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Las biopelículas son un componente importante en el desarrollo de infecciones crónicas, especialmente cuando se trata de dispositivos médicos.Este problema presenta un gran desafío para la comunidad médica, ya que los antibióticos estándar solo pueden destruir las biopelículas en una medida muy limitada.La prevención de la formación de biopelículas ha llevado al desarrollo de varios métodos de recubrimiento y nuevos materiales.Estas técnicas tienen como objetivo recubrir las superficies de una manera que previene la formación de biopelículas.Las aleaciones de metales vítreos, especialmente las que contienen metales de cobre y titanio, se han convertido en recubrimientos antimicrobianos ideales.Al mismo tiempo, ha aumentado el uso de la tecnología de pulverización en frío, ya que es un método adecuado para procesar materiales sensibles a la temperatura.Parte del objetivo de esta investigación fue desarrollar una nueva película antibacteriana de vidrio metálico compuesta por ternario Cu-Zr-Ni utilizando técnicas de aleación mecánica.El polvo esférico que constituye el producto final se utiliza como materia prima para la proyección en frío de superficies de acero inoxidable a bajas temperaturas.Los sustratos revestidos con vidrio metálico pudieron reducir significativamente la formación de biopelículas en al menos 1 log en comparación con el acero inoxidable.
A lo largo de la historia de la humanidad, cualquier sociedad ha sido capaz de desarrollar y promover la introducción de nuevos materiales para cumplir con sus requerimientos específicos, lo que se tradujo en un aumento de la productividad y el posicionamiento en una economía globalizada1.Siempre se ha atribuido a la capacidad humana para diseñar materiales y equipos de fabricación, así como diseños para fabricar y caracterizar materiales para lograr la salud, la educación, la industria, la economía, la cultura y otros campos de un país o región a otro.El progreso se mide independientemente del país o la región2.Durante 60 años, los científicos de materiales han dedicado mucho tiempo a una tarea principal: la búsqueda de materiales nuevos y avanzados.Las investigaciones recientes se han centrado en mejorar la calidad y el rendimiento de los materiales existentes, así como en sintetizar e inventar tipos de materiales completamente nuevos.
La adición de elementos de aleación, la modificación de la microestructura del material y la aplicación de tratamientos térmicos, mecánicos o termomecánicos han supuesto una mejora significativa de las propiedades mecánicas, químicas y físicas de diversos materiales.Además, se han sintetizado con éxito compuestos hasta ahora desconocidos.Estos esfuerzos persistentes han dado lugar a una nueva familia de materiales innovadores conocidos colectivamente como Advanced Materials2.Nanocristales, nanopartículas, nanotubos, puntos cuánticos, vidrios metálicos amorfos de dimensión cero y aleaciones de alta entropía son solo algunos ejemplos de materiales avanzados que han aparecido en el mundo desde mediados del siglo pasado.En la fabricación y desarrollo de nuevas aleaciones con propiedades mejoradas, tanto en el producto final como en las etapas intermedias de su producción, se suele añadir el problema del desequilibrio.Como resultado de la introducción de nuevas técnicas de fabricación que permiten desviaciones significativas del equilibrio, se ha descubierto toda una nueva clase de aleaciones metaestables, conocidas como vidrios metálicos.
Su trabajo en Caltech en 1960 revolucionó el concepto de aleaciones metálicas cuando sintetizó aleaciones vítreas de Au-25 at.% Si solidificando rápidamente líquidos a casi un millón de grados por segundo.4 El descubrimiento del profesor Paul Duves no solo marcó el comienzo de la historia de los vidrios metálicos (MS), sino que también condujo a un cambio de paradigma en la forma en que la gente piensa acerca de las aleaciones metálicas.Desde las primeras investigaciones pioneras en la síntesis de aleaciones de MS, casi todos los vidrios metálicos se han obtenido por completo utilizando uno de los siguientes métodos: (i) solidificación rápida de la masa fundida o vapor, (ii) desorden de red atómica, (iii) reacciones de amorfización en estado sólido entre elementos metálicos puros y (iv) transiciones de fase sólida de fases metaestables.
Las MG se distinguen por la ausencia de un orden atómico de largo alcance asociado con los cristales, que es una característica definitoria de los cristales.En el mundo moderno, se han hecho grandes progresos en el campo del vidrio metálico.Estos son nuevos materiales con propiedades interesantes que son de interés no solo para la física del estado sólido, sino también para la metalurgia, la química de superficies, la tecnología, la biología y muchas otras áreas.Este nuevo tipo de material tiene propiedades diferentes a las de los metales duros, lo que lo convierte en un candidato interesante para aplicaciones tecnológicas en una variedad de campos.Tienen algunas propiedades importantes: (i) alta ductilidad mecánica y límite elástico, (ii) alta permeabilidad magnética, (iii) baja coercitividad, (iv) resistencia a la corrosión inusual, (v) independencia de temperatura.Conductividad 6.7.
La aleación mecánica (MA)1,8 es un método relativamente nuevo, introducido por primera vez en 19839 por el Prof. KK Kok y sus colegas.Produjeron polvos amorfos de Ni60Nb40 moliendo una mezcla de elementos puros a temperatura ambiente muy cercana a la temperatura ambiente.Por lo general, la reacción MA se lleva a cabo entre la unión por difusión de los polvos reactivos en un reactor, generalmente de acero inoxidable, en un molino de bolas.10 (Fig. 1a, b).Desde entonces, este método de reacción de estado sólido inducido mecánicamente se ha utilizado para preparar nuevos polvos de aleación de vidrio amorfo/metálico utilizando molinos de bolas y molinos de barras de baja (Fig. 1c) y alta energía11,12,13,14,15,16.En particular, este método se ha utilizado para preparar sistemas inmiscibles como Cu-Ta17, así como aleaciones de alto punto de fusión como los sistemas de metales de transición Al (TM, Zr, Hf, Nb y Ta)18,19 y Fe-W20., que no se puede obtener con métodos de cocción convencionales.Además, MA se considera una de las herramientas nanotecnológicas más poderosas para la producción a escala industrial de partículas de polvo nanocristalino y nanocompuesto de óxidos metálicos, carburos, nitruros, hidruros, nanotubos de carbono, nanodiamantes, así como una amplia estabilización utilizando un enfoque de arriba hacia abajo.1 y estadios metaestables.
Esquema que muestra el método de fabricación utilizado para preparar el revestimiento de vidrio metálico Cu50(Zr50-xNix)/SUS 304 en este estudio.(a) Preparación de polvos de aleación de MC con varias concentraciones de Ni x (x; 10, 20, 30 y 40 at.%) utilizando el método de molienda de bolas de baja energía.(a) El material de partida se carga en un cilindro de herramientas junto con bolas de acero para herramientas y (b) se sella en una caja de guantes llena de atmósfera de He.(c) Modelo transparente del recipiente de molienda que ilustra el movimiento de la bola durante la molienda.El producto en polvo final obtenido después de 50 horas se utilizó para recubrir por pulverización en frío el sustrato SUS 304 (d).
Cuando se trata de superficies de materiales a granel (sustratos), la ingeniería de superficies implica el diseño y la modificación de superficies (sustratos) para proporcionar ciertas propiedades físicas, químicas y técnicas que no están presentes en el material a granel original.Algunas de las propiedades que se pueden mejorar de manera efectiva a través del tratamiento de superficies incluyen la resistencia a la abrasión, oxidación y corrosión, coeficiente de fricción, bioinercia, propiedades eléctricas y aislamiento térmico, solo por nombrar algunas.La calidad de la superficie se puede mejorar mediante métodos metalúrgicos, mecánicos o químicos.Como proceso bien conocido, el revestimiento se define simplemente como una o más capas de material aplicadas artificialmente a la superficie de un objeto a granel (sustrato) hecho de otro material.Por lo tanto, los recubrimientos se utilizan en parte para lograr las propiedades técnicas o decorativas deseadas, así como para proteger los materiales de las interacciones químicas y físicas esperadas con el medio ambiente23.
Se puede utilizar una variedad de métodos y técnicas para aplicar capas protectoras adecuadas desde unos pocos micrómetros (por debajo de 10-20 micrómetros) hasta más de 30 micrómetros o incluso varios milímetros de espesor.En general, los procesos de recubrimiento se pueden dividir en dos categorías: (i) métodos de recubrimiento en húmedo, que incluyen galvanoplastia, galvanoplastia y galvanizado en caliente, y (ii) métodos de recubrimiento en seco, que incluyen soldadura, revestimiento duro y deposición física de vapor (PVD).), deposición química de vapor (CVD), técnicas de rociado térmico y, más recientemente, técnicas de rociado en frío 24 (Figura 1d).
Las biopelículas se definen como comunidades microbianas que se adhieren irreversiblemente a las superficies y están rodeadas de polímeros extracelulares (EPS) de producción propia.La formación de una biopelícula superficialmente madura puede provocar pérdidas significativas en muchas industrias, incluido el procesamiento de alimentos, los sistemas de agua y la atención médica.En humanos, con la formación de biopelículas, más del 80% de los casos de infecciones microbianas (incluyendo Enterobacteriaceae y Staphylococcus) son difíciles de tratar.Además, se ha informado que las biopelículas maduras son 1000 veces más resistentes al tratamiento con antibióticos en comparación con las células bacterianas planctónicas, lo que se considera un desafío terapéutico importante.Históricamente, se han utilizado materiales de revestimiento de superficies antimicrobianos derivados de compuestos orgánicos comunes.Aunque dichos materiales a menudo contienen componentes tóxicos potencialmente dañinos para los humanos,25,26 esto puede ayudar a evitar la transmisión bacteriana y la degradación del material.
La resistencia bacteriana generalizada al tratamiento con antibióticos debido a la formación de biopelículas ha llevado a la necesidad de desarrollar una superficie recubierta de membrana antimicrobiana eficaz que se pueda aplicar de forma segura27.El desarrollo de una superficie antiadherente física o química a la que las células bacterianas no puedan unirse y formar biopelículas debido a la adhesión es el primer enfoque en este proceso27.La segunda tecnología consiste en desarrollar recubrimientos que suministren productos químicos antimicrobianos exactamente donde se necesitan, en cantidades altamente concentradas y adaptadas.Esto se logra mediante el desarrollo de materiales de recubrimiento únicos, como grafeno/germanio28, diamante negro29 y recubrimientos de carbono similar al diamante dopado con ZnO30 que son resistentes a las bacterias, una tecnología que maximiza el desarrollo de la toxicidad y la resistencia debido a la formación de biopelículas.Además, los recubrimientos que contienen químicos germicidas que brindan protección a largo plazo contra la contaminación bacteriana son cada vez más populares.Si bien los tres procedimientos son capaces de ejercer actividad antimicrobiana en superficies recubiertas, cada uno tiene su propio conjunto de limitaciones que deben tenerse en cuenta al desarrollar una estrategia de aplicación.
Los productos actualmente en el mercado se ven obstaculizados por la falta de tiempo para analizar y probar los recubrimientos protectores de los ingredientes biológicamente activos.Las empresas afirman que sus productos brindarán a los usuarios los aspectos funcionales deseados, sin embargo, esto se ha convertido en un obstáculo para el éxito de los productos actualmente en el mercado.Los compuestos derivados de la plata se utilizan en la gran mayoría de los antimicrobianos actualmente disponibles para los consumidores.Estos productos están diseñados para proteger a los usuarios de la exposición potencialmente dañina a los microorganismos.El efecto antimicrobiano retardado y la toxicidad asociada de los compuestos de plata aumentan la presión sobre los investigadores para que desarrollen una alternativa menos dañina36,37.Crear un recubrimiento antimicrobiano global que funcione por dentro y por fuera sigue siendo un desafío.Esto viene con riesgos asociados para la salud y la seguridad.Descubrir un agente antimicrobiano que sea menos dañino para los humanos y descubrir cómo incorporarlo en sustratos de revestimiento con una vida útil más larga es un objetivo muy buscado38.Los últimos materiales antimicrobianos y antibiofilm están diseñados para matar bacterias a corta distancia, ya sea por contacto directo o después de la liberación del agente activo.Pueden hacer esto al inhibir la adhesión bacteriana inicial (lo que incluye prevenir la formación de una capa de proteína en la superficie) o al matar las bacterias al interferir con la pared celular.
Esencialmente, el recubrimiento de superficies es el proceso de aplicar otra capa a la superficie de un componente para mejorar las características de la superficie.El propósito de un recubrimiento superficial es cambiar la microestructura y/o la composición de la región cercana a la superficie de un componente39.Los métodos de recubrimiento de superficies se pueden dividir en diferentes métodos, que se resumen en la Fig. 2a.Los recubrimientos se pueden dividir en categorías térmicas, químicas, físicas y electroquímicas según el método utilizado para crear el recubrimiento.
(a) Un recuadro que muestra las principales técnicas de fabricación de superficies, y (b) ventajas y desventajas seleccionadas del método de proyección en frío.
La tecnología de rociado en frío tiene mucho en común con las técnicas tradicionales de rociado térmico.Sin embargo, también hay algunas propiedades fundamentales clave que hacen que el proceso de pulverización en frío y los materiales de pulverización en frío sean particularmente únicos.La tecnología de pulverización en frío aún está en pañales, pero tiene un gran futuro.En algunos casos, las propiedades únicas de la proyección en frío ofrecen grandes beneficios, superando las limitaciones de las técnicas convencionales de proyección térmica.Supera las importantes limitaciones de la tecnología de proyección térmica tradicional, en la que el polvo debe fundirse para depositarse sobre un sustrato.Obviamente, este proceso de recubrimiento tradicional no es adecuado para materiales muy sensibles a la temperatura, como nanocristales, nanopartículas, vidrios amorfos y metálicos40, 41, 42. Además, los materiales de recubrimiento por proyección térmica siempre tienen un alto nivel de porosidad y óxidos.La tecnología de rociado en frío tiene muchas ventajas significativas sobre la tecnología de rociado térmico, como (i) mínima entrada de calor al sustrato, (ii) flexibilidad en la elección del recubrimiento del sustrato, (iii) sin transformación de fase ni crecimiento de grano, (iv) alta fuerza adhesiva1 .39 (Fig. 2b).Además, los materiales de recubrimiento por aspersión en frío tienen alta resistencia a la corrosión, alta resistencia y dureza, alta conductividad eléctrica y alta densidad41.A pesar de las ventajas del proceso de rociado en frío, este método todavía tiene algunos inconvenientes, como se muestra en la Figura 2b.Cuando se recubren polvos cerámicos puros como Al2O3, TiO2, ZrO2, WC, etc., no se puede utilizar el método de pulverización en frío.Por otro lado, los polvos compuestos de cerámica/metal se pueden utilizar como materia prima para recubrimientos.Lo mismo ocurre con otros métodos de proyección térmica.Las superficies difíciles y los interiores de las tuberías siguen siendo difíciles de rociar.
Considerando que el presente trabajo está dirigido al uso de polvos vítreos metálicos como materiales de partida para recubrimientos, es claro que la proyección térmica convencional no puede ser utilizada para este fin.Esto se debe a que los polvos vítreos metálicos cristalizan a altas temperaturas1.
La mayoría de los instrumentos utilizados en la industria médica y alimentaria están hechos de aleaciones de acero inoxidable austenítico (SUS316 y SUS304) con un contenido de cromo de 12 a 20% en peso para la producción de instrumentos quirúrgicos.Generalmente se acepta que el uso de cromo metálico como elemento de aleación en aleaciones de acero puede mejorar significativamente la resistencia a la corrosión de las aleaciones de acero estándar.Las aleaciones de acero inoxidable, a pesar de su alta resistencia a la corrosión, no tienen propiedades antimicrobianas significativas38,39.Esto contrasta con su alta resistencia a la corrosión.Después de eso, es posible predecir el desarrollo de infección e inflamación, que se deben principalmente a la adhesión y colonización bacteriana en la superficie de los biomateriales de acero inoxidable.Pueden surgir dificultades significativas debido a las dificultades significativas asociadas con la adhesión bacteriana y las vías de formación de biopelículas, que pueden conducir a una mala salud, lo que puede tener muchas consecuencias que pueden afectar directa o indirectamente la salud humana.
Este estudio es la primera fase de un proyecto financiado por la Fundación de Kuwait para el Avance de la Ciencia (KFAS), contrato no.2010-550401, para investigar la viabilidad de producir polvos ternarios metálicos vítreos de Cu-Zr-Ni utilizando tecnología MA (tabla).1) Para la producción de película/revestimiento antibacteriano de protección de superficie SUS304.La segunda fase del proyecto, que comenzará en enero de 2023, estudiará en detalle las características de corrosión galvánica y las propiedades mecánicas del sistema.Se llevarán a cabo pruebas microbiológicas detalladas para varios tipos de bacterias.
Este artículo analiza el efecto del contenido de aleación de Zr en la capacidad de formación de vidrio (GFA) en función de las características morfológicas y estructurales.Además, también se discutieron las propiedades antibacterianas del compuesto de vidrio metálico recubierto de polvo/SUS304.Además, se ha llevado a cabo un trabajo en curso para investigar la posibilidad de transformación estructural de los polvos de vidrio metálico que se produce durante la pulverización en frío en la región líquida sobreenfriada de los sistemas de vidrio metálico fabricado.Las aleaciones de vidrio metálico Cu50Zr30Ni20 y Cu50Zr20Ni30 se utilizaron como ejemplos representativos en este estudio.
Esta sección presenta los cambios morfológicos en polvos de Cu, Zr y Ni elementales durante la molienda de bolas de baja energía.Se utilizarán dos sistemas diferentes que consisten en Cu50Zr20Ni30 y Cu50Zr40Ni10 como ejemplos ilustrativos.El proceso MA se puede dividir en tres etapas separadas, como lo demuestra la caracterización metalográfica del polvo obtenido en la etapa de molienda (Fig. 3).
Características metalográficas de polvos de aleaciones mecánicas (MA) obtenidos después de varias etapas de molienda con bolas.Las imágenes de microscopía electrónica de barrido de emisión de campo (FE-SEM) de polvos MA y Cu50Zr40Ni10 obtenidos después de un molino de bolas de baja energía durante 3, 12 y 50 horas se muestran en (a), (c) y (e) para el sistema Cu50Zr20Ni30, mientras que en el mismo MA.Las imágenes correspondientes del sistema Cu50Zr40Ni10 tomadas después de un tiempo se muestran en (b), (d) y (f).
Durante la molienda con bolas, la energía cinética efectiva que se puede transferir al polvo metálico se ve afectada por una combinación de parámetros, como se muestra en la Fig. 1a.Esto incluye colisiones entre bolas y polvos, compresión de corte del polvo atascado entre los medios de molienda, impactos de bolas que caen, corte y desgaste causado por el arrastre del polvo entre los cuerpos móviles de un molino de bolas y una onda de choque que pasa a través de las bolas que caen y se propaga a través del cultivo cargado (Fig. 1a). Элементарные порошки Cu, Zr и Ni были сильно деформированы из-за холодной сварки на ранней стадии МА ( 3 ч), что привело к образованию крупных частиц порошка (> 1 mm de diámetro). Los polvos elementales de Cu, Zr y Ni se deformaron severamente debido a la soldadura en frío en una etapa temprana de MA (3 h), lo que condujo a la formación de partículas de polvo grandes (> 1 mm de diámetro).Estas grandes partículas compuestas se caracterizan por la formación de capas gruesas de elementos de aleación (Cu, Zr, Ni), como se muestra en la fig.3a, b.Un aumento en el tiempo de MA a 12 h (etapa intermedia) condujo a un aumento en la energía cinética del molino de bolas, lo que condujo a la descomposición del polvo compuesto en polvos más pequeños (menos de 200 μm), como se muestra en la Fig. 3c, ciudad.En esta etapa, la fuerza de corte aplicada conduce a la formación de una nueva superficie metálica con capas finas de Cu, Zr, Ni, como se muestra en la Fig. 3c, d.Como resultado de la molienda de las capas en la interfase de los copos, ocurren reacciones en fase sólida con la formación de nuevas fases.
En el clímax del proceso MA (después de 50 h), la metalografía en escamas apenas se notaba (Fig. 3e, f), y se observó metalografía en espejo en la superficie pulida del polvo.Esto significa que se completó el proceso de MA y se creó una sola fase de reacción.La composición elemental de las regiones indicadas en las Figs.3e (I, II, III), f, v, vi) se determinaron utilizando microscopía electrónica de barrido de emisión de campo (FE-SEM) en combinación con espectroscopía de rayos X de dispersión de energía (EDS).(IV).
En mesa.2 concentraciones elementales de elementos de aleación se muestran como un porcentaje de la masa total de cada región seleccionada en la fig.3e, f.La comparación de estos resultados con las composiciones nominales iniciales de Cu50Zr20Ni30 y Cu50Zr40Ni10 proporcionadas en la Tabla 1 muestra que las composiciones de estos dos productos finales son muy cercanas a las composiciones nominales.Además, los valores relativos de los componentes para las regiones enumeradas en la Fig. 3e,f no sugieren un deterioro o variación significativos en la composición de cada muestra de una región a otra.Esto se evidencia por el hecho de que no hay cambio en la composición de una región a otra.Esto indica la producción de polvos de aleación uniformes como se muestra en la Tabla 2.
Se obtuvieron micrografías FE-SEM del polvo del producto final Cu50 (Zr50-xNix) después de 50 veces MA, como se muestra en la Fig. 4a-d, donde x es 10, 20, 30 y 40 at.%, respectivamente.Después de este paso de molienda, el polvo se agrega debido al efecto van der Waals, lo que conduce a la formación de grandes agregados que consisten en partículas ultrafinas con un diámetro de 73 a 126 nm, como se muestra en la Figura 4.
Características morfológicas de los polvos de Cu50(Zr50-xNix) obtenidos después de 50 horas de MA.Para los sistemas Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30, Cu50Zr10Ni40, las imágenes FE-SEM de polvos obtenidas después de 50 MA se muestran en (a), (b), (c) y (d), respectivamente.
Antes de cargar los polvos en el alimentador de pulverización en frío, primero se sonicaron en etanol de grado analítico durante 15 minutos y luego se secaron a 150 °C durante 2 horas.Este paso debe tomarse para combatir con éxito la aglomeración, que a menudo causa muchos problemas graves en el proceso de recubrimiento.Después de completar el proceso MA, se llevaron a cabo más estudios para investigar la homogeneidad de los polvos de aleación.En la fig.5a-d muestran micrografías FE-SEM e imágenes EDS correspondientes de los elementos de aleación de Cu, Zr y Ni de la aleación Cu50Zr30Ni20 tomadas después de 50 h en el tiempo M, respectivamente.Cabe señalar que los polvos de aleación obtenidos después de este paso son homogéneos, ya que no muestran fluctuaciones de composición más allá del nivel subnanométrico, como se muestra en la Figura 5.
Morfología y distribución local de elementos en polvo MG Cu50Zr30Ni20 obtenido después de 50 MA por FE-SEM/Energy Dispersive X-ray Spectroscopy (EDS).( a ) Imágenes SEM y EDS de rayos X de ( b ) Cu-Kα, ( c ) Zr-Lα y ( d ) Ni-Kα.
En las Figs.6a–d, respectivamente.Después de esta etapa de molienda, todas las muestras con diferentes concentraciones de Zr tenían estructuras amorfas con patrones de difusión de halo característicos que se muestran en la Fig. 6.
Patrones de difracción de rayos X de polvos de Cu50Zr40Ni10 (a), Cu50Zr30Ni20 (b), Cu50Zr20Ni30 (c) y Cu50Zr20Ni30 (d) después de MA durante 50 h.Se observó un patrón de difusión de halo en todas las muestras sin excepción, lo que indica la formación de una fase amorfa.
Se utilizó microscopía electrónica de transmisión de emisión de campo de alta resolución (FE-HRTEM) para observar cambios estructurales y comprender la estructura local de los polvos resultantes de la molienda de bolas en diferentes tiempos de MA.En las Figs.7a, respectivamente.De acuerdo con la imagen de campo claro (BFI) del polvo obtenido después de 6 h de MA, el polvo consiste en granos grandes con límites claramente definidos de los elementos fcc-Cu, hcp-Zr y fcc-Ni, y no hay signos de la formación de una fase de reacción, como se muestra en la Fig. 7a.Además, un patrón de difracción de área seleccionada correlacionada (SADP) tomado de la región media (a) reveló un patrón de difracción nítido (Fig. 7b) que indica la presencia de grandes cristalitos y la ausencia de una fase reactiva.
Características estructurales locales del polvo MA obtenido después de las etapas temprana (6 h) e intermedia (18 h).( a ) Microscopía electrónica de transmisión de emisión de campo de alta resolución (FE-HRTEM) y ( b ) difractograma de área seleccionada correspondiente (SADP) de polvo Cu50Zr30Ni20 después del tratamiento MA durante 6 horas.La imagen FE-HRTEM de Cu50Zr40Ni10 obtenida después de 18 horas MA se muestra en (c).
Como se muestra en la fig.7c, un aumento en la duración de MA a 18 h condujo a graves defectos de red en combinación con deformación plástica.En esta etapa intermedia del proceso MA, aparecen varios defectos en el polvo, incluidos defectos de apilamiento, defectos de red y defectos puntuales (Fig. 7).Estos defectos provocan la fragmentación de los granos grandes a lo largo de los límites de los granos en subgranos de menos de 20 nm de tamaño (Fig. 7c).
La estructura local del polvo de Cu50Z30Ni20 molido durante 36 h MA se caracteriza por la formación de nanogranos ultrafinos incrustados en una matriz amorfa delgada, como se muestra en la Fig. 8a.Un análisis local de la EMF mostró que los nanoclusters que se muestran en las Figs.8a están asociados con aleaciones en polvo de Cu, Zr y Ni sin tratar.El contenido de Cu en la matriz varió de ~32 at.% (zona pobre) a ~74 at.% (zona rica), lo que indica la formación de productos heterogéneos.Además, los SADP correspondientes de los polvos obtenidos después de la molienda en este paso muestran anillos de fase amorfa de difusión de halo primario y secundario superpuestos con puntas afiladas asociadas con estos elementos de aleación sin tratar, como se muestra en la Fig. 8b.
Características estructurales locales a nanoescala del polvo Beyond 36 h-Cu50Zr30Ni20.( a ) Imagen de campo brillante (BFI) y correspondiente ( b ) SADP de polvo Cu50Zr30Ni20 obtenido después de moler durante 36 h MA.
Hacia el final del proceso MA (50 h), los polvos de Cu50(Zr50-xNix), X, 10, 20, 30 y 40% at., sin excepción, tienen una morfología laberíntica de la fase amorfa, como se muestra en la Fig. .No se pudieron detectar difracciones puntuales ni patrones anulares nítidos en los SADS correspondientes de cada composición.Esto indica la ausencia de metal cristalino sin tratar, sino más bien la formación de un polvo de aleación amorfa.Estos SADP correlacionados que muestran patrones de difusión de halo también se usaron como evidencia del desarrollo de fases amorfas en el material del producto final.
Estructura local del producto final del sistema Cu50 MS (Zr50-xNix).FE-HRTEM y patrones de difracción de nanohaz correlacionados (NBDP) de (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 y (d) Cu50Zr10Ni40 obtenidos después de 50 h de MA.
Mediante calorimetría diferencial de barrido se estudió la estabilidad térmica de la temperatura de transición vítrea (Tg), la región del líquido sobreenfriado (ΔTx) y la temperatura de cristalización (Tx) en función del contenido de Ni (x) en el sistema amorfo Cu50(Zr50-xNix).(DSC) propiedades en el flujo de gas He.En las Figs.10a, b, e, respectivamente.Mientras que la curva DSC de Cu50Zr20Ni30 amorfo se muestra por separado en la Fig. 10th century Mientras tanto, una muestra de Cu50Zr30Ni20 calentada a ~700 °C en DSC se muestra en la Fig. 10g.
La estabilidad térmica de los polvos de Cu50(Zr50-xNix) MG obtenidos después de MA durante 50 horas está determinada por la temperatura de transición vítrea (Tg), la temperatura de cristalización (Tx) y la región líquida sobreenfriada (ΔTx).Termogramas de polvos de calorímetro diferencial de barrido (DSC) de polvos de aleación Cu50Zr40Ni10 (a), Cu50Zr30Ni20 (b), Cu50Zr20Ni30 (c) y (e) Cu50Zr10Ni40 MG después de MA durante 50 horas.En (d) se muestra un patrón de difracción de rayos X (XRD) de una muestra de Cu50Zr30Ni20 calentada a ~700 °C en DSC.
Como se muestra en la Figura 10, las curvas DSC para todas las composiciones con diferentes concentraciones de níquel (x) indican dos casos diferentes, uno endotérmico y otro exotérmico.El primer evento endotérmico corresponde a Tg y el segundo está asociado a Tx.El área de tramo horizontal que existe entre Tg y Tx se denomina área de líquido subenfriado (ΔTx = Tx – Tg).Los resultados muestran que la Tg y Tx de la muestra de Cu50Zr40Ni10 (Fig. 10a) colocada a 526 °C y 612 °C desplazan el contenido (x) hasta un 20 % hacia el lado de baja temperatura de 482 °C y 563 °C.°C con el aumento del contenido de Ni (x), respectivamente, como se muestra en la Figura 10b.En consecuencia, ΔTx Cu50Zr40Ni10 disminuye de 86°С (Fig. 10a) a 81°С para Cu50Zr30Ni20 (Fig. 10b).Para la aleación MC Cu50Zr40Ni10 también se observó una disminución en los valores de Tg, Tx y ΔTx a los niveles de 447°С, 526°С y 79°С (Fig. 10b).Esto indica que un aumento en el contenido de Ni conduce a una disminución en la estabilidad térmica de la aleación MS.Por el contrario, el valor de Tg (507 °C) de la aleación MC Cu50Zr20Ni30 es inferior al de la aleación MC Cu50Zr40Ni10;sin embargo, su Tx muestra un valor comparable a éste (612 °C).Por lo tanto, ΔTx tiene un valor más alto (87°C) como se muestra en la fig.siglo 10
El sistema MC Cu50(Zr50-xNix), utilizando la aleación Cu50Zr20Ni30 MC como ejemplo, cristaliza a través de un pico exotérmico pronunciado en fases cristalinas fcc-ZrCu5, ortorrómbica-Zr7Cu10 y ortorrómbica-ZrNi (Fig. 10c).Esta transición de fase de amorfa a cristalina se confirmó mediante análisis de difracción de rayos X de la muestra de MG (Fig. 10d) que se calentó a 700 °C en DSC.
En la fig.11 muestra fotografías tomadas durante el proceso de proyección en frío llevado a cabo en el presente trabajo.En este estudio, las partículas de polvo vítreo metálico sintetizadas después de MA durante 50 horas (usando Cu50Zr20Ni30 como ejemplo) se usaron como materia prima antibacteriana, y una placa de acero inoxidable (SUS304) se recubrió con rociado en frío.El método de rociado en frío se eligió para el recubrimiento en la serie de tecnología de rociado térmico porque es el método más eficiente en la serie de tecnología de rociado térmico donde se puede usar para materiales metálicos metaestables sensibles al calor, como polvos amorfos y nanocristalinos.No sujeto a fase.transicionesEste es el factor principal en la elección de este método.El proceso de deposición en frío se lleva a cabo utilizando partículas de alta velocidad que convierten la energía cinética de las partículas en deformación plástica, deformación y calor al impactar con el sustrato o partículas previamente depositadas.
Las fotografías de campo muestran el procedimiento de pulverización en frío utilizado para cinco preparaciones sucesivas de MG/SUS 304 a 550°C.
La energía cinética de las partículas, así como el impulso de cada partícula durante la formación del revestimiento, debe convertirse en otras formas de energía a través de mecanismos como la deformación plástica (partículas primarias e interacciones entre partículas en la matriz e interacciones de partículas), nudos intersticiales de sólidos, rotación entre partículas, deformación y calentamiento limitado 39. Además, si no toda la energía cinética entrante se convierte en energía térmica y energía de deformación, el resultado será una colisión elástica, lo que significa que las partículas simplemente rebotan después del impacto .Se ha observado que el 90 % de la energía de impacto aplicada al material de partículas/sustrato se convierte en calor local 40 .Además, cuando se aplica tensión de impacto, se logran altas velocidades de deformación plástica en la región de contacto partícula/sustrato en muy poco tiempo41,42.
La deformación plástica se suele considerar como un proceso de disipación de energía, o más bien, como una fuente de calor en la región interfacial.Sin embargo, el aumento de la temperatura en la región interfacial no suele ser suficiente para que se produzca una fusión interfacial o una estimulación significativa de la difusión mutua de los átomos.Ninguna publicación conocida por los autores ha investigado el efecto de las propiedades de estos polvos vítreos metálicos sobre la adhesión y sedimentación del polvo que se produce cuando se utilizan técnicas de pulverización en frío.
El BFI del polvo de aleación MG Cu50Zr20Ni30 se puede ver en la Fig. 12a, que se depositó sobre el sustrato SUS 304 (Fig. 11, 12b).Como se puede ver en la figura, los polvos recubiertos conservan su estructura amorfa original ya que tienen una delicada estructura laberíntica sin características cristalinas ni defectos de red.Por otro lado, la imagen indica la presencia de una fase extraña, como lo demuestran las nanopartículas incluidas en la matriz de polvo recubierta con MG (Fig. 12a).La Figura 12c muestra el patrón de difracción de nanohaz indexado (NBDP) asociado con la región I (Figura 12a).Como se muestra en la fig.12c, NBDP exhibe un patrón de difusión de halo débil de estructura amorfa y coexiste con puntos nítidos correspondientes a una fase Zr2Ni metaestable cúbica grande cristalina más una fase tetragonal de CuO.La formación de CuO puede explicarse por la oxidación del polvo al pasar de la boquilla de la pistola pulverizadora al SUS 304 al aire libre en un flujo supersónico.Por otro lado, la desvitrificación de polvos metálicos vítreos dio como resultado la formación de grandes fases cúbicas después del tratamiento por pulverización en frío a 550°C durante 30 min.
(a) Imagen FE-HRTEM de polvo MG depositado en (b) sustrato SUS 304 (recuadro de la figura).El índice NBDP del símbolo redondo que se muestra en (a) se muestra en (c).
Para probar este mecanismo potencial para la formación de grandes nanopartículas cúbicas de Zr2Ni, se llevó a cabo un experimento independiente.En este experimento, se pulverizaron polvos desde un atomizador a 550°C en la dirección del sustrato SUS 304;sin embargo, para determinar el efecto de recocido, los polvos se eliminaron de la tira SUS304 lo más rápido posible (alrededor de 60 s).).Se llevó a cabo otra serie de experimentos en los que se eliminó el polvo del sustrato aproximadamente 180 segundos después de la aplicación.
Las figuras 13a,b muestran imágenes de campo oscuro (DFI) de microscopía electrónica de transmisión de barrido (STEM) de dos materiales pulverizados depositados en sustratos SUS 304 durante 60 s y 180 s, respectivamente.La imagen de polvo depositada durante 60 segundos carece de detalles morfológicos y muestra ausencia de rasgos distintivos (Fig. 13a).Esto también fue confirmado por XRD, que mostró que la estructura general de estos polvos era amorfa, como lo indican los amplios picos de difracción primaria y secundaria que se muestran en la Figura 14a.Esto indica la ausencia de precipitados metaestables/mesofásicos, en los que el polvo conserva su estructura amorfa original.Por el contrario, el polvo depositado a la misma temperatura (550 °C) pero dejado en el sustrato durante 180 s mostró la deposición de granos de tamaño nanométrico, como lo muestran las flechas en la Fig. 13b.