Gràcies per visitar Nature.com. La versió del navegador que utilitzeu té un suport limitat per a CSS. 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, mostrarem el lloc sense estils ni JavaScript.
Els biofilms són un component important en el desenvolupament d'infeccions cròniques, especialment quan hi ha dispositius mèdics. Aquest problema presenta un gran repte per a la comunitat mèdica, ja que els antibiòtics estàndard només poden eradicar els biofilms en una mesura molt limitada. La prevenció de la formació de biofilms ha donat lloc al desenvolupament de diversos mètodes de recobriment i nous materials. metalls, han sorgit com a recobriments antimicrobians ideals. Al mateix temps, l'ús de la tecnologia d'esprai en fred ha augmentat, ja que és un mètode adequat per processar materials sensibles a la temperatura. Una part de l'objectiu d'aquest estudi era desenvolupar una nova pel·lícula antibacteriana de vidre metàl·lic compost de Cu-Zr-Ni ternari mitjançant tècniques d'aliatge mecànic. baixes temperatures. Els substrats recoberts amb vidre metàl·lic van ser capaços de reduir significativament la formació de biofilm en almenys 1 log en comparació amb l'acer inoxidable.
Al llarg de la història de la humanitat, qualsevol societat ha estat capaç de dissenyar i promoure la introducció de nous materials que compleixin els seus requisits específics, cosa que ha donat com a resultat un millor rendiment i classificació en una economia globalitzada.2 Durant 60 anys, els científics de materials han dedicat gran part del seu temps a centrar-se en una preocupació principal: la recerca de materials nous i d'avantguarda. 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 tècniques de processament tèrmic, mecànic o termomecànic han donat lloc a millores significatives en les propietats mecàniques, químiques i físiques de diferents materials. A més, en aquest punt s'han sintetitzat amb èxit compostos fins ara inèdits. , nanotubs, punts quàntics, vidres metàl·lics amorfs de dimensió zero i aliatges d'alta entropia són només alguns exemples de materials avançats introduïts al món des de mitjans del segle passat. Quan es fabriquen i es desenvolupen nous aliatges amb propietats superiors, ja sigui en el producte final o en les etapes intermèdies de la seva producció, sovint s'afegeix el problema del desequilibri, des de la implementació de tècniques de fabricació de nous equilibris fins a la implementació de nous mètodes d'equilibri. S'han descobert aliatges de taula, coneguts com a vidres metàl·liques.
El seu treball a Caltech l'any 1960 va suposar una revolució en el concepte d'aliatges metàl·lics quan va sintetitzar aliatges Vidriosos Au-25 a.% Si solidificant ràpidament líquids a prop d'un milió de graus per segon. En la síntesi d'aliatges MG, gairebé tots els vidres metàl·lics s'han produït íntegrament mitjançant un dels mètodes següents;(i) solidificació ràpida de la fusió o vapor, (ii) desordenació atòmica de la xarxa, (iii) reaccions d'amorfització en estat sòlid entre elements metàl·lics purs i (iv) transicions d'estat sòlid de fases metaestables.
Els MG es distingeixen per la seva manca d'ordre atòmic de llarg abast associat als cristalls, que és una característica definidora dels cristalls. En el món actual, s'han fet grans avenços en el camp del vidre metàl·lic. Són materials nous amb propietats interessants que són d'interès no només en la física de l'estat sòlid, sinó també en la metal·lúrgia, la química de superfícies i molts altres tipus de tecnologia de materials sòlids, de biologia i de materials nous. , el que el converteix en un candidat interessant per a aplicacions tecnològiques en una varietat de 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 temperatura La conductivitat de 6,7.
L'aliatge mecànic (MA)1,8 és una tècnica relativament nova, introduïda per primera vegada el 19839 pel professor CC Kock i col·legues. Van preparar pols amorfes de Ni60Nb40 triturant una barreja d'elements purs a temperatures ambient molt properes a la temperatura ambient.Normalment, la reacció MA es porta a terme entre l'acoblament difusiu de les pols de material reactiu en un reactor, generalment fet d'acer inoxidable en un molí de boles 10 (Fig. 1a, b). Des de llavors, aquesta tècnica de reacció en estat sòlid induïda mecànicament s'ha utilitzat per preparar noves pols d'aliatge de vidre amorf / metàl·lic utilitzant molins de boles de baixa energia (Fig. 5, 16. En particular, aquest mètode s'ha utilitzat per preparar sistemes immiscibles com el Cu-Ta17, així com aliatges d'alt punt de fusió com els sistemes de metalls de transició Al (TM; Zr, Hf, Nb i Ta)18,19 i Fe-W20, que no es poden obtenir mitjançant vies de preparació convencionals. partícules de pols 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 etapes metaestables.
Esquema que mostra el mètode de fabricació utilitzat per preparar el recobriment de vidre metàl·lic (MG) Cu50(Zr50−xNix) / SUS 304 en aquest estudi. (a) Preparació de pols d'aliatge MG amb diferents concentracions de Ni x (x; 10, 20, 30 i 40 at.%) mitjançant la tècnica de fresat de boles de baixa energia. (a) en una guantera plena d'atmosfera He. (c) Un model transparent del recipient de mòlta que il·lustra el moviment de la bola durant la mòlta. El producte final de la pols obtingut després de 50 hores es va utilitzar per recobrir el substrat SUS 304 mitjançant el mètode de polvorització en fred (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 qualitats físiques, químiques i tècniques no contingudes en el material a granel original. Algunes propietats que es poden millorar eficaçment mitjançant tractaments superficials inclouen la resistència a l'abrasió, la resistència a l'oxidació i la corrosió, el coeficient de fricció, les propietats bioinertiques i la qualitat de la superfície, entre d'altres. utilitzant tècniques metal·lúrgiques, mecàniques o químiques. Com a procés ben conegut, un recobriment es defineix simplement com una sola o múltiples capes de material dipositades artificialment a la superfície d'un objecte a granel (substrat) fet d'un altre material. Així, els recobriments s'utilitzen en part per aconseguir algunes propietats tècniques o decoratives desitjades, així com per protegir els materials de les interaccions físiques i químiques esperades amb l'entorn.
Per dipositar capes de protecció superficial adequades amb gruixos que van des d'uns pocs micròmetres (per sota dels 10-20 micròmetres) fins a més de 30 micròmetres o fins i tot uns pocs mil·límetres, es poden aplicar molts mètodes i tècniques. En general, els processos de recobriment es poden dividir en dues categories: (i) mètodes de recobriment humit, inclòs galvanoplastia, galvanoplastia, galvanització i galvanització en calent, galvanització i mètode de galvanització en sec cara, deposició física de vapor (PVD), deposició química de vapor (CVD), tècniques de polvorització tèrmica i, més recentment, tècniques de polvorització en fred 24 (Fig. 1d).
Els biofilms es defineixen com comunitats microbianes que s'uneixen de manera irreversible a les superfícies i envoltades de polímers extracel·lulars autoproduïts (EPS). La formació de biofilms superficialment madurs pot provocar pèrdues significatives en molts sectors industrials, com ara la indústria alimentària, els sistemes d'aigua i els entorns sanitaris. 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 superficials antimicrobians derivats de compostos orgànics convencionals. Encara que aquests materials sovint contenen components tòxics que són potencialment arriscats per als humans, poden ajudar a evitar la transmissió bacteriana25,26.
La resistència generalitzada dels bacteris als tractaments amb antibiòtics a causa de la formació de biofilms ha portat a la necessitat de desenvolupar una superfície recoberta de membrana antimicrobiana eficaç que es pugui aplicar de manera segura27. Això s'aconsegueix desenvolupant materials de recobriment únics com el grafè/germani28, el diamant negre29 i els recobriments de carboni semblants al diamant dopat amb ZnO30 que són resistents als bacteris, una tecnologia que maximitza la toxicitat i el desenvolupament de la resistència a causa de la formació de biofilms es redueixen significativament. s'estan fent més populars. Tot i que els tres procediments són capaços de produir efectes antimicrobians sobre superfícies recobertes, cadascun té el seu propi conjunt de limitacions que s'han de tenir en compte a l'hora de desenvolupar estratègies d'aplicació.
Els productes actualment al mercat es veuen obstaculitzats pel temps insuficient per analitzar i provar els recobriments protectors dels ingredients biològicament actius. Les empreses afirmen que els seus productes proporcionaran als usuaris aspectes funcionals desitjables;No obstant això, això ha estat un obstacle per a l'èxit dels productes actualment al mercat. Els compostos derivats de la plata s'utilitzen en la gran majoria de teràpies antimicrobianes que ara estan disponibles per als consumidors. Aquests productes es desenvolupen per protegir els usuaris dels efectes potencialment perillosos dels microorganismes. L'efecte antimicrobià retardat i la toxicitat associada dels compostos de plata augmenta la pressió sobre els investigadors que desenvolupen treballs antimicrobians nocius globals. Tant a l'interior com a l'exterior està demostrant ser una tasca descoratjadora. Això es deu als riscos associats tant per a la salut com per a la seguretat. 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. fer-ho inhibint l'adhesió bacteriana inicial (incloent-hi contrarestar la formació d'una capa de proteïnes a la superfície) o matant els bacteris interferint amb la paret cel·lular.
Fonamentalment, el recobriment superficial és el procés de col·locar una altra capa a la superfície d'un component per millorar les qualitats relacionades amb la superfície. L'objectiu del recobriment superficial és adaptar la microestructura i/o la composició de la regió propera a la superfície del component39. Les tècniques de recobriment superficial es poden dividir en diferents mètodes, que es resumeixen a la figura 2a. crear el recobriment.
(a) Inserció que mostra les principals tècniques de fabricació utilitzades per a la superfície i (b) avantatges i desavantatges seleccionats de la tècnica de polvorització en fred.
La tecnologia de polvorització en fred comparteix moltes similituds amb els mètodes de polvorització tèrmica convencionals. No obstant això, 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 de polvorització en fred encara està en la seva infància, però té un futur brillant. Òbviament, aquest procés de recobriment tradicional no és adequat per a materials molt sensibles a la temperatura com nanocristalls, nanopartícules, vidres amorfs i metàl·lics. , (ii) flexibilitat en les opcions de recobriment del substrat, (iii) absència de transformació de fase i creixement del gra, (iv) força d'unió elevada1,39 (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. Contràriament als avantatges del procés de polvorització en fred, encara hi ha alguns desavantatges d'utilitzar aquesta tècnica, tal com es mostra a la figura 2b. Quan es cobreixen pols de ceràmica pura com Al2O3, TiO2, l'altre mètode de polvorització, etc. Les pols compostes de ceràmica/metall es poden utilitzar com a matèries primeres per als recobriments. El mateix passa amb altres mètodes de polvorització tèrmica. Les superfícies complicades i les superfícies de canonades interiors encara són difícils de polvoritzar.
Atès que el treball actual té com a objectiu l'ús de pols vidre metàl·lic com a matèries primeres de recobriment, és evident que la polvorització tèrmica convencional no es pot utilitzar per a aquesta finalitat. Això és degut a que les pols vidre metàl·liques cristal·litzen a altes temperatures1.
La majoria de les eines utilitzades en la indústria mèdica i alimentària estan fetes d'aliatges d'acer inoxidable austenític (SUS316 i SUS304) amb un contingut de crom entre el 12 i el 20% en pes per a la producció d'instruments quirúrgics. Generalment s'accepta que l'ús de crom metall com a element d'aliatge en aliatges d'acer pot millorar molt la seva resistència a la corrosió d'acers estàndard, aliatges d'alta resistència a la corrosió. presenten propietats antimicrobianes significatives38,39. Això contrasta amb la seva alta resistència a la corrosió. Després d'això, es pot predir el desenvolupament d'infeccions i inflamacions, que és causada principalment per l'adhesió bacteriana i la colonització a la superfície dels biomaterials d'acer inoxidable. Poden sorgir dificultats significatives a causa de dificultats significatives associades a l'adhesió bacteriana i la formació de biofilms que poden conduir directament a moltes vies d'adhesió i biofilm que poden conduir directament a la salut i la formació de biofilms que poden provocar moltes vies d'adhesió i biofilms indirectes. afectar 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 ternàries de Cu-Zr-Ni vidre metàl·liques utilitzant la tecnologia MA (Taula 1) per a la producció de pel·lícula antibacteriana/protecció de superfícies del projecte SUS304, a causa de la segona fase del projecte de protecció de superfície204, s'iniciarà al gener. examinar detalladament les característiques de corrosió electroquímica i les propietats mecàniques del sistema. Es realitzaran proves microbiològiques detallades per a diferents espècies bacterianes.
En aquest article, es discuteix l'efecte del contingut d'elements d'aliatge Zr sobre la capacitat de formació de vidre (GFA) basant-se en les característiques morfològiques i estructurals. A més, també es van discutir les propietats antibacterianes del recobriment en pols de vidre metàl·lic recobert/composite SUS304. Com a exemples representatius, en aquest estudi s'han utilitzat aliatges de vidre metàl·lic Cu50Zr30Ni20 i Cu50Zr20Ni30.
En aquesta secció, es presenten els canvis morfològics de pols elementals de Cu, Zr i Ni en la mòlta de boles de baixa energia. Com a exemples il·lustratius, s'utilitzaran com a exemples representatius dos sistemes diferents formats per Cu50Zr20Ni30 i Cu50Zr40Ni10. El procés MA es pot dividir en tres etapes diferents, tal com mostra la caracterització metal·logràfica de la figura 3 (figura 3).
Característiques metal·logràfiques de les pols d'aliatge mecànic (MA) obtingudes després de diferents etapes del temps de fresat de boles. Les imatges de microscòpia electrònica d'escaneig d'emissió de camp (FE-SEM) de pols MA i Cu50Zr40Ni10 obtingudes després de temps de mòlta de boles de baixa energia de 3, 12 i 50 h es mostren a (a), (c) i (c) i al mateix sistema Cu50Zr20, mentre que les imatges corresponen al mateix sistema de Cu50Zr20. El sistema Cu50Zr40Ni10 pres després del temps es mostra a (b), (d) i (f).
Durant la mòlta de boles, l'energia cinètica efectiva que es pot transferir a la pols metàl·lica es veu afectada per la combinació de paràmetres, tal com es mostra a la figura 1a. Això inclou col·lisions entre boles i pols, cisallament compressiu de la pols enganxada entre o entre els mitjans de mòlta, impacte de la caiguda de boles, cisalla i desgast a causa de la propagació de la pols i la propagació de la pols a través de la caiguda de la pols. Fig. 1a). Les pols elementals de Cu, Zr i Ni es van deformar severament a causa de la soldadura en fred en l'etapa inicial de MA (3 h), donant lloc a partícules de pols grans (> 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 figura 2.1. un augment de l'energia cinètica del molí de boles, donant lloc a la descomposició de la pols composta en pols més fines (menys de 200 µm), tal com es mostra a la figura 3c,d. vol generar noves fases.
Al clímax del procés MA (després de 50 h), la metalografia escamosa només era lleugerament visible (Fig. 3e, f), però la superfície polida de la pols mostrava metalografia mirall. Això vol dir que el procés MA s'ha completat i s'ha produït la creació d'una única fase de reacció. La composició elemental de les regions indexades a la Fig. escòpia (FE-SEM) combinada amb espectroscòpia de raigs X amb dispersió d'energia (EDS) (IV).
A la taula 2, les concentracions elementals d'elements d'aliatge es mostren com a percentatge del pes total de cada regió seleccionada a la figura 3e,f. Quan es comparen aquests resultats amb les composicions nominals inicials de Cu50Zr20Ni30 i Cu50Zr40Ni10 enumerades a la taula 1, es pot veure que les composicions d'aquests dos productes finals tenen els valors nominals més similars per a les regions de composició final. d a la figura 3e,f no impliquen un deteriorament o fluctuació 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 apunta a la producció de pols d'aliatge homogeni, tal com es mostra a la taula 2.
Les micrografies FE-SEM de la pols de Cu50(Zr50−xNix) del producte final 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 %, respectivament. Després d'aquest pas de mòlta, els agregats en pols a causa de l'efecte de gran quantitat de partícules van dergímetres que formen partícules van dergímetres resultant en formacions de partícules fines. que oscil·la entre 73 i 126 nm, tal com es mostra a la figura 4.
Característiques morfològiques de les pols de Cu50(Zr50−xNix) obtingudes després d'un temps MA de 50 h. Per als sistemes Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30, Cu50Zr10Ni40, les imatges FE-SEM de les pols obtingudes es mostren després de 50 MA, (a) i (b), (a) i, respectivament.
Abans de carregar les pols en un 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 causa molts problemes significatius al llarg del procés de recobriment. Les micrografies FE-SEM i les imatges EDS corresponents dels elements d'aliatge Cu, Zr i Ni de l'aliatge Cu50Zr30Ni20 obtinguts després de 50 h de temps M, respectivament. Cal tenir en compte que les pols d'aliatge produïdes després d'aquest pas són homogènies ja que no mostren cap fluctuació de composició més enllà del nivell subnanomètric, tal com es mostra a la figura 5.
Morfologia i distribució elemental local de la pols de MG Cu50Zr30Ni20 obtinguda després de 50 MA vegades mitjançant espectroscòpia de raigs X dispersiva FE-SEM/energia (EDS).
Els patrons XRD de pols de Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30 i Cu50Zr20Ni30 aliats mecànicament obtinguts després d'un temps MA de 50 h es mostren a la figura 6a–d, respectivament.
Patrons XRD de (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 i (d) Cu50Zr20Ni30 en pols després d'un temps MA de 50 h. Totes les mostres sense excepció mostraven un patró de difusió d'halo, que implicava la formació d'una fase amorfa.
La microscòpia electrònica de transmissió d'emissió de camp (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. Les imatges FE-HRTEM de les pols obtingudes després de les etapes primerenques (6 h) i intermèdies (18 h) de mòlta per a Cu50Zr30Ni20 i Cu50Zr30Ni20 i Cu50Zr30Ni20 i Cu50Zr30Ni20 i Cu50Zr30Ni20 i Cu50Zr30Ni20 i Cu50Zr30Ni20 i Cu50Zr30Ni20 es mostren respectivament. a la imatge de camp brillant (BFI) de la pols produïda després de MA​​ 6 h, la pols es compon de grans grans amb límits ben definits dels elements fcc-Cu, hcp-Zr i fcc-Ni, i no hi ha cap senyal que s'hagi format la fase de reacció, tal com es mostra a la figura 7a. patró d'acció (Fig. 7b), que indica la presència de grans cristal·lits i l'absència d'una fase reactiva.
Caracterització estructural local de la pols de MA obtinguda després de les etapes primerenques (6 h) i intermèdies (18 h). (a) Microscòpia electrònica de transmissió d'alta resolució d'emissió de camp (FE-HRTEM) i (b) el corresponent patró de difracció d'àrea seleccionada (SADP) de pols Cu50Zr30Ni20 després del tractament amb MA durant 6 h. ).
Tal com es mostra a la figura 7c, l'ampliació de la durada de la MA fins a 18 h va provocar defectes greus de gelosia combinats amb una deformació plàstica. Durant aquesta etapa intermèdia del procés MA, la pols presenta diversos defectes, com ara falles d'apilament, defectes de gelosia i defectes puntuals (figura 7). 7c).
L'estructura local de la pols de Cu50Z30Ni20 mòlta durant 36 h de temps MA té la formació de nanograns ultrafins incrustats en una matriu fina amorfa, tal com es mostra a la figura 8a. L'anàlisi local d'EDS va indicar que els nanoclusters que es mostren a la figura 8a estaven associats amb Cu, Zr i Ni sense processar contingut en pols del mateix temps. una àrea) a ~ 74 at.% (àrea rica), indicant la formació de productes heterogenis. A més, els corresponents SADP de les pols obtingudes després de la mòlta en aquesta etapa mostren anells primaris i secundaris de fase amorfa que se superposen amb punts afilats associats a aquests elements d'aliatge en brut, tal com es mostra a la figura 8b.
Més enllà de les característiques estructurals locals a nanoescala de 36 h-Cu50Zr30Ni20 en pols. (a) Imatge de camp brillant (BFI) i (b) SADP corresponent de pols Cu50Zr30Ni20 obtinguda després de la mòlta durant 36 h MA.
A prop del final del procés MA (50 h), Cu50(Zr50−xNix), X;Les pols de les figures 10, 20, 30 i 40 % tenen invariablement una morfologia de fase amorfa laberíntica tal com es mostra a la figura 9a–d. En el SADP corresponent de cada composició, no es van poder detectar ni difraccions puntuals ni patrons anulars aguts. També es van utilitzar SADP que mostraven patrons de difusió d'halo com a prova del desenvolupament de fases amorfes en el material del producte final.
Estructura local del producte final del sistema MG Cu50 (Zr50−xNix)
L'estabilitat tèrmica de la temperatura de transició vítrea (Tg), la regió líquida subrefredada (ΔTx) i la temperatura de cristal·lització (Tx) en funció del contingut de Ni (x) del sistema amorf Cu50(Zr50−xNix) s'ha investigat mitjançant calorimetria d'exploració diferencial (DSC) de propietats sota el flux de gas He. Les pols d'aliatge amorf r10Ni40 obtingudes després d'un temps MA de 50 h es mostren a la figura 10a, b, e, respectivament. Mentre que la corba DSC de Cu50Zr20Ni30 amorf es mostra per separat a la figura 10c.
Estabilitat tèrmica de les pols de Cu50(Zr50−xNix) MG obtingudes després d'un temps MA de 50 h, tal com s'indexa per la temperatura de transició vítrea (Tg), la temperatura de cristal·lització (Tx) i la regió líquida subrefredada (ΔTx). 0Ni30 i (e) Pols d'aliatge Cu50Zr10Ni40 MG després d'un temps MA de 50 h. El patró de difracció de raigs X (XRD) de la mostra de Cu50Zr30Ni20 escalfada a ~ 700 °C en DSC es mostra a (d).
Com es mostra a la figura 10, les corbes DSC de totes les composicions amb diferents concentracions de Ni (x) indiquen dos casos diferents, un endotèrmic i l'altre exotèrmic. El primer esdeveniment endotèrmic correspon a Tg, mentre que el segon està relacionat amb Tx. 0 (Fig. 10a), col·locada a 526 °C i 612 °C, canvia el contingut (x) a 20 at.% cap al costat de baixa temperatura de 482 °C i 563 °C amb un contingut de Ni creixent (x), respectivament, tal com es mostra a la figura 10b. 1 °C per a Cu50Zr30Ni20 (Fig. 10b). Per a l'aliatge MG Cu50Zr40Ni10, també es va observar que els valors de Tg, Tx i ΔTx van disminuir fins a un nivell de 447 °C, 526 °C i 79 °C (Fig. 10b). .En canvi, el valor de Tg (507 °C) de l'aliatge MG Cu50Zr20Ni30 és inferior al de l'aliatge MG Cu50Zr40Ni10;no obstant això, la seva Tx mostra un valor comparable a l'anterior (612 °C). Per tant, ΔTx presenta un valor superior (87 °C), tal com es mostra a la figura 10c.
El sistema MG Cu50 (Zr50−xNix), prenent com a exemple l'aliatge MG Cu50Zr20Ni30, cristal·litza a través d'un pic exotèrmic agut a les fases cristal·lines de fcc-ZrCu5, ortorròmbic-Zr7Cu10 i ortorròmbic-ZrNi (Fig. 10). Mostra de MG (Fig. 10d), que es va escalfar a 700 ° C en DSC.
La figura 11 mostra fotografies preses durant el procés de polvorització en fred realitzat en el treball actual. En aquest estudi, les partícules de pols metàl·liques semblants al vidre sintetitzades després d'un temps MA de 50 h (prenent com a matèries primeres antibacterianes Cu50Zr20Ni30) es van utilitzar com a matèries primeres antibacterianes, i la placa d'acer inoxidable (SUS304) va ser recoberta per la tecnologia de polvorització en fred que va ser la tecnologia de polvorització més escollida en la sèrie de polvorització en fred. mètode eficient de la sèrie de polvorització tèrmica i es pot utilitzar per a materials metàl·lics sensibles a la temperatura metaestables, com ara pols amorfes i nanocristal·lines, que no estan subjectes a transicions de fase. Aquest és el factor principal a l'hora d'escollir aquest mètode.
Les fotos de camp mostren el procediment de polvorització en fred utilitzat per a cinc preparacions consecutives de recobriment MG/SUS 304 a 550 °C.
L'energia cinètica de les partícules, i per tant l'impuls de cada partícula en la formació del recobriment, s'ha de convertir en altres formes d'energia mitjançant mecanismes com la deformació plàstica (interaccions partícula inicial i partícula-partícula en el substrat i interaccions partícula), buits Consolidació, rotació partícula-partícula, deformació i, finalment, calor 39. col·lisió elàstica, que significa que les partícules simplement reboten després de l'impacte. S'ha assenyalat que el 90% de l'energia d'impacte aplicada al material de partícula/substrat es converteix en calor local 40 .
La deformació plàstica es considera generalment un procés de dissipació d'energia, o més específicament, una font de calor a la regió interfacial. No obstant això, l'augment de temperatura a la regió interfacial no sol ser suficient per produir la fusió interfacial o per promoure significativament la interdifusió atòmica. Cap publicació coneguda pels autors investiga l'efecte de les propietats d'aquestes pols vidrees metàl·liques quan s'utilitzen mètodes d'adhesió i deposició en pols.
El BFI de la pols d'aliatge MG Cu50Zr20Ni30 es pot veure a la figura 12a, que va ser recoberta sobre substrat SUS 304 (Figs. 11, 12b). Tal com es pot veure a la figura, les pols recobertes mantenen la seva estructura amorfa original ja que tenen una estructura de laberint delicada sense cap altre defecte de la imatge o la presència d'altres característiques del laberint. fase estranya, tal com suggereixen les nanopartícules incorporades a la matriu de pols recoberta de MG (Fig. 12a). La figura 12c representa el patró de difracció de nanobeam indexat (NBDP) associat a la regió I (Figura 12a). r2Ni metaestable més fase de CuO tetragonal. La formació de CuO es pot atribuir a l'oxidació de la pols quan es viatja des del broquet de la pistola fins al SUS 304 a l'aire lliure sota flux supersònic. D'altra banda, la desvitrificació de les pols metàl·liques de vidre va aconseguir la formació de grans fases cúbiques de tractament a 5350 °C en fred.
(a) Imatge FE-HRTEM de pols MG recoberta sobre (b) substrat SUS 304 (insert de la figura). L'índex NBDP del símbol circular que es mostra a (a) es mostra a (c).
Per verificar aquest mecanisme potencial per a la formació de nanopartícules grans de Zr2Ni cúbiques, es va realitzar un experiment independent. En aquest experiment, les pols es van polvoritzar des d'una pistola polvoritzadora a 550 °C en direcció al substrat SUS 304;tanmateix, per dilucidar l'efecte de recuit de les pols, es van retirar de la tira SUS304 el més ràpidament possible (uns 60 segons). Es va dur a terme un altre conjunt d'experiments en què es va retirar la pols del substrat uns 180 segons després de la deposició.
Les figures 13a,b mostren imatges de camp fosc (DFI) obtingudes mitjançant microscòpia electrònica de transmissió d'escaneig (STEM) de dos materials polvoritzats dipositats sobre substrats SUS 304 durant 60 s i 180 s, respectivament. morfo, tal com indiquen els amplis màxims de difracció primària i secundària que es mostren a la figura 14a. Aquests indiquen l'absència de precipitació metastable/mesofase, on la pols conserva la seva estructura amorfa original. .