Děkujeme, že jste navštívili Nature.com. Verze prohlížeče, kterou používáte, má omezenou podporu pro CSS. Abyste dosáhli co nejlepšího zážitku, doporučujeme vám používat aktualizovaný prohlížeč (nebo vypnout režim kompatibility v Internet Exploreru). Abychom zajistili nepřetržitou podporu, budeme web mezitím zobrazovat bez stylů a JavaScriptu.
Biofilmy jsou důležitou složkou ve vývoji chronických infekcí, zejména pokud se jedná o zdravotnické prostředky. Tento problém představuje obrovskou výzvu pro lékařskou komunitu, protože standardní antibiotika dokážou vymýtit biofilmy pouze ve velmi omezené míře. Prevence tvorby biofilmu vedlo k vývoji různých metod potahování a nových materiálů. Tyto metody se zaměřují na povlékání povrchů způsobem, který zabraňuje tvorbě biofilmů, zejména slitiny titanu a slitiny obsahující titan. Současně se zvýšilo využití technologie nástřiku za studena, která je vhodnou metodou pro zpracování materiálů citlivých na teplotu. Součástí této studie bylo vyvinout nový antibakteriální film kovového skla složeného z ternárního Cu-Zr-Ni za použití technik mechanického legování. Sférický prášek, který tvoří finální produkt, se používá jako surovina pro nástřik skla za studena na povrchy z nerezové oceli, které byly schopny výrazně snížit tvorbu biofilmových nástřiků na nerezové oceli při nízkých teplotách. .
V celé historii lidstva byla jakákoliv společnost schopna navrhnout a prosazovat zavádění nových materiálů, které splňují její specifické požadavky, což vedlo ke zlepšení výkonnosti a hodnocení v globalizované ekonomice1. Vždy se to přisuzovalo lidské schopnosti vyvíjet materiály a výrobní zařízení a návrhy pro výrobu a charakterizaci materiálů za účelem dosažení přínosů ve zdravotnictví, vzdělávání, průmyslu, ekonomice, kultuře a dalších oblastech z jedné země nebo regionu do jiné země nebo regionu nebo regionu.2 Již 60 let věnují vědci v oblasti materiálů velkou část svého času tomu, aby se soustředili na jeden hlavní problém: hledání nových a nejmodernějších materiálů. Nedávný výzkum se zaměřil na zlepšení kvality a výkonu stávajících materiálů a také na syntézu a vynalézání zcela nových typů materiálů.
Přidání legujících prvků, úprava mikrostruktury materiálu a aplikace tepelných, mechanických nebo termomechanických technik zpracování vedly k významnému zlepšení mechanických, chemických a fyzikálních vlastností řady různých materiálů. Kromě toho byly v tomto bodě úspěšně syntetizovány dosud neslýchané sloučeniny. Tyto vytrvalé snahy zplodily novou rodinu inovativních materiálů, souhrnně známých jako Advanced MaterialsNanoctumbes , amorfní kovová skla s nulovým rozměrem a slitiny s vysokou entropií jsou jen některé příklady pokročilých materiálů uváděných na svět od poloviny minulého století. Při výrobě a vývoji nových slitin s vynikajícími vlastnostmi, ať už v konečném produktu, nebo v mezistupních jeho výroby, se často přidává problém nevyváženosti. V důsledku implementace nových výrobních technik bylo objeveno, že celá známá třída kovových skel se výrazně odchyluje od nové třídy kovových skel.
Jeho práce ve společnosti Caltech v roce 1960 přinesla revoluci v koncepci kovových slitin, když syntetizoval sklovité slitiny Au-25 at.% Si rychlým tuhnutím kapalin rychlostí téměř milion stupňů za sekundu 4.Událost objevu profesora Pol Duwezse nejen předznamenala počátek historie kovových skel (MG), ale také vedla k nejrozšířenějšímu přemýšlení o objevování slitin kovů v uších. MG slitiny, téměř všechna kovová skla byla vyrobena výhradně pomocí jedné z následujících metod;(i) rychlé tuhnutí taveniny nebo páry, (ii) atomové neuspořádání mřížky, (iii) amorfizační reakce v pevné fázi mezi čistými kovovými prvky a (iv) přechody metastabilních fází v pevné fázi.
MG se vyznačují nedostatkem atomového řádu s dlouhým dosahem spojeného s krystaly, což je definující charakteristika krystalů. V dnešním světě došlo k velkému pokroku v oblasti kovového skla. Jedná se o nové materiály se zajímavými vlastnostmi, které jsou zajímavé nejen ve fyzice pevných látek, ale také v metalurgii, povrchové chemii, technologii, biologii a mnoha dalších oblastech, které z něj činí zajímavého kandidáta na různé druhy pevných materiálů. y mají některé důležité vlastnosti;(i) vysoká mechanická tažnost a mez kluzu, (ii) vysoká magnetická permeabilita, (iii) nízká koercivita, (iv) neobvyklá odolnost proti korozi, (v) teplotní nezávislost Vodivost 6,7.
Mechanické legování (MA) 1,8 je relativně nová technika, poprvé představená v roce 19839 profesorem CC Kockem a kolegy. Připravili amorfní prášky Ni60Nb40 mletím směsi čistých prvků při okolních teplotách velmi blízkých pokojové teplotě.Typicky se MA reakce provádí mezi difuzní vazbou prášků reaktantového materiálu v reaktoru, obvykle vyrobeném z nerezové oceli do kulového mlýna 10 (obr. 1a, b). Od té doby se tato mechanicky indukovaná reakční technika v pevné fázi používá k přípravě nových prášků amorfní/kovové slitiny skla za použití nízkoenergetických (obr. 1c) a vysokoenergetických 1,1,1,1 tyčových mlýnů,1,2 kulových mlýnů1,5. Tato metoda byla použita zejména pro přípravu nemísitelných systémů, jako je Cu-Ta17, stejně jako slitiny s vysokým bodem tání, jako jsou systémy přechodových kovů Al (TM; Zr, Hf, Nb a Ta)18,19 a Fe-W20, které nelze získat konvenčními cestami přípravy. Kromě toho je MA považován za jeden z nejúčinnějších nástrojů pro přípravu nanotechnologií nanokomstalických práškových částic pro průmyslové nanokompozity. es, nitridy, hydridy, uhlíkové nanotrubice, nanodiamanty, Stejně jako široká stabilizace prostřednictvím přístupu shora dolů 1 a metastabilních stupňů.
Schéma znázorňující výrobní metodu použitou k přípravě povlaku z kovového skla (MG) Cu50(Zr50−xNix)/SUS 304 v této studii. (a) Příprava prášků slitiny MG s různými koncentracemi Ni x (x; 10, 20, 30 a 40 at. %) pomocí techniky nízkoenergetického kulového frézování. Atmosféra.(c) Průhledný model mlecí nádoby znázorňující pohyb koule během mletí. Konečný produkt prášku získaný po 50 hodinách byl použit k potažení substrátu SUS 304 metodou studeného nástřiku (d).
Pokud jde o povrchy sypkých materiálů (substráty), povrchové inženýrství zahrnuje návrh a úpravu povrchů (substrátů) tak, aby poskytovaly určité fyzikální, chemické a technické vlastnosti, které původní sypký materiál neobsahuje. Některé vlastnosti, které lze účinně zlepšit povrchovými úpravami, zahrnují odolnost proti otěru, oxidaci a odolnost proti korozi, koeficient tření, biologickou inertnost, elektrické vlastnosti a tepelnou izolaci, lze jmenovat alespoň některé vylepšené povrchové úpravy pomocí chemických nebo mechanických technik. zjednodušeně definováno jako jedna nebo více vrstev materiálu uměle nanesených na povrch hromadného předmětu (substrát) vyrobeného z jiného materiálu. Nátěry se tedy částečně používají k dosažení některých požadovaných technických nebo dekorativních vlastností a také k ochraně materiálů před očekávanými chemickými a fyzikálními interakcemi s okolním prostředím23.
Za účelem nanesení vhodných povrchových ochranných vrstev o tloušťce od několika mikrometrů (pod 10-20 mikrometrů) do více než 30 mikrometrů nebo dokonce několik milimetrů lze použít mnoho metod a technik. Obecně lze procesy nanášení rozdělit do dvou kategorií: (i) metody mokrého nanášení, včetně galvanického pokovování, bezproudové pokovování a žárové pokovování, včetně metod povrchového zinkování, pájení napařováním, metody pájení párou, PV, metody nanášení na pájení párou, fyzikální metody a metody pokovování chemická depozice z plynné fáze (CVD), techniky tepelného nástřiku a nověji techniky nástřiku za studena 24 (obr. 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 potravinářského průmyslu, vodních systémů a zdravotnického prostředí. U lidí, když se tvoří biofilmy, je více než 80 % případů mikrobiálních infekcí (včetně biofilmů) obtížně léčitelných mikrobiálních infekcí a enterobakterií. filmy byly hlášeny jako 1000krát odolnější vůči antibiotické léčbě ve srovnání s planktonickými bakteriálními buňkami, což je považováno za hlavní terapeutickou výzvu. Historicky se používaly antimikrobiální povrchové nátěrové materiály odvozené od konvenčních organických sloučenin. Ačkoli takové materiály často obsahují toxické složky, které jsou potenciálně nebezpečné pro člověka,25,26 mohou pomoci zabránit přenosu bakterií a zničení materiálu.
Široká rezistence bakterií vůči antibiotické léčbě v důsledku tvorby biofilmu vedla k potřebě vyvinout účinný antimikrobiální membránou potažený povrch, který lze bezpečně aplikovat27. Vývoj fyzikálního nebo chemického antiadhezivního povrchu, na který jsou bakteriální buňky inhibovány vázat se a vytvářet biofilmy díky adhezi, je prvním přístupem v tomto procesu27. Druhou technologií je vyvinout povlaky, které jsou přesně koncentrované a které umožňují dodávat antimikrobiální množství na míru. vývoj jedinečných nátěrových materiálů, jako je grafen/germanium28, černý diamant29 a uhlíkové povlaky podobné diamantu dopované ZnO30, které jsou odolné vůči bakteriím, což je technologie, která maximalizuje vývoj toxicity a odolnosti v důsledku tvorby biofilmu, jsou výrazně sníženy. Navíc povlaky, které do povrchů začleňují germicidní chemikálie, poskytují dlouhodobou ochranu před bakteriální kontaminací, všechny se stávají populárnějšími třemi antimikrobiálními účinky. jejich vlastní sadu omezení, která by měla být zohledněna při vývoji aplikačních strategií.
Produkty, které jsou v současné době na trhu, jsou omezovány nedostatkem času na analýzu a testování ochranných povlaků pro biologicky aktivní složky. Společnosti tvrdí, že jejich produkty poskytnou uživatelům žádoucí funkční aspekty;to však bylo překážkou úspěchu produktů, které jsou v současné době na trhu. Sloučeniny získané ze stříbra se používají v naprosté většině antimikrobiálních terapií, které jsou nyní spotřebitelům k dispozici. Tyto produkty jsou vyvinuty, aby chránily uživatele před potenciálně nebezpečnými účinky mikroorganismů. Zpožděný antimikrobiální účinek a související toxicita sloučenin stříbra zvyšuje tlak na výzkumníky, aby vyvinuli méně škodlivou alternativu, která by měla být celosvětově působící protinádorový nátěr36, který je stále protichůdný. .Je to kvůli souvisejícím rizikům pro zdraví i bezpečnost.Objevení antimikrobiálního činidla, které je pro člověka méně škodlivé, a zjištění, jak jej začlenit do povlakových substrátů s delší trvanlivostí, je velmi žádaným cílem38. Nejnovější antimikrobiální a antibiofilmové materiály jsou navrženy tak, aby zabíjely bakterie na blízko, buď přímým kontaktem, nebo poté, co se aktivní činidlo může inhibovat tvorbou povrchové vrstvy, a to prostřednictvím inhibice povrchové inhibice. nebo zabíjením bakterií zásahem do buněčné stěny.
Povrchová úprava je v zásadě proces umístění další vrstvy na povrch součásti za účelem zlepšení vlastností souvisejících s povrchem. Cílem povrchové úpravy je přizpůsobit mikrostrukturu a/nebo složení oblasti blízké povrchu součásti39. Techniky povrchové úpravy lze rozdělit do různých metod, které jsou shrnuty na obr. 2a. Nátěry lze dále rozdělit do kategorií tepelné, chemické, fyzikální a elektrochemické podle použité metody.
(a) Příloha zobrazující hlavní výrobní techniky použité pro povrch a (b) vybrané výhody a nevýhody techniky studeného nástřiku.
Technologie studeného nástřiku sdílí mnoho podobností s konvenčními metodami žárového nástřiku. Existují však také některé klíčové základní vlastnosti, které činí proces nástřiku za studena a materiály nástřiku za studena obzvláště jedinečnými. Technologie studeného nástřiku je stále v plenkách, ale má světlou budoucnost. V určitých aplikacích nabízejí jedinečné vlastnosti studeného nástřiku velké výhody, které překonávají vrozená omezení typických metod žárového nástřiku. Poskytuje způsob, jak překonat významná omezení tradiční technologie žárového nástřiku, která musí být nanesena na tento tradiční substrát. proces povlékání není vhodný pro materiály velmi citlivé na teplotu, jako jsou nanokrystaly, nanočástice, amorfní a kovová skla40, 41, 42. Materiály pro potahování žárovým nástřikem navíc vždy vykazují vysokou úroveň poréznosti a oxidů. Technologie studeného nástřiku má oproti technologii žárového nástřiku mnoho významných výhod, jako je (i) minimální vstup tepla do substrátu, (ii) pevnost v růstu, nepřítomnost fáze transformace substrátu) zrnitost, pružnost, absence fáze transformace substrátu (obr.2b). Kromě toho mají nátěrové hmoty stříkáním za studena vysokou odolnost proti korozi, vysokou pevnost a tvrdost, vysokou elektrickou vodivost a vysokou hustotu41. Na rozdíl od výhod procesu nástřiku za studena má použití této techniky stále některé nevýhody, jak ukazuje obrázek 2b. Při nanášení čistých keramických prášků, jako jsou Al2O3, TiO2, ZrO2, WC atd., nelze použít pro stříkání za studena stejnou metodu keramického nástřiku jako surový kompozitní materiál. Složité povrchy a vnitřní povrchy trubek se stále obtížně stříkají.
Vzhledem k tomu, že současná práce se zaměřuje na použití kovových skelných prášků jako surových nátěrových materiálů, je zřejmé, že konvenční žárové stříkání nelze pro tento účel použít. Je to proto, 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 mezi 12 a 20 % hm. pro výrobu chirurgických nástrojů. Všeobecně se uznává, že použití kovového chrómu jako legujícího prvku v ocelových slitinách může výrazně zlepšit odolnost proti korozi standardních ocelových slitin, navzdory jejich vysoké odolnosti vůči korozi38 korozivzdorné oceli nevykazují vysokou odolnost proti korozi. s jejich vysokou korozní odolností. Poté lze předvídat rozvoj infekce a zánětu, který je způsoben především ulpíváním a kolonizací bakterií na povrchu biomateriálů z nerezové oceli. Značné potíže mohou nastat kvůli značným obtížím spojeným s adhezí bakterií a cestami tvorby biofilmu, což může vést ke zhoršení zdraví, což může mít řadu důsledků, které mohou přímo či nepřímo ovlivnit lidské zdraví.
Tato studie je první fází projektu financovaného Kuwait Foundation for the Advancement of Science (KFAS), kontrakt č. 2010-550401, který má prozkoumat proveditelnost výroby kovových skelných Cu-Zr-Ni ternárních prášků pomocí MA technologie (Tabulka 1) pro výrobu antibakteriálního filmu/SUS304, projekt zahájí druhou fázi elektrochemické ochrany proti korozi v lednu 203, projekt elektrochemické ochrany proti korozi podrobně charakteristiky a mechanické vlastnosti systému. Pro různé bakteriální druhy budou provedeny podrobné mikrobiologické testy.
V tomto článku je diskutován vliv obsahu legujícího prvku Zr na schopnost tvořit sklo (GFA) na základě morfologických a strukturních charakteristik. Kromě toho byly diskutovány také antibakteriální vlastnosti potaženého kovového práškového laku na sklo/kompozit SUS304. Dále byla provedena současná práce na zkoumání možnosti strukturní transformace prášků kovového skla, ke které dochází během nástřiku za studena, reprezentativní oblast podchlazeného skla 0NiZ03. V této studii byly použity slitiny kovového skla 0 a Cu50Zr20Ni30.
V této části jsou uvedeny morfologické změny elementárních Cu, Zr a Ni prášků při nízkoenergetickém kulovém mletí. Jako ilustrativní příklady budou jako reprezentativní příklady použity dva různé systémy skládající se z Cu50Zr20Ni30 a Cu50Zr40Ni10. Proces MA lze rozdělit do tří odlišných fází, jak ukazuje metalografická charakterizace prášku vyrobeného během mletí (obr. 3).
Metalografické charakteristiky prášků z mechanických slitin (MA) získaných po různých fázích doby mletí v kulovém mlýnu. Snímky prášků MA a Cu50Zr40Ni10 získané po nízkoenergetickém kulovém frézování 3, 12 a 50 h jsou zobrazeny v polích (a), (c) a (e) pro Cor0Ni30Zr pro systém Cor0Ni30Zr (FE-SEM) pro stejný systém Cu50Zr40Zr. 0 Systém Ni10 odebraný po čase je uveden v (b), (d) a (f).
Během kulového mletí je efektivní kinetická energie, která může být přenesena na kovový prášek, ovlivněna kombinací parametrů, jak je znázorněno na obr. 1a. Patří sem kolize mezi kuličkami a prášky, tlakové střihy prášku uvíznutého mezi nebo mezi mlecími médii, dopad padajících kuliček, smyk a opotřebení způsobené tahem prášku mezi pohybujícími se kuličkovými mlecími médii a rázová vlna procházející skrz Padající kuličky se rozprostírají a Cu1 prášek se rozprostírá v důsledku zatížení plodiny. svařování za studena v rané fázi MA (3 h), výsledkem jsou velké práškové částice (>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 MA času na 12 h (mezistupeň) mělo za následek zvýšení kinetické energie kulového mlýna (rozklad na práškový 20 jemný práškový kompozit, jak je znázorněno na práškovém 20). obr. 3c, d. V této fázi vede aplikovaná smyková síla k vytvoření nového kovového povrchu s jemnými vrstvami Cu, Zr, Ni náznaku, jak je znázorněno na obr. 3c, d. V důsledku zjemnění vrstvy dochází na rozhraní vloček k reakcím v pevné fázi za vzniku nových fází.
Při vyvrcholení procesu MA (po 50 h) byla vločkovitá metalografie jen slabě viditelná (obr. 3e, f), ale vyleštěný povrch prášku vykazoval zrcadlovou metalografii. To znamená, že proces MA byl dokončen a došlo k vytvoření jediné reakční fáze. Elementární složení oblastí indexovaných na obr. 3e (I, II, III) bylo stanoveno pomocí elektronového mikroskopu (elektro-mikroskopie) v kombinaci s polem (vFE-Microscop), v energeticky disperzní rentgenová spektroskopie (EDS) (IV).
V tabulce 2 jsou elementární koncentrace legujících prvků znázorněny jako procento z celkové hmotnosti každé oblasti vybrané na obr. 3e,f. Při porovnání těchto výsledků s výchozími nominálními složeními Cu50Zr20Ni30 a Cu50Zr40Ni10 uvedenými v tabulce 1 je vidět, že složení těchto dvou finálních produktů mají velmi podobné hodnoty pro relativní hodnoty 3 složek uvedených v dalších oblastech, viz obr. neznamená výrazné zhoršení nebo kolísání složení každého vzorku z jedné oblasti do druhé. To dokazuje skutečnost, že nedochází k žádné změně složení z jedné oblasti do druhé. To ukazuje na výrobu homogenních slitinových prášků, jak ukazuje tabulka 2.
Mikrofotografie FE-SEM finálního produktu Cu50(Zr50−xNix) prášku byly získány po 50 MA krát, jak je znázorněno na obr. 4a–d, kde x je 10, 20, 30 a 40 at. %, v tomto pořadí. jak je znázorněno na obrázku 4.
Morfologické charakteristiky Cu50(Zr50−xNix) prášků získaných po MA čase 50 h. Pro systémy Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30, Cu50Zr10Ni40 jsou FE-SEM snímky prášků MAc získané po 50, v tomto pořadí, (v tomto pořadí), (doby MAc), resp.
Před vložením prášků do studeného podavače byly nejprve sonikovány v etanolu analytické kvality po dobu 15 minut a poté sušeny při 150 °C po dobu 2 hodin. Tento krok je třeba provést, aby bylo možné úspěšně bojovat s aglomerací, která často způsobuje mnoho významných problémů v průběhu procesu potahování. Po dokončení procesu MA byly provedeny další charakterizace, aby se prozkoumala homogenita prášků ze slitiny 5-FE a odpovídající obrázky CuEM – obrázek SDS. Legující prvky Zr a Ni slitiny Cu50Zr30Ni20 získané po 50 hodinách času M. Je třeba poznamenat, že slitinové prášky vyrobené po tomto kroku jsou homogenní, protože nevykazují žádné fluktuace složení nad subnanometrovou úrovní, jak je znázorněno na obrázku 5.
Morfologie a lokální elementární distribuce prášku MG Cu50Zr30Ni20 získaného po 50 MA krát pomocí FE-SEM/energeticky disperzní rentgenové spektroskopie (EDS). (a) SEM a rentgenové EDS mapování (b) Cu-Kα, (c) Zr-Lα a (d) Ni-Kα snímků.
XRD obrazce mechanicky legovaných prášků Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30 a Cu50Zr20Ni30 získané po době MA 50 h jsou zobrazeny na obr. 6a–d, v tomto pořadí. Po této fázi mletí vykazovaly všechny vzorky charakteristické dimorfní struktury s různými koncentracemi Zr6.
XRD obrazce (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 a (d) Cu50Zr20Ni30 prášků po MA době 50 h. Všechny vzorky bez výjimky vykazovaly halo difúzní obraz, naznačující tvorbu amorfní fáze.
Polní emisní transmisní elektronová mikroskopie s vysokým rozlišením (FE-HRTEM) byla použita k pozorování strukturálních změn a pochopení místní struktury prášků vyplývajících z mletí v kulovém mlýnu v různých časech MA. FE-HRTEM snímky prášků získaných po rané (6 h) a střední (18 h) fázi mletí pro Cu50Zr30Ni20 a Cu50Zr40C bright, pole jsou zobrazeny na obrázku obr.Acording. (BFI) prášku vyrobeného po MA​​ 6 h, prášek je složen z velkých zrn s dobře definovanými hranicemi prvků fcc-Cu, hcp-Zr a fcc-Ni a neexistují žádné známky toho, že by se vytvořila reakční fáze, jak je znázorněno na obr. 7a. Dále korelovaný vybraný plošný difrakční obrazec (SADP) odhalil vzor střední oblasti (SADP) indikující přítomnost střední oblasti a obr. diff velké krystality a nepřítomnost reaktivní fáze.
Lokální strukturní charakterizace MA prášku získaného po časných (6 h) a středních (18 h) stádiích. (a) Emisní pole s vysokým rozlišením transmisní elektronová mikroskopie (FE-HRTEM) a (b) odpovídající vybraný plošný difrakční obrazec (SADP) prášku Cu50Zr30Ni20 po ošetření MA po dobu 6 h. Snímek FE-HRTEM pro Cu5018h50Zr je zobrazen po 6 hodinách.
Jak je znázorněno na obr. 7c, prodloužení doby trvání MA na 18 hodin vedlo k vážným defektům mřížky v kombinaci s plastickou deformací. Během tohoto mezistupně procesu MA prášek vykazuje různé defekty, včetně chyb ve vrstvení, defektů mřížky a bodových defektů (obrázek 7). Tyto defekty způsobují, že se velká zrna rozdělují podél hranic zrn na podzrna o velikosti menší než 20 c nm (obr.).
Místní struktura prášku Cu50Z30Ni20 mletého po dobu 36 hodin MA času má tvorbu ultrajemných nanozrn zapuštěných do amorfní jemné matrice, jak je znázorněno na obr. 8a. Místní analýza EDS ukázala, že tyto nanoklastry zobrazené na obr. 8a byly spojeny s nezpracovanými slitinami Cu, Zr a Ni práškovými legujícími prvky. Obsah Cu32 ve stejném čase. 4 at.% (bohatá oblast), což ukazuje na tvorbu heterogenních produktů. Kromě toho odpovídající SADP prášků získaných po mletí v této fázi vykazují halo-difundující primární a sekundární prstence amorfní fáze, překrývající se s ostrými hroty spojenými s těmito surovými legujícími prvky, jak je znázorněno na obr. 8b.
Místní strukturní rysy prášku Cu50Zr30Ni20 přesahující 36 h. (a) Obraz ve světlém poli (BFI) a odpovídající (b) SADP prášku Cu50Zr30Ni20 získaného po mletí po dobu 36 hodin MA času.
Ke konci procesu MA (50 h), Cu50(Zr50−xNix), X;Prášky s 10, 20, 30 a 40 at.% mají vždy labyrintovou morfologii amorfní fáze, jak je znázorněno na obr. 9a–d. V odpovídajícím SADP každého složení nebylo možné detekovat ani bodové difrakce, ani ostré prstencové vzory. To naznačuje, že není přítomen žádný nezpracovaný krystalický kov, ale byl použit spíše amorfní krystalický prášek SADP. pro vývoj amorfních fází v materiálu konečného produktu.
Lokální struktura finálního produktu systému MG Cu50 (Zr50−xNix).FE-HRTEM a korelované nanopaprskové difrakční obrazce (NBDP) z (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni50Zi30 a (c) Cu50Zr20Ni50Zi1 z MA041 získané po hMA0401
Tepelná stabilita teploty skelného přechodu (Tg), oblasti podchlazené kapaliny (ΔTx) a krystalizační teploty (Tx) jako funkce obsahu Ni (x) v amorfním systému Cu50(Zr50−xNix) byla zkoumána pomocí diferenciální skenovací kalorimetrie (DSC) vlastností při proudění plynu He. Stopy DSC Cu500Zr4050 Prášky amorfní slitiny i40 získané po době MA 50 h jsou zobrazeny na obr. 10a, b, e, v tomto pořadí. Zatímco křivka DSC amorfního Cu50Zr20Ni30 je ukázána samostatně na obr. 10c. Mezitím je vzorek Cu50Zr30Ni20 zahřátý na ~700 °C zobrazen na obr. DSC1
Tepelná stabilita prášků Cu50(Zr50−xNix) MG získaných po MA době 50 h, jak je indexována teplotou skelného přechodu (Tg), teplotou krystalizace (Tx) a oblastí podchlazené kapaliny (ΔTx). Prášky slitin Ni30 a (e) Cu50Zr10Ni40 MG po době MA 50 h. Obrazec rentgenové difrakce (XRD) vzorku Cu50Zr30Ni20 zahřátého na ~700 °C v DSC je znázorněn v (d).
Jak je znázorněno na obrázku 10, křivky DSC všech složení s různými koncentracemi Ni (x) indikují dva různé případy, jeden endotermický a druhý exotermický. První endotermický jev odpovídá Tg, zatímco druhý souvisí s Tx. Oblast horizontálního rozpětí, která existuje mezi Tg a Tx, se nazývá oblast podchlazené kapaliny (ΔTx = Tx10 a Tg0 Výsledky ukazují, že vzorek T01 a TZ0 Tg). 10a), umístěné při 526 °C a 612 °C, posouvají obsah (x) na 20 at.% směrem k nízkoteplotní straně 482 °C a 563 °C s rostoucím obsahem Ni (x), v tomto pořadí, jak je znázorněno na obrázku 10b. Zr30Ni20 (obr. 10b). U slitiny MG Cu50Zr40Ni10 bylo také pozorováno, že hodnoty Tg, Tx a ΔTx poklesly na úroveň 447 °C, 526 °C a 79 °C (obr. 10b). To naznačuje, že zvýšení obsahu Ni tepelné stability slitiny vede ke snížení tepelné stability slitiny 5 In. Slitina MG Cu50Zr20Ni30 je nižší než slitina MG Cu50Zr40Ni10;nicméně jeho Tx vykazuje srovnatelnou hodnotu s prvním (612 °C). Proto ATx vykazuje vyšší hodnotu (87 °C), jak je znázorněno na obr. 10c.
Systém MG Cu50(Zr50−xNix), na příkladu slitiny MG Cu50Zr20Ni30, krystalizuje přes ostrý exotermický pík do krystalových fází fcc-ZrCu5, ortorombické-Zr7Cu10 a ortorombické-ZrNi (obr. 10c potvrdil vzorek XRD amorfní fáze krystalu 10c). 0d), která byla zahřátá na 700 °C v DSC.
Obrázek 11 ukazuje fotografie pořízené během procesu studeného nástřiku prováděného v současné práci. V této studii byly kovové částice prášku podobné sklu syntetizované po MA čase 50 h (jako příklad Cu50Zr20Ni30) použity jako antibakteriální suroviny a deska z nerezové oceli (SUS304) byla potažena technologií nástřiku za studena a pro technologii tepelného nástřiku byla zvolena nejpoužívanější metoda nanášení za studena. metastabilní materiály citlivé na teplotu, jako jsou amorfní a nanokrystalické prášky, které nepodléhají fázovým přechodům. Toto je hlavní faktor při výběru této metody. Proces studeného nástřiku se provádí využitím vysokorychlostních částic, které přeměňují kinetickou energii částic na plastickou deformaci, deformaci a teplo při dopadu na substrát nebo dříve uložené částice.
Fotografie z terénu ukazují postup studeného nástřiku použitý pro pět po sobě jdoucích příprav MG povlaku/SUS 304 při 550 °C.
Kinetická energie částic, a tím i hybnost každé částice ve formaci povlaku, musí být přeměněna na jiné formy energie prostřednictvím mechanismů, jako je plastická deformace (počáteční interakce částice a částice-částice v substrátu a interakce částic), voids Konsolidace, rotace částice-částice, deformace a nakonec teplo 39. Navíc, pokud ne všechny příchozí, což znamená, že kinetická energie je po nárazu přeměněna na pružnou energii, kinetická energie je jednoduše přeměněna na elastickou energii. Bylo poukázáno na to, že 90 % energie nárazu aplikované na materiál částice/substrát se přemění na místní teplo 40. Kromě toho, když je aplikováno namáhání nárazem, je dosaženo vysokých rychlostí plastické deformace v oblasti kontaktní částice/substrát ve velmi krátké době41,42.
Plastická deformace je obecně považována za proces disipace energie nebo konkrétněji za zdroj tepla v oblasti rozhraní. Zvýšení teploty v oblasti rozhraní však obvykle není dostatečné k vyvolání mezifázového tavení nebo k významné podpoře atomové interdifúze. Žádná publikace známá autorům nezkoumá vliv vlastností těchto kovových skelných prášků na adhezi prášku a nanášení za studena, ke kterému dochází při použití metod nástřiku za studena.
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 jakýchkoliv krystalických rysů nebo nanesené další fáze, což naznačuje přítomnost defektů na nanerozdílné mřížce. 12c znázorňuje indexovaný difrakční obrazec nanopaprsku (NBDP) spojený s oblastí I (obr. 12a). Jak je znázorněno na obr. 12c, NBDP vykazuje slabý halo difúzní obrazec amorfní struktury a koexistuje s ostrými ploškami odpovídající krystalické fázi CuO2 plus velké kubické ZrO2 krystalické fáze. přisuzována oxidaci prášku při průchodu z trysky stříkací pistole do SUS 304 ve volném vzduchu pod nadzvukovým prouděním. Na druhé straně odskelněním kovových skelných prášků bylo dosaženo tvorby velkých krychlových fází po ošetření studeným nástřikem při 550 °C po dobu 30 minut.
(a) Snímek FE-HRTEM MG prášku potaženého na (b) substrátu SUS 304 (vložený obrázek). Index NBDP kruhového symbolu zobrazeného v (a) je zobrazen v (c).
K ověření tohoto potenciálního mechanismu tvorby velkých kubických nanočástic Zr2Ni byl proveden nezávislý experiment. V tomto experimentu byly prášky nastříkány ze stříkací pistole při 550 °C ve směru k substrátu SUS 304;avšak pro objasnění účinku žíhání prášků byly prášky odstraněny z proužku SUS304 co nejrychleji (asi 60 sekund). Byla provedena další sada experimentů, ve kterých byl prášek odstraněn ze substrátu asi 180 sekund po nanesení.
Obrázky 13a,b znázorňují snímky tmavého pole (DFI) získané skenovací transmisní elektronovou mikroskopií (STEM) dvou nastříkaných materiálů nanesených na substráty SUS 304 po dobu 60 s a 180 s. Práškový snímek uložený po dobu 60 sekund nemá žádné morfologické detaily, ukazuje nevýraznost (obr. 13a). To bylo také potvrzeno, a to bylo indikováno jako obecná struktura prášku XRD, jako primární dimorfní struktura. maxima reakce znázorněná na obrázku 14a. Tato indikují nepřítomnost metastabilní/mezofáze precipitace, kde si prášek zachovává svou původní amorfní strukturu. Naproti tomu prášek nastříkaný při stejné teplotě (550 °C), ale ponechaný na substrátu po dobu 180 s, vykazoval precipitaci nano-velkých zrn, jak je naznačeno šipkami na obr. 13b.