Физика металлов и металловедение, 2019, T. 120, № 3, стр. 273-279

ВВЕДЕНИЕ

Магнитные наночастицы могут быть использованы в качестве контрастного вещества, улучшающего качество изображения при МРТ исследованиях [1]. Это обусловлено значительным изменением времен релаксации Т1- и Т2 протонов, находящихся вблизи таких частиц. При накоплении частиц в анализируемой части организма, например, в опухоли, контраст этих тканей на фоне окружающих тканей, не содержащих частиц, усиливается. Изменение времени релаксации протонов жидкости вблизи частиц также может быть использовано для обнаружения и количественной детекции определенных биомолекул, вирусов, клеток и т.п. в биологических жидкостях. Для этого подбирают соответствующий вектор – другое вещество, которое позволяет связать искомые биообъекты с магнитными частицами и закрепить всю конструкцию на заранее подготовленной подложке. После этого задача сводится к определению количества этих магнитных меток. Количество магнитных частиц может быть определено с помощью релаксометра – прибора, измеряющего время релаксации протонов в жидкости, окружающей частицы. При наличии калибровочной кривой (зависимость обратного времени релаксации от концентрации) из времени релаксации можно определить концентрацию частиц в суспензии, причем чувствительность метода вполне сопоставима с чувствительностью СКВИД-магнитометра, составляя единицы нанограмм железа или оксида железа в миллилитре жидкости. Одним из важнейших параметров, определяющих чувствительность данной методики, а также эффективность действия магнитных частиц как контрастного вещества в МРТ, является релаксивность r1 или r2 – скорость изменения обратного времени релаксации 1/Т1 или 1/Т2 с изменением концентрации магнитных частиц. Для наиболее распространенных магнитных наночастиц оксида железа, используемых в качестве контрастных агентов, эта величина составляет 50–150 мМ(Fe)^–1 с^–1. Вариации этой величины у разных исследователей обусловлены, отчасти, разными условиями измерения (величиной магнитного поля релаксометра). Вместо оксида железа в качестве магнитных наночастиц могут быть использованы частицы ферромагнитных металлов, таких как Fe, Ni или Co, покрытые углеродом. Углеродная оболочка защищает металл от окисления и может быть использована также для “пришивки” к поверхности частиц специальных функциональных групп для последующего связывания с искомыми биомолекулами. Кроме того, в качестве ядра также можно использовать сплавы этих металлов при условии сохранения достаточно высокой намагниченности. В работе [1] было установлено, что релаксивность частиц CoFe@C в поле 15 кЭ составила 644 мМ Fe^–1 с^–1. Надо отметить сложность примененного авторами метода получения наночастиц [1], в котором частицы металла синтезируются и покрываются углеродной оболочкой в матрице SiO₂, а затем вытравливаются плавиковой кислотой HF. Производительность этого метода синтеза также невысока. Металл-углеродные частицы можно синтезировать в заметно большем масштабе (до 0.5 г/ч) с помощью газофазного синтеза [2]. В работе [3] была измерена релаксивность r2 магнитных частиц Ni@C, Fe@C и Co@C в разных полях. Наилучшие характеристики – большая величина r2 и стабильность водной суспензии оказались у наночастиц Fe@C. Однако эти наночастицы не обладают достаточно высокой химической стабильностью – при длительном хранении на воздухе наблюдается снижение намагниченности, что, вероятно, обусловлено окислением ядра фракции частиц с несовершенным покрытием. Предварительные эксперименты показали, что химическая стабильность металл-углеродных нанокомпозитов, ядро которых представлено сплавом Fe–Co или Fe–Ni может быть выше, чем стабильность композита Fe@C. Кроме того, намагниченность металл-углеродных нанокомпозитов CoFe@C может быть больше, чем намагниченность композитов Fe@C.

Целью настоящей работы было получение композитов CoFe@C и NiFe@C, обладающих повышенной химической стабильностью, их структурная аттестация, измерение магнитных свойств и релаксационных характеристик r1 и r2. Проведение измерений в разных магнитных полях было сделано для выбора наиболее эффективной схемы измерения времени релаксации для каждого композита в плане их дальнейшего использования в качестве магнитных меток.

МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ

Нанокомпозиты NiFe@C и CoFe@C были получены методом газофазного синтеза, описанным в работе [2]. Коротко, метод состоит в испарении левитирующей в высокочастотном электромагнитном поле металлической затравки, обдуваемой аргоном с небольшим количеством бутана. Пиролиз бутана на частицах металла приводит к образованию углеродного покрытия. Конденсация частиц и их охлаждение происходят непосредственно в газовой среде. Поток газа уносит частицы из зоны конденсации, и после охлаждения они отсекаются тканевым фильтром. В качестве исходного материала для синтеза металлического ядра в данном случае использовали порошок, состоящий из смеси 1 : 1 по массе порошков никеля и железа или кобальта и железа. Смеси порошков спекались при температуре 1050°С 3 ч в вакууме, затем измельчались до фракции 0.40–0.63 мм. Подачу порошка в зону плавки и испарения производили с помощью порошкового питателя со скоростью, обеспечивающей постоянство температуры капли.

Структура нанокомпозитов исследована с помощью рентгеновского дифрактометра высокого разрешения “Empyrean” (производство PANalytical) в медном фильтрованном излучении методом сканирования шагом 0.013°. Первичная обработка и расчет параметров проведены с помощью программного комплекса HighScore Plus 4.1. Массовую долю углерода определяли из термогравиметрических данных, полученных с помощью дериватографа Q-1500D. Удельная поверхность определена методом BET с помощью сорбтиметра СОРБИ-М. Магнитные свойства измерены с помощью вибромагнитометра в полях до 27 кЭ.

Для получения стабильных водных суспензий порошки металл-углеродных композитов помещали в водную среду, содержащую достаточное количество DSPE-PEG-2000, играющего роль ПАВ. Размер агрегатов частиц в воде измеряли методом DLS с помощью прибора Zetasaizer NanoZS, Malvern.

Измерения релаксационных характеристик суспензий проводили с помощью релаксометра, разработанного в ИФМ УрО РАН. Величина постоянного магнитного поля для измерения релаксационных кривых составляла 0.5, 1 и 2 кЭ, а измерения проводились на частоте около 2, 4 и 8 МГц соответственно. В качестве измерительной ячейки был использован стандартный стаканчик от планшета для иммунно-ферментного анализа, объем жидкости составлял 40–100 мкл. Из концентрационных зависимостей времени релаксации Т1 и Т2 были определены величины релаксивности r1 и r2.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ

Рентгеноструктурные исследования показали, что все рефлексы для порошка NiFe@C могут быть отнесены к ГЦК-фазе, для CoFe@C – к ОЦК-фазе (рис. 1), что соответствует фазовому равновесию для системы Ni–Fe в высокотемпературной области (больше 400°С) и равновесию в системе Co–Fe при температуре меньше 1000°С. Размер ОКР этих фаз составил 3 нм для одного и другого порошка. Каких-либо явных признаков углерод-содержащих фаз обнаружено не было. Линии (110) ОЦК-фазы для порошка CoFe@C и (111) для порошка NiFe@C являются достаточно широкими из-за малого размера частиц и могут содержать также линии карбидов, таких, например, как Fe₃C для порошка NiFe@C, однако надежно установить наличие или отсутствие карбидных фаз не представляется возможным. Параметр элементарной ячейки ГЦК-фазы порошка NiFe@C составил 0.3563 нм. В литературе для сплава NiFe состава 50 : 50 приводятся близкие величины постоянной решетки ГЦК-фазы в диапазоне от 0.3557 до 0.3615 нм. Параметр элементарной ячейки ОЦК-фазы порошка CoFe@C составил 0.2857 нм. Это также близко к литературным данным для сплава CoFe состава 50 : 50 (от 0.2855 до 0.2857).

Рис. 1.

Дифрактограммы порошков NiFe@C (1) и CoFe@c (2). Индексы линий относятся к ГЦК-фазе (1) и ОЦК-фазе (2).

Термогравиметрические измерения показали, что весовая доля углерода в исследуемых композитах составила 25–30%. При расчете принимали, что весь углерод в процессе нагревания в атмосфере воздуха окисляется и улетает в виде газа CO₂, а металлы, входящие в состав сплавов, окисляются до NiO, Fe₂O₃ и Co₂O₃. Разумеется, это является упрощением, так как при окислении сплавов могут образовываться смешанные оксиды, но это предположение не приводит к погрешности в расчетах доли углерода более 5–7%. Удельная поверхность порошка NiFe@C составила 156 м²/г, что дает оценку размера частиц около 7 нм, удельная поверхность порошка CoFe@C – 137 м²/г, что приводит к размеру частиц около 9 нм. Для расчета размера частиц из удельной поверхности плотность композита принята равной 5 г/см³. Эта величина плотности получена, исходя из массового соотношения 75/25 между металлом с плотностью, взятой приблизительно равной 8.4 г/см³ и углеродным покрытием с плотностью 2.2 г/см³.

Уровень химической стабильности порошков CoFe@C и NiFe@C, определяемый количественно как процент не травящихся в HCl частиц, составил 98–99%, в то время как для композитов Fe@C эта величина по нашим ранее полученным данным обычно не превышала 95%. Это свидетельствует о более стойком и непроницаемом для кислоты углеродном покрытии этих частиц по сравнению с композитами Fe@C. Причина повышения сплошности углеродной оболочки, вероятно, связана с особенностями каталитического пиролиза бутана при участии никеля и кобальта по сравнению с пиролизом на частицах железа.

Для исследования магнитных свойств нанокомпозитов порошков NiFe@C и CoFe@C измерялись петли гистерезиса, которые представлены на рис. 2.

Рис. 2.

Экспериментальные кривые перемагничивания: NiFe@C (1) и CoFe@C (2). Кривые намагничивания, рассчитанные по формуле Ланжевена, для разных модельных структур: 1-1 – для размера ядра NiFe 5.5 нм и среднего момента на атом 0.87 µ_B, 1-2 – для размера 5.5 нм и момента 1.5 µ_B, 1-3 – для размера 3 нм и момента 1.5 µ_B. Для CoFe@C кривая намагничивания 2-1 рассчитана для размера ядра 6.6 нм и среднего момента на атом 1.82 µ_B. На вставке в верхнем левом углу показаны петли гистерезиса порошков NiFe@C (1) и CoFe@C (2) в малых полях. На вставке в правом нижнем углу приведены части петель гистерезиса в диапазоне полей, использованных при измерении времени релаксации (заштрихованные прямоугольники).

Намагниченность насыщения, в качестве которой в первом приближении можно взять намагниченность в поле 27 кЭ, для наночастиц CoFe@C существенно выше (125 Гс см³/г), чем для наночастиц NiFe@C (58 Гс см³/г). С учетом немагнитной углеродной оболочки намагниченность металлического ядра составляет 179 и 83 Гс см³/г соответственно. Для бинарных сплавов по приведенным в работе [4] экспериментальным данным для Т = 300 К средний магнитный момент на атом металла для Co₅₀ Fe₅₀ составляет 2.39 µ_B, а для Ni₅₀ Fe₅₀ – 1.52 µ_B, что соответствует намагниченности 233 и 146 Гс см³/г, т.е. значительно больше, чем полученные нами значения удельной намагниченности с учетом оболочки. Надо отметить, что пониженные значения намагниченности насыщения композитов Fe@C, Co@C и Ni@C ранее наблюдали в работе [5]. Причиной снижения намагниченности может быть переход частиц в суперпарамагнитное состояние при уменьшении размера. Мы рассчитали 3 варианта кривых намагничивания для порошков NiFe@C (см. рис. 2). В первом варианте размер ядра был выбран равным 5.5 нм, толщина оболочки – 1 нм, что давало общий размер 7.5 нм (близко к оценкам из удельной поверхности) и соотношение металл/углерод равным 70/30. Средний магнитный момент на атом металла был взят равным 0.87 µ_B, т. к. только в этом случае наблюдалось удовлетворительное соответствие расчета и эксперимента (кривые 1 и 1-1 на рис. 2. Если же использовать средний магнитный момент сплава NiFe 1.5 µ_B из работы [4], оказывается, что расчетная кривая намагничивания абсолютно не соответствует эксперименту ни при размере ядра 5.5 нм, ни при размере ядра, взятом в соответствии с рентгеновскими данными равным 3 нм (кривые 1-2 и 1-3 на рис. 2). Точно так же для порошка CoFe@C для удовлетворительного описания экспериментальной кривой намагничивания с помощью функции Ланжевена (кривая 2-1 на рис. 2) необходимо использовать величину среднего момента 1.82 µ_B, а не 2.39 µ_B как в массивном состоянии [4]. Размер ядра 6.6 нм был взят исходя из данных по удельной поверхности с учетом толщины углеродной оболочки, которая требуется для выполнения соотношения массы металла и углерода 70/30. Отметим довольно значительное отклонение расчетной кривой от экспериментальной в полях до 10 кЭ. Подобное явление в работе [6] связывали с проявлением анизотропии наночастиц кобальта.

Таким образом, кривые намагничивания могут быть описаны с помощью функций Ланжевена, но только в предположении, что магнитный момент ядра понижен по сравнению с массивным состоянием. Надо отметить, что при данных условиях вид кривых намагничивания композитов практически одинаков и для суперпарамагнитного состояния и для ферромагнитного состояния, а отличия могли бы проявиться при измерении кривых намагничивания при повышенных температурах, но эти эксперименты выходят за рамки настоящей работы. Максимальная удельная намагниченность композита CoFe@C (125 Гс см³/г) существенно меньше, чем намагниченность композита CoFe@C (200 Гс см³/г ), синтезированного другим методом [1]. Мы полагаем, что это снижение обусловлено растворением углерода в металлическом ядре при газофазном методе синтеза и понижением вследствие этого магнитного момента атомов металла. Кроме того, газофазные композиты CoFe@C содержат большее количество углерода, формирующего оболочку частиц.

Важное отличие магнитных свойств нанокомпозитов порошков NiFe@C и CoFe@C состоит в том, что для порошка NiFe@C коэрцитивная сила близка к нулю (меньше 2 Э), в то время как для CoFe@C эта величина составляет около 60 Э, что приводит к ненулевой остаточной намагниченности частиц порошка CoFe@C (0.06 намагниченности насыщения) (см. вставку на рис. 2). Это также свидетельствует о том, что суперпарамагнитная модель не подходит для описания кривых намагничивания данных частиц, несмотря на их малый размер. Возможно, углеродная оболочка приводит к повышенной эффективной анизотропии металлического ядра и его магнитный момент остается заблокированным при комнатной температуре.

По данным DLS (рис. 3), средний размер агрегатов наночастиц CoFe@С, стабилизированных DSPE-PEG в водной среде составил 123 ± 2 нм, с индексом полидисперсности 0.175. Для суспензий наночастиц NiFe@C средний размер агрегатов составил 113 ± 2 нм с индексом полидисперсности 0.261. Эти размеры агрегатов типичны для таких композитов [5]. Следует отметить сравнительно узкое распределение агрегатов по размеру, что важно для трактовки релаксометрических данных.

Рис. 3.

Распределение агрегатов частиц NiFe@C (1) и CoFe@C (2) по размеру. Водная среда, стабилизация с помощью DSPE-PEG.

ИЗМЕРЕНИЕ РЕЛАКСАЦИОННЫХ ХАРАКТЕРИСТИК

Измерения релаксационных характеристик (продольного и поперечного времени релаксации) суспензий NiFe@C и CoFe@C с различной концентрацией были проведены на 3 частотах с использованием полей 0.5, 1 и 2 кЭ. Для примера на рис. 4 приведены релаксационные кривые суспензий CoFe@C с разной концентрацией на частоте 8 МГц (магнитное поле 2 кЭ).

Рис. 4.

Релаксационные кривые суспензий CoFe@C с разной концентрацией. 1 – 12.3, 2 – 1.54, 3 – 0.38 и 4 – 0.096 мг/л. Частота 8 МГц, поле 2 кЭ.

После обработки таких кривых (разложение на экспоненты) были определены характерные времена релаксации для каждой концентрации композитов С в суспензии всех трех частот – 2, 4 и 8 МГц. Результаты приведены на рис. 5. Отметим, что концентрации на рис. 5 приведены в мкг/мл, но для сравнения с литературными данными на рис. 6 использованы также более распространенные в таких представлениях единицы концентрации – миллимоли на литр (обозначается как мМ). Для сплавов CoFe и NiFe среднюю массу моля принимали равной 57 г, а соотношение металл/углерод составляло 75/25. Исходя из этих величин, концентрация 0.1 мМ соответствует 8 мг/л и того и другого порошка в суспензии.

Рис. 5.

Результат разложения релаксационных кривых суспензий CoFe@C (рис. 4) для определения времени Т2. 1 – 10, 2 – 1.25, 3 – 0.31 и 4 – 0.078 мкг/мл.

Рис. 6.

Зависимости обратного времени релаксации 1/Т2 суспензий NiFe@C (а) и CoFe@C (б) от концентрации 3d элемента, измеренные при разных частотах.

Надо отметить, что концентрационные зависимости 1/Т2(С) для композитов CoFe@C (рис. 6) имеют нелинейный характер при частоте 4 МГц и нелинейность возрастает при частоте 8 МГц. У композитов NiFe@C кривая 1/Т2(С) имеет линейный характер во всех полях. Это, скорее всего, объясняется наличием у наночастиц с ядром CoFe коэрцитивной силы и остаточной намагниченности, что приводит к росту размеров агрегатов частиц прямо в процессе измерения в результате действия магнитного поля релаксометра. Такое явление наблюдали в работе [5] для композитов Co@C. Увеличение размеров агрегатов при высоких концентрациях приводит к отклонению от линейного характера зависимости 1/Т2(С) и снижению релаксивности [7].

На основании концентрационных зависимостей (рис. 6) были определены величины релаксивности r1- и r2 наночастиц NiFe@C и CoFe@C, стабилизированных DSPE-PEG-2000, на частотах 2, 4 и 8 МГц (рис. 7).

Рис. 7.

Релаксивность r1 (а) и r2 (б) наночастиц FeNi@C и FeCo@C, стабилизированных DSPE-PEG-2000, измеренная при частотах 2, 4 и 8 МГц.

Как видно из рис. 7, релаксивность r1- и r2 композитов NiFe@C заметно ниже релаксивности композитов FeC@C, что связано со значительно меньшей величиной намагниченности в поле релаксометра (рис. 2, вставка в правом нижнем углу). Тем не менее эти композиты вполне могут быть использованы как контрастные агенты в системах для магнитной детекции биомолекул, поскольку их релаксивность r2 сопоставима и даже больше (на частотах более 4 МГц), чем релаксивность широко распространенных частиц оксидов железа (например, для контрастного агента Feridex на основе оксида железа величина r2 составляет 104 мМ^–1 с^–1 [1]).

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Метод газофазного синтеза позволяет получать металл-углеродные нанокомпозиты со структурой ядро–оболочка, где в состав ядра входят два разных металла, образующих сплав требуемого состава. Синтезированные наночастицы FeCo@C и NiFe@C характеризуются повышенной химической стабильностью, имеют высокую релаксивность и могут быть использованы в диагностических методах, основанных на ЯМР-релаксометрии. Наибольшей релаксивностью обладают нанокомпозиты FeCo@C. Однако более высокая коэрцитивная сила наночастиц этих частиц повышает их склонность к агрегированию в результате диполь-дипольного взаимодействия. Для использования в ЯМР-релаксометрии необходима функционализация поверхности этих частиц другими веществами, которые обеспечили бы более высокую стабильность таких суспензий. Другим вариантом может быть проведение измерений на частотах порядка 2–4 МГц, т.е. в относительно небольших магнитных полях порядка 0.5–1 кЭ, где не наблюдается нелинейных эффектов на концентрационных кривых. Еще одним вариантом решения проблемы ухудшения агрегативной устойчивости является использование схемы измерений, в которой частицы закрепляются на пористой мембране, что принципиально исключает процесс агрегирования в магнитном поле.

Рентгеноструктурные исследования проведены на базе ОЭМ ЦКП “Испытательный центр нанотехнологий и перспективных материалов” ИФМ УрО РАН.

Работа выполнена в рамках проекта РНФ № 17-15-01116.