Физика металлов и металловедение, 2021, T. 122, № 3, стр. 314-322

ВВЕДЕНИЕ

Нанопорошки металлов находят применение в различных областях – как катализаторы [1], в биомедицинских исследованиях при разработке новых методов терапии [2]. Делаются попытки использования наночастиц некоторых металлов как альтернативы ионным формам этих металлов при разработке оптимальных минеральных добавок в кормовой рацион животных и птиц [3]. Особый интерес как в прикладном, так и в фундаментальном аспекте могут представлять нанопорошки сплавов, находящиеся в неравновесных структурных состояниях. Одним из таких примеров являются сплавы на основе несмешиваемых компонент Fe–Cu. Выбор нами этой системы частично был связан с уже упомянутыми исследованиями в области разработки новой нанопорошковой формы кормовых микродобавок, в число которых входят и железо, и медь. С другой стороны, нанопорошки системы железо–медь представляют интерес и в научном отношении с точки зрения образования неравновесных растворов. Методы синтеза неравновесных фаз в системе Fe–Cu, описанные в литературе, можно разбить на 3 группы. К первой группе можно отнести пленки, получаемые магнетронным распылением мишеней железа и меди. Свойства таких пленок описаны в работах [4, 5]. Основные выводы заключаются в том, что в пленках можно получить твердые растворы меди в железе (ОЦК-фаза) и железа в меди (ГЦК-фаза). Магнитный момент железа практически не изменяется, пока концентрация меди в ОЦК-фазе не достигнет 50–60%. Ферромагнитное упорядочение в фазе на основе меди, по утверждению авторов [4], не наблюдали при концентрации менее 10%, однако в работе [5] ферромагнитное упорядочение наблюдали даже при концентрации железа 5%. Возможно, пленки, исследованные в этой работе, содержали участки с локально более высокой концентрацией железа, чем средняя. Существенно большее количество работ (2 группа) было сделано с использованием механосинтеза [6–11]. Возможность формирования твердых растворов на основе ГЦК и ОЦК-фаз была также показана и для этого метода.

К 3 группе относятся работы, в которых исследуют аэрозольные порошки [12, 13], полученные методом, в котором пары металла конденсируются еще в газе и затем осаждаются на стенках камеры, либо на тканевом фильтре. Описание структуры полученных порошков состава, близкого к эквиатомному, в работе [12] противоречиво. Вначале авторы описывают структуру как железное ядро, покрытое частично медью, а также оксидами меди и железа, что объясняется распадом пересыщенного раствора при конденсации и охлаждении. Но в той же работе ниже приводятся доводы в пользу наличия меди в железном ядре, причем предполагается, что атомы меди диффундируют в железное ядро в процессе охлаждения. Последнее предположение кажется маловероятным с учетом диаграммы состояний. В более поздней работе [13] эти же авторы утверждают, что синтезированные ими порошки представляют собой частицы железа (ОЦК), причем на поверхности железных частиц имеется медная оболочка, а в промежуточном слое между оболочкой и ядром расположены еще более мелкие частички железа со структурой ГЦК. Предложенная модель структуры, в которой не предполагается растворения меди в железе и железа в меди, основана на рентгеноструктурных данных и результатах анализа мессбауэровских спектров. Нужно отметить, что набор параметров решетки ОЦК и ГЦК-фаз разных образцов в работе [13] не выявляет какой-то концентрационной зависимости, хотя параметр решетки ОЦК-фазы для всех образцов больше, чем параметр решетки массивного ОЦК-железа. Качество мессбауэровских спектров (соотношение сигнал/шум) недостаточно высоко, чтобы позволить решить задачу по определению концентрации меди в железе, поэтому авторы ограничиваются модельным подходом с использованием 2 секстетов, один из которых принадлежит обычному ОЦК-железу (ядро), а второй – гамма фазе железа в магнитоупорядоченном состоянии при комнатной температуре. Таким образом, мессбауэровские данные, по мнению авторов, также не дают оснований говорить о получении раствора меди в железе в аэрозольных порошках (Fe–Cu). Более того, подвергаются сомнению трактовки результатов других работ с использованием представлений о реализации твердых растворов Fe(Cu). Растворение железа в меди также не предполагается.

Отметим другое важное утверждение – о наличии ферромагнитной гамма-фазы. Указания на появление магнитоупорядоченной гамма-фазы в метастабильных состояниях в системе Fe–Cu в данной работе [13] и в работах P. Gorria с соавторами [7, 8] являются наиболее интригующими. Стабилизация гамма-фазы железа при низких температурах обычно обеспечивается либо соответствующей подложкой в пленочных образцах, либо матрицей ГЦК–Cu в массивных образцах при выделении железа из раствора Cu(Fe) в процессе его распада. Однако, как правило, эта гамма-фаза при комнатной температуре не обладает магнитным порядком и испытывает переход в антиферромагнитное состояние при температуре около 60–70 К. В упомянутых выше работах [7, 8, 13] предполагается, что в системе Fe–Cu может существовать гамма-фаза, магнитоупорядоченная при комнатной температуре. Авторы [8] полагают, что она характеризуется увеличенным объемом, приходящимся на атом Fe. Магнитный момент на атом железа предполагается равным не менее 2.5 магнетонов Бора, что на 13% больше момента железа в ОЦК-фазе. Эта экзотическая фаза появляется, по мнению авторов [8], в результате нагрева до 300–600°С порошков Fe–Cu, находящихся в метастабильном состоянии после механообработки.

В отличие от метода синтеза неравновесных растворов Fe(Cu) и Cu(Fe) с помощью механообработки, аэрозольные порошки уже непосредственно при синтезе проходят через высокотемпературные состояния. С учетом относительно высокой скорости охлаждения можно ожидать, что, если бы такая гамма-фаза возникала в процессе конденсации и охлаждения частиц, она могла бы сохраняться, по крайней мере, частично и при комнатной температуре, как предполагается в [13].

Итак, целью нашей работы было выяснение возможности получения неравновесных фаз в аэрозольных (или газофазных) нанопорошках системы Fe–Cu при различных технологических условиях их синтеза. Учитывая взаимную растворимость этих металлов в расплавах, было необходимо выяснить, обеспечивают ли экспериментальные условия газовой конденсации хотя бы частичное сохранение растворов на основе железа или на основе меди при охлаждении частиц порошка. Можно полагать, что в условиях, близких к равновесным (высокое давление газа-носителя и низкая скорость), или напротив, при создании неравновесных условий (в случае высоких скоростей потока газа и низких давлений газа, т.е. высоких скоростей охлаждения и меньшего размера частиц), будут формироваться разные структурные состояния в системе Fe–Cu. Общий подход к построению неравновесных диаграмм состояния с учетом внешних условий был развит нами в работе [14].

Другим аспектом мотивации нашей работы было то, что конденсация паров металла в газе в используемой нами установке позволяет получить слабо связанные частицы порошка, причем в значительном количестве (граммы) в отличие от конденсации на твердой подложке (первая группа), когда получаются пленки, непригодные для таких применений как, например, медико-биологические. Механосинтезированные порошки также не подходят для этих целей, поскольку частицы в этом методе получаются довольно крупными (доли мм).

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ

Синтез нанопорошков. Газофазный метод синтеза нанопорошков заключается в следующем. В индукторе специальной конструкции с двумя секциями витков создается высокочастотное электромагнитное поле. Это поле обеспечивает одновременно удержание во взвешенном состоянии (левитацию) металлического образца, который служит затравкой, и разогрев этого образца до температур, существенно превышающих температуру плавления. Образующиеся при такой температуре пары металла уносятся в более холодную зону потоком газа-носителя (аргона). Охлаждение приводит к образованию наночастиц металла (конденсации) и их кристаллизации. Эти частички отделяются от газа-носителя на специальном тканевом фильтре. Регулируя давление газа-носителя и его скорость, можно изменять размер частиц. Расплавленная затравка непрерывно подпитывается порошком того же металла с регулируемой скоростью, что позволяет стабилизировать температуру капли и получать сравнительно однородный по размеру порошок в достаточных количествах. В качестве порошка-прекурсора использована механическая смесь субмиллиметровых порошков железа и меди в массовом соотношении 70 : 30 и 90 : 10.

Предварительно такую смесь компактировали и спекали при 700°С в вакууме, затем измельчали для получения фракции размером 0.4–0.6 мм. Особенность синтеза порошков системы Fe–Cu связана с тем, что медь испаряется существенно быстрее, чем железо. Если брать затравку того же состава, что и порошок-прекурсор, первые порции нанопорошка будут сильно обогащены медью. Чтобы исключить влияние этого фактора, использована затравка, состоящая только из железа. Как только температура капли достигала величины, при которой начинается испарение железа (2100 K), начинали подачу порошка в каплю. Температуру увеличивали до 2300 К и поддерживали на этом уровне в течение всего процесса. Таким образом, состав получаемого порошка становился очень близок к составу прекурсора. Оценки скорости охлаждения можно провести в предположении, что частицы остывают от 2300 К до температуры, не повреждающей тканевый фильтр, т.е. не выше 500 К за время полета, определяемое скоростью прокачки газа-носителя. В использованных режимах синтеза это время составляло от 0.12 до 2.3 с, и скорость охлаждения таким образом была не меньше 760–14000 К/с. Отметим, что нижняя оценка скорости охлаждения в нашей установке несколько меньше, чем скорости, приводимые авторами [12]: 10⁴–10⁵ K/c. Скорость охлаждения влияет также и на размер частиц, как будет видно ниже. Итак, условия синтеза порошков Fe–Cu были выбраны таким образом, чтобы либо усилить термодинамический фактор (более равновесные условия синтеза, большой размер наночастиц), либо, напротив, создать неравновесные условия синтеза в системе Fe–Cu, когда можно ожидать появления метастабильного твердого раствора.

Было приготовлено 2 группы порошков – с содержанием меди около 30% (S1–S4, табл. 1) и около 10–15% (S5–S8). Условия синтеза и фактический состав порошков приведены в табл. 1.

Структурные исследования. Рентгеновские исследования проводили с помощью дифрактометра PANalytical Empyrean Series 2 в медном излучении. Для обработки результатов использовали программное обеспечение HighScore. Электронно-микроскопические исследования проводили на микроскопе JEM 2100 (JEOL). Средний размер частиц определяли с помощью измерений удельной поверхности методом БЭТ (Брунауэра–Эммета–Теллера) с использованием прибора Sorbi-M.

Для исследования особенностей структуры высокодисперсных систем, содержащих железо, эффективным методом является мессбауэровская спектроскопия [15, 16]. Мёссбауэровские спектры несут информацию о локальной структуре таких сплавов на уровне 1–2 межатомных расстояний. Измерения проводили при комнатной температуре на мёссбауэровском спектрометре SM1101M с использованием источника ⁵⁷Co в матрице Rh. Образцы готовили путем введения исследуемых порошков в раствор полистирола в толуоле с последующим испарением толуола. Калибровку шкалы скоростей осуществляли по α-Fe. Обработку полученных спектров проводили в программе SpectrRelax. Магнитные измерения проводили на лабораторном вибромагнитометре в полях до 27.5 кЭ.

РЕЗУЛЬТАТЫ

Средний размер частиц уменьшается при уменьшении давления и увеличении скорости протекания газа-носителя (см. табл. 1), что характерно для метода конденсации в газе и обусловлено более быстрым выносом частиц из горячей зоны вблизи испаряемой затравки. Надо учесть, однако, что для неоднофазных систем, как в нашем случае, было бы некорректно приписывать средний размер частицам той или иной фазы. Чтобы упорядочить экспериментальные данные, мы в дальнейшем будем соотносить те или иные структурные или магнитные параметры с давлением газа, при котором они были получены, как это сделано на рис. 1.

Рис. 1.

Средний размер частиц в зависимости от давления в камере синтеза. 1 – группа образцов (S1–S4), 2 – группа (S5–S8).

На электронно-микроскопических снимках видны частицы сферической формы (рис. 2а). Иногда наблюдается предположительно аморфный оксидный слой на поверхности (рис. 2б).

Рис. 2.

Электронно-микроскопический снимок частиц порошка S2 (а) и S6 (б).

Дифрактограммы нанопорошков (S1–S4) приведены на рис. 3. Наблюдается 2 основных системы линий, соответствующих ОЦК и ГЦК-фазам. Для образцов S2, S3 и S4 видна линия, соответствующая магнетиту или смешанному ферриту. Линии ГЦК-фазы гораздо более широкие, размер ОКР для нее составил (10–20) нм для всех режимов синтеза, в то время как размер ОКР ОЦК-фазы при уменьшении давления закономерно уменьшается от 70 нм (S1) до 10 нм (S4). Дифрактограммы образцов группы (S5–S8) выглядят похожим образом с тем отличием, что интенсивность рефлексов ГЦК меньше.

Рис. 3.

Дифрактограммы нанопорошков (S1-S4) (1). Символом (*) отмечены рефлексы ГЦК-фазы, символом (x) – оксидная фаза со структурой шпинели, остальные рефлексы принадлежат ОЦК-фазе.

Для рассмотрения вопроса о наличии растворенных атомов меди в частицах на основе железа или атомов железа в частицах на основе меди важно проанализировать изменение параметров решеток обеих фаз. Эти параметры представлены на рис. 4 в зависимости от давления, при котором эти порошки были синтезированы.

Рис. 4.

Параметры решеток ГЦК (1) и ОЦК (2) фаз образцов группы (S1–S4) фаз и ОЦК фазы образцов (S5–S8) (3). Звездочками показаны параметры решетки ОЦК-Fe для нанопорошков, синтезированных без добавления меди.

Как видно из рис. 4, для большинства образцов наблюдается небольшое увеличение параметра ОЦК-фазы по сравнению с параметром массивного ОЦК-железа 0.2866 нм. Сильнее всего увеличился параметр решетки для образца S2. Для ГЦК-фазы образцов S1, S2 и S3 также имеет место увеличение параметра решетки. Параметр решетки ГЦК-фазы для образца S4 близок к параметру ГЦК-Cu в массивном состоянии. Возможно, это связано с частичным окислением наиболее дисперсных порошков в процессе синтеза, что могло привести к оттоку атомов железа в оксидную фазу. Параметр ГЦК-решетки для образцов группы (S5–S8) не рассчитывали из-за низкой интенсивности линий ГЦК-фазы.

Анализ мёссбауэровских спектров. ⁵⁷Fe мессбауэровские спектры двух из 8 исследованных образцов приведены на рис. 5.

Рис. 5.

Мёссбауэровские спектры образцов S2 и S6 и их разложение на подспектры.

При обработке спектров было выяснено, что каждый спектр удовлетворительно описывается суперпозицией четырех зеемановских секстетов (с шириной внешней линии секстета 0.26–0.27 мм/с) и уширенного парамагнитного пика (ширина 0.37–0.50 мм/с). Параметры сверхтонкого взаимодействия, а также относительные интенсивности подспектров, полученные при обработке, приведены в табл. 2. В спектрах образцов S2 и S4 наблюдается присутствие вкладов от оксидов железа: Fe₃O₄ (менее 5%) в S2 и FeO (порядка 3%) в S4. Данные вклады вычтены из спектров при нормировке относительных интенсивностей и не приводятся в табл. 2. Также в табл. 2 не приведены значения квадрупольных сдвигов, поскольку для всех обнаруженных подспектров в пределах погрешности обработки их значения мало отличаются от нуля.

Близость сверхтонких полей расщепленных подспектров к значению, характерному для α-Fe, позволяет отнести эти вклады к атомам Fe, находящимся в различных локальных окружениях в ОЦК-решетке. Следует отметить, что параметры сверхтонкого взаимодействия атомов Fe, описываемых выявленными при обработке подспектрами, мало изменяются от образца к образцу, а изменяется лишь их относительная интенсивность.

Как видно из табл. 2, параметры сверхтонкого взаимодействия для первого секстета полностью совпадают с параметрами чистого α-Fe. Поэтому он нами отнесен к атомам железа, не испытывающим влияние атомов меди в ближних координационных сферах. Сверхтонкое поле второго секстета отличается от первого на ~6 кЭ, в то время как сверхтонкое поле третьего и четвертого секстетов отличаются от первого приблизительно на 18 и 34 кЭ соответственно. Изомерный сдвиг второго подспектра мал и близок к нулю (как и у первого), а у второго и третьего – уже на порядок больше. Поскольку наиболее сильное влияние на параметры сверхтонкого взаимодействия оказывают атомы, находящиеся в первой координационной сфере резонансного атома, то исходя из вышеизложенного, можно сделать следующие заключения. (i) Второй подспектр относится к атомам железа, которые не имеют в первой координационной сфере атомов меди, но их сверхтонкое поле снижено влиянием атомов меди во второй, третьей и более дальних координационных сферах. (ii) Третий и четвертый подспектры относятся к атомам Fe, имеющим в ближайшем окружении один и два атома меди, соответственно. Данная модель была предложена ранее [10] для расшифровки спектров системы сплавов Fe–Bi.

Соотношение интенсивностей второго, третьего и четвертого секстетов для всех исследуемых образцов говорит о том, что порядка 3–5% меди внедряются в ОЦК-решетку, замещая атомы железа в ее узлах. Однако полученное нами соотношение интенсивностей отличается от того, что следовало бы ожидать в случае статистического распределения атомов меди в ОЦК-решетке железа. Это указывает на упорядочение атомов меди и формирование неоднородного твердого раствора.

Парамагнитный синглет с отрицательным значением изомерного сдвига, наблюдаемый в спектрах всех образцов, отнесен нами к атомам железа в ГЦК решетке меди. Данный пик соответствует атомами железа, находящимися в окружении не менее 6 атомов железа. В противном случае в соответствии с результатами работ [17, 18] в спектре наблюдались бы дублеты со значительным квадрупольным расщеплением, описывающие атомы железа с (1–5) соседними атомами железа в ближайшем окружении, либо синглет с изомерным сдвигом +0.22 мм/с, характеризующий изолированные атомы железа в решетке меди. Кластеризация атомов железа в меди и динамика этого процесса были изучены еще в 70-х годах прошлого века [19, 20]. Поскольку в спектрах всех образцов парамагнитный пик значительно уширен, то данный подспектр описывает набор состояний атомов железа в ГЦК-решетке с различным числом атомов меди в ближайшем окружении, а не чистую фазу γ-Fe. Средняя концентрация железа в фазе Cu(Fe) была оценена, исходя из общей концентрации меди и железа в каждом образце и интенсивности синглетной линии, что дает относительную долю парамагнитных атомов железа. Мы учли частичный переход атомов меди в фазу Fe(Cu), приняв его равным 4% для всех образцов. Полученные значения концентрации железа в фазе Cu(Fe) составили от 4 до 21%. Учитывая значительную погрешность в определении этой концентрации, мы рассматриваем ее только как весьма приближенную оценку.

Таким образом, по данным ⁵⁷Fe мёссбауэровской спектроскопии можно сделать вывод, что образцы содержат:

области с атомами железа в ОЦК-решетке, не испытывающими влияние атомов меди. Доля таких областей в образцах (S5–S8) при прочих равных условиях больше, чем у образцов (S1–S4), что вполне закономерно, учитывая различие концентрации меди в этих группах);

области неоднородного твердого раствора меди в ОЦК железе со средним содержанием меди 3–5%;

кластеры атомов железа в ГЦК-решетке меди.

Изолированные атомы железа в фазе Cu(Fe) в нашем эксперименте не обнаружены.

Магнитные измерения. Кривые перемагничивания образцов S1 и S4 представлены на рис. 6. Они показывают насыщение в полях до 10 кЭ, что типично для ферромагнетиков с низкой анизотропией. Коэрцитивная сила растет от 117 Э для образца S1 до 535 Э для образца S4. Такая же тенденция имеет место в группе образцов (S5–S8), и она очевидно связана с уменьшением размера частиц на основе Fe (приближение к однодоменному состоянию). На рис. 7 приведены значения намагниченности насыщения каждого образца из групп (S1–S4) и (S5–S8), отнесенные к намагниченности, которой должна была бы обладать механическая смесь меди и железа с массовым соотношением, равным определенному для каждого образца (S1–S8). Отличия между экспериментальными значениями намагниченности насыщения и расчетными для смесей увеличиваются для образцов, полученных при меньших давлениях.

Рис. 6.

Кривые перемагничивания образцов S1 (1) и S4 (2). На вставке масштаб по полю указан в эрстедах.

Рис. 7.

Зависимость относительной намагниченности насыщения от давления газа в камере синтеза: 1 – для группы образцов (S1–S4), 2 – для группы образцов (S5–S8).

ОБСУЖДЕНИЕ РЕЗУЛЬТАТОВ

Изменения параметра решетки ОЦК-фазы в группе образцов (S1–S4) относительно параметра ОЦК-Fe в массивном состоянии (см. рис. 3) составляют (2–11) × 10^–4 нм. Примерно в этом же диапазоне происходят изменения параметра решетки фазы на основе ОЦК-Fe в образцах с концентрацией до 20% Cu, полученных распылением [3] и механосплавлением [4]. Отсутствие надежной концентрационной зависимости параметра ОЦК-Fe(Cu), а также отмеченный выше факт изменения параметра ОЦК-решетки и без добавления меди не позволяют использовать полученные нами параметры решетки для оценки концентрации меди в фазе ОЦК-Fe(Cu) наших образцов. Более уверенно говорить о наличии 3–5% меди в фазе Fe(Cu) можно на основании мёссбауэровских данных. Таким образом, хотя возможность получения твердых растворов на основе железа в газофазных или аэрозольных нанопорошках системы Fe–Cu мы считаем подтвержденной, но даже при самых больших использованных нами скоростях охлаждения медь успевает в основном выйти из ОЦК-фазы.

Из рентгеновских данных следует, что в ГЦК фазе на основе меди растворено некоторое количество железа, так как наблюдается заметное увеличение параметра решетки (за исключением образца S4). Определить концентрацию численно не удается, так как нет надежных зависимостей параметра ГЦК-фазы Cu(Fe) от концентрации железа. Как отмечено выше, концентрация железа в растворе Cu(Fe) согласно мёссбауэровским данным может составлять до 20%. Разумеется, эти атомы железа не дают вклада в намагниченность насыщения образца, что снижает ее по сравнению с расчетом для механической смеси (см. рис. 7). Наименьшие отличия имеют место для образцов, полученных при давлении в камере синтеза 600 торр. Мы полагаем, что это говорит о меньшем количестве оставшегося железа в ГЦК-фазе при таких давлениях, то есть о движении системы к термодинамическому равновесию при уменьшении скорости охлаждения и увеличении размера частиц. Для давлений меньше 600 торр дефицит намагниченности составляет до 20–35% (см. рис. 7). Намагниченность частично снижется вследствие окисления, но для образцов, полученных при давлениях 150–600 торр, согласно рентгеновским данным, объем оксидов составил от 13% для образца S6 до единиц процентов или следовых количеств для остальных. Поэтому мы полагаем, что второй существенной причиной снижения намагниченности служит локализация атомов железа в областях на основе меди. Вероятно, это обусловлено существенно более низкой температурой кристаллизации меди по сравнению с железом (1084 и 1539°С соответственно). После кристаллизации выделений на основе меди диффузионные процессы в ней идут уже не так быстро, как в фазе на основе железа сразу после ее кристаллизации, что позволяет сохранить более высокую концентрацию растворенного железа.

Ни рентгеноструктурные, ни мёссбауэровские данные не свидетельствуют о наличии гамма-фазы чистого железа в синтезированных нанопорошках. По-видимому, можно предполагать только наличие пространственных флуктуаций концентрации железа в фазе Cu(Fe), которые могут приводить к появлению локальных окружений с 12 атомами железа в первой координационной сфере резонансного атома.

Принимая во внимание возможные биологические варианты применения нанопорошков Fe–Cu, мы сравнили реакционную способность этих порошков и нанопорошков железа без добавления меди. Для этого мы определили скорость растворения железа в 0.001 М растворе HCl. Измерения проводили in situ с помощью магнитных весов Фарадея. Намагниченность порошка в поле 10 кЭ прямо пропорциональна количеству ОЦК-Fe или ОЦК-Fe(Cu). Оказалось, что за 1 ч выдержки в таком растворе количество сохранившейся ОЦК фазы в порошках (S5–S6–S7–S8) уменьшилось на 35, 26, 29 и 36% соответственно. Для нанопорошка железа без меди, близкого по размеру частиц к S7, такое уменьшение составило только 12%. Можно полагать, что более высокая реакционная способность порошков Fe–Cu обусловлена именно бинарным составом частиц, либо оксидный слой на поверхности медных частиц, находящихся рядом с железными частицами, выступает в качестве окислителя железа, как отмечали в работе [5].

ВЫВОДЫ

При образовании частиц в процессе газофазного синтеза сплавов FeCu формируются области неоднородного твердого раствора Fe(Cu) с содержанием меди 3–5% и области Cu(Fe) с содержанием железа до 20%.

В соответствии с мёссбауэровскими данными атомы железа в ГЦК-фазе Cu(Fe) образуют кластеры с более чем пятью атомами железа в первой координационной сфере.

Концентрация железа в фазе Cu(Fe) зависит от технологических параметров синтеза (давление и скорость прокачки буферного газа), по-видимому, через влияние скорости охлаждения – чем ниже давление и выше скорость потока, тем выше скорость охлаждения и выше концентрация железа.

Гамма-фаза железа при использованных режимах синтеза не образуется.

Работа была выполнена в рамках проекта РНФ № 20-16-00078 (синтез, рентгеноструктурный, электронно-микроскопический анализ, мессбауэровская спектроскопия, сравнение реакционной способности), а также в рамках госзадания Минобрнауки РФ по темам “Магнит” № АААА-А18-118020290129-5 и “Сплавы” № АААА-А19-119070890020-3 (подготовка прекурсоров, химанализ и измерение магнитных свойств). Рентгеноструктурный анализ выполнен с использованием оборудования ЦКП “Испытательный центр нанотехнологий и перспективных материалов” ИФМ УрО РАН.