Děkujeme, že jste navštívili Nature.com.Verze prohlížeče, kterou používáte, má omezenou podporu CSS.Chcete-li dosáhnout nejlepšího výsledku, doporučujeme použít aktualizovaný prohlížeč (nebo vypnout režim kompatibility v aplikaci Internet Explorer).Mezitím, abychom zajistili nepřetržitou podporu, vykreslíme web bez stylů a JavaScriptu.
Biofilmy jsou důležitou součástí při rozvoji chronických infekcí, zejména pokud jde o zdravotnické prostředky.Tento problém představuje pro lékařskou komunitu obrovskou výzvu, protože standardní antibiotika mohou ničit biofilmy jen ve velmi omezené míře.Prevence tvorby biofilmu vedla k vývoji různých metod povlakování a nových materiálů.Tyto techniky mají za cíl pokrýt povrchy způsobem, který zabraňuje tvorbě biofilmu.Slitiny skelných kovů, zejména ty, které obsahují kovy mědi a titanu, se staly ideálními antimikrobiálními povlaky.Současně se zvýšilo používání technologie studeného nástřiku, protože je to vhodná metoda pro zpracování materiálů citlivých na teplotu.Součástí cíle tohoto výzkumu bylo vyvinout nové antibakteriální filmové metalické sklo složené z Cu-Zr-Ni ternárního s použitím technik mechanického legování.Sférický prášek, který tvoří konečný produkt, se používá jako surovina pro studené nástřiky nerezových povrchů při nízkých teplotách.Substráty potažené kovovým sklem byly schopny výrazně snížit tvorbu biofilmu alespoň o 1 log ve srovnání s nerezovou ocelí.
V průběhu lidské historie byla jakákoliv společnost schopna vyvinout a podporovat zavádění nových materiálů, aby splnila své specifické požadavky, což vedlo ke zvýšení produktivity a postavení v globalizované ekonomice1.Vždy bylo připisováno lidské schopnosti navrhovat materiály a výrobní zařízení, stejně jako návrhům vyrábět a charakterizovat materiály pro dosažení zdraví, vzdělání, průmyslu, ekonomiky, kultury a dalších oblastí z jedné země nebo regionu do druhé.Pokrok se měří bez ohledu na zemi nebo region2.Již 60 let věnují vědci zabývající se materiály mnoho času jednomu hlavnímu úkolu: hledání nových a pokročilých materiálů.Nedávný výzkum se zaměřil na zlepšení kvality a výkonu stávajících materiálů, stejně jako na syntézu a vynalézání zcela nových typů materiálů.
Přidáním legujících prvků, úpravou mikrostruktury materiálu a aplikací metod tepelného, ​​mechanického nebo termomechanického zpracování došlo k výraznému zlepšení mechanických, chemických a fyzikálních vlastností různých materiálů.Kromě toho byly úspěšně syntetizovány dosud neznámé sloučeniny.Tyto vytrvalé snahy daly vzniknout nové rodině inovativních materiálů souhrnně známých jako Advanced Materials2.Nanokrystaly, nanočástice, nanotrubice, kvantové tečky, amorfní kovová skla s nulovým rozměrem a slitiny s vysokou entropií jsou jen některé příklady pokročilých materiálů, které se ve světě objevily od poloviny minulého století.Při výrobě a vývoji nových slitin se zlepšenými vlastnostmi, jak v konečném produktu, tak v mezistupních jeho výroby, se často přidává problém nevyváženosti.V důsledku zavedení nových výrobních technik, které umožňují významné odchylky od rovnováhy, byla objevena zcela nová třída metastabilních slitin, známých jako kovová skla.
Jeho práce v Caltech v roce 1960 způsobila revoluci v pojetí kovových slitin, když syntetizoval sklovité slitiny Au-25 at.% Si rychlým tuhnutím kapalin rychlostí téměř milion stupňů za sekundu.4 Objev profesora Paula Duvese nejen znamenal začátek historie kovových brýlí (MS), ale také vedl ke změně paradigmatu v tom, jak lidé přemýšlejí o kovových slitinách.Od úplně prvního průkopnického výzkumu v oblasti syntézy MS slitin byla téměř všechna kovová skla kompletně získána jednou z následujících metod: (i) rychlé tuhnutí taveniny nebo páry, (ii) porucha atomové mřížky, (iii) amorfizační reakce v pevném stavu mezi čistými kovovými prvky a (iv) přechody metastabilních fází v pevné fázi.
MG se vyznačují nepřítomností atomového řádu s dlouhým dosahem spojeného s krystaly, což je definující charakteristika krystalů.V moderním světě došlo k velkému pokroku v oblasti kovového skla.Jedná se o nové materiály se zajímavými vlastnostmi, které jsou zajímavé nejen pro fyziku pevných látek, ale také pro metalurgii, povrchovou chemii, technologii, biologii a mnoho dalších oblastí.Tento nový typ materiálu má vlastnosti, které se liší od tvrdých kovů, což z něj činí zajímavého kandidáta pro technologické aplikace v různých oblastech.Mají některé důležité vlastnosti: (i) vysokou mechanickou tažnost a mez kluzu, (ii) vysokou magnetickou permeabilitu, (iii) nízkou koercitivitu, (iv) neobvyklou odolnost proti korozi, (v) teplotní nezávislost.Vodivost 6.7.
Mechanické legování (MA)1,8 je relativně nová metoda, poprvé představená v roce 19839 prof. KK Kokem a jeho kolegy.Vyráběli amorfní prášky Ni60Nb40 mletím směsi čistých prvků při teplotě okolí velmi blízké teplotě místnosti.Typicky se MA reakce provádí mezi difúzním spojováním prášků reaktantů v reaktoru, obvykle vyrobeném z nerezové oceli, do kulového mlýna.10 (obr. la, b).Od té doby se tato metoda mechanicky indukované reakce v pevném stavu používá k přípravě nových prášků amorfních/kovových slitin skla pomocí nízkoenergetických (obr. 1c) a vysokoenergetických kulových mlýnů a tyčových mlýnů11,12,13,14,15,16.Tento způsob byl použit zejména pro přípravu nemísitelných systémů, jako je Cu-Ta17, jakož i slitin s vysokou teplotou tání, jako jsou systémy Al-přechodný kov (TM, Zr, Hf, Nb a Ta)18,19 a Fe-W20., které nelze získat běžnými způsoby vaření.Kromě toho je MA považován za jeden z nejvýkonnějších nanotechnologických nástrojů pro průmyslovou výrobu nanokrystalických a nanokompozitních práškových částic oxidů kovů, karbidů, nitridů, hydridů, uhlíkových nanotrubic, nanodiamantů a také širokou stabilizaci pomocí přístupu shora dolů.1 a metastabilní stadia.
Schéma znázorňující výrobní metodu použitou k přípravě povlaku kovového skla Cu50(Zr50-xNix)/SUS 304 v této studii.(a) Příprava prášků slitiny MC s různými koncentracemi Nix (x; 10, 20, 30 a 40 at. %) za použití metody nízkoenergetického kulového mletí.(a) Výchozí materiál se vloží do nástrojového válce spolu s kuličkami z nástrojové oceli a (b) se utěsní v ochranném boxu naplněném atmosférou He.(c) Průhledný model mlecí nádoby znázorňující pohyb kuličky během mletí.Konečný práškový produkt získaný po 50 hodinách byl použit k potahování substrátu SUS 304 (d) nástřikem za studena.
Pokud jde o povrchy sypkých materiálů (substráty), povrchové inženýrství zahrnuje návrh a úpravu povrchů (substráty) tak, aby poskytovaly určité fyzikální, chemické a technické vlastnosti, které původní sypký materiál nemá.Některé z vlastností, které lze účinně zlepšit povrchovou úpravou, zahrnují odolnost proti otěru, oxidaci a korozi, koeficient tření, bioinertnost, elektrické vlastnosti a tepelnou izolaci, abychom jmenovali alespoň některé.Kvalitu povrchu lze zlepšit metalurgickými, mechanickými nebo chemickými metodami.Jako dobře známý proces je povlak jednoduše definován jako jedna nebo více vrstev materiálu uměle nanesených na povrch hromadného předmětu (substrát) vyrobeného z jiného materiálu.Nátěry se tedy částečně používají k dosažení požadovaných technických nebo dekorativních vlastností a také k ochraně materiálů před očekávanými chemickými a fyzikálními interakcemi s prostředím23.
Pro aplikaci vhodných ochranných vrstev od několika mikrometrů (pod 10-20 mikrometrů) do více než 30 mikrometrů nebo dokonce několika milimetrů v tloušťce lze použít různé metody a techniky.Obecně lze procesy povlakování rozdělit do dvou kategorií: (i) metody mokrého povlakování, včetně galvanického pokovování, galvanického pokovování a žárového zinkování, a (ii) metody suchého povlakování, včetně pájení, navařování, fyzikálního nanášení par (PVD).), chemické nanášení z plynné fáze (CVD), techniky tepelného nástřiku a nověji techniky nástřiku za studena 24 (obrázek 1d).
Biofilmy jsou definovány jako mikrobiální společenstva, která jsou nevratně připojena k povrchům a obklopena vlastními extracelulárními polymery (EPS).Tvorba povrchově zralého biofilmu může vést k významným ztrátám v mnoha průmyslových odvětvích, včetně zpracování potravin, vodních systémů a zdravotnictví.U lidí je s tvorbou biofilmů obtížně léčitelných více než 80 % případů mikrobiálních infekcí (včetně Enterobacteriaceae a Staphylococci).Navíc bylo hlášeno, že zralé biofilmy jsou 1000krát odolnější vůči léčbě antibiotiky ve srovnání s planktonickými bakteriálními buňkami, což je považováno za hlavní terapeutickou výzvu.Historicky se používaly antimikrobiální povrchové povlakové materiály odvozené od běžných organických sloučenin.Ačkoli takové materiály často obsahují toxické složky potenciálně škodlivé pro člověka,25,26 to může pomoci zabránit přenosu bakterií a degradaci materiálu.
Široce rozšířená bakteriální rezistence vůči léčbě antibiotiky v důsledku tvorby biofilmu vedla k potřebě vyvinout účinný povrch potažený antimikrobiální membránou, který lze bezpečně aplikovat27.Prvním přístupem v tomto procesu je vývoj fyzikálního nebo chemického antiadhezivního povrchu, na který se bakteriální buňky nemohou vázat a vytvářet biofilmy v důsledku adheze27.Druhou technologií je vývoj povlaků, které dodávají antimikrobiální chemikálie přesně tam, kde jsou potřeba, ve vysoce koncentrovaných a přizpůsobených množstvích.Toho je dosaženo vývojem jedinečných povlakových materiálů, jako je grafen/germanium28, černý diamant29 a povlaky z uhlíku podobné diamantu dopované ZnO30, které jsou odolné vůči bakteriím, což je technologie, která maximalizuje vývoj toxicity a odolnosti v důsledku tvorby biofilmu.Navíc jsou stále populárnější nátěry obsahující germicidní chemikálie, které poskytují dlouhodobou ochranu před bakteriální kontaminací.Zatímco všechny tři postupy jsou schopny vyvinout antimikrobiální aktivitu na potažených površích, každý má svůj vlastní soubor omezení, která je třeba vzít v úvahu při vývoji aplikační strategie.
Produkty, které jsou v současnosti na trhu, jsou omezovány nedostatkem času na analýzu a testování ochranných nátěrů na biologicky aktivní složky.Společnosti tvrdí, že jejich produkty poskytnou uživatelům požadované funkční aspekty, což se však stalo překážkou úspěchu produktů, které jsou v současnosti na trhu.Sloučeniny odvozené od stříbra se používají v naprosté většině antimikrobiálních látek, které jsou v současnosti spotřebitelům k dispozici.Tyto produkty jsou navrženy tak, aby chránily uživatele před potenciálně škodlivým působením mikroorganismů.Opožděný antimikrobiální účinek a související toxicita sloučenin stříbra zvyšují tlak na výzkumníky, aby vyvinuli méně škodlivou alternativu36,37.Vytvoření globálního antimikrobiálního povlaku, který funguje uvnitř i venku, zůstává výzvou.S tím jsou spojena zdravotní a bezpečnostní rizika.Objevit antimikrobiální látku, která je pro člověka méně škodlivá, a přijít na to, jak ji začlenit do nátěrových substrátů s delší trvanlivostí, je velmi žádaný cíl38.Nejnovější antimikrobiální a antibiofilmové materiály jsou navrženy tak, aby zabíjely bakterie na blízkou vzdálenost buď přímým kontaktem, nebo po uvolnění účinné látky.Mohou toho dosáhnout inhibicí počáteční bakteriální adheze (včetně prevence tvorby proteinové vrstvy na povrchu) nebo zabíjením bakterií zásahem do buněčné stěny.
Povrchová úprava je v podstatě proces nanášení další vrstvy na povrch součásti za účelem zlepšení vlastností povrchu.Účelem povrchového povlaku je změnit mikrostrukturu a/nebo složení blízké povrchové oblasti součásti39.Metody povrchové úpravy lze rozdělit na různé metody, které jsou shrnuty na obr. 2a.Povlaky lze rozdělit na tepelné, chemické, fyzikální a elektrochemické kategorie v závislosti na metodě použité k vytvoření povlaku.
(a) Příloha zobrazující hlavní techniky povrchové výroby a (b) vybrané výhody a nevýhody metody studeného nástřiku.
Technologie studeného nástřiku má mnoho společného s tradičními technikami tepelného nástřiku.Existují však také některé klíčové základní vlastnosti, díky kterým je proces stříkání za studena a materiály stříkání za studena obzvláště jedinečné.Technologie studeného nástřiku je zatím v plenkách, ale čeká ji velká budoucnost.V některých případech nabízejí jedinečné vlastnosti studeného stříkání velké výhody a překonávají omezení konvenčních technik žárového stříkání.Překonává významná omezení tradiční technologie žárového nástřiku, ve které musí být prášek roztaven, aby mohl být nanesen na substrát.Je zřejmé, že tento tradiční proces povlékání není vhodný pro materiály velmi citlivé na teplotu, jako jsou nanokrystaly, nanočástice, amorfní a kovová skla40, 41, 42. Kromě toho mají materiály pro tepelné nanášení vždy vysokou úroveň poréznosti a oxidů.Technologie nástřiku za studena má oproti technologii žárového nástřiku mnoho významných výhod, jako je (i) minimální přívod tepla do substrátu, (ii) flexibilita při výběru povlaku substrátu, (iii) žádná fázové přeměny a růst zrn, (iv) vysoká přilnavost1,39 (obr. 2b).Kromě toho mají nátěrové hmoty stříkané za studena vysokou odolnost proti korozi, vysokou pevnost a tvrdost, vysokou elektrickou vodivost a vysokou hustotu41.Navzdory výhodám procesu stříkání za studena má tento způsob stále některé nevýhody, jak je znázorněno na obrázku 2b.Při potahování čistých keramických prášků jako Al2O3, TiO2, ZrO2, WC atd. nelze použít metodu stříkání za studena.Na druhé straně mohou být keramické/kovové kompozitní prášky použity jako suroviny pro nátěry.Totéž platí pro jiné metody žárového nástřiku.Obtížné povrchy a vnitřky potrubí se stále obtížně stříkají.
Vzhledem k tomu, že tato práce je zaměřena na použití kovových skelných prášků jako výchozích materiálů pro povlaky, je zřejmé, že konvenční žárové stříkání nelze pro tento účel použít.To je způsobeno skutečností, že kovové sklovité prášky krystalizují při vysokých teplotách1.
Většina nástrojů používaných v lékařském a potravinářském průmyslu je vyrobena z austenitických slitin nerezové oceli (SUS316 a SUS304) s obsahem chrómu 12 až 20 % hm. pro výrobu chirurgických nástrojů.Obecně se uznává, že použití kovového chrómu jako legujícího prvku v ocelových slitinách může výrazně zlepšit odolnost standardních ocelových slitin proti korozi.Slitiny nerezové oceli, i přes svou vysokou odolnost proti korozi, nemají významné antimikrobiální vlastnosti38,39.To kontrastuje s jejich vysokou odolností proti korozi.Poté je možné předvídat rozvoj infekce a zánětu, které jsou způsobeny především ulpíváním a kolonizací bakterií na povrchu nerezových biomateriálů.Značné obtíže mohou nastat kvůli značným obtížím spojeným s adhezí bakterií a cestami tvorby biofilmu, což může vést ke špatnému zdraví, což může mít mnoho důsledků, které mohou přímo či nepřímo ovlivnit lidské zdraví.
Tato studie je první fází projektu financovaného Kuwait Foundation for the Advancement of Science (KFAS), smlouva č.2010-550401, prozkoumat proveditelnost výroby kovových skelných ternárních prášků Cu-Zr-Ni pomocí technologie MA (tabulka).1) Pro výrobu SUS304 antibakteriální povrchové ochranné fólie/nátěru.Druhá fáze projektu, která má začít v lednu 2023, bude podrobně studovat galvanické korozní charakteristiky a mechanické vlastnosti systému.Budou provedeny podrobné mikrobiologické testy na různé druhy bakterií.
Tento článek pojednává o vlivu obsahu slitiny Zr na schopnost tvarování skla (GFA) na základě morfologických a strukturních charakteristik.Kromě toho byly také diskutovány antibakteriální vlastnosti práškově potaženého kompozitu kovové sklo/SUS304.Kromě toho byly prováděny pokračující práce na zkoumání možnosti strukturální transformace prášků kovového skla, ke které dochází během studeného nástřiku v oblasti podchlazené kapaliny vyrobených systémů kovového skla.Jako reprezentativní příklady v této studii byly použity slitiny kovového skla Cu50Zr30Ni20 a Cu50Zr20Ni30.
Tato část představuje morfologické změny v prášcích elementární Cu, Zr a Ni během nízkoenergetického kulového mletí.Jako ilustrativní příklady budou použity dva různé systémy skládající se z Cu50Zr20Ni30 a Cu50Zr40Ni10.Proces MA lze rozdělit do tří samostatných fází, jak dokládá metalografická charakterizace prášku získaného ve fázi mletí (obr. 3).
Metalografické charakteristiky prášků mechanických slitin (MA) získaných po různých fázích mletí kuliček.Snímky polní emisní rastrovací elektronové mikroskopie (FE-SEM) prášků MA a Cu50Zr40Ni10 získané po nízkoenergetickém kulovém mletí po dobu 3, 12 a 50 hodin jsou uvedeny v (a), (c) a (e) pro systém Cu50Zr20Ni30 na stejném MA.Odpovídající snímky systému Cu50Zr40Ni10 pořízené po čase jsou uvedeny v (b), (d) a (f).
Při kulovém mletí je efektivní kinetická energie, kterou lze přenést na kovový prášek, ovlivněna kombinací parametrů, jak je znázorněno na obr. 1a.Patří sem srážky mezi kuličkami a prášky, smykové stlačení prášku uvíznutého mezi nebo mezi mlecími médii, nárazy od padajících kuliček, smyk a opotřebení způsobené vlečením prášku mezi pohybujícími se tělesy kulového mlýna a rázová vlna procházející padajícími kuličkami šířící se zatíženou kulturou (obr. 1a). Элементарные порошки Cu, Zr a Ni были сильно деформированы из-за холодной, сварки на раннийй то привело к образованию крупных частиц порошка (> 1 мм в диаметре). Elementární Cu, Zr a Ni prášky byly silně deformovány v důsledku studeného svařování v rané fázi MA (3 h), což vedlo k vytvoření velkých práškových částic (> 1 mm v průměru).Tyto velké kompozitní částice se vyznačují tvorbou silných vrstev legujících prvků (Cu, Zr, Ni), jak je znázorněno na Obr.3a,b.Prodloužení doby MA na 12 h (mezistupeň) vedlo ke zvýšení kinetické energie kulového mlýna, což vedlo k rozkladu kompozitního prášku na menší prášky (méně než 200 μm), jak je znázorněno na obr. 3c, město .V této fázi vede aplikovaná smyková síla k vytvoření nového kovového povrchu s tenkými Cu, Zr, Ni náznakovými vrstvami, jak je znázorněno na obr. 3c, d. Obr.V důsledku obrušování vrstev na rozhraní vloček dochází k reakcím v pevné fázi s tvorbou nových fází.
Na vrcholu procesu MA (po 50 h) byla vločková metalografie sotva patrná (obr. 3e, f) a na leštěném povrchu prášku byla pozorována zrcadlová metalografie.To znamená, že proces MA byl dokončen a byla vytvořena jediná reakční fáze.Elementární složení oblastí naznačených na Obr.3e (I, II, III), f, v, vi) byly stanoveny pomocí rastrovací elektronové mikroskopie s emisemi v poli (FE-SEM) v kombinaci s energeticky disperzní rentgenovou spektroskopií (EDS).(IV).
V tabulce.2 elementární koncentrace legujících prvků jsou znázorněny jako procento celkové hmotnosti každé oblasti vybrané na Obr.3e, f.Porovnání těchto výsledků s počátečními nominálními složeními Cu50Zr20Ni30 a Cu50Zr40Ni10 uvedenými v tabulce 1 ukazuje, že složení těchto dvou konečných produktů jsou velmi blízká nominálním složením.Kromě toho relativní hodnoty složek pro oblasti uvedené na obr. 3e,f nenaznačují významné zhoršení nebo změny ve složení každého vzorku z jedné oblasti do druhé.Svědčí o tom skutečnost, že mezi jednotlivými regiony nedochází ke změně složení.To ukazuje na produkci jednotných slitinových prášků, jak je uvedeno v tabulce 2.
Mikrofotografie FE-SEM prášku konečného produktu Cu50(Zr50-xNix) byly získány po 50 MA krát, jak je znázorněno na obr. 4a-d, kde x je 10, 20, 30 a 40 at. %, v daném pořadí.Po tomto kroku mletí prášek agreguje v důsledku van der Waalsova efektu, což vede k vytvoření velkých agregátů sestávajících z ultrajemných částic o průměru 73 až 126 nm, jak je znázorněno na obrázku 4.
Morfologické charakteristiky Cu50(Zr50-xNix) prášků získaných po 50 hodinách MA.Pro systémy Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30, Cu50Zr10Ni40 jsou snímky FE-SEM prášků získané po 50 MA ukázány v (a), (b), (c) a (d), v tomto pořadí.
Před naplněním prášků do studeného rozprašovacího dávkovače byly nejprve sonikovány v ethanolu analytické čistoty po dobu 15 minut a potom sušeny při 150 °C po dobu 2 hodin.Tento krok musí být proveden pro úspěšný boj s aglomerací, která často způsobuje mnoho vážných problémů v procesu potahování.Po dokončení procesu MA byly provedeny další studie ke zkoumání homogenity slitinových prášků.Na Obr.5a–d ukazují mikrofotografie FE-SEM a odpovídající EDS snímky slitinových prvků Cu, Zr a Ni slitiny Cu50Zr30Ni20 pořízené po 50 hodinách času M.Je třeba poznamenat, že slitinové prášky získané po tomto kroku jsou homogenní, protože nevykazují žádné fluktuace složení nad subnanometrovou úrovní, jak je znázorněno na obrázku 5.
Morfologie a lokální distribuce prvků v prášku MG Cu50Zr30Ni20 získaného po 50 MA pomocí FE-SEM/energetické disperzní rentgenové spektroskopie (EDS).(a) SEM a rentgenové EDS zobrazování (b) Cu-Ka, (c) Zr-La a (d) Ni-Ka.
Obrazce rentgenové difrakce mechanicky legovaných prášků Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30 a Cu50Zr20Ni30 získaných po 50 hodinách MA jsou znázorněny na Obr.6a–d.Po této fázi mletí měly všechny vzorky s různými koncentracemi Zr amorfní struktury s charakteristickými vzory halo difúze znázorněnými na obr. 6.
Rentgenové difrakční obrazce prášků Cu50Zr40Ni10 (a), Cu50Zr30Ni20 (b), Cu50Zr20Ni30 (c) a Cu50Zr20Ni30 (d) po MA po dobu 50 hodin.Ve všech vzorcích bez výjimky byl pozorován halo-difúzní obrazec, což ukazuje na tvorbu amorfní fáze.
Transmisní elektronová mikroskopie s vysokým rozlišením pole (FE-HRTEM) byla použita k pozorování strukturálních změn a pochopení místní struktury prášků vzniklých při kulovém mletí v různých časech MA.Obrázky prášků získaných metodou FE-HRTEM po časném (6 h) a středním (18 h) stupni mletí prášků Cu50Zr30Ni20 a Cu50Zr40Ni10 jsou uvedeny na Obr.7a.Podle snímku ve světlém poli (BFI) prášku získaného po 6 h MA se prášek skládá z velkých zrn s jasně definovanými hranicemi prvků fcc-Cu, hcp-Zr a fcc-Ni a nejsou zde žádné známky tvorby reakční fáze, jak je znázorněno na obr. 7a.Kromě toho korelovaný vybraný plošný difrakční obrazec (SADP) odebraný ze střední oblasti (a) odhalil ostrý difrakční obrazec (obr. 7b) indikující přítomnost velkých krystalitů a nepřítomnost reaktivní fáze.
Místní strukturní charakteristiky prášku MA získaného po časném (6 h) a středním (18 h) stádiu.(a) Transmisní elektronová mikroskopie s vysokým rozlišením pole (FE-HRTEM) a (b) odpovídající vybraný plošný difraktogram (SADP) prášku Cu50Zr30Ni20 po ošetření MA po dobu 6 hodin.Snímek FE-HRTEM Cu50Zr40Ni10 získaný po 18 hodinách MA je uveden v (c).
Jak je znázorněno na Obr.7c, prodloužení doby MA na 18 h vedlo k vážným defektům mřížky v kombinaci s plastickou deformací.V tomto mezistupni procesu MA se v prášku objevují různé defekty, včetně defektů ve vrstvení, defektů mřížky a bodových defektů (obr. 7).Tyto defekty způsobují fragmentaci velkých zrn podél hranic zrn na podzrna o velikosti menší než 20 nm (obr. 7c).
Lokální struktura prášku Cu50Z30Ni20 mletého 36 h MA je charakterizována tvorbou ultrajemných nanozrn uložených v amorfní tenké matrici, jak je znázorněno na obr. 8a.Lokální analýza EMF ukázala, že nanoklastry zobrazené na Obr.8a jsou spojeny s neupravenými práškovými slitinami Cu, Zr a Ni.Obsah Cu v matrici kolísal od ~32 at.% (chudá zóna) do ~74 at.% (bohatá zóna), což ukazuje na tvorbu heterogenních produktů.Kromě toho odpovídající SADP prášků získaných po mletí v tomto kroku vykazují prstence primární a sekundární halo-difúzní amorfní fáze překrývající se s ostrými hroty spojenými s těmito neupravenými legujícími prvky, jak je znázorněno na obr. 8b.
Místní strukturní rysy prášku Beyond 36 h-Cu50Zr30Ni20 v nanoměřítku.(a) Obraz ve světlém poli (BFI) a odpovídající (b) SADP prášku Cu50Zr30Ni20 získaného po mletí po dobu 36 hodin MA.
Ke konci MA procesu (50 h) mají prášky Cu50(Zr50-xNix), X, 10, 20, 30 a 40 at.% bez výjimky labyrintovou morfologii amorfní fáze, jak je znázorněno na Obr.Ani bodová difrakce, ani ostré prstencové vzory nebyly detekovány v odpovídajícím SADS každé kompozice.To naznačuje nepřítomnost neupraveného krystalického kovu, ale spíše tvorbu amorfního slitinového prášku.Tyto korelované SADP vykazující vzorce halo difúze byly také použity jako důkaz pro vývoj amorfních fází v materiálu konečného produktu.
Lokální struktura finálního produktu systému Cu50 MS (Zr50-xNix).FE-HRTEM a korelované difrakční obrazce nanopaprsků (NBDP) (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 a (d) Cu50Zr10Ni40 získané po 50 hodinách MA.
Pomocí diferenciální skenovací kalorimetrie byla studována tepelná stabilita teploty skelného přechodu (Tg), oblasti podchlazené kapaliny (ATx) a teploty krystalizace (Tx) v závislosti na obsahu Ni (x) v amorfním systému Cu50(Zr50-xNix).(DSC) vlastnosti v toku plynu He.DSC křivky prášků amorfních slitin Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20 a Cu50Zr10Ni40 získaných po MA po dobu 50 hodin jsou znázorněny na Obr.10a, b, e, v tomto pořadí.Zatímco křivka DSC amorfního Cu50Zr20Ni30 je ukázána samostatně na obr. 10. století. Mezitím je vzorek Cu50Zr30Ni20 zahřátý na ~700 °C v DSC ukázán na obr. 10g.
Tepelná stabilita prášků Cu50(Zr50-xNix) MG získaných po MA po dobu 50 hodin je určena teplotou skelného přechodu (Tg), teplotou krystalizace (Tx) a oblastí podchlazené kapaliny (ATx).Termogramy prášků diferenciálního skenovacího kalorimetru (DSC) prášků slitiny Cu50Zr40Ni10 (a), Cu50Zr30Ni20 (b), Cu50Zr20Ni30 (c) a (e) prášků slitiny Cu50Zr10Ni40 MG po MA po dobu 50 hodin.Rentgenový difrakční obrazec (XRD) vzorku Cu50Zr30Ni20 zahřátého na ~700 °C v DSC je uveden v (d).
Jak je znázorněno na obrázku 10, křivky DSC pro všechny kompozice s různými koncentracemi niklu (x) ukazují dva různé případy, jeden endotermický a druhý exotermický.První endotermický jev odpovídá Tg a druhý je spojen s Tx.Horizontální oblast rozpětí, která existuje mezi Tg a Tx, se nazývá oblast podchlazené kapaliny (ΔTx = Tx – Tg).Výsledky ukazují, že Tg a Tx vzorku Cu50Zr40Ni10 (obr. 10a) umístěného při 526 °C a 612 °C posouvají obsah (x) až o 20 při % směrem k nízkoteplotní straně 482 °C a 563 °C.°C s rostoucím obsahem Ni (x), jak je znázorněno na obrázku 10b.V důsledku toho ΔTx Cu50Zr40Ni10 klesá z 86°С (obr. 10a) na 81°С pro Cu50Zr30Ni20 (obr. 10b).U slitiny MC Cu50Zr40Ni10 byl rovněž pozorován pokles hodnot Tg, Tx a ΔTx na úrovně 447°С, 526°С a 79°С (obr. 10b).To ukazuje, že zvýšení obsahu Ni vede ke snížení tepelné stability MS slitiny.Naopak hodnota Tg (507 °C) u slitiny MC Cu50Zr20Ni30 je nižší než u slitiny MC Cu50Zr40Ni10;přesto jeho Tx vykazuje hodnotu srovnatelnou s ním (612 °C).Proto má ΔTx vyšší hodnotu (87°C), jak je znázorněno na obr.10. století
Systém Cu50(Zr50-xNix) MC, využívající jako příklad slitinu Cu50Zr20Ni30 MC, krystalizuje přes ostrý exotermický pík do fcc-ZrCu5, ortorombické-Zr7Cu10 a ortorombické-ZrNi krystalické fáze (obr. 10c).Tento fázový přechod z amorfního na krystalický byl potvrzen rentgenovou difrakční analýzou vzorku MG (obr. 10d), který byl zahřátý na 700 °C v DSC.
Na Obr.11 ukazuje fotografie pořízené během procesu studeného nástřiku prováděného v současné práci.V této studii byly jako antibakteriální surovina použity kovové sklovité práškové částice syntetizované po MA po dobu 50 hodin (s použitím příkladu Cu50Zr20Ni30) a deska z nerezové oceli (SUS304) byla potažena studeným nástřikem.Metoda studeného nástřiku byla zvolena pro potahování v řadě technologií žárového nástřiku, protože je to nejúčinnější metoda v řadě technologií žárového nástřiku, kde ji lze použít pro kovové metastabilní materiály citlivé na teplo, jako jsou amorfní a nanokrystalické prášky.Nepodléhá fázi.přechody.To je hlavní faktor při výběru této metody.Proces studené depozice se provádí pomocí vysokorychlostních částic, které přeměňují kinetickou energii částic na plastickou deformaci, deformaci a teplo při dopadu na substrát nebo dříve uložené částice.
Terénní fotografie ukazují postup studeného nástřiku použitý pro pět po sobě jdoucích přípravků MG/SUS 304 při 550 °C.
Kinetická energie částic, stejně jako hybnost každé částice při vytváření povlaku, musí být přeměněna na jiné formy energie prostřednictvím takových mechanismů, jako je plastická deformace (primární částice a mezičásticové interakce v matrici a interakce částic), intersticiální uzlíky pevných látek, rotace mezi částicemi, deformace a omezující ohřev 39. Navíc, pokud ne všechny částice jsou výsledkem přeměny tepelné a deformační energie, znamená to, že výsledkem je pouze pružná kinetická energie, srážka, srážka po dopadu odrazit.Bylo zjištěno, že 90 % energie nárazu aplikované na materiál částice/substrát se přemění na místní teplo 40 .Navíc, když je aplikováno rázové namáhání, je dosaženo vysokých rychlostí plastické deformace v oblasti kontaktu částice/substrát ve velmi krátkém čase41,42.
Plastická deformace je obvykle považována za proces disipace energie, nebo spíše za zdroj tepla v oblasti rozhraní.Zvýšení teploty v mezifázové oblasti však obvykle nestačí pro vznik mezifázového tání nebo výraznou stimulaci vzájemné difúze atomů.Žádná publikace známá autorům nezkoumala vliv vlastností těchto kovových skelných prášků na adhezi prášku a usazování, ke kterému dochází při použití technik studeného nástřiku.
BFI prášku slitiny MG Cu50Zr20Ni30 je vidět na obr. 12a, který byl nanesen na substrát SUS 304 (obr. 11, 12b).Jak je vidět z obrázku, potažené prášky si zachovávají svou původní amorfní strukturu, protože mají jemnou labyrintovou strukturu bez jakýchkoli krystalických znaků nebo mřížkových defektů.Na druhé straně snímek ukazuje na přítomnost cizí fáze, jak dokazují nanočástice obsažené v práškové matrici potažené MG (obr. 12a).Obrázek 12c ukazuje indexovaný difrakční obrazec nanopaprsku (NBDP) spojený s oblastí I (obrázek 12a).Jak je znázorněno na Obr.12c, NBDP vykazuje slabý halo-difúzní vzor amorfní struktury a koexistuje s ostrými skvrnami odpovídajícími krystalické velké kubické metastabilní fázi Zr2Ni plus tetragonální CuO fázi.Vznik CuO lze vysvětlit oxidací prášku při pohybu z trysky stříkací pistole na SUS 304 ve volném vzduchu v nadzvukovém proudu.Na druhé straně, odskelnění kovových skelných prášků mělo za následek tvorbu velkých krychlových fází po ošetření studeným nástřikem při 550 °C po dobu 30 minut.
(a) FE-HRTEM snímek MG prášku naneseného na (b) substrát SUS 304 (vložený obrázek).Index NBDP kulatého symbolu zobrazeného v (a) je zobrazen v (c).
Pro testování tohoto potenciálního mechanismu tvorby velkých kubických nanočástic Zr2Ni byl proveden nezávislý experiment.V tomto experimentu byly prášky rozprašovány z atomizéru při 550 °C ve směru k substrátu SUS 304;avšak pro stanovení účinku žíhání byly prášky odstraněny z proužku SUS304 co nejrychleji (asi 60 s).).Byla provedena další série experimentů, ve kterých byl prášek odstraněn ze substrátu přibližně 180 sekund po aplikaci.
Obrázky 13a,b ukazují snímky v tmavém poli (DFI) ze skenovací transmisní elektronové mikroskopie (STEM) dvou naprašovaných materiálů nanesených na substráty SUS 304 po dobu 60 s a 180 s.Práškový obraz uložený po dobu 60 sekund postrádá morfologické detaily a vykazuje nevýraznost (obr. 13a).To bylo také potvrzeno XRD, který ukázal, že celková struktura těchto prášků byla amorfní, jak ukazují široké primární a sekundární difrakční píky znázorněné na obrázku 14a.To ukazuje na nepřítomnost metastabilních/mezofázových precipitátů, ve kterých si prášek zachovává svou původní amorfní strukturu.Naproti tomu prášek nanesený při stejné teplotě (550 °C), ale ponechaný na substrátu po dobu 180 s, vykazoval depozici nanorozměrů zrn, jak je znázorněno šipkami na obr. 13b.