Tak, fordi du besøgte Nature.com. Den browserversion, du bruger, har begrænset understøttelse af CSS. For den bedste oplevelse anbefaler vi, at du bruger en opdateret browser (eller slår kompatibilitetstilstand fra i Internet Explorer). I mellemtiden vil vi for at sikre fortsat support vise webstedet uden stilarter og JavaScript.
Biofilm er en vigtig komponent i udviklingen af ​​kroniske infektioner, især når medicinsk udstyr er involveret. Dette problem udgør en stor udfordring for det medicinske samfund, da standard antibiotika kun kan udrydde biofilm i meget begrænset omfang. Forebyggelse af biofilmdannelse har ført til udviklingen af ​​forskellige belægningsmetoder og nye materialer. Disse metoder har til formål at belægge overflader på en måde, der især indeholder glas- og co-film, som indeholder glas- og kofilm. ium-metaller, er opstået som ideelle antimikrobielle belægninger.Samtidig er brugen af ​​koldsprayteknologi steget, da det er en velegnet metode til behandling af temperaturfølsomme materialer.En del af formålet med denne undersøgelse var at udvikle en ny antibakteriel film, metallisk glas sammensat af ternær Cu-Zr-Ni ved hjælp af mekaniske legeringsteknikker, der udgør det færdige ståloverflademateriale, der bruges som sfærisk ståloverflademateriale i pulverbelægningen i sfærisk stål. ved lave temperaturer.Substrater belagt med metallisk glas var i stand til signifikant at reducere biofilmdannelse med mindst 1 log sammenlignet med rustfrit stål.
Gennem menneskehedens historie har ethvert samfund været i stand til at designe og fremme introduktionen af ​​nye materialer, der opfylder dets specifikke krav, hvilket har resulteret i forbedret ydeevne og rangering i en globaliseret økonomi1. Det har altid været tilskrevet menneskets evne til at udvikle materialer og fabrikationsudstyr og design til materialefremstilling og karakterisering for at opnå gevinster inden for sundhed, uddannelse, industri, økonomi, kultur og andre områder, uanset land eller region, der er målløs fra et land eller en anden region.2 I 60 år har materialeforskere brugt meget af deres tid på at fokusere på én stor bekymring: jagten på nye og banebrydende materialer. Nyere forskning har fokuseret på at forbedre kvaliteten og ydeevnen af ​​eksisterende materialer, samt at syntetisere og opfinde helt nye typer materialer.
Tilføjelsen af ​​legeringselementer, modifikationen af ​​materialets mikrostruktur og anvendelsen af ​​termiske, mekaniske eller termomekaniske bearbejdningsteknikker har resulteret i betydelige forbedringer i de mekaniske, kemiske og fysiske egenskaber af en række forskellige materialer. Ydermere er hidtil uhørte forbindelser blevet syntetiseret med succes på dette tidspunkt. Disse vedvarende nye materialer og avancerede bestræbelser af nyskabende 2-materialer har affødte 2 N-materialer. , nanopartikler, nanorør, kvanteprikker, nuldimensionelle, amorfe metalliske glas og højentropi-legeringer er blot nogle eksempler på avancerede materialer, der er introduceret i verden siden midten af ​​det sidste århundrede. Når man fremstiller og udvikler nye legeringer med overlegne egenskaber, enten i slutfasen af ​​produktet eller i dets mellemliggende produktion, er det ofte tilføjet et problem i produktionen, som er et resultat af en ny produktion. For at afvige væsentligt fra ligevægt er en helt ny klasse af metastabile legeringer, kendt som metalliske glas, blevet opdaget.
Hans arbejde hos Caltech i 1960 bragte en revolution i begrebet metallegeringer, da han syntetiserede glasagtige Au-25 at.% Si-legeringer ved hurtigt at størkne væsker med næsten en million grader i sekundet 4. Professor Pol Duwezs' opdagelsesbegivenhed indvarslede ikke kun begyndelsen på historien om metalliske briller (MG), men førte også til et paradigmeskifte af metal i alle retninger af metal. undersøgelser i syntesen af ​​MG-legeringer, næsten alle metalliske glas er blevet fremstillet udelukkende ved at bruge en af ​​følgende metoder;(i) hurtig størkning af smelten eller dampen, (ii) atomare uorden af ​​gitteret, (iii) faststof-amorfiseringsreaktioner mellem rene metalelementer og (iv) faststof-overgange af metastabile faser.
MG'er er kendetegnet ved deres mangel på den langtrækkende atomare orden forbundet med krystaller, som er en definerende karakteristik af krystaller.I dagens verden er der gjort store fremskridt inden for metallisk glas. De er nye materialer med interessante egenskaber, som er af interesse ikke kun i faststoffysik, men også i metallurgi og mange nye, teknologiske materialer, biologi og overfladekemikalier. t egenskaber fra faste metaller, hvilket gør det til en interessant kandidat til teknologiske anvendelser inden for en række områder. De har nogle vigtige egenskaber;(i) høj mekanisk duktilitet og flydespænding, (ii) høj magnetisk permeabilitet, (iii) lav koercitivitet, (iv) usædvanlig korrosionsbestandighed, (v) temperaturuafhængighed Konduktiviteten på 6,7.
Mekanisk legering (MA)1,8 er en relativt ny teknik, først introduceret i 19839 af prof. CC Kock og kolleger. De fremstillede amorfe Ni60Nb40-pulvere ved at male en blanding af rene grundstoffer ved omgivelsestemperaturer meget tæt på stuetemperatur.Typisk udføres MA-reaktionen mellem diffusiv kobling af reaktantmaterialets pulvere i en reaktor, sædvanligvis fremstillet af rustfrit stål, til en kuglemølle 10 (fig. 1a, b). Siden da er denne mekanisk inducerede faststofreaktionsteknik blevet brugt til at fremstille nye amorfe/metalliske glaslegeringspulvere ved hjælp af lavenergi- (fig.) 1 mølle og 1 mølle med høj energi samt 1 mølle, 1 mølle med høj energi. ,13,14,15 , 16. Denne metode er især blevet brugt til at fremstille ublandbare systemer såsom Cu-Ta17, såvel som legeringer med højt smeltepunkt såsom Al-overgangsmetalsystemer (TM; Zr, Hf, Nb og Ta)18,19 og Fe-W20 , som ikke kan opnås ved hjælp af konventionelle forberedelsesveje, na-no-men anses for at være den mest kraftfulde af industrielle redskaber, na-no. okrystallinske og nanokompositte pulverpartikler af metaloxider, carbider, nitrider, hydrider, kulstofnanorør, nanodiamanter, Samt bred stabilisering via en top-down tilgang 1 og metastabile stadier.
Skematisk, der viser fremstillingsmetoden brugt til at fremstille Cu50(Zr50−xNix) metallisk glas (MG) belægning/SUS 304 i denne undersøgelse.(a) Fremstilling af MG legeringspulvere med forskellige Ni koncentrationer x (x; 10, 20, 30 og 40 at.%) ved brug af lavenergi kuglefræseteknik.(a) Udgangsmaterialet er en kugle af stål i en kugle og en kugle i stål. kasse fyldt med He-atmosfære.(c) En gennemsigtig model af slibebeholderen, der illustrerer kuglebevægelse under slibning. Det endelige produkt af pulveret opnået efter 50 timer blev brugt til at coate SUS 304-substratet ved anvendelse af koldsprøjtemetoden (d).
Når det kommer til bulkmaterialeoverflader (substrater), involverer overfladeteknik design og modifikation af overflader (substrater) for at give visse fysiske, kemiske og tekniske kvaliteter, der ikke er indeholdt i det originale bulkmateriale. Nogle egenskaber, der effektivt kan forbedres ved overfladebehandlinger, omfatter slidstyrke, oxidations- og korrosionsbestandighed, friktionskoefficient, bio-inerthed, for at forbedre de elektriske egenskaber, f.eks. metallurgiske, mekaniske eller kemiske teknikker.Som en velkendt proces defineres en belægning ganske enkelt som et enkelt eller flere lag af materiale, der er kunstigt aflejret på overfladen af ​​en bulk genstand (substrat) lavet af et andet materiale. Belægninger bruges således til dels for at opnå nogle ønskede tekniske eller dekorative egenskaber, samt for at beskytte materialer mod forventede kemiske og fysiske interaktioner med det omgivende miljø23.
For at afsætte egnede overfladebeskyttelseslag med tykkelser fra nogle få mikrometer (under 10-20 mikrometer) til over 30 mikrometer eller endda nogle få millimeter, kan mange metoder og teknikker anvendes. Generelt kan coatingprocesser opdeles i to kategorier: (i) våde coatingmetoder, herunder galvanisering, strømløs plettering og varmegalvaniseringsmetode, varmgalvaniseringsmetode, lodde-belægningsmetode, varmgalvaniseringsmetode. fysisk dampaflejring (PVD), kemisk dampaflejring (CVD), termiske sprøjteteknikker og for nylig koldsprøjteteknikker 24 (fig. Id).
Biofilm defineres som mikrobielle samfund, der er irreversibelt knyttet til overflader og omgivet af egenproducerede ekstracellulære polymerer (EPS). Dannelse af overfladisk moden biofilm kan føre til betydelige tab i mange industrisektorer, herunder fødevareindustrien, vandsystemer og sundhedsmiljøer. Hos mennesker, når biofilm dannes, er mere end 80 % af tilfældene af en mikrobakteriel infektion og Stapobacteriabiociel infektion (mikrobakterie) at behandle. Ydermere er modne biofilm blevet rapporteret at være 1000 gange mere modstandsdygtige over for antibiotikabehandling sammenlignet med planktoniske bakterieceller, hvilket betragtes som en stor terapeutisk udfordring. Antimikrobielle overfladebelægningsmaterialer afledt af konventionelle organiske forbindelser er historisk blevet brugt. Selvom sådanne materialer ofte indeholder giftige stoffer,5 kan det medvirke til 6, at det er potentielt giftige stoffer,2 og som kan medvirke til, at bakterier6 overføres til mennesker2.
Bakteriers udbredte resistens over for antibiotikabehandlinger på grund af biofilmdannelse har ført til behovet for at udvikle en effektiv antimikrobiel membranbelagt overflade, der kan påføres sikkert27. Udviklingen af ​​en fysisk eller kemisk anti-adhærent overflade, hvortil bakterieceller hæmmes i at binde og bygge biofilm på grund af adhæsion, er den første fremgangsmåde, der kan udvikles i denne en27 anti-kemiske proces. præcis hvor der er brug for dem, i meget koncentrerede og skræddersyede mængder. Dette opnås ved at udvikle unikke belægningsmaterialer såsom grafen/germanium28, sort diamant29 og ZnO-dopet diamantlignende carbonbelægninger30, der er modstandsdygtige over for bakterier, en teknologi, der maksimerer toksicitet og resistensudvikling på grund af biofilmdannelse, som giver betydeligt reduceret overflade-, kemiske og langtidsholdbare overfladebelægninger. termisk beskyttelse mod bakteriel kontaminering bliver mere og mere populært. Selvom alle tre procedurer er i stand til at frembringe antimikrobielle virkninger på coatede overflader, har de hver deres eget sæt af begrænsninger, som bør tages i betragtning ved udvikling af påføringsstrategier.
Produkter, der i øjeblikket er på markedet, er hæmmet af utilstrækkelig tid til at analysere og teste beskyttende belægninger for biologisk aktive ingredienser. Virksomheder hævder, at deres produkter vil give brugerne ønskværdige funktionelle aspekter;dette har imidlertid været en hindring for succesen for produkter, der i øjeblikket er på markedet. Forbindelser afledt af sølv bruges i langt de fleste antimikrobielle behandlinger, der nu er tilgængelige for forbrugere. Disse produkter er udviklet til at beskytte brugere mod de potentielt farlige virkninger af mikroorganismer. Den forsinkede antimikrobielle effekt og tilhørende toksicitet af sølvforbindelser øger presset på en global antimikrobiel behandling, som er mindre skadelig7, hvilket er mindre skadeligt for forskerne7, og det er mindre skadeligt7. indendørs og udendørs viser sig stadig at være en skræmmende opgave. Dette er på grund af de tilknyttede risici for både sundhed og sikkerhed. At opdage et antimikrobielt middel, der er mindre skadeligt for mennesker, og finde ud af, hvordan man inkorporerer det i belægningssubstrater med en længere holdbarhed, er et meget efterspurgt mål38. De seneste antimikrobielle midler er designet til at frigive direkte, direkte fra den aktive film og anti-biotiske stoffer, enten efter at de aktive film eller anti-biotiske stoffer frigives direkte. y kan gøre dette ved at hæmme initial bakteriel adhæsion (herunder modvirke dannelsen af ​​et proteinlag på overfladen) eller ved at dræbe bakterier ved at interferere med cellevæggen.
Grundlæggende er overfladebelægning processen med at placere endnu et lag på overfladen af ​​en komponent for at forbedre overfladerelaterede kvaliteter. Målet med overfladebelægning er at skræddersy mikrostrukturen og/eller sammensætningen af ​​komponentens overfladenære område39. Overfladebelægningsteknikker kan opdeles i forskellige metoder, som er opsummeret i fig. på den metode, der er brugt til at skabe belægningen.
(a) Indsæt, der viser de vigtigste fremstillingsteknikker, der anvendes til overfladen, og (b) udvalgte fordele og ulemper ved koldsprøjteteknikken.
Koldsprayteknologi deler mange ligheder med konventionelle termiske sprøjtemetoder. Der er dog også nogle vigtige grundlæggende egenskaber, der gør koldsprøjteprocessen og koldsprøjtematerialer særligt unikke. Koldsprøjteteknologien er stadig i sin vorden, men har en lys fremtid. I visse applikationer giver de unikke egenskaber ved koldsprøjtemidler store fordele, idet de overvinder de iboende begrænsninger af traditionelle sprøjtemetoder. stråleteknologi, hvor pulveret skal smeltes for at aflejre sig på underlaget. Denne traditionelle belægningsproces er naturligvis ikke egnet til meget temperaturfølsomme materialer såsom nanokrystaller, nanopartikler, amorfe og metalliske glas40, 41, 42. Ydermere har termiske spraybelægningsmaterialer altid en betydelig fordel af porositet og sprayteknologi i forhold til mange spray-teknologier. som (i) minimal varmetilførsel til substratet, (ii) fleksibilitet i valg af substratbelægning, (iii) fravær af fasetransformation og kornvækst, (iv) høj bindingsstyrke1,39 (fig.2b).Derudover har koldsprøjtebelægningsmaterialer høj korrosionsbestandighed, høj styrke og hårdhed, høj elektrisk ledningsevne og høj densitet41.I modsætning til fordelene ved koldsprøjteprocessen er der stadig nogle ulemper ved at bruge denne teknik, som vist i figur 2b.Når belægning af rene keramiske pulvere såsom Al2O3, etc., kan ikke den kolde metode anvendes. keramiske/metalkompositpulvere kan bruges som råmaterialer til belægninger. Det samme gælder andre termiske sprøjtemetoder.Komplicerede overflader og indvendige røroverflader er stadig svære at sprøjte.
I betragtning af, at det nuværende arbejde sigter mod at bruge metalliske glasagtige pulvere som råbelægningsmaterialer, er det klart, at konventionel termisk sprøjtning ikke kan anvendes til dette formål. Dette skyldes, at metalliske glasagtige pulvere krystalliserer ved høje temperaturer1.
De fleste værktøjer, der anvendes i medicin- og fødevareindustrien, er lavet af austenitiske rustfrie stållegeringer (SUS316 og SUS304) med et kromindhold på mellem 12 og 20 vægt% til produktion af kirurgiske instrumenter. Det er almindeligt accepteret, at brugen af ​​krommetal som legeringselement i stållegeringer, kan forbedre korrosionsbestandigheden af ​​deres legeringer i høj grad af korrosionsbestandighed af legeret stål. resistens, udviser ikke signifikante antimikrobielle egenskaber38,39.Dette står i modsætning til deres høje korrosionsbestandighed.Herefter kan udviklingen af ​​infektion og inflammation forudsiges, som hovedsageligt er forårsaget af bakteriel adhæsion og kolonisering på overfladen af ​​rustfrit stål biomaterialer.Væsentlige vanskeligheder kan opstå på grund af betydelige vanskeligheder forbundet med og kan have mange biobakterielle adhæsionsveje, som kan have biobakterier, som kan have mange biobakterielle adhæsionsveje. konsekvenser, der direkte eller indirekte kan påvirke menneskers sundhed.
Denne undersøgelse er den første fase af et projekt finansieret af Kuwait Foundation for the Advancement of Science (KFAS), kontrakt nr. 2010-550401, for at undersøge muligheden for at producere metalliske glasagtige Cu-Zr-Ni ternære pulvere ved hjælp af MA-teknologi (tabel 1) til produktion af antibakteriel film af overfladebeskyttelse i januar 204/SUS3,204 start i januar 204. vil undersøge systemets elektrokemiske korrosionsegenskaber og mekaniske egenskaber i detaljer.Der vil blive udført detaljerede mikrobiologiske test for forskellige bakteriearter.
I dette papir diskuteres effekten af ​​Zr-legeringselementindholdet på glasformningsevnen (GFA) baseret på morfologiske og strukturelle karakteristika. Derudover blev de antibakterielle egenskaber af den coatede metalliske glaspulvercoating/SUS304-komposit også diskuteret. Ydermere er der i øjeblikket udført arbejde for at undersøge muligheden for, at strukturelle glaspulvertransformationer i metallisk pulverform forekommer inden for metallisk pulverglastransformation af metallisk pulverglas. Som repræsentative eksempler er Cu50Zr30Ni20 og Cu50Zr20Ni30 metalliske glaslegeringer blevet brugt i denne undersøgelse.
I dette afsnit præsenteres de morfologiske ændringer af elementært Cu-, Zr- og Ni-pulvere i lavenergi-kugleformaling. Som illustrative eksempler vil to forskellige systemer bestående af Cu50Zr20Ni30 og Cu50Zr40Ni10 blive brugt som repræsentative eksempler. MA-processen kan opdeles i tre adskilte trin, som vist ved den metallografiske karakterisering af malepulveret (3 figurer).
Metallografiske karakteristika af pulvere af mekanisk legering (MA) opnået efter forskellige stadier af kugleformalingstid. Felt-emission scanning elektronmikroskopi (FE-SEM) billeder af MA- og Cu50Zr40Ni10-pulvere opnået efter lavenergi-kugleformalingstider på 3, 12 og 50 timer er vist i (a), (c) og (e) i MA-, (c)- og (e)-billederne i MA0, (c) og (e) de samme billeder i Cu50Z0-systemet. af Cu50Zr40Ni10-systemet taget efter tid er vist i (b), (d) og (f).
Under kuglefræsning påvirkes den effektive kinetiske energi, der kan overføres til metalpulveret, af kombinationen af ​​parametre, som vist i fig. 1a. Dette omfatter kollisioner mellem kugler og pulvere, kompressionsklipning af pulver, der sidder fast mellem eller mellem slibemedier, påvirkning af faldende kugler, forskydning og slid på grund af pulvermodstand mellem bevægende kuglefræsemedier, der passerer gennem crop. al Cu-, Zr- og Ni-pulvere blev alvorligt deformeret på grund af koldsvejsning i det tidlige stadie af MA (3 timer), hvilket resulterede i store pulverpartikler (>1 mm i diameter). Disse store kompositpartikler er karakteriseret ved dannelsen af ​​tykke lag af legeringselementer (Cu, Zr, Ni), som vist i Fig. 3a,b. kuglemøllen, hvilket resulterer i nedbrydning af kompositpulveret til finere pulvere (mindre end 200 µm), som vist i fig. 3c,d. På dette trin fører den påførte forskydningskraft til dannelsen af ​​en ny metaloverflade med fine Cu, Zr, Ni antydningslag, som vist i fig. 3c,d.
Ved MA-processens klimaks (efter 50 timer) var den flagende metallografi kun svagt synlig (Fig. 3e,f), men den polerede overflade af pulveret viste spejlmetallografi. Dette betyder, at MA-processen er afsluttet, og skabelsen af ​​en enkelt reaktionsfase er sket. Elementarsammensætningen af ​​regionerne indekseret i Fig. II, vi) blev indekseret i Fig. n mikroskopi (FE-SEM) kombineret med energidispersiv røntgenspektroskopi (EDS) (IV).
I tabel 2 er grundstofkoncentrationerne af legeringselementer vist som en procentdel af den samlede vægt af hver region valgt i fig. 3e,f. Når man sammenligner disse resultater med de nominelle startsammensætninger af Cu50Zr20Ni30 og Cu50Zr40Ni10 anført i tabel 1, kan det ses, at sammensætningerne af disse to slutprodukter har meget ensartede sammensætninger i forhold til de nominelle sammensætninger. e-komponentværdier for regionerne anført i fig. 3e,f indebærer ikke en væsentlig forringelse eller fluktuation i sammensætningen af ​​hver prøve fra en region til en anden. Dette fremgår af det faktum, at der ikke er nogen ændring i sammensætningen fra en region til en anden. Dette peger på produktionen af ​​homogene legeringspulvere, som vist i tabel 2.
FE-SEM mikrofotografier af slutproduktet Cu50(Zr50−xNix) pulver blev opnået efter 50 MA gange, som vist i fig. 4a-d, hvor x er henholdsvis 10, 20, 30 og 40 at.%. til 126 nm, som vist i figur 4.
Morfologiske karakteristika for Cu50(Zr50−xNix)-pulvere opnået efter MA-tid på 50 timer. For Cu50Zr40Ni10-, Cu50Zr30Ni20-, Cu50Zr20Ni30-, Cu50Zr10Ni40-systemerne er FE-SEM-billederne af de opnåede pulvere i henholdsvis 50a og (b) vist (b), (b) og (b) gange, henholdsvis (b).
Inden pulverne blev lagt i en kold sprayføder, blev de først lydbehandlet i ethanol af analytisk kvalitet i 15 minutter og derefter tørret ved 150°C i 2 timer. Dette trin skal tages for at bekæmpe agglomeration, der ofte forårsager mange betydelige problemer i hele belægningsprocessen. Efter at MA-processen var afsluttet, blev der udført yderligere karakteriseringer for at undersøge alle homogenitets-5 pulver-5-pulveret. grafer og de tilsvarende EDS-billeder af Cu-, Zr- og Ni-legeringselementerne i Cu50Zr30Ni20-legeringen opnået efter henholdsvis 50 timers M-tid. Det skal bemærkes, at legeringspulverne fremstillet efter dette trin er homogene, da de ikke viser nogen sammensætningsudsving ud over subnanometerniveauet, som vist i figur 5.
Morfologi og lokal grundstoffordeling af MG Cu50Zr30Ni20 pulver opnået efter 50 MA gange ved FE-SEM/energi dispersiv røntgenspektroskopi (EDS).(a) SEM og røntgen EDS kortlægning af (b) Cu-Kα, (c) Zr-La og (d) Ni-Kα billeder.
XRD-mønstrene for mekanisk legerede Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30 og Cu50Zr20Ni30 pulvere opnået efter MA-tid på 50 timer er vist i henholdsvis fig. 6a-d. Efter dette trin med forskellige koncentrationer af formaling med Zphlo viser alle prøver med forskelligt diffusionsmønster i ha. 6.
XRD-mønstre af (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 og (d) Cu50Zr20Ni30 pulvere efter MA-tid på 50 timer. Alle prøver viste uden undtagelse et halodiffusionsmønster, hvilket indebærer dannelsen af ​​en amisk fase.
Field emission high-resolution transmission elektronmikroskopi (FE-HRTEM) blev brugt til at observere strukturelle ændringer og forstå den lokale struktur af pulverne som følge af kugleformaling på forskellige MA-tider. FE-HRTEM billeder af pulverne opnået efter de tidlige (6 timer) og mellemliggende (18 timer) stadier af formaling for Cu50Zr30Ni20 pulver, Fig. ly.Ifølge det lyse feltbillede (BFI) af pulveret produceret efter MA​​ 6 timer er pulveret sammensat af store korn med veldefinerede grænser af elementerne fcc-Cu, hcp-Zr og fcc-Ni, og der er ingen tegn på, at reaktionsfasen er dannet, som vist i Fig. diffraktionsmønster (fig. 7b), hvilket indikerer tilstedeværelsen af ​​store krystallitter og fraværet af en reaktiv fase.
Lokal strukturel karakterisering af MA-pulver opnået efter tidlige (6 timer) og mellemliggende (18 timer) stadier. (a) Feltemission højopløsnings-transmissionselektronmikroskopi (FE-HRTEM), og (b) det tilsvarende udvalgte områdediffraktionsmønster (SADP) af Cu50Zr30Ni20-pulver efter MA-behandling i 6 timer. FE-HRTEM-billedet af FE-HRT10N er vist efter en MA01ZEM-tid af MA01010, i (c).
Som vist i fig. 7c, resulterede forlængelse af MA-varigheden til 18 timer i alvorlige gitterdefekter kombineret med plastisk deformation. I dette mellemtrin af MA-processen udviser pulveret forskellige defekter, herunder stablingsfejl, gitterdefekter og punktdefekter (figur 7). Disse defekter forårsager, at de store kornstørrelser spaltes i mindre korn end 2-kornene. nm (fig. 7c).
Den lokale struktur af Cu50Z30Ni20 pulver formalet i 36 timer MA-tid har dannelsen af ​​ultrafine nanokorn indlejret i en amorf fin matrix, som vist i Fig. 8a. Lokal EDS-analyse indikerede, at de nanoclusters vist i Fig. 8a var forbundet med uforarbejdet Cu, Zr og Ni, pulveret legerede det samme element fra ~ f3 tid. (magert areal) til ~74 at.% (rigt areal), hvilket indikerer dannelsen af ​​heterogene produkter. Ydermere viser de tilsvarende SADP'er af pulverne opnået efter formaling på dette trin halodiffunderende primære og sekundære ringe af amorf fase, der overlapper med skarpe punkter forbundet med disse rå legeringselementer, som vist i fig. 8b.
Ud over 36 h-Cu50Zr30Ni20 pulver nanoskala lokale strukturelle træk.(a) Lysfeltbillede (BFI) og tilsvarende (b) SADP af Cu50Zr30Ni20 pulver opnået efter formaling i 36 timer MA-tid.
Nær slutningen af ​​MA-processen (50 timer), Cu50(Zr50−xNix), X;10, 20, 30 og 40 at.% pulvere har uvægerligt en labyrintisk amorf fase-morfologi som vist i fig. 9a-d. I den tilsvarende SADP for hver sammensætning kunne hverken punktlignende diffraktioner eller skarpe ringformede mønstre påvises. Dette indikerer, at der ikke er noget uforarbejdet krystallinsk metal, der er tilstede, men derimod et korrelateret krystallinsk metal, der er til stede for SADP. Halo-diffusionsmønstre blev også brugt som bevis for udviklingen af ​​amorfe faser i det endelige produktmateriale.
Lokal struktur af slutproduktet af MG Cu50 (Zr50−xNix) systemet. FE-HRTEM og korrelerede nanostrålediffraktionsmønstre (NBDP) af (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 og (d) Cu50Zr40Ni30 og (d) 0N 50i opnået efter 4 h.
Den termiske stabilitet af glasovergangstemperaturen (Tg), det underafkølede væskeområde (ΔTx) og krystallisationstemperaturen (Tx) som funktion af Ni-indholdet (x) i det amorfe Cu50(Zr50−xNix)-system er blevet undersøgt ved hjælp af differentiel scanningskalorimetri (DSC) af egenskaber under He-gasstrømmen af ​​Cu50Z0r, Cu50Z0r, Cu50Z0r, Cu50Z0r. 0 og Cu50Zr10Ni40 amorfe legeringspulvere opnået efter MA-tid på 50 timer er vist i henholdsvis fig. 10a, b, e. Mens DSC-kurven for amorf Cu50Zr20Ni30 er vist separat i fig. 10c. I mellemtiden er Cu50Zr20Ni30 vist i prøven opvarmet i ~N°C003003. .
Termisk stabilitet af Cu50(Zr50−xNix) MG-pulvere opnået efter en MA-tid på 50 timer, som indekseret af glasovergangstemperatur (Tg), krystallisationstemperatur (Tx) og underafkølet væskeområde (ΔTx). Cu50Zr20Ni30 og (e) Cu50Zr10Ni40 MG legeringspulvere efter MA-tid på 50 timer. Røntgendiffraktionsmønsteret (XRD) af Cu50Zr30Ni20-prøven opvarmet til ~700 °C i DSC er vist i (d).
Som vist i figur 10 angiver DSC-kurverne for alle sammensætninger med forskellige Ni-koncentrationer (x) to forskellige tilfælde, det ene endotermt og det andet eksotermisk. Den første endoterme hændelse svarer til Tg, mens den anden er relateret til Tx. Den horisontale spændvidde, der eksisterer mellem Tg og Tx, kaldes den underafkølede væskeregion (ΔTg = Tx – TxN0i). 0 prøve (fig. 10a), anbragt ved 526°C og 612°C, forskyd indholdet (x) til 20 at.% mod lavtemperatursiden på henholdsvis 482°C og 563°C med stigende Ni-indhold (x), som vist i figur 10b. Følgelig falder ΔTx4 af CuNi.0s til 050.00s til 050.0s. 81 °C for Cu50Zr30Ni20 (fig. 10b). For MG Cu50Zr40Ni10-legeringen blev det også observeret, at værdierne for Tg, Tx og ΔTx faldt til niveauet 447°C, 526°C og 79°C og 79°C (fig. MG-legering. I modsætning hertil er Tg-værdien (507 °C) for MG Cu50Zr20Ni30-legeringen lavere end for MG Cu50Zr40Ni10-legeringen;ikke desto mindre viser dens Tx en værdi sammenlignelig med den tidligere (612 °C). Derfor udviser ΔTx en højere værdi (87 °C), som vist i fig. 10c.
MG Cu50(Zr50−xNix)-systemet, der tager MG Cu50Zr20Ni30-legeringen som et eksempel, krystalliserer gennem en skarp eksoterm top ind i krystalfaserne af fcc-ZrCu5, orthorhombic-Zr7Cu10 og orthorhombic-ZrNi30-faser bekræftet af XRD-transit til XRD (Fig. af MG-prøven (fig. 10d), som blev opvarmet til 700 °C i DSC.
Figur 11 viser, at fotografier taget under den kolde sprayproces udført i det aktuelle arbejde. I denne undersøgelse blev det metalglaslignende pulverpartikler syntetiseret efter MA-tid på 50 timer (tog Cu50ZR20NI30 som et eksempel) anvendt som antibakterielle råmaterialer, og den rustfrie stålplade (SUS304) blev belagt ved kold sprayingsteknologi. Den kolde spray-metode blev valgt til at beløbe sig i den rustfrie stålplade (Sus304 AY-serier og kan bruges til metal metastabile temperaturfølsomme materialer, såsom amorfe og nanokrystallinske pulvere, som ikke er underlagt faseovergange. Dette er den vigtigste faktor i valg af denne metode. Den kolde spray-proces udføres ved at anvende højhastighedspartikler, der omdanner kinetisk energi i partiklerne til plastikdeformation, anstrente og æsler med understrømning eller tidligere afdelinger.
Feltbilleder viser koldsprøjteproceduren brugt til fem på hinanden følgende præparationer af MG coating/SUS 304 ved 550 °C.
Partiklernes kinetiske energi, og dermed bevægelsesmængden af ​​hver partikel i belægningsformationen, skal omdannes til andre energiformer gennem mekanismer som plastisk deformation (initial partikel- og partikel-partikel-interaktioner i substratet og partikel-interaktioner), hulrumskonsolidering, partikel-partikel-rotation, strain og i sidste ende konverteres al varme- og mere kintisk energi til varme- og yderligere kintisk energi39. energi, er resultatet en elastisk kollision, hvilket betyder, at partiklerne blot hopper tilbage efter stød. Det er blevet påpeget, at 90 % af slagenergien, der påføres partikel/substratmaterialet, omdannes til lokal varme 40 . Ydermere, når der påføres slagspænding, opnås høje plastiske belastningshastigheder i kontaktpartikel/substratområdet på meget kort tid,421.
Plastisk deformation betragtes generelt som en energiafledningsproces, eller mere specifikt, en varmekilde i grænsefladeområdet. Temperaturstigningen i grænsefladeområdet er dog normalt ikke tilstrækkelig til at frembringe grænsefladesmeltning eller til væsentligt at fremme atomisk interdiffusion. Ingen publikation kendt af forfatterne undersøger virkningen af ​​egenskaberne af disse metalliske glasagtige pulvere, der anvendes, når pulvere, der anvendes ved spray-metoden, er klæbning i pulverform.
BFI'en for MG Cu50Zr20Ni30 legeringspulver kan ses i fig. 12a, som blev coatet på SUS 304 substrat (fig. 11, 12b). Som det kan ses af figuren, bevarer de coatede pulvere deres oprindelige amorfe struktur, da de har en delikat labyrintstruktur uden nogen ekstra håndtegn, indikerer tilstedeværelsen af ​​en anden hånddefekt billede på hånden. ny fase, som foreslået af nanopartikler inkorporeret i den MG-coatede pulvermatrix (Fig. 12a). Figur 12c afbilder det indekserede nanostrålediffraktionsmønster (NBDP) forbundet med region I (Figur 12a). Som vist i Fig. 12c udviser NBDP, der svarer til det svage haxryl-diffusionsmønster med amstall-patchers-diffraktionsmønster og det skarpe cstall-diffraktionsmønster og den skarpe cstalliske struktur. stor kubisk Zr2Ni metastabil plus tetragonal CuO-fase. Dannelsen af ​​CuO kan tilskrives oxidationen af ​​pulveret, når man bevæger sig fra sprøjtepistolens dyse til SUS 304 i fri luft under supersonisk strømning. På den anden side opnåede afglasningen af ​​de metalliske glasagtige pulvere dannelsen af ​​kold 350°C-behandling ved kold 350°C behandling.
(a) FE-HRTEM billede af MG pulverlakeret på (b) SUS 304 substrat (indsat af figur). Indekset NBDP for det cirkulære symbol vist i (a) er vist i (c).
For at verificere denne potentielle mekanisme for dannelsen af ​​store kubiske Zr2Ni nanopartikler blev der udført et uafhængigt eksperiment. I dette eksperiment blev pulverne sprøjtet fra en sprøjtepistol ved 550 °C i retning af SUS 304-substratet;for at belyse pulvernes udglødningseffekt blev de dog fjernet fra SUS304-strimlen så hurtigt som muligt (ca. 60 sekunder). Et andet sæt eksperimenter blev udført, hvor pulveret blev fjernet fra substratet ca. 180 sekunder efter afsætning.
Figur 13a,b viser mørkefeltsbilleder (DFI) opnået ved scanning transmissionselektronmikroskopi (STEM) af to sprøjtede materialer afsat på SUS 304 substrater i henholdsvis 60 s og 180 s. Pulverbilledet deponeret i 60 sekunder har ingen morfologiske detaljer, hvilket viser egenskabsløshed af disse pulvere (fig. 13, hvilket også blev bekræftet af pulveret). phous, som angivet ved de brede primære og sekundære diffraktionsmaksima vist i figur 14a. Disse angiver fraværet af metastabil/mesofase-udfældning, hvor pulveret bibeholder sin oprindelige amorfe struktur. I modsætning hertil viste pulveret, der blev sprøjtet ved samme temperatur (550 °C), men efterladt på underlaget for 180 substrater, der var præcipiteret af 180 na-in-underlaget. s i fig. 13b.