Gràcies per visitar Nature.com.La versió del navegador que utilitzeu té un suport CSS limitat.Per obtenir la millor experiència, us recomanem que utilitzeu un navegador actualitzat (o desactiveu el mode de compatibilitat a Internet Explorer).Mentrestant, per garantir un suport continuat, renderitzarem el lloc sense estils ni JavaScript.
Els biofilms són un component important en el desenvolupament d'infeccions cròniques, especialment quan es tracta de dispositius mèdics.Aquest problema presenta un gran repte per a la comunitat mèdica, ja que els antibiòtics estàndard només poden destruir els biofilms en una mesura molt limitada.La prevenció de la formació de biofilm ha donat lloc al desenvolupament de diversos mètodes de recobriment i nous materials.Aquestes tècniques tenen com a objectiu revestir superfícies d'una manera que eviti la formació de biofilm.Els aliatges de metalls vítris, especialment els que contenen metalls de coure i titani, s'han convertit en recobriments antimicrobians ideals.Al mateix temps, l'ús de la tecnologia de polvorització en fred ha augmentat, ja que és un mètode adequat per processar materials sensibles a la temperatura.Part de l'objectiu d'aquesta investigació va ser desenvolupar una nova pel·lícula antibacteriana de vidre metàl·lic compost per ternari Cu-Zr-Ni mitjançant tècniques d'aliatge mecànic.La pols esfèrica que constitueix el producte final s'utilitza com a matèria primera per a la polvorització en fred de superfícies d'acer inoxidable a baixes temperatures.Els substrats recoberts de vidre metàl·lic van ser capaços de reduir significativament la formació de biofilm en almenys 1 registre en comparació amb l'acer inoxidable.
Al llarg de la història de la humanitat, qualsevol societat ha estat capaç de desenvolupar i promoure la introducció de nous materials per satisfer les seves necessitats específiques, donant lloc a un augment de la productivitat i al posicionament en una economia globalitzada1.Sempre s'ha atribuït a la capacitat humana per dissenyar materials i equips de fabricació, així com dissenys per fabricar i caracteritzar materials per aconseguir la salut, l'educació, la indústria, l'economia, la cultura i altres camps d'un país o regió a un altre.El progrés es mesura independentment del país o regió2.Durant 60 anys, els científics de materials han dedicat molt de temps a una tasca principal: la recerca de materials nous i avançats.Les investigacions recents s'han centrat a millorar la qualitat i el rendiment dels materials existents, així com a sintetitzar i inventar tipus de materials completament nous.
L'addició d'elements d'aliatge, la modificació de la microestructura del material i l'aplicació de mètodes de tractament tèrmic, mecànic o termomecànic han donat lloc a una millora important de les propietats mecàniques, químiques i físiques de diversos materials.A més, s'han sintetitzat amb èxit compostos desconeguts fins ara.Aquests esforços persistents han donat lloc a una nova família de materials innovadors coneguts col·lectivament com Advanced Materials2.Nanocristalls, nanopartícules, nanotubs, punts quàntics, vidres metàl·lics amorfs de dimensions zero i aliatges d'alta entropia són només alguns exemples de materials avançats que han aparegut al món des de mitjans del segle passat.En la fabricació i desenvolupament de nous aliatges amb propietats millorades, tant en el producte final com en les etapes intermèdies de la seva producció, sovint s'afegeix el problema del desequilibri.Com a resultat de la introducció de noves tècniques de fabricació que permeten desviacions importants de l'equilibri, s'ha descobert tota una nova classe d'aliatges metaestables, coneguts com a vidres metàl·liques.
El seu treball a Caltech l'any 1960 va revolucionar el concepte d'aliatges metàl·lics quan va sintetitzar aliatges de vidre Au-25 at.% Si solidificant ràpidament líquids a gairebé un milió de graus per segon.4 El descobriment del professor Paul Duves no només va marcar l'inici de la història dels vidres metàl·lics (MS), sinó que també va provocar un canvi de paradigma en la forma en què la gent pensa sobre els aliatges metàl·lics.Des de la primera investigació pionera en la síntesi d'aliatges MS, gairebé tots els vidres metàl·lics s'han obtingut completament mitjançant un dels mètodes següents: (i) solidificació ràpida de la fusió o vapor, (ii) desordre de la xarxa atòmica, (iii) reaccions d'amorfització en estat sòlid entre elements metàl·lics purs i (iv) transicions de fase sòlida de fases metaestables.
Els MG es distingeixen per l'absència d'ordre atòmic de llarg abast associat als cristalls, que és una característica definitòria dels cristalls.En el món modern, s'han fet grans avenços en el camp del vidre metàl·lic.Es tracta de nous materials amb propietats interessants que són d'interès no només per a la física de l'estat sòlid, sinó també per a la metal·lúrgia, la química de superfícies, la tecnologia, la biologia i moltes altres àrees.Aquest nou tipus de material té propietats diferents de les dels metalls durs, el que el converteix en un candidat interessant per a aplicacions tecnològiques en diversos camps.Tenen algunes propietats importants: (i) alta ductilitat mecànica i límit elàstic, (ii) alta permeabilitat magnètica, (iii) baixa coercivitat, (iv) resistència a la corrosió inusual, (v) independència de la temperatura.Conductivitat 6.7.
L'aliatge mecànic (MA)1,8 és un mètode relativament nou, introduït per primera vegada el 19839 pel professor KK Kok i els seus col·legues.Van produir pols amorfes de Ni60Nb40 triturant una barreja d'elements purs a temperatura ambient molt propera a la temperatura ambient.Normalment, la reacció MA es porta a terme entre l'enllaç per difusió de pols reactius en un reactor, generalment d'acer inoxidable, en un molí de boles.10 (Fig. 1a, b).Des d'aleshores, aquest mètode de reacció en estat sòlid induït mecànicament s'ha utilitzat per preparar noves pols d'aliatge de vidre amorf / metàl·lic mitjançant molins de boles i molins de varetes de baixa (Fig. 1c) i d'alta energia11,12,13,14,15,16.En particular, aquest mètode s'ha utilitzat per preparar sistemes immiscibles com ara Cu-Ta17, així com aliatges d'alt punt de fusió com ara metalls de transició Al (TM, Zr, Hf, Nb i Ta)18,19 i sistemes Fe-W20., que no es pot obtenir amb els mètodes de cocció convencionals.A més, MA es considera una de les eines nanotecnològiques més potents per a la producció a escala industrial de partícules de pols nanocristal·lines i nanocomposites d'òxids metàl·lics, carburs, nitrurs, hidrurs, nanotubs de carboni, nanodiamants, així com una àmplia estabilització mitjançant un enfocament de dalt a baix.1 i estadis metaestables.
Esquema que mostra el mètode de fabricació utilitzat per preparar el recobriment de vidre metàl·lic Cu50 (Zr50-xNix) / SUS 304 en aquest estudi.(a) Preparació de pols d'aliatge MC amb diverses concentracions de Ni x (x; 10, 20, 30 i 40 at.%) mitjançant el mètode de mòlta de boles de baixa energia.(a) El material de partida es carrega en un cilindre d'eines juntament amb boles d'acer per a eines i (b) segella en una guantera plena d'atmosfera He.(c) Model transparent del recipient de mòlta que il·lustra el moviment de la bola durant la mòlta.El producte final en pols obtingut després de 50 hores es va utilitzar per recobrir en fred el substrat SUS 304 (d).
Quan es tracta de superfícies de materials a granel (substrats), l'enginyeria de superfícies implica el disseny i la modificació de superfícies (substrats) per proporcionar certes propietats físiques, químiques i tècniques que no estan presents en el material a granel original.Algunes de les propietats que es poden millorar eficaçment mitjançant el tractament superficial inclouen la resistència a l'abrasió, l'oxidació i la corrosió, el coeficient de fricció, la bioinert, les propietats elèctriques i l'aïllament tèrmic, només per citar-ne algunes.La qualitat de la superfície es pot millorar mitjançant mètodes metal·lúrgics, mecànics o químics.Com a procés ben conegut, el recobriment es defineix simplement com una o més capes de material aplicades artificialment a la superfície d'un objecte a granel (substrat) fet d'un altre material.Així, els recobriments s'utilitzen en part per aconseguir les propietats tècniques o decoratives desitjades, així com per protegir els materials de les interaccions físiques i químiques esperades amb el medi ambient23.
Es poden utilitzar diversos mètodes i tècniques per aplicar capes protectores adequades des d'uns pocs micròmetres (per sota dels 10-20 micròmetres) fins a més de 30 micròmetres o fins i tot diversos mil·límetres de gruix.En general, els processos de recobriment es poden dividir en dues categories: (i) mètodes de recobriment humit, com ara galvanoplastia, galvanoplastia i galvanització per immersió en calent, i (ii) mètodes de recobriment sec, com ara soldadura, revestiment dur, deposició física de vapor (PVD).), deposició química de vapor (CVD), tècniques de polvorització tèrmica i, més recentment, tècniques de polvorització en fred 24 (Figura 1d).
Els biofilms es defineixen com comunitats microbianes que s'uneixen de manera irreversible a les superfícies i estan envoltades de polímers extracel·lulars autoproduïts (EPS).La formació d'un biofilm superficialment madur pot provocar pèrdues significatives en moltes indústries, com ara el processament d'aliments, els sistemes d'aigua i l'assistència sanitària.En humans, amb la formació de biofilms, més del 80% dels casos d'infeccions microbianes (incloent Enterobacteriaceae i estafilococs) són difícils de tractar.A més, s'ha informat que els biofilms madurs són 1000 vegades més resistents al tractament amb antibiòtics en comparació amb les cèl·lules bacterianes planctòniques, cosa que es considera un repte terapèutic important.Històricament, s'han utilitzat materials de recobriment de superfícies antimicrobians derivats de compostos orgànics comuns.Tot i que aquests materials sovint contenen components tòxics potencialment nocius per als humans,25,26 això pot ajudar a evitar la transmissió bacteriana i la degradació del material.
La resistència bacteriana generalitzada al tractament amb antibiòtics a causa de la formació de biofilm ha portat a la necessitat de desenvolupar una superfície eficaç recoberta de membrana antimicrobiana que es pugui aplicar amb seguretat27.El desenvolupament d'una superfície física o química antiadhesiva a la qual les cèl·lules bacterianes no poden unir-se i formar biofilms a causa de l'adhesió és el primer enfocament d'aquest procés27.La segona tecnologia és desenvolupar recobriments que proporcionin productes químics antimicrobians exactament on es necessiten, en quantitats altament concentrades i adaptades.Això s'aconsegueix mitjançant el desenvolupament de materials de recobriment únics com ara el grafè/germani28, el diamant negre29 i els recobriments de carboni semblants al diamant dopats amb ZnO30 que són resistents als bacteris, una tecnologia que maximitza el desenvolupament de toxicitat i resistència a causa de la formació de biofilm.A més, cada cop són més populars els recobriments que contenen productes químics germicides que proporcionen protecció a llarg termini contra la contaminació bacteriana.Tot i que els tres procediments són capaços d'exercir activitat antimicrobiana sobre superfícies recobertes, cadascun té el seu propi conjunt de limitacions que s'han de tenir en compte a l'hora de desenvolupar una estratègia d'aplicació.
Els productes que es troben actualment al mercat es veuen obstaculitzats per la manca de temps per analitzar i provar recobriments protectors d'ingredients biològicament actius.Les empreses afirmen que els seus productes proporcionaran als usuaris els aspectes funcionals desitjats, però, això s'ha convertit en un obstacle per a l'èxit dels productes actualment al mercat.Els compostos derivats de la plata s'utilitzen en la gran majoria dels antimicrobians disponibles actualment per als consumidors.Aquests productes estan dissenyats per protegir els usuaris de l'exposició potencialment nociva a microorganismes.L'efecte antimicrobià retardat i la toxicitat associada dels compostos de plata augmenten la pressió sobre els investigadors per desenvolupar una alternativa menys nociva36,37.Crear un recobriment antimicrobià global que funcioni per dins i per fora segueix sent un repte.Això comporta riscos per a la salut i la seguretat associats.Descobrir un agent antimicrobià que sigui menys nociu per als humans i esbrinar com incorporar-lo a substrats de recobriment amb una vida útil més llarga és un objectiu molt buscat38.Els últims materials antimicrobians i antibiofilm estan dissenyats per matar bacteris a poca distància, ja sigui per contacte directe o després de l'alliberament de l'agent actiu.Poden fer-ho inhibint l'adhesió bacteriana inicial (inclosa la prevenció de la formació d'una capa de proteïnes a la superfície) o matant els bacteris interferint amb la paret cel·lular.
Essencialment, el recobriment superficial és el procés d'aplicar una altra capa a la superfície d'un component per millorar les característiques de la superfície.El propòsit d'un recobriment superficial és canviar la microestructura i/o la composició de la regió propera a la superfície d'un component39.Els mètodes de recobriment de superfícies es poden dividir en diferents mètodes, que es resumeixen a la figura 2a.Els recobriments es poden dividir en categories tèrmiques, químiques, físiques i electroquímiques en funció del mètode utilitzat per crear el recobriment.
(a) Un requadre que mostra les principals tècniques de fabricació de superfícies i (b) avantatges i desavantatges seleccionats del mètode de polvorització en fred.
La tecnologia de polvorització en fred té molt en comú amb les tècniques tradicionals de polvorització tèrmica.Tanmateix, també hi ha algunes propietats fonamentals clau que fan que el procés de polvorització en fred i els materials de polvorització en fred siguin especialment únics.La tecnologia d'esprai en fred encara està en els seus inicis, però té un gran futur.En alguns casos, les propietats úniques de la polvorització en fred ofereixen grans beneficis, superant les limitacions de les tècniques de polvorització tèrmica convencionals.Supera les importants limitacions de la tecnologia tradicional de polvorització tèrmica, en què la pols s'ha de fondre per dipositar-la sobre un substrat.Òbviament, aquest procés de recobriment tradicional no és adequat per a materials molt sensibles a la temperatura com nanocristalls, nanopartícules, vidres amorfs i metàl·lics40, 41, 42. A més, els materials de recobriment per polvorització tèrmica sempre tenen un alt nivell de porositat i òxids.La tecnologia de polvorització en fred té molts avantatges significatius sobre la tecnologia de polvorització tèrmica, com ara (i) una entrada de calor mínima al substrat, (ii) flexibilitat en l'elecció del recobriment del substrat, (iii) sense transformació de fase i creixement del gra, (iv) alta resistència adhesiva 1.39 (Fig. 2b).A més, els materials de recobriment en polvorització en fred tenen una alta resistència a la corrosió, alta resistència i duresa, alta conductivitat elèctrica i alta densitat41.Malgrat els avantatges del procés de polvorització en fred, aquest mètode encara té alguns inconvenients, tal com es mostra a la figura 2b.En recobrir pols ceràmiques pures com Al2O3, TiO2, ZrO2, WC, etc., no es pot utilitzar el mètode de polvorització en fred.D'altra banda, les pols compostes ceràmica/metall es poden utilitzar com a matèries primeres per als recobriments.El mateix passa amb altres mètodes de polvorització tèrmica.Les superfícies difícils i els interiors de canonades encara són difícils de polvoritzar.
Tenint en compte que el present treball està dirigit a l'ús de pols vítries metàl·liques com a matèries primeres per a recobriments, és evident que la projecció tèrmica convencional no es pot utilitzar per a aquesta finalitat.Això es deu al fet que les pols vítries metàl·liques cristal·litzen a altes temperatures1.
La majoria dels instruments utilitzats en la indústria mèdica i alimentària estan fets d'aliatges d'acer inoxidable austenític (SUS316 i SUS304) amb un contingut de crom del 12 al 20% en pes per a la producció d'instruments quirúrgics.En general, s'accepta que l'ús de crom metall com a element d'aliatge en aliatges d'acer pot millorar significativament la resistència a la corrosió dels aliatges d'acer estàndard.Els aliatges d'acer inoxidable, malgrat la seva alta resistència a la corrosió, no tenen propietats antimicrobianes significatives38,39.Això contrasta amb la seva alta resistència a la corrosió.Després d'això, és possible predir el desenvolupament d'infeccions i inflamacions, que es deuen principalment a l'adhesió bacteriana i la colonització a la superfície dels biomaterials d'acer inoxidable.Poden sorgir dificultats importants a causa de les importants dificultats associades a les vies d'adhesió bacteriana i de formació de biofilm, que poden provocar una mala salut, que pot tenir moltes conseqüències que poden afectar directament o indirectament la salut humana.
Aquest estudi és la primera fase d'un projecte finançat per la Kuwait Foundation for the Advancement of Science (KFAS), contracte núm.2010-550401, per investigar la viabilitat de produir pols ternaris de Cu-Zr-Ni metàl·lics vidris mitjançant la tecnologia MA (taula).1) Per a la producció de pel·lícula / recobriment de protecció de superfícies antibacterià SUS304.La segona fase del projecte, que començarà el gener de 2023, estudiarà amb detall les característiques de corrosió galvànica i les propietats mecàniques del sistema.Es realitzaran proves microbiològiques detallades per a diferents tipus de bacteris.
Aquest article analitza l'efecte del contingut d'aliatge de Zr sobre la capacitat de formació de vidre (GFA) en funció de les característiques morfològiques i estructurals.A més, també es van parlar de les propietats antibacterianes del compost de vidre metàl·lic recobert de pols/SUS304.A més, s'ha treballat en curs per investigar la possibilitat de transformació estructural de pols de vidre metàl·lic que es produeix durant la polvorització en fred a la regió líquida sobrerefrigerada dels sistemes de vidre metàl·lic fabricats.En aquest estudi es van utilitzar aliatges de vidre metàl·lic Cu50Zr30Ni20 i Cu50Zr20Ni30 com a exemples representatius.
Aquesta secció presenta els canvis morfològics en pols de Cu, Zr i Ni elementals durant la mòlta de boles de baixa energia.Com a exemples il·lustratius s'utilitzaran dos sistemes diferents formats per Cu50Zr20Ni30 i Cu50Zr40Ni10.El procés MA es pot dividir en tres etapes separades, com ho demostra la caracterització metal·logràfica de la pols obtinguda en l'etapa de mòlta (Fig. 3).
Característiques metal·logràfiques de les pols d'aliatges mecànics (MA) obtingudes després de diverses etapes de mòlta de boles.Les imatges de microscòpia electrònica d'escaneig d'emissió de camp (FE-SEM) de pols MA i Cu50Zr40Ni10 obtingudes després de la mòlta de boles de baixa energia durant 3, 12 i 50 hores es mostren a (a), (c) i (e) per al sistema Cu50Zr20Ni30, mentre es troba al mateix MA.Les imatges corresponents del sistema Cu50Zr40Ni10 preses després del temps es mostren a (b), (d) i (f).
Durant el fresat de boles, l'energia cinètica efectiva que es pot transferir a la pols metàl·lica es veu afectada per una combinació de paràmetres, tal com es mostra a la figura 1a.Això inclou col·lisions entre boles i pols, compressió de cisalla de pols enganxada entre o entre mitjans de mòlta, impactes de boles que cauen, cisalla i desgast causats per l'arrossegament de pols entre els cossos mòbils d'un molí de boles i una ona de xoc que passa per boles que cauen propagant-se a través del cultiu carregat (Fig. 1a). Элементарные порошки Cu, Zr и Ni были сильно деформированы из-за холодной сварки на рантаней сильно деформированы из-за холодной сварки на рантаней сильной сильней ело к образованию крупных частиц порошка (> 1 мм в диаметре). Les pols elementals de Cu, Zr i Ni es van deformar severament a causa de la soldadura en fred en una fase inicial de MA (3 h), cosa que va provocar la formació de grans partícules de pols (> 1 mm de diàmetre).Aquestes grans partícules compostes es caracteritzen per la formació de capes gruixudes d'elements d'aliatge (Cu, Zr, Ni), tal com es mostra a la fig.3a,b.Un augment del temps MA fins a 12 h (etapa intermèdia) va provocar un augment de l'energia cinètica del molí de boles, que va provocar la descomposició de la pols composta en pols més petites (menys de 200 μm), tal com es mostra a la figura 3c, ciutat.En aquesta etapa, la força de cisalla aplicada condueix a la formació d'una nova superfície metàl·lica amb capes primes de Cu, Zr, Ni, com es mostra a la figura 3c, d.Com a resultat de la mòlta de les capes a la interfície dels flocs, es produeixen reaccions en fase sòlida amb la formació de noves fases.
En el clímax del procés MA (després de 50 h), la metalografia en escates amb prou feines es notava (Fig. 3e, f) i es va observar metalografia mirall a la superfície polida de la pols.Això vol dir que el procés MA es va completar i es va crear una única fase de reacció.La composició elemental de les regions indicades a les Figs.3e (I, II, III), f, v, vi) es van determinar mitjançant microscòpia electrònica d'escaneig d'emissió de camp (FE-SEM) en combinació amb espectroscòpia de raigs X de dispersió d'energia (EDS).(IV).
En taula.2 concentracions elementals d'elements d'aliatge es mostren com a percentatge de la massa total de cada regió seleccionada a la fig.3e, f.La comparació d'aquests resultats amb les composicions nominals inicials de Cu50Zr20Ni30 i Cu50Zr40Ni10 que es mostren a la taula 1 mostra que les composicions d'aquests dos productes finals són molt properes a les composicions nominals.A més, els valors relatius dels components per a les regions enumerades a la figura 3e,f no suggereixen un deteriorament o variació significatius en la composició de cada mostra d'una regió a una altra.Això s'evidencia pel fet que no hi ha cap canvi en la composició d'una regió a una altra.Això indica la producció de pols d'aliatge uniforme tal com es mostra a la taula 2.
Les micrografies FE-SEM de la pols del producte final Cu50 (Zr50-xNix) es van obtenir després de 50 MA vegades, tal com es mostra a la figura 4a-d, on x és 10, 20, 30 i 40 at.%, respectivament.Després d'aquest pas de mòlta, els agregats en pols a causa de l'efecte van der Waals, que condueixen a la formació de grans agregats formats per partícules ultrafines amb un diàmetre de 73 a 126 nm, tal com es mostra a la figura 4.
Característiques morfològiques de les pols de Cu50(Zr50-xNix) obtingudes després de MA de 50 hores.Per als sistemes Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30, Cu50Zr10Ni40, les imatges FE-SEM de pols obtingudes després de 50 MA es mostren a (a), (b), (c) i (d), respectivament.
Abans de carregar les pols a l'alimentador de polvorització en fred, primer es van sonicar en etanol de grau analític durant 15 minuts i després es van assecar a 150 °C durant 2 hores.Aquest pas s'ha de fer per combatre amb èxit l'aglomeració, que sovint provoca molts problemes greus en el procés de recobriment.Després de la finalització del procés MA, es van realitzar estudis addicionals per investigar l'homogeneïtat de les pols d'aliatge.A la fig.Les figures 5a-d mostren micrografies FE-SEM i imatges EDS corresponents dels elements d'aliatge Cu, Zr i Ni de l'aliatge Cu50Zr30Ni20 preses després de 50 h temps M, respectivament.Cal tenir en compte que les pols d'aliatge obtingudes després d'aquest pas són homogenis, ja que no presenten fluctuacions de composició més enllà del nivell subnanomètric, tal com es mostra a la figura 5.
Morfologia i distribució local d'elements en pols MG Cu50Zr30Ni20 obtingut després de 50 MA per FE-SEM/Espectroscòpia de raigs X dispersiu d'energia (EDS).( a ) Imatge SEM i EDS de raigs X de ( b ) Cu-Kα, (c) Zr-Lα i (d) Ni-Kα.
A les Figs.6a–d, respectivament.Després d'aquesta etapa de mòlta, totes les mostres amb diferents concentracions de Zr tenien estructures amorfes amb patrons de difusió d'halo característics que es mostren a la figura 6.
Patrons de difracció de raigs X de pols Cu50Zr40Ni10 (a), Cu50Zr30Ni20 (b), Cu50Zr20Ni30 (c) i Cu50Zr20Ni30 (d) després de MA durant 50 h.Es va observar un patró de halo-difusió en totes les mostres sense excepció, cosa que indica la formació d'una fase amorfa.
La microscòpia electrònica de transmissió d'emissió de camp d'alta resolució (FE-HRTEM) es va utilitzar per observar canvis estructurals i entendre l'estructura local de les pols resultants de la mòlta de boles en diferents moments de MA.A les figures es mostren imatges de pols obtingudes pel mètode FE-HRTEM després de les etapes primerenques (6 h) i intermèdies (18 h) de mòlta de pols Cu50Zr30Ni20 i Cu50Zr40Ni10.7a, respectivament.Segons la imatge de camp brillant (BFI) de la pols obtinguda després de 6 h de MA, la pols consta de grans grans amb límits clarament definits dels elements fcc-Cu, hcp-Zr i fcc-Ni, i no hi ha signes de formació d'una fase de reacció, tal com es mostra a la figura 7a.A més, un patró de difracció d'àrea seleccionada correlacionat (SADP) pres de la regió mitjana (a) va revelar un patró de difracció nítid (Fig. 7b) que indica la presència de grans cristal·lits i l'absència d'una fase reactiva.
Característiques estructurals locals de la pols MA obtinguda després de les etapes primerenca (6 h) i intermèdia (18 h).( a ) Microscòpia electrònica de transmissió d'emissió de camp d'alta resolució (FE-HRTEM) i (b) el corresponent difractograma d'àrea seleccionada (SADP) de pols Cu50Zr30Ni20 després del tractament MA durant 6 hores.La imatge FE-HRTEM de Cu50Zr40Ni10 obtinguda després de MA de 18 hores es mostra a (c).
Com es mostra a la fig.A la figura 7c, un augment de la durada de MA a 18 h va provocar defectes greus de gelosia en combinació amb la deformació plàstica.En aquesta etapa intermèdia del procés MA, apareixen diversos defectes a la pols, com ara falles d'apilament, defectes de gelosia i defectes puntuals (Fig. 7).Aquests defectes provoquen la fragmentació de grans grans al llarg dels límits de gra en subgrans de mida inferior a 20 nm (Fig. 7c).
L'estructura local de la pols Cu50Z30Ni20 mòlta durant 36 h MA es caracteritza per la formació de nanograns ultrafins incrustats en una matriu prima amorfa, tal com es mostra a la figura 8a.Una anàlisi local de l'EMF va mostrar que els nanoclusters que es mostren a les Figs.8a s'associen amb aliatges en pols de Cu, Zr i Ni sense tractar.El contingut de Cu a la matriu va variar des de ~ 32 at.% (zona pobre) a ~ 74 at.% (zona rica), cosa que indica la formació de productes heterogenis.A més, els corresponents SADP de les pols obtingudes després de la mòlta en aquest pas mostren anells de fase amorfa de difusió d'halo primària i secundària que es superposen amb punts afilats associats a aquests elements d'aliatge no tractats, tal com es mostra a la figura 8b.
Característiques estructurals locals a nanoescala de Beyond 36 h-Cu50Zr30Ni20 en pols.( a ) Imatge de camp brillant (BFI) i (b) SADP corresponent de pols de Cu50Zr30Ni20 obtinguda després de la mòlta durant 36 h MA.
Cap al final del procés MA (50 h), les pols Cu50(Zr50-xNix), X, 10, 20, 30 i 40 at.%, sense excepció, tenen una morfologia laberíntica de la fase amorfa, tal com es mostra a la Fig.No es van poder detectar ni difracció puntual ni patrons anulars aguts en els SADS corresponents de cada composició.Això indica l'absència de metall cristal·lí no tractat, sinó la formació d'una pols d'aliatge amorf.Aquests SADP correlacionats que mostraven patrons de difusió d'halo també es van utilitzar com a evidència del desenvolupament de fases amorfes en el material del producte final.
Estructura local del producte final del sistema Cu50 MS (Zr50-xNix).FE-HRTEM i patrons de difracció de nanobeam correlacionats (NBDP) de (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 i (d) Cu50Zr10Ni40 obtinguts després de 50 h de MA.
Mitjançant la calorimetria d'exploració diferencial, es va estudiar l'estabilitat tèrmica de la temperatura de transició vítrea (Tg), la regió líquida sobrerefrigerada (ΔTx) i la temperatura de cristal·lització (Tx) en funció del contingut de Ni (x) al sistema amorf Cu50 (Zr50-xNix).propietats (DSC) en el flux de gas He.Les corbes DSC de pols d'aliatges amorfs Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20 i Cu50Zr10Ni40 obtingudes després de MA durant 50 h es mostren a les Figs.10a, b, e, respectivament.Mentre que la corba DSC de Cu50Zr20Ni30 amorf es mostra per separat a la figura. Segle X. Mentrestant, una mostra de Cu50Zr30Ni20 escalfada a ~700 °C en DSC es mostra a la figura 10g.
L'estabilitat tèrmica de les pols de Cu50 (Zr50-xNix) MG obtingudes després de MA durant 50 hores està determinada per la temperatura de transició vítrea (Tg), la temperatura de cristal·lització (Tx) i la regió líquida sobrerefrigerada (ΔTx).Termogrames de pols de calorímetre d'exploració diferencial (DSC) de Cu50Zr40Ni10 (a), Cu50Zr30Ni20 (b), Cu50Zr20Ni30 (c) i (e) pols d'aliatge Cu50Zr10Ni40 MG després de MA durant 50 hores.A (d) es mostra un patró de difracció de raigs X (XRD) d'una mostra de Cu50Zr30Ni20 escalfada a ~ 700 ° C en DSC.
Com es mostra a la figura 10, les corbes DSC per a totes les composicions amb diferents concentracions de níquel (x) indiquen dos casos diferents, un endotèrmic i l'altre exotèrmic.El primer esdeveniment endotèrmic correspon a Tg, i el segon s'associa a Tx.L'àrea d'abast horitzontal que hi ha entre Tg i Tx s'anomena àrea líquida subrefredada (ΔTx = Tx – Tg).Els resultats mostren que la Tg i la Tx de la mostra de Cu50Zr40Ni10 (Fig. 10a) col·locada a 526 °C i 612 °C canvien el contingut (x) fins a un 20% cap al costat de baixa temperatura de 482 °C i 563 °C.° C amb un contingut de Ni creixent (x), respectivament, tal com es mostra a la figura 10b.En conseqüència, ΔTx Cu50Zr40Ni10 disminueix de 86°С (Fig. 10a) a 81°С per Cu50Zr30Ni20 (Fig. 10b).Per a l'aliatge MC Cu50Zr40Ni10, també es va observar una disminució dels valors de Tg, Tx i ΔTx fins als nivells de 447 °С, 526 °С i 79 °С (Fig. 10b).Això indica que un augment del contingut de Ni condueix a una disminució de l'estabilitat tèrmica de l'aliatge MS.Per contra, el valor de Tg (507 °C) de l'aliatge MC Cu50Zr20Ni30 és inferior al de l'aliatge MC Cu50Zr40Ni10;no obstant això, la seva Tx mostra un valor comparable a ella (612 °C).Per tant, ΔTx té un valor més alt (87 ° C) com es mostra a la fig.segle X
El sistema MC Cu50(Zr50-xNix), utilitzant l'aliatge Cu50Zr20Ni30 MC com a exemple, cristal·litza a través d'un pic exotèrmic agut en fases cristal·lines fcc-ZrCu5, ortorròmbic-Zr7Cu10 i ortorròmbic-ZrNi (Fig. 10c).Aquesta transició de fase d'amorf a cristal·lí es va confirmar mitjançant l'anàlisi de difracció de raigs X de la mostra MG (Fig. 10d) que es va escalfar a 700 ° C en DSC.
A la fig.A la figura 11 es mostren fotografies realitzades durant el procés de polvorització en fred realitzat en l'obra actual.En aquest estudi, es van utilitzar partícules de pols de vidre metàl·liques sintetitzades després de MA durant 50 hores (utilitzant Cu50Zr20Ni30 com a exemple) com a matèria primera antibacteriana i es va recobrir una placa d'acer inoxidable (SUS304) amb polvorització en fred.El mètode de polvorització en fred es va escollir per al recobriment a la sèrie de tecnologia de polvorització tèrmica perquè és el mètode més eficient de la sèrie de tecnologia de polvorització tèrmica on es pot utilitzar per a materials metàl·lics sensibles a la calor metaestables, com ara pols amorfs i nanocristal·lins.No subjecte a fase.transicions.Aquest és el factor principal a l'hora d'escollir aquest mètode.El procés de deposició en fred es realitza mitjançant partícules d'alta velocitat que converteixen l'energia cinètica de les partícules en deformació plàstica, deformació i calor a l'impacte amb el substrat o partícules prèviament dipositades.
Les fotografies de camp mostren el procediment de polvorització en fred utilitzat per a cinc preparacions successives de MG/SUS 304 a 550 °C.
L'energia cinètica de les partícules, així com l'impuls de cada partícula durant la formació del recobriment, s'han de convertir en altres formes d'energia mitjançant mecanismes com la deformació plàstica (partícules primàries i interaccions entre partícules a la matriu i interaccions de partícules), nusos intersticials de sòlids, rotació entre partícules, deformació i limitació de l'escalfament, si no es converteix en energia cinètica, si no es converteix en energia cinètica. energia de formació, el resultat serà una col·lisió elàstica, el que significa que les partícules simplement reboten després de l'impacte.S'ha observat que el 90% de l'energia d'impacte aplicada al material de la partícula/substrat es converteix en calor local 40 .A més, quan s'aplica una tensió d'impacte, s'aconsegueixen altes taxes de tensió plàstica a la regió de contacte partícula/substrat en molt poc temps41,42.
La deformació plàstica se sol considerar com un procés de dissipació d'energia, o millor dit, com una font de calor a la regió interfacial.Tanmateix, l'augment de la temperatura a la regió interfacial no sol ser suficient per a l'aparició de fusió interfacial o una estimulació significativa de la difusió mútua dels àtoms.Cap publicació coneguda pels autors ha investigat l'efecte de les propietats d'aquestes pols vítries metàl·liques sobre l'adhesió i l'assentament de la pols que es produeixen quan s'utilitzen tècniques de polvorització en fred.
El BFI de la pols d'aliatge MG Cu50Zr20Ni30 es pot veure a la figura 12a, que es va dipositar al substrat SUS 304 (Fig. 11, 12b).Com es pot veure a la figura, les pols recobertes conserven la seva estructura amorfa original ja que tenen una delicada estructura de laberint sense cap característiques cristal·lines ni defectes de gelosia.D'altra banda, la imatge indica la presència d'una fase estranya, com ho demostren les nanopartícules incloses a la matriu de pols recoberta de MG (Fig. 12a).La figura 12c mostra el patró de difracció de nanobeam indexat (NBDP) associat a la regió I (figura 12a).Com es mostra a la fig.A la figura 12c, NBDP presenta un patró feble de difusió d'halo d'estructura amorfa i coexisteix amb taques agudes corresponents a una fase Zr2Ni metastable cúbica gran cristal·lina més una fase CuO tetragonal.La formació de CuO es pot explicar per l'oxidació de la pols quan es mou des de la boquilla de la pistola de polvorització a SUS 304 a l'aire lliure en un flux supersònic.D'altra banda, la desvitrificació de pols metàl·liques de vidre va donar lloc a la formació de grans fases cúbiques després del tractament amb polvorització en fred a 550 °C durant 30 min.
( a ) Imatge FE-HRTEM de la pols MG dipositada al (b) substrat SUS 304 (insert de la figura).L'índex NBDP del símbol rodó que es mostra a (a) es mostra a (c).
Per provar aquest mecanisme potencial per a la formació de grans nanopartícules cúbiques de Zr2Ni, es va dur a terme un experiment independent.En aquest experiment, es van ruixar pols des d'un atomitzador a 550 °C en direcció al substrat SUS 304;tanmateix, per determinar l'efecte de recuit, les pols es van eliminar de la tira SUS304 el més ràpidament possible (uns 60 s).).Es va dur a terme una altra sèrie d'experiments en què la pols es va retirar del substrat aproximadament 180 segons després de l'aplicació.
Les figures 13a, b mostren imatges de camp fosc (DFI) de microscòpia electrònica de transmissió d'escaneig (STEM) de dos materials sputtered dipositats sobre substrats SUS 304 durant 60 s i 180 s, respectivament.La imatge en pols dipositada durant 60 segons no té detalls morfològics, mostrant la manca de trets (Fig. 13a).Això també va ser confirmat per XRD, que va demostrar que l'estructura general d'aquestes pols era amorfa, tal com indiquen els amplis pics de difracció primaris i secundaris que es mostren a la figura 14a.Això indica l'absència de precipitats metaestables/mesofase, en què la pols conserva la seva estructura amorfa original.En canvi, la pols dipositada a la mateixa temperatura (550 °C) però deixada al substrat durant 180 s va mostrar la deposició de grans de mida nanomètrica, tal com mostren les fletxes de la figura 13b.