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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 erradicar 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. Estos métodos tienen como objetivo recubrir las superficies de una manera que inhiba la formación de biopelículas. la tecnología ha aumentado, ya que es un método adecuado para procesar materiales sensibles a la temperatura. Parte del propósito de este estudio fue desarrollar una película antibacteriana de vidrio metálico compuesta de Cu-Zr-Ni ternario utilizando técnicas de aleación mecánica. El polvo esférico que constituye el producto final se usa como materia prima para el recubrimiento por aspersión en frío de superficies de acero inoxidable a bajas temperaturas. Los sustratos recubiertos 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 humana, cualquier sociedad ha sido capaz de diseñar y promover la introducción de materiales novedosos que cumplan con sus requisitos específicos, lo que ha resultado en un mejor desempeño y clasificación en una economía globalizada.1. Siempre se ha atribuido a la capacidad humana para desarrollar materiales y equipos de fabricación y diseños para la fabricación y caracterización de materiales para lograr ganancias en salud, educación, industria, economía, cultura y otros campos de un país o región a otro. El progreso se mide independientemente del país o región.2 Durante 60 años, los científicos de materiales han dedicado gran parte de su tiempo a centrarse en una preocupación importante: la búsqueda de materiales novedosos y de vanguardia. 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 técnicas de procesamiento térmico, mecánico o termomecánico han resultado en mejoras significativas en las propiedades mecánicas, químicas y físicas de una variedad de materiales diferentes. Además, hasta ahora se han sintetizado con éxito compuestos desconocidos. Estos esfuerzos persistentes han generado una nueva familia de materiales innovadores, conocidos colectivamente como Materiales Avanzados2. los vidrios y las aleaciones de alta entropía son solo algunos ejemplos de materiales avanzados introducidos en el mundo desde mediados del siglo pasado. Al fabricar y desarrollar nuevas aleaciones con propiedades superiores, ya sea en el producto final o en las etapas intermedias de su producción, a menudo se agrega el problema del desequilibrio. Como resultado de la implementación de nuevas técnicas de fabricación para desviarse significativamente del equilibrio, se ha descubierto una clase completamente nueva de aleaciones metaestables, conocidas como vidrios metálicos.
Su trabajo en Caltech en 1960 supuso una revolución en el concepto de aleaciones metálicas cuando sintetizó aleaciones vítreas de Au-25 al % Si solidificando rápidamente líquidos a casi un millón de grados por segundo. sido producido completamente usando uno de los siguientes métodos;(i) solidificación rápida del fundido o vapor, (ii) desorden atómico de la red, (iii) reacciones de amorfización en estado sólido entre elementos metálicos puros y (iv) transiciones de estado sólido de fases metaestables.
Los MG se distinguen por su falta del orden atómico de largo alcance asociado con los cristales, que es una característica definitoria de los cristales. En el mundo actual, se ha logrado un gran progreso en el campo del vidrio metálico. Son materiales novedosos con propiedades interesantes que son de interés no solo en la física del estado sólido, sino también en la metalurgia, la química de superficies, la tecnología, la biología y muchos otros campos. Este nuevo tipo de material exhibe propiedades distintas de los metales sólidos, lo que lo convierte en un candidato interesante para aplicaciones tecnológicas en una variedad de campos. ;(i) alta ductilidad mecánica y límite elástico, (ii) alta permeabilidad magnética, (iii) baja coercitividad, (iv) resistencia a la corrosión inusual, (v) independencia de temperatura La conductividad de 6,7.
La aleación mecánica (MA)1,8 es una técnica relativamente nueva, introducida por primera vez en 19839 por el profesor CC Kock y sus colegas. Prepararon 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 el acoplamiento por difusión de los polvos del material reactivo en un reactor, generalmente hecho de acero inoxidable en un molino de bolas 10 (Fig. 1a, b). Desde entonces, esta técnica de reacción de estado sólido inducida mecánicamente se ha utilizado para preparar nuevos polvos de aleación de vidrio amorfo/metálico utilizando molinos de bolas de baja (Fig. 1c) y alta energía, así como molinos de barras 11,12,13,14,15, 16. En particular, este El 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 de Al (TM; Zr, Hf, Nb y Ta)18,19 y Fe-W20, que no se pueden obtener mediante rutas de preparación convencionales. nanotubos, nanodiamantes, así como una amplia estabilización a través de un enfoque de arriba hacia abajo 1 y etapas metaestables.
Esquema que muestra el método de fabricación utilizado para preparar el recubrimiento de vidrio metálico (MG) de Cu50(Zr50−xNix)/SUS 304 en este estudio. (a) Preparación de polvos de aleación de MG con diferentes concentraciones de Ni x (x; 10, 20, 30 y 40% at.) utilizando la técnica 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 guantera llena de atmósfera de He. (c) Un modelo transparente del recipiente de molienda que ilustra el movimiento de la bola durante la molienda. El producto final del polvo obtenido después de 50 horas se usó para recubrir el sustrato SUS 304 utilizando el método de pulverización en frío (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 cualidades físicas, químicas y técnicas que no están contenidas en el material a granel original. Algunas propiedades que pueden mejorarse de manera efectiva mediante tratamientos de superficie incluyen resistencia a la abrasión, resistencia a la oxidación y corrosión, coeficiente de fricción, bioinercia, propiedades eléctricas y aislamiento térmico, por nombrar algunas. La calidad de la superficie puede mejorarse mediante el uso de técnicas metalúrgicas, mecánicas o químicas. capas de material depositadas artificialmente sobre la superficie de un objeto a granel (sustrato) hecho de otro material. Por lo tanto, los revestimientos se utilizan en parte para lograr algunas propiedades técnicas o decorativas deseadas, así como para proteger los materiales de las interacciones químicas y físicas esperadas con el entorno circundante23.
Para depositar capas protectoras de superficie adecuadas con espesores que van desde unos pocos micrómetros (menos de 10-20 micrómetros) hasta más de 30 micrómetros o incluso unos pocos milímetros, se pueden aplicar muchos métodos y técnicas. En general, los procesos de recubrimiento se pueden dividir en dos categorías: (i) métodos de recubrimiento húmedo, incluidos los métodos de galvanoplastia, electrolítico y galvanizado en caliente, y (ii) métodos de recubrimiento seco, que incluyen soldadura fuerte, superficie, deposición física de vapor (PVD), deposición química de vapor (CVD), técnicas de proyección térmica y, más recientemente, técnicas de proyección en frío 24 (Fig. 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 biopelículas maduras superficialmente puede provocar pérdidas significativas en muchos sectores industriales, incluida la industria alimentaria, los sistemas de agua y los entornos de atención médica. 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 convencionales. Aunque dichos materiales a menudo contienen componentes tóxicos que son potencialmente peligrosos para los humanos,25,26 pueden ayudar a evitar la transmisión bacteriana y la destrucción del material.
La resistencia generalizada de las bacterias a los tratamientos con antibióticos debido a la formación de biopelículas ha llevado a la necesidad de desarrollar una superficie recubierta con una membrana antimicrobiana eficaz que se pueda aplicar de manera segura27. El primer enfoque en este proceso es el desarrollo de una superficie antiadherente física o química a la que se inhibe que las células bacterianas se unan y construyan biopelículas debido a la adhesión. 28, el diamante negro29 y los recubrimientos de carbono similar al diamante dopado con ZnO30 que son resistentes a las bacterias, una tecnología que maximiza la toxicidad y el desarrollo de resistencia debido a la formación de biopelículas se reducen significativamente. Además, los recubrimientos que incorporan productos químicos germicidas en las superficies para brindar protección a largo plazo contra la contaminación bacteriana son cada vez más populares. Aunque los tres procedimientos son capaces de producir efectos antimicrobianos en las superficies recubiertas, cada uno tiene su propio conjunto de limitaciones que deben tenerse en cuenta al desarrollar estrategias de aplicación.
Los productos actualmente en el mercado se ven obstaculizados por el tiempo insuficiente para analizar y probar los recubrimientos protectores de los ingredientes biológicamente activos. Las empresas afirman que sus productos proporcionarán a los usuarios aspectos funcionales deseables;sin embargo, esto ha sido 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 las terapias antimicrobianas ahora disponibles para los consumidores. Estos productos se desarrollan para proteger a los usuarios de los efectos potencialmente peligrosos de los microorganismos. Cubrir 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 buscado.
Básicamente, el recubrimiento de superficies es el proceso de colocar otra capa en la superficie de un componente para mejorar las cualidades relacionadas con la superficie. El objetivo del recubrimiento de superficies es adaptar la microestructura y/o la composición de la región cercana a la superficie del componente39. Las técnicas de recubrimiento de superficies se pueden dividir en diferentes métodos, que se resumen en la Fig. 2a. Los recubrimientos se pueden subdividir en categorías térmicas, químicas, físicas y electroquímicas, según el método utilizado para crear el recubrimiento.
(a) Recuadro que muestra las principales técnicas de fabricación utilizadas para la superficie, y (b) ventajas y desventajas seleccionadas de la técnica de proyección en frío.
La tecnología de rociado en frío comparte muchas similitudes con los métodos de rociado térmico convencionales. Sin embargo, también hay algunas propiedades fundamentales clave que hacen que el proceso de rociado en frío y los materiales de rociado en frío sean particularmente únicos. La tecnología de rociado en frío aún está en pañales, pero tiene un futuro brillante. para materiales muy sensibles a la temperatura como nanocristales, nanopartículas, vidrios amorfos y metálicos40, 41, 42. Además, los materiales de recubrimiento por rociado térmico siempre exhiben altos niveles 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 las opciones de recubrimiento del sustrato, (iii) ausencia de transformación de fase y crecimiento de grano, (iv) alta fuerza de unión1,39 (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. Contrariamente a las ventajas del proceso de aspersión en frío, todavía hay algunas desventajas en el uso de esta técnica, como se muestra en la Figura 2b. se aplica a otros métodos de rociado térmico. Las superficies complicadas y las superficies interiores de las tuberías aún son difíciles de rociar.
Dado que el trabajo actual tiene como objetivo utilizar polvos vítreos metálicos como materias primas de recubrimiento, está claro que la proyección térmica convencional no se puede utilizar para este propósito. Esto se debe a que los polvos vítreos metálicos cristalizan a altas temperaturas1.
La mayoría de las herramientas utilizadas en las industrias médica y alimentaria están fabricadas con aleaciones de acero inoxidable austenítico (SUS316 y SUS304) con un contenido de cromo entre 12 y 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 en gran medida 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 presentan propiedades antimicrobianas significativas38,39. su alta resistencia a la corrosión. Después de esto, se puede predecir el desarrollo de infección e inflamación, que es causada principalmente por 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, lo que puede conducir al deterioro de la 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 de Cu-Zr-Ni metálicos vítreos usando tecnología MA (Tabla 1) para la producción de una película antibacteriana/revestimiento de protección superficial SUS304. La segunda fase del proyecto, que comenzará en enero de 2023, examinará las características de corrosión electroquímica y las propiedades mecánicas del sistema en detalle. Se realizarán análisis microbiológicos detallados para diferentes especies bacterianas.
En este documento, se analiza el efecto del contenido de elementos de aleación de Zr en la capacidad de formación de vidrio (GFA) en función de las características morfológicas y estructurales. Además, también se analizan las propiedades antibacterianas del compuesto de recubrimiento en polvo de vidrio metálico revestido/SUS304. Además, se ha llevado a cabo un trabajo actual para investigar la posibilidad de transformación estructural de los polvos de vidrio metálico que se producen durante la pulverización en frío dentro de la región de líquido subenfriado de los sistemas de vidrio metálico fabricado. Como ejemplos representativos, Cu50Zr30Ni20 y Cu50Zr2 En este estudio se han utilizado aleaciones de vidrio metálico 0Ni30.
En esta sección, se presentan los cambios morfológicos de los polvos elementales de Cu, Zr y Ni en la molienda de bolas de baja energía. Como ejemplos ilustrativos, se utilizarán dos sistemas diferentes que consisten en Cu50Zr20Ni30 y Cu50Zr40Ni10 como ejemplos representativos. El proceso MA se puede dividir en tres etapas distintas, como se muestra en la caracterización metalográfica del polvo producido durante la etapa de molienda (Figura 3).
Características metalográficas de los polvos de aleación mecánica (MA) obtenidos después de diferentes etapas del tiempo de molienda de bolas. Las imágenes de microscopía electrónica de barrido de emisión de campo (FE-SEM) de polvos de MA y Cu50Zr40Ni10 obtenidos después de tiempos de molienda de bolas de baja energía de 3, 12 y 50 h se muestran en (a), (c) y (e) para el sistema Cu50Zr20Ni30, mientras que en el mismo MA se muestran las imágenes correspondientes del sistema Cu50Zr40Ni10 tomadas después del tiempo se muestran en (b), (d) y (f).
Durante la molienda de bolas, la energía cinética efectiva que se puede transferir al polvo metálico se ve afectada por la combinación de parámetros, como se muestra en la Fig. 1a. Esto incluye colisiones entre bolas y polvos, cizallamiento por compresión del polvo atascado entre los medios de molienda, impacto de bolas que caen, cizallamiento y desgaste debido al arrastre del polvo entre los medios de molienda de bolas en movimiento y el paso de la onda de choque a través de las cargas de cultivo (Fig. 1a). Los polvos elementales de Cu, Zr y Ni se deformaron severamente debido a la soldadura en frío en la etapa inicial de MA (3 h), lo que da como resultado partículas de polvo grandes (> 1 mm de diámetro). Estas partículas compuestas grandes se caracterizan por la formación de capas gruesas de elementos de aleación (Cu, Zr, Ni), como se muestra en la Fig. 3a, b. El aumento del tiempo de MA a 12 h (etapa intermedia) resultó en un aumento en la energía cinética del molino de bolas, lo que resultó en la descomposición del polvo compuesto en polvos más finos (menos de 200 µm), como se muestra en la Fig. 3c, d. En esta etapa, la fuerza de corte aplicada conduce a la formación de una nueva superficie metálica con finas capas de Cu, Zr, Ni, como se muestra en la Fig. 3c, d. Como resultado del refinamiento de la capa, se producen reacciones de fase sólida en la interfaz de las escamas para generar nuevas fases.
En el clímax del proceso MA (después de 50 h), la metalografía en escamas era apenas visible (Fig. 3e,f), pero la superficie pulida del polvo mostraba una metalografía especular. Esto significa que el proceso MA se completó y se produjo la creación de una sola fase de reacción. espectroscopia (EDS) (IV).
En la Tabla 2, las concentraciones elementales de los elementos de aleación se muestran como un porcentaje del peso total de cada región seleccionada en la Fig. 3e,f. Al comparar estos resultados con las composiciones nominales iniciales de Cu50Zr20Ni30 y Cu50Zr40Ni10 enumeradas en la Tabla 1, se puede ver que las composiciones de estos dos productos finales tienen valores muy similares a las composiciones nominales. Además, los valores relativos de los componentes para las regiones enumeradas en la Fig. 3e,f no afectan ly un deterioro significativo o fluctuación 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 apunta a la producción de polvos de aleación homogéneos, como se muestra en la Tabla 2.
Se obtuvieron micrografías FE-SEM del polvo de Cu50(Zr50−xNix) del producto final 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 da como resultado la formación de grandes agregados que consisten en partículas ultrafinas con diámetros que van desde 73 a 126 nm, como se muestra en la Figura 4.
Características morfológicas de los polvos Cu50(Zr50−xNix) obtenidos después de un tiempo MA de 50 h. Para los sistemas Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30, Cu50Zr10Ni40, las imágenes FE-SEM de los polvos obtenidos después de 50 tiempos MA se muestran en (a), (b), (c) y (d), respectivamente.
Antes de cargar los polvos en un 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 significativos durante el proceso de recubrimiento. Después de completar el proceso MA, se llevaron a cabo más caracterizaciones para investigar la homogeneidad de los polvos de aleación. elementos de aleación de la aleación Cu50Zr30Ni20 obtenidos después de 50 h de tiempo M, respectivamente. Cabe señalar que los polvos de aleación producidos 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 elemental local del polvo MG Cu50Zr30Ni20 obtenido después de 50 tiempos MA por FE-SEM/espectroscopía de rayos X de dispersión de energía (EDS). (a) SEM y mapeo EDS de rayos X de (b) imágenes Cu-Kα, (c) Zr-Lα y (d) Ni-Kα.
Los patrones XRD de los polvos de Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30 y Cu50Zr20Ni30 aleados mecánicamente obtenidos después de un tiempo de MA de 50 h se muestran en la Fig. 6a-d, respectivamente. Después de esta etapa de molienda, todas las muestras con diferentes concentraciones de Zr mostraron estructuras amorfas con patrones de difusión de halo característicos que se muestran en la Fig. 6.
Patrones XRD de (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 y (d) polvos Cu50Zr20Ni30 después de un tiempo MA de 50 h. Todas las muestras sin excepción mostraron un patrón de difusión de halo, lo que implica la formación de una fase amorfa.
Se utilizó microscopía electrónica de transmisión de alta resolución de emisión de campo (FE-HRTEM) para observar cambios estructurales y comprender la estructura local de los polvos resultantes de la molienda de bolas en diferentes tiempos MA. Las imágenes FE-HRTEM de los polvos obtenidos después de las etapas temprana (6 h) e intermedia (18 h) de molienda para polvos de Cu50Zr30Ni20 y Cu50Zr40Ni10 se muestran en la Fig. 7a, c, respectivamente. De acuerdo con la imagen de campo brillante (BFI) del polvo producido después de MA 6 h, el polvo se compone de granos grandes con límites bien definidos de los elementos fcc-Cu, hcp-Zr y fcc-Ni, y no hay signos de que se haya formado la fase de reacción, como se muestra en la Fig. 7a. Además, el patrón de difracción del área seleccionada correlacionada (SADP) tomado de la región media de (a) reveló un patrón de difracción de cúspide (Fig. 7b), lo que indica la presencia de grandes cristalitos y la ausencia de una fase reactiva.
Caracterización estructural local del polvo MA obtenido después de las etapas temprana (6 h) e intermedia (18 h). (a) Microscopía electrónica de transmisión de alta resolución de emisión de campo (FE-HRTEM), y (b) el patrón de difracción del área seleccionada (SADP) correspondiente del polvo Cu50Zr30Ni20 después del tratamiento MA durante 6 h. La imagen FE-HRTEM de Cu50Zr40Ni10 obtenida después de un tiempo MA de 18 h se muestra en (c).
Como se muestra en la Fig. 7c, extender la duración de MA a 18 h resultó en defectos reticulares severos combinados con deformación plástica. Durante esta etapa intermedia del proceso MA, el polvo presenta varios defectos, que incluyen fallas de apilamiento, defectos reticulares y defectos puntuales (Figura 7). Estos defectos hacen que los granos grandes se dividan a lo largo de sus límites de grano en subgranos con tamaños inferiores a 20 nm (Fig. 7c).
La estructura local del polvo de Cu50Z30Ni20 molido durante 36 h MA tiene la formación de nanogranos ultrafinos incrustados en una matriz fina amorfa, como se muestra en la Fig. 8a. El análisis EDS local indicó que los nanoclusters que se muestran en la Fig. 8a estaban asociados con elementos de aleación de polvo de Cu, Zr y Ni sin procesar. Al mismo tiempo, el contenido de Cu de la matriz fluctuó de ~32% at. (área pobre) a ~74% at. la formación de productos heterogéneos. Además, los SADP correspondientes de los polvos obtenidos después de la molienda en esta etapa muestran anillos primarios y secundarios difusores de halo de fase amorfa, superpuestos con puntas afiladas asociadas con esos elementos de aleación en bruto, como se muestra en la Fig. 8b.
Más allá de las características estructurales locales a nanoescala del polvo de 36 h-Cu50Zr30Ni20. (a) Imagen de campo brillante (BFI) y correspondiente (b) SADP del polvo de Cu50Zr30Ni20 obtenido después de moler durante 36 h MA.
Cerca del final del proceso MA (50 h), Cu50(Zr50−xNix), X;Los polvos de 10, 20, 30 y 40% at. invariablemente tienen una morfología de fase amorfa laberíntica como se muestra en la Fig. 9a–d. En el SADP correspondiente de cada composición, no se pudieron detectar difracciones puntuales ni patrones anulares agudos. Esto indica que no hay metal cristalino sin procesar presente, sino que se forma un polvo de aleación amorfa. fases morfas en el material del producto final.
Estructura local del producto final del sistema MG Cu50 (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.
La estabilidad térmica de la temperatura de transición vítrea (Tg), la región del líquido subenfriado (ΔTx) y la temperatura de cristalización (Tx) en función del contenido de Ni (x) del sistema amorfo Cu50(Zr50−xNix) se ha investigado utilizando calorimetría diferencial de barrido (DSC) de propiedades bajo flujo de gas He. los polvos de aleación obtenidos después de un tiempo MA de 50 h se muestran en la Fig. 10a, b, e, respectivamente. Mientras que la curva DSC del Cu50Zr20Ni30 amorfo se muestra por separado en la Fig. 10c. Mientras tanto, la muestra Cu50Zr30Ni20 calentada a ~700 °C en DSC se muestra en la Fig. 10d.
Estabilidad térmica de los polvos de MG de Cu50(Zr50−xNix) obtenidos después de un tiempo MA de 50 h, indexados por la temperatura de transición vítrea (Tg), la temperatura de cristalización (Tx) y la región líquida subenfriada (ΔTx). Polvos de aleación Cu50Zr10Ni40 MG después de un tiempo MA de 50 h. El patrón de difracción de rayos X (XRD) de la muestra Cu50Zr30Ni20 calentada a ~700 °C en DSC se muestra en (d).
Como se muestra en la Figura 10, las curvas DSC de todas las composiciones con diferentes concentraciones de Ni (x) indican dos casos diferentes, uno endotérmico y otro exotérmico. El primer evento endotérmico corresponde a Tg, mientras que el segundo está relacionado con Tx. La región de tramo horizontal que existe entre Tg y Tx se denomina región líquida subenfriada (ΔTx = Tx – Tg). Los resultados muestran que la Tg y Tx de la muestra de Cu50Zr40Ni10 (Fig. 1 0a), colocado a 526°C y 612°C, desplaza el contenido (x) a 20 at.% hacia el lado de baja temperatura de 482°C y 563°C con un contenido creciente de Ni (x), respectivamente, como se muestra en la Figura 10b. En consecuencia, el ΔTx de Cu50Zr40Ni10 disminuye de 86 °C (Fig. 10a) a 81 °C para Cu50Zr30 Ni20 (Fig. 10b). Para la aleación MG Cu50Zr40Ni10, también se observó que los valores de Tg, Tx y ΔTx disminuyeron al nivel de 447 °C, 526 °C y 79 °C (Fig. 10b). Esto indica que el aumento en el contenido de Ni conduce a una disminución en la estabilidad térmica de la aleación MG. En contraste, el valor de Tg (507 °C) de la MG Cu50Z La aleación r20Ni30 es inferior a la de la aleación MG Cu50Zr40Ni10;sin embargo, su Tx muestra un valor comparable al anterior (612 °C). Por lo tanto, ΔTx exhibe un valor mayor (87 °C), como se muestra en la Fig. 10c.
El sistema MG Cu50(Zr50−xNix), tomando como ejemplo la aleación MG Cu50Zr20Ni30, cristaliza a través de un pico exotérmico agudo en las fases cristalinas de fcc-ZrCu5, ortorrómbico-Zr7Cu10 y ortorrómbico-ZrNi (Fig. 10c). a 700 °C en DSC.
La Figura 11 muestra fotografías tomadas durante el proceso de pulverización en frío llevado a cabo en el trabajo actual. En este estudio, las partículas de polvo de metal similar al vidrio sintetizadas después de un tiempo de MA de 50 h (tomando Cu50Zr20Ni30 como ejemplo) se utilizaron como materias primas antibacterianas, y la placa de acero inoxidable (SUS304) se recubrió con tecnología de pulverización en frío. como polvos amorfos y nanocristalinos, que no están sujetos a transiciones de fase. Este es el factor principal para elegir este método. El proceso de pulverización en frío se lleva a cabo utilizando partículas de alta velocidad que convierten la energía cinética de las partículas en deformación plástica, tensión y calor al impactar con el sustrato o partículas depositadas previamente.
Las fotografías de campo muestran el procedimiento de rociado en frío utilizado para cinco preparaciones consecutivas de recubrimiento MG/SUS 304 a 550 °C.
La energía cinética de las partículas y, por tanto, el impulso de cada partícula en la formación del revestimiento, debe convertirse en otras formas de energía a través de mecanismos como la deformación plástica (partícula inicial e interacciones partícula-partícula en el sustrato e interacciones de partículas), consolidación de vacíos, rotación partícula-partícula, deformación y, en última instancia, calor El 0 % de la energía de impacto aplicada al material partícula/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 generalmente se considera un proceso de disipación de energía, o más específicamente, una fuente de calor en la región interfacial. Sin embargo, el aumento de temperatura en la región interfacial generalmente no es suficiente para producir fusión interfacial o para promover significativamente la interdifusión atómica. Ninguna publicación conocida por los autores investiga el efecto de las propiedades de estos polvos vítreos metálicos en la adhesión y deposición del polvo que ocurre cuando se utilizan métodos de pulverización en frío.
El BFI del polvo de aleación MG Cu50Zr20Ni30 se puede ver en la Fig. 12a, que se recubrió sobre sustrato SUS 304 (Figs. 11, 12b). Como se puede ver en la figura, los polvos recubiertos mantienen su estructura amorfa original ya que tienen una estructura de laberinto delicada sin características cristalinas ni defectos de red. Por otro lado, la imagen indica la presencia de una fase extraña, como lo sugieren las nanopartículas incorporadas en el MG- matriz de polvo recubierta (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 parches afilados correspondientes a la fase cristalina grande cúbica de Zr2Ni metaestable más tetragonal CuO. La formación de CuO puede atribuirse a la oxidación del polvo cuando viaja desde la boquilla de la pistola a SUS 304 al aire libre bajo flujo supersónico. Por otro lado, la desvitrificación de los polvos vítreos metálicos logró la formación de grandes fases cúbicas después del tratamiento por aspersión en frío a 550 °C durante 30 min.
(a) Imagen FE-HRTEM de polvo MG recubierto en (b) sustrato SUS 304 (recuadro de la figura). El índice NBDP del símbolo circular que se muestra en (a) se muestra en (c).
Para verificar este mecanismo potencial para la formación de nanopartículas Zr2Ni cúbicas grandes, se realizó un experimento independiente. En este experimento, los polvos se rociaron con una pistola rociadora a 550 °C en la dirección del sustrato SUS 304;sin embargo, para dilucidar el efecto de recocido de los polvos, se retiraron de la tira SUS304 lo más rápido posible (alrededor de 60 segundos). Se llevó a cabo otra serie de experimentos en los que se eliminó el polvo del sustrato alrededor de 180 segundos después de la deposición.
Las Figuras 13a,b muestran imágenes de campo oscuro (DFI) obtenidas mediante microscopía electrónica de transmisión de barrido (STEM) de dos materiales rociados depositados sobre sustratos SUS 304 durante 60 s y 180 s, respectivamente. La imagen de polvo depositada durante 60 segundos no tiene detalles morfológicos y muestra ausencia de características (Fig. 13a). ma que se muestra en la Figura 14a. Estos indican la ausencia de precipitación metaestable/mesofase, donde el polvo conserva su estructura amorfa original. Por el contrario, el polvo rociado a la misma temperatura (550 °C), pero dejado en el sustrato durante 180 s, mostró la precipitación de granos de tamaño nanométrico, como lo indican las flechas en la Fig. 13b.