFe ₂ O ₄ sobre el tamaño de las nanopartículas magnéticas

Después de la síntesis de los ferrofluidos a 80 ^oC en una mezcla en solución a partir de los precursores de CoCl₂, ZnSO₄, and FeCl₃ con su respectiva estequiometria y usando ácido oleico (C₁₈H₃₄O₂) como surfactante para evitar que las nanopartículas se aglomeren (una descripción detallada del proceso de síntesis de las nanopartículas se puede encontrar en (^{López, et al., 2012}), se debe determinar la composición química de los ferrofluidos obtenidos para diferentes concentraciones de Zn. con ayuda de la técnica EDX (Energy- Dispersive X-Ray Spectroscopy) con una microsonda Philips XL30 ESEM para análisis químico (12 KV), equipada con una ventana para la detección de elementos ligeros. La tabla 2 muestra la composición química de los ferrofluidos sintetizados, donde la concentración de x=Zn/Zn+Co varía entre 0.21 y 0.75 y la relación Fe/Zn+Co es prácticamente de 1:2, cuando varia la concentración de Zn.

La técnica de microscopia electrónica de transmisión (transmission electron microscopy-TEM) permite por su resolución determinar el tamaño de las nanopartículas. En las figuras 5ay5b se muestran (^{López, et al., 2012}) las imágenes de alta resolución de TEM (HRTEM) a dos escalas diferentes, donde se puede observar que las nanopartículas preparadas por este método son monocristales. Por otro lado, el recuadro en la figura 5b muestra el patrón de difracción de área seleccionada (SAED por sus siglas en inglés) obtenido para una nanopartícula. Los anillos de difracción de la imagen corresponden a un grupo de planos atómicos dentro de las partículas, lo que demuestra que las nanopartículas son estructuralmente uniformes. En otras palabras, estos patrones de franjas indican una estructura altamente cristalina en la muestra, representada por anillos de difracción bien pronunciados. De otro lado, en las figuras 5(c) y (d) (^{López, et al., 2012}) se presentan los histogramas con la distribución de tamaños para las nanopartículas de Co₀.₇₉Zn_0.21Fe₂O₄ y Co₀.₂₅Zn₀.₇₅Fe₂O₄ tomados a partir de las imágenes de TEM para un número de 60 partículas. Al realizar la estadística a través de una distribución del tipo lognormal, se obtuvo un valor para el diámetro de las nanopartículas de (24,9±0,1) nm y de (13,2±0,1) nm, respectivamente.

El anterior resultado indica que al aumentar el porcentaje atómico de Zn, sustituyendo al átomo magnético de Co, el tamaño de las nanopartículas de Co_(1x)Zn_xFe₂O₄ disminuye. Lo anterior está de acuerdo con el tamaño de cristalito calculado a partir de los patrones de difracción de rayos X utilizando la fórmula de Scherer, presentados por J. López et al. y por otros autores (Xinyong and Kutal, 2002, ^{Bahadur, et al., 2005}). Esto implica que se puede controlar la microestructura y el tamaño de las nanopartículas de Co_(1x)Zn_xFe₂O₄ variando su composición.

Efecto del tamaño de las nanopartículas sobre el comportamiento magnético de las FF Co _1x Zn Fe ₂ O ₄

El comportamiento de un material magnético y su clasificación depende entre otras características, de la composición y tamaño de las partículas magnéticas que lo constituyen. Bajo cierto tamaño crítico del diámetro de la partícula, las propiedades magnéticas de las partículas pequeñas se rigen por la presencia de dominios magnéticos y paredes de dominio. La formación de las paredes de dominio depende del equilibrio entre las energías de intercambio y de anisotropía magnetocristalina. La figura 6a muestra una representación esquemática del comportamiento del campo coercitivo como función del tamaño de las partículas magnéticas, donde podemos ver que a medida que disminuye su tamaño se pasa de partículas magnéticas multidominio a mondominio para un tamaño critico de aproximadamente 30 nm. De otro lado, para tamaños de las nanopartículas magnéticas <10 nm, se presenta una disminución drástica del campo coercitivo y una tendencia a un comportamiento superparamagnético con campos coercitivos muy pequeños, donde el momento magnético de la partícula en su conjunto fluctúa libremente en respuesta a la energía térmica, mientras que los momentos atómicos individuales mantienen su estado ordenado uno respecto de los otros (^{Knobel, et al., 2008}, ^{Pei, et al., 2007}). En otras palabras, cada nanopartícula puede tratarse como un monodominio con un gran momento magnético en presencia de un campo magnético externo H aplicado, ya que cuando se aplica el campo externo, el momento magnético (µ) de las partículas trata de alinearse en la dirección del campo magnético que conduce a una magnetización macroscópica del sistema (comportamiento colectivo de las nanopartículas magnéticas).

Figura 5 Imágenes HRTEM de nanopartículas de Co_{0 79}Zn₀₂₁Fe₂O₄ en dos escalas diferentes:(a) 50 nm y (b) 10 nm. El recuadro muestra el patrón de difracción (SAED) de la muestra de Co_{0 79}Zn_{0 21}Fe₂O₄. Histogramas de tamaño de partículas para las ferritas de Co-Zn a) Co_{0 79}Zn_{0 21}Fe₂O₄ b) Co_0.25Zn_0.75Fe₂O^. 

La caracterización magnética de las nanopartículas de Co_(1x)Zn_xFe₂O₄ se llevó a cabo a través de curvas de histéresis magnética utilizando un magnetómetro de muestra vibrante (VSM-por sus siglas en inglés) del sistema de medición de propiedades físicas (PPMS) de Quantum Design™. Las medidas de magnetización como función del campo aplicado se realizaron a temperatura ambiente aplicando un campo entre -20.000 y 20.000 Oe. La figura 6b (^{López, et al., 2014}) muestra las curvas típicas de histéresis M vs. H para la ferrita Co₀.₂₅Zn₀.₇₅Fe₂O₄ suspendida en el solvente orgánico portador, tomadas a temperatura ambiente y a diferentes concentraciones del ferrofluido. A partir de las curvas de histéresis es posible observar que las nanopartículas de Co_0.25Zn_0.75Fe₂O₄ muestran una tendencia al comportamiento superparamagnético, característica de un material ferromagnético suave, ya que exhiben una magnetización de saturación entre ~0.09 y 0.7 emu/g y un bajo campo coercitivo con un valor de ~6.0±0.2 Oe (ver el recuadro de la figura 6b). ^{López, et al., 2012}, describen que a medida que aumenta la concentración de zinc en % at, el tamaño del cristalito y el campo coercitivo de las nanopartículas magnéticas de Co_1xZn_xFe₂O₄ disminuye, lo que demuestra que las propiedades estructurales y magnéticas pueden ser manipuladas variando el tamaño de las nanopartículas.

Figura 6.a Representación esquemática del comportamiento del campo coercitivo como función del tamaño de las partículas magnéticas. b. Curvas de histéresis magnética para nanopartículas de Co_0.25Zn_0.75Fe₂O₄ tomados a temperatura ambiente y a diferentes concentraciones de ferrofluido. 

El comportamiento magnético de las nanopartículas es relevante para aplicaciones concretas en los diferentes campos. Por ejemplo, en las aplicaciones biomédicas, es importante tener magnetizaciones de saturación y susceptibilidades altas y además, como en el caso de las nanoparticulas magnéticas de Co_1xZn_xFe₂O₄, debido a su bajo campo coercitivo requieren de un pequeño campo magnético externo para eliminar cualquier magnetismo residual en la muestra, o sea que se puede desmagnetizar fácilmente (^{Girgis, et al., 2011}), lo que implica que se puede eliminar su efecto en el organismo después del respectivo procedimiento biomédico llevado a cabo con ellas.

Recientemente, (^{Torres-Rodríguez, et al., 2019}) reportan que las nanopartículas de ferritas de Co_0.25Zn_0.75Fe₂O₄ han sido exitosamente utilizadas en un protocolo de purificación magnética del ácido desoxirribonucleico (ADN), ya que, por el resultado del protocolo del ensayo, se considera que es un material que tiene un mejor comportamiento de su núcleo magnético (core-shell) en comparación con las nanopartículas de magnetita (Fe₃O₄) tradicionalmente usadas. De igual manera, en otro trabajo reciente (^{Proença, et al., 2019}) también con nanopartículas de Co_0.25Zn_0.75Fe₂O₄, se reporta el uso de estas por primera vez para la detección como biomarcadores en las muestras de suero de pacientes con cáncer de próstata y sanos. Los autores demuestran que debido a la alta capacidad magnética de las ferritas de Co_0.25Zn_0.75Fe₂O₄ en comparación con las ferritas tradicionales (Fe₃O₄), aquellas presentan una gran ventaja para ser usadas como herramienta para la separación eficaz y más rápida de biomoléculas para la detección temprana de cáncer de próstata.

Finalmente, las nanoparticulas de Co_1xZn_xFe₂O₄ también se han estudiado para su uso en otros campos diferentes al de las aplicaciones biomédicas. ^{López Medina, et al., 2016}, muestran que cuando el FF de Co_1xZn_xFe₂O₄ se encapsula y se lo somete a un campo magnético externo sintonizable aplicado perpendicular a la película del encapsulado, se observan agregados de nanopartículas magnéticas autoensambladas que forman columnas en un cristal fotónico 2D (PC-photonic crystal) con arreglo hexagonal. Ese PC presenta una estructura de bandas fotonicas (PBS-photonic band structure), donde el FF con menor concentración de Zn (Co_0.75Zn_0.25Fe₂O₄) a un bajo campo magnético perpendicularmente aplicado, presenta una banda prohibida completa en el rango del IR (λ ≅ 10.6 μm). Este resultado permite considerar los FF como potenciales PC magneto-controlables para aplicaciones tecnológicas, por ejemplo, como filtros.