Täname, et külastasite veebisaiti Nature.com. Kasutataval brauseri versioonil on CSS-i tugi piiratud. Parima kasutuskogemuse tagamiseks soovitame teil kasutada uuendatud brauserit (või lülitada Internet Exploreris ühilduvusrežiim välja). Seni kuvame jätkuva toe tagamiseks saiti ilma stiilide ja JavaScriptita.
Biokiled on oluline komponent krooniliste infektsioonide tekkes, eriti kui tegemist on meditsiiniseadmetega. See probleem kujutab endast meditsiiniringkondadele tohutut väljakutset, kuna standardsed antibiootikumid suudavad biokilesid likvideerida vaid väga piiratud ulatuses. Biokile moodustumise vältimine on viinud erinevate katmismeetodite ja uute materjalide väljatöötamiseni. Nende meetodite eesmärk on katta pindu viisil, mis pärsib biokile teket, mis sisaldavad ideaalset metalli, kaasmiidiumi ja eriti metallilise klaasmiumi teket. kahepoolsed katted.Samal ajal on suurenenud külmpihustustehnoloogia kasutamine, kuna see on sobiv meetod temperatuuritundlike materjalide töötlemiseks.Selle uuringu üks eesmärk oli mehaaniliste legeerimismeetodite abil välja töötada uudne antibakteriaalne metallklaas, mis koosneb kolmekomponentsest Cu-Zr-Ni-st. Lõpptoode moodustab sfääriline pulber, mis moodustab lõpptoote koos metallilise pinnaga kaaspihustuseta klaasiststaadiumis. suutsid roostevaba terasega võrreldes oluliselt vähendada biokile moodustumist vähemalt 1 logi võrra.
Läbi inimkonna ajaloo on iga ühiskond suutnud kavandada ja edendada oma spetsiifilistele nõuetele vastavate uudsete materjalide kasutuselevõttu, mille tulemuseks on paranenud jõudlus ja paremusjärjestus globaliseerunud majanduses1. Seda on alati omistatud inimeste võimele töötada välja materjale ja tootmisseadmeid ning materjalide valmistamise ja iseloomustamise kavandeid, et saavutada kasu tervishoius, hariduses, tööstuses, majanduses, kultuuris ja muudes valdkondades, olenemata ühest riigist või regioonist, kui ühest riigist või regioonist on edu saavutanud.2 60 aasta jooksul on materjaliteadlased pühendanud suure osa oma ajast ühele suurele probleemile keskendumisele: uudsete ja tipptasemel materjalide otsimisele. Hiljutised uuringud on keskendunud olemasolevate materjalide kvaliteedi ja toimivuse parandamisele, samuti täiesti uut tüüpi materjalide sünteesimisele ja leiutamisele.
Legeerivate elementide lisamine, materjali mikrostruktuuri muutmine ja termiliste, mehaaniliste või termomehhaaniliste töötlemismeetodite kasutamine on kaasa toonud erinevate materjalide mehaaniliste, keemiliste ja füüsikaliste omaduste märkimisväärse paranemise. Lisaks on praegusel hetkel edukalt sünteesitud seni kuulmatuid ühendeid. Need püsivad jõupingutused on loonud uue nanomaterjalide kogumi, mis on tuntud nanomaterjalide kogumina. osakesed, nanotorud, kvantpunktid, nulldimensioonilised amorfsed metallklaasid ja suure entroopiaga sulamid on vaid mõned näited kõrgtehnoloogilistest materjalidest, mis on maailmas toodud alates eelmise sajandi keskpaigast. Uute paremate omadustega sulamite valmistamisel ja väljatöötamisel kas lõpptootes või selle valmistamise vaheetappides, lisandub tihtipeale probleemiks uudsete tehniliste seadmete väljalülitamine. Tasakaal, on avastatud täiesti uus metastabiilsete sulamite klass, mida tuntakse metallklaasidena.
Tema töö Caltechis 1960. aastal tõi revolutsiooni metallisulamite kontseptsioonis, kui ta sünteesis klaasjas Au-25 at.% Si sulameid kiiresti tahkestades vedelikke ligi miljon kraadi sekundis. MG-sulamite sünteesimisel on peaaegu kõik metallklaasid täielikult toodetud, kasutades ühte järgmistest meetoditest;(i) sulatise või auru kiire tahkumine, (ii) võre aatomiline ebakorrapärasus, (iii) puhaste metallielementide vahelised tahkisfaasilised amorfiseerimisreaktsioonid ja (iv) metastabiilsete faaside tahkes olekus üleminekud.
MG-d eristavad nende kristallidega seotud pikamaa aatomijärjestuse puudumine, mis on kristallidele iseloomulik tunnus. Tänapäeva maailmas on metalliklaasi valdkonnas tehtud suuri edusamme. Need on huvitavate omadustega uudsed materjalid, mis pakuvad huvi mitte ainult tahkisfüüsikas, vaid ka metallurgias, pinnakeemias, tehnoloogias, tehnoloogias, tahkete materjalides ja paljudes teistes huvitavates valdkondades. tehnoloogilised rakendused erinevates valdkondades. Neil on mõned olulised omadused;i) kõrge mehaaniline elastsus ja voolavuspiir, ii) kõrge magnetiline läbilaskvus, iii) madal koertsitiivsus, iv) ebatavaline korrosioonikindlus, v) sõltumatus temperatuurist Juhtivus 6,7.
Mehaaniline legeerimine (MA)1,8 on suhteliselt uus tehnika, mille võtsid esmakordselt kasutusele 19839. aastal prof CC Kock ja tema kolleegid. Nad valmistasid amorfseid Ni60Nb40 pulbreid, jahvatades puhaste elementide segu toatemperatuurile väga lähedasel ümbritseval temperatuuril.Tavaliselt viiakse MA reaktsioon läbi reaktiivmaterjali pulbrite difuusse sidestamise vahel reaktoris, mis on tavaliselt valmistatud roostevabast terasest kuulveskiks 10 (joonis 1a, b). Sellest ajast alates on seda mehaaniliselt indutseeritud tahkisreaktsiooni tehnikat kasutatud uudsete amorfsete/metalliliste klaasisulamite pulbrite valmistamiseks, kasutades madala energiaga pulbreid, kaevu1 ja kõrge energiaga veskeid1. 12,13,14,15, 16. Eelkõige on seda meetodit kasutatud segunematute süsteemide nagu Cu-Ta17, aga ka kõrge sulamistemperatuuriga sulamite, nagu Al-siirdemetallisüsteemide (TM; Zr, Hf, Nb ja Ta)18,19 ja Fe-W20 valmistamiseks, mida ei saa nanotehnoloogia kõige võimsamaks nanotehnoloogiaks pidada tavapäraste valmistamisviiside jaoks. metallioksiidide, karbiidide, nitriidide, hüdriidide, süsinik-nanotorude, nanoteemantide kristalsed ja nanokomposiitpulberosakesed, samuti lai stabiliseerimine ülalt-alla lähenemisviisi 1 ja metastabiilsete etappide kaudu.
Skeem, mis näitab selles uuringus Cu50(Zr50−xNix) metallklaasi (MG) katte/SUS 304 valmistamiseks kasutatud valmistamismeetodit.(a) Erineva Ni kontsentratsiooniga x (x; 10, 20, 30 ja 40 at.%) MG sulamipulbrite valmistamine madala energiatarbega kuulfreesimistehnikaga. ed he atmosfääriga täidetud kindalaekas. (c) Läbipaistev jahvatusanuma mudel, mis illustreerib kuuli liikumist jahvatamise ajal. Pärast 50 tunni möödumist saadud pulbri lõppsaadust kasutati SUS 304 substraadi katmiseks külmpihustusmeetodil (d).
Puistematerjalide pindade (substraatide) puhul hõlmab pinnatöötlus pindade (substraatide) projekteerimist ja muutmist, et tagada teatud füüsikalised, keemilised ja tehnilised omadused, mis ei sisaldu algses puistematerjalis. Mõned omadused, mida saab pinnatöötlusega tõhusalt parandada, hõlmavad kulumiskindlust, oksüdatsiooni- ja korrosioonikindlust, hõõrdetegurit, kasutades pinna hõõrdetegurit, elektrilist vastupidavust, väheseid omadusi, biosündumust. metallurgilised, mehaanilised või keemilised tehnikad. Tuntud protsessina defineeritakse katmist lihtsalt ühe või mitme materjalikihina, mis on kunstlikult sadestatud teisest materjalist eseme (substraadi) pinnale. Seega kasutatakse katteid osaliselt soovitud tehniliste või dekoratiivsete omaduste saavutamiseks, samuti materjalide kaitsmiseks eeldatava keemilise ja füüsikalise vastasmõju eest ümbritseva keskkonnaga23.
Sobivate pinnakaitsekihtide, mille paksus ulatub mõnest mikromeetrist (alla 10-20 mikromeetrist) kuni üle 30 mikromeetri või isegi mõne millimeetri, ladestamiseks võib kasutada paljusid meetodeid ja tehnikaid. Üldiselt võib katmisprotsessid jagada kahte kategooriasse: (i) märgkatmismeetodid, sealhulgas galvaniseerimine, elektrivaba plaatimine ja kuivtsingimine, kaastsinkimine, rinnahoidja pindamine, katmine. aurustamine-sadestamine (PVD), keemiline aurustamine-sadestamine (CVD), termilise pihustamise tehnikad ja hiljuti külmpihustustehnikad 24 (joonis 1d).
Biofilmid on defineeritud kui mikroobikooslused, mis on pindadele pöördumatult kinnitunud ja mida ümbritsevad ise toodetud rakuvälised polümeerid (EPS). Pindmiselt küps biokile moodustumine võib paljudes tööstussektorites, sealhulgas toiduainetööstuses, veesüsteemides ja tervishoiukeskkondades kaasa tuua märkimisväärseid kaotusi. Inimestel, kui biokile moodustub, tekib enam kui 80% juhtudest mikrobiobakteriaalne ja enterobakteriaalne infektsioon. Neid on raske ravida.Lisaks on teatatud, et küpsed biokiled on antibiootikumravi suhtes 1000 korda vastupidavamad kui planktoni bakterirakud, mida peetakse suureks terapeutiliseks väljakutseks. Ajalooliselt on kasutatud tavapärastest orgaanilistest ühenditest saadud antimikroobseid pinnakattematerjale. Kuigi sellised materjalid sisaldavad sageli toksilisi materjale, mis võivad vältida bakterite edasikandumist ja inimkehale ohtlikku25.
Bakterite laialdane resistentsus antibiootikumravi suhtes biokile moodustumise tõttu on viinud vajaduseni töötada välja tõhus antimikroobse membraaniga kaetud pind, mida saab ohutult peale kanda27. Füüsikalise või keemilise kleepumisvastase pinna väljatöötamine, millele bakterirakud on adhesiooni tõttu inhibeeritud seonduma ja biokilesid moodustama, on selle protsessi esimene lähenemine27, teine ​​​​tehnoloogia, mis võimaldab täpselt välja töötada mikroobivastaseid aineid. kontsentreeritud ja kohandatud kogused. See saavutatakse ainulaadsete kattematerjalide, nagu grafeen/germaanium28, must teemant29 ja ZnO-ga legeeritud teemanditaolised süsinikkatted30, väljatöötamine, mis on bakteritele vastupidavad – tehnoloogia, mis maksimeerib toksilisust ja biokile moodustumise tõttu resistentsuse arengut, on oluliselt vähenenud. Lisaks pakuvad pinnakatted, mis sisaldavad pinnakaitset bakteritsiidsetest keemilistest ainetest, üha populaarsemaks. on võimelised tekitama kaetud pindadele antimikroobset toimet, neil kõigil on oma piirangud, mida tuleks rakendusstrateegiate väljatöötamisel arvesse võtta.
Praegu turul olevaid tooteid takistab ebapiisav aeg bioloogiliselt aktiivsete koostisosade kaitsvate kattekihtide analüüsimiseks ja testimiseks. Ettevõtted väidavad, et nende tooted pakuvad kasutajatele soovitud funktsionaalseid aspekte;see on aga takistanud praegu turul olevate toodete edukust.Hõbedast saadud ühendeid kasutatakse enamikus tarbijatele praegu kättesaadavates antimikroobsetes ravimeetodites.Need tooted on välja töötatud selleks, et kaitsta kasutajaid mikroorganismide potentsiaalselt ohtlike mõjude eest.Hõbedaühendite hilinenud antimikroobne toime ja sellega kaasnev ülemaailmne toksilisus suurendab survet teadlastele, et töötada välja vähem kahjulikke, mikroobidevastaseid ja mikroobidevastaseid aineid. väljapääs osutub endiselt hirmuäratavaks ülesandeks.Selle põhjuseks on sellega seotud riskid nii tervisele kui ka ohutusele.Inimestele vähem kahjuliku antimikroobse aine avastamine ja selle pikema säilivusajaga kattesubstraatidele lisamine on väga ihaldatud eesmärk38. Uusim antimikroobne ja bakteritevastane aine on välja töötatud selle vahetu kokkupuutel aktiivsete materjalidega. inhibeerides bakterite esialgset adhesiooni (sealhulgas takistades valgukihi moodustumist pinnal) või hävitades baktereid rakuseina sekkumise teel.
Põhimõtteliselt on pinnakatmine protsess, mille käigus asetatakse komponendi pinnale veel üks kiht, et parandada pinnaga seotud omadusi. Pinnakatte eesmärk on kohandada komponendi pinnalähedase piirkonna mikrostruktuuri ja/või koostist39. Pinnakatmise tehnikaid saab jagada erinevateks meetoditeks, mis on kokku võetud joonisel 2a. Kasutatavad katted võivad olla füüsikalised, keemilised, kaaskeemilised ja alamkategooriad. söömine.
(a) sisestus, mis näitab peamisi pinna valmistamise tehnikaid ja (b) külmpihustustehnika valitud eeliseid ja puudusi.
Külmpihustustehnoloogial on palju sarnasusi tavapäraste termopihustusmeetoditega. Siiski on ka mõned peamised põhiomadused, mis muudavad külmpihustusprotsessi ja külmpihustusmaterjalid eriti ainulaadseks. Külmpihustustehnoloogia on alles lapsekingades, kuid sellel on helge tulevik. Teatud rakenduste puhul pakuvad külmpihustuse ainulaadsed omadused suuri eeliseid, ületades traditsiooniliste termilise pihustamise meetodite omased piirangud. See pakub märkimisväärseid piiranguid, et ületada pihustamise ajal kasutatavate termiliste pihustusmeetodite piirangud. e. Ilmselgelt ei sobi see traditsiooniline katmisprotsess väga temperatuuritundlikele materjalidele, nagu nanokristallid, nanoosakesed, amorfsed ja metallklaasid40, 41, 42. Lisaks on termiliselt pihustatud kattematerjalidel alati kõrge poorsuse ja oksiidide tase. Külmpihustustehnoloogial on palju olulisi eeliseid aluspinna kaaspihustamise (soojuspihustamise) ees, minimaalne eelised (kaaspihustustehnoloogia) valikud, (iii) faasimuutuse ja tera kasvu puudumine, (iv) kõrge sideme tugevus1, 39 (joonis fig.2b).Lisaks on külmpihustuskattematerjalidel kõrge korrosioonikindlus, kõrge tugevus ja kõvadus, kõrge elektrijuhtivus ja tihedus katete toorainena saab kasutada pulbreid. Sama kehtib ka teiste termopihustusmeetodite kohta. Keerulisi pindu ja torude sisepindu on endiselt raske pihustada.
Arvestades, et praeguse töö eesmärk on kasutada metallilisi klaasjahutuspulbreid toorainena kattematerjalina, on selge, et tavalist termilist pihustust sel eesmärgil kasutada ei saa. Seda seetõttu, et metallilised klaasjad pulbrid kristalliseeruvad kõrgel temperatuuril1.
Enamik meditsiini- ja toiduainetööstuses kasutatavaid tööriistu on valmistatud austeniitsetest roostevaba terase sulamitest (SUS316 ja SUS304), mille kroomisisaldus on vahemikus 12–20 massiprotsenti kirurgiliste instrumentide tootmiseks. Üldtunnustatud seisukoht on, et kroomi metalli kasutamine legeeriva elemendina terassulamites võib hoolimata terase korrosioonikindlusest oluliselt parandada roostevaba terase korrosioonikindlust. resistentsus, ei oma olulisi antimikroobseid omadusi38,39.See on vastuolus nende kõrge korrosioonikindlusega.Pärast seda saab ennustada infektsiooni ja põletiku teket, mis on peamiselt põhjustatud bakterite adhesioonist ja kolonisatsioonist roostevabast terasest biomaterjalide pinnal. Olulised raskused võivad tekkida terviseprobleemide tõttu, mis võivad põhjustada bakterite teket ja biokile teket, mis võivad põhjustada paljusid tagajärgi biokile mis võivad otseselt või kaudselt mõjutada inimeste tervist.
See uuring on esimene etapp projektist, mida rahastab Kuveidi Teaduse Edendamise Sihtasutus (KFAS), leping nr 2010-550401, et uurida metallilise klaasja Cu-Zr-Ni kolmekomponentsete pulbrite tootmise teostatavust MA-tehnoloogia abil (tabel 1), et toota antibakteriaalset kile/SUS-projekti jaanuaris 204. , uurib üksikasjalikult süsteemi elektrokeemilisi korrosiooniomadusi ja mehaanilisi omadusi. Erinevate bakteriliikide jaoks viiakse läbi üksikasjalikud mikrobioloogilised testid.
Selles artiklis käsitletakse Zr-i legeeriva elemendi sisalduse mõju klaasi moodustamise võimele (GFA) morfoloogiliste ja struktuuriliste omaduste põhjal. Lisaks käsitleti ka kaetud metallklaasi pulbervärvi/SUS304 komposiidi antibakteriaalseid omadusi. Lisaks on käimasolevad tööd tehtud selleks, et uurida metallklaasi tüüpilise metallilise klaasi pulbri tüüpilise vedeliku süsteemide struktuurimuutuste võimalikkust metalliklaasi külma pihustuspiirkonnas. Näidetes on selles uuringus kasutatud Cu50Zr30Ni20 ja Cu50Zr20Ni30 metallist klaasisulameid.
Selles jaotises on toodud elementaarsete Cu, Zr ja Ni pulbrite morfoloogilised muutused madala energiatarbega kuuljahvatamisel. Illustreerivate näidetena kasutatakse tüüpiliste näidetena kahte erinevat süsteemi, mis koosnevad Cu50Zr20Ni30 ja Cu50Zr40Ni10. MA protsessi saab jagada kolmeks erinevaks etapiks, nagu näitab pulbri jahvatusfaasi metallograafiline iseloomustus3.
Pärast kuuljahvatamise aja eri etappe saadud mehaaniliste sulamite (MA) pulbrite metallograafilised omadused. MA ja Cu50Zr40Ni10 pulbrite väljaemissioon-skaneeriv elektronmikroskoopia (FE-SEM) kujutised, mis on saadud pärast madala energiatarbega kuuljahvatamisaega 3, 12 ja 50 h, on näidatud punktides (a), (c) ja (c) ja (e) samade kujutiste puhul, mis vastavad süsteemile Cu50Z0. Cu50Zr40Ni10 süsteemi kohta, mis on võetud pärast aja möödumist, on näidatud punktides (b), (d) ja (f).
Kuuljahvatamise ajal mõjutab metallipulbrile ülekantavat efektiivset kineetilist energiat parameetrite kombinatsioon, nagu on näidatud joonisel 1a. See hõlmab kuulide ja pulbrite kokkupõrkeid, jahvatusmaterjali vahele või vahele jäänud pulbri survelõikumist, kukkuvate kuulide kokkupõrget, nihket ja kulumist, mis on tingitud pulbri takistusest liikuva kuuljahvatusaine vahel ning lööklaine, mis kulgeb läbi kukkuva kuulikoormus ja F1. Ni pulbrid deformeerusid tugevalt külma keevitamise tõttu MA varajases staadiumis (3 h), mille tulemuseks olid suured pulbriosakesed (diameetriga > 1 mm). Neid suuri komposiitosakesi iseloomustab legeerivate elementide (Cu, Zr, Ni) paksude kihtide moodustumine, nagu on näidatud joonistel 3a, b. Kuuli aja suurendamine 12 tunnini. komposiitpulbri koostis peenemateks pulbriteks (alla 200 µm), nagu on näidatud joonistel 3c, d.Selles etapis põhjustab rakendatud nihkejõud uue metallpinna moodustumise peente Cu, Zr, Ni vihjekihtidega, nagu on näidatud joonisel 3c, d. Kihi täpsustamise tulemusena tekivad tahke faasi reaktsioonid liideses.
MA protsessi haripunktis (50 h pärast) oli kihiline metallograafia vaid nõrgalt nähtav (joonis 3e, f), kuid pulbri poleeritud pind näitas peegelmetallograafiat. See tähendab, et MA-protsess on lõppenud ja on toimunud ühe reaktsioonifaasi loomine. Joonisel 3e indekseeritud piirkondade elementaarkoostis määrati, mikroskoopia abil (I, v, vi) missioon (I, II, vi) FE-SEM) kombineerituna energiat hajutava röntgenspektroskoopiaga (EDS) (IV).
Tabelis 2 on legeerivate elementide elementide kontsentratsioonid näidatud protsendina iga joonistel 3e, f valitud piirkonna kogumassist. Kui võrrelda neid tulemusi tabelis 1 loetletud Cu50Zr20Ni30 ja Cu50Zr40Ni10 lähtenimikoostistega, on näha, et nende kahe lõpptoodete koostise nimiväärtused on väga sarnased. ei tähenda joonisel 3e, f loetletud piirkondade puhul iga proovi koostise olulist halvenemist või kõikumist ühest piirkonnast teise. Seda tõendab asjaolu, et koostis ühest piirkonnast teise ei muutu. See viitab homogeensete sulamipulbrite tootmisele, nagu on näidatud tabelis 2.
Lõppsaaduse Cu50(Zr50−xNix) pulbri FE-SEM mikropildid saadi pärast 50 MA korda, nagu on näidatud joonistel 4a–d, kus x on vastavalt 10, 20, 30 ja 40 at.%. Pärast seda jahvatusetappi agregeerub pulber van der Waalsi läbimõõdu tõttu, mille tulemuseks on suurte eralduskihtide moodustumine. 73 kuni 126 nm, nagu on näidatud joonisel 4.
Cu50(Zr50−xNix) pulbrite morfoloogilised omadused, mis on saadud pärast MA-aega 50 h. Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30, Cu50Zr10Ni40 süsteemide puhul on pulbrite FE-SEM kujutised näidatud punktides (.b) (d) (d) ja (b) pärast.
Enne pulbrite laadimist külmpihustussööturisse töödeldi neid 15 minutit analüütilise puhtusega etanoolis ultraheliga ja seejärel kuivatati 150 °C juures 2 tundi. See samm tuleb läbi viia, et edukalt võidelda aglomeratsiooniga, mis põhjustab sageli kogu katmisprotsessi jooksul palju olulisi probleeme. Pärast MA protsessi lõpuleviimist viidi läbi täiendavad iseloomustused, et uurida FE-analüüsi FE-analüüsi5. EM-mikrograafid ja vastavad EDS-kujutised Cu50Zr30Ni20 sulami Cu, Zr ja Ni legeerivate elementide kohta, mis on saadud vastavalt 50 tunni möödumisel M ajast. Tuleb märkida, et pärast seda etappi toodetud sulamipulbrid on homogeensed, kuna need ei näita koostise kõikumisi üle alam-nanomeetri taseme, nagu on näidatud joonisel 5.
MG Cu50Zr30Ni20 pulbri morfoloogia ja lokaalne elementaarne jaotus, mis on saadud pärast 50 MA korda FE-SEM/energia dispergeeriva röntgenspektroskoopia (EDS) abil.(a) (b) Cu-Kα, (c) Zr-Lα ja (d) Ni-Kα kujutiste SEM ja röntgen-EDS kaardistamine.
Pärast 50-tunnist MA-aega saadud mehaaniliselt legeeritud Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30 ja Cu50Zr20Ni30 pulbrite XRD mustrid on näidatud vastavalt joonistel 6a–d. Pärast seda jahvatamisetappi, millel on erinev jahvatusjoonis, on näidatud kõik näidised erineva kontsentratsiooniga kontsentratsioonis. näit 6.
(a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 ja (d) Cu50Zr20Ni30 pulbrite XRD mustrid pärast MA-aega 50 h. Kõik proovid näitasid ilma eranditeta halo-difusioonimustrit, mis viitab faasi moodustumisele.
Struktuurimuutuste vaatlemiseks ja pulbrite lokaalse struktuuri mõistmiseks kasutati väljaemissiooni kõrge eraldusvõimega elektronmikroskoopiat (FE-HRTEM), mis tekkis kuuljahvatamisel erinevatel MA aegadel.Fe-HRTEM kujutised pulbritest, mis saadi pärast jahvatamise varajast (6 h) ja vahepealset (18 h) etappi, on näidatud Cu50Zr30NiZ020, Cu50NiZ020 ja Cu50NiZ020,7caN. ly.Pärast MA​ 6 tundi toodetud pulbri ereda välja kujutise (BFI) järgi koosneb pulber suurtest teradest, mille elementide fcc-Cu, hcp-Zr ja fcc-Ni piirid on täpselt määratletud, ning pole märke, et reaktsioonifaas oleks moodustunud, nagu on näidatud joonisel 7a. Lisaks paljastas valitud DP-piirkonna (sealhulgas keskmisest piirkonnast) difraktsioonimustri. p difraktsioonimuster (joonis 7b), mis näitab suurte kristalliitide olemasolu ja reaktiivse faasi puudumist.
Varase (6 h) ja vahepealse (18 h) etapi järel saadud MA pulbri lokaalne struktuurne iseloomustus.(a) Väljaemissiooni kõrglahutusega elektronmikroskoopia (FE-HRTEM) ja (b) Cu50Zr30Ni20 pulbri vastav valitud ala difraktsioonimuster (SADP) pärast MA-ga töötlemist 6 tundi. FE-HRTEM FE-HRTEM, mis saadi pärast 8 h 10 aega c).
Nagu on näidatud joonisel 7c, põhjustas MA kestuse pikendamine 18 tunnini rasked võre defektid koos plastse deformatsiooniga. MA protsessi vahepealsel etapil ilmnevad pulbril mitmesugused defektid, sealhulgas virnastamisvead, võre defektid ja punktdefektid (joonis 7). Need defektid põhjustavad väiksemate teradena suuremaid terakesi. nm (joonis 7c).
36 tundi MA-aega jahvatatud Cu50Z30Ni20 pulbri lokaalses struktuuris moodustuvad ülipeened nanoterakesed, mis on põimitud amorfsesse peenesse maatriksisse, nagu on näidatud joonisel 8a. Kohalik EDS-i analüüs näitas, et need joonisel 8a näidatud nanoklastrid olid seotud töötlemata Cu, Zr ja Ni pulbriga (Cu, Zr ja Ni pulbri sisaldus samaaegselt legeeritud maatriksi elementides. lahja pindala) kuni ~74 at.% (rikas ala), mis näitab heterogeensete toodete moodustumist. Peale selle näitavad selles etapis jahvatamise järel saadud pulbrite vastavad SADP-d amorfse faasi halogeeni hajutavaid primaarseid ja sekundaarseid rõngaid, mis kattuvad nende töötlemata legeerelementidega seotud teravate punktidega, nagu on näidatud joonisel 8b.
Üle 36 h-Cu50Zr30Ni20 pulbri nanomõõtmelised kohalikud struktuuriomadused. (a) Helevälja kujutis (BFI) ja vastav (b) Cu50Zr30Ni20 pulbri SADP, mis saadakse pärast 36-tunnist MA-ajalist jahvatamist.
MA protsessi lõpus (50 h), Cu50(Zr50−xNix), X;10, 20, 30 ja 40 at.% pulbritel on alati labürintne amorfse faasi morfoloogia, nagu on näidatud joonistel 9a–d. Iga kompositsiooni vastavas SADP-s ei olnud võimalik tuvastada ei punkt-difraktsioone ega teravaid rõngakujulisi mustreid. See näitab, et töötlemata kristallilist pulbrilist metalli ei ole moodustunud, vaid pigem on olemas difusioonne kormoraalne metall. mustreid kasutati ka tõendusmaterjalina amorfsete faaside tekke kohta lõpptoote materjalis.
Süsteemi MG Cu50 (Zr50−xNix) lõppsaaduse lokaalne struktuur. FE-HRTEM ja korreleeritud nanokiirte difraktsioonimustrid (NBDP) (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 ja (d) pärast Cu50Zr20Ni30 ja MAA (d) Cu50Zr20Zr.
Amorfse Cu50(Zr50−xNix) süsteemi klaasistumistemperatuuri (Tg), alajahutatud vedeliku piirkonna (ΔTx) ja kristallisatsioonitemperatuuri (Tx) termilist stabiilsust Ni-sisalduse (x) funktsioonina on uuritud He-gaasivoolu omaduste diferentsiaalse skaneeriva kalorimeetria (DSC) abil. Zr10Ni40 amorfse sulami pulbrid, mis on saadud pärast 50-tunnist MA-aega, on näidatud vastavalt joonistel 10a, b, e. Amorfse Cu50Zr20Ni30 DSC kõver on näidatud eraldi joonisel 10c. Samal ajal on Cu50Zr30Ni30 proov, mis on näidatud temperatuuril FSC10 °C kuni 270 °C.
Cu50(Zr50−xNix) MG pulbrite termiline stabiilsus, mis on saadud pärast 50-tunnist MA-aega, indekseerituna klaasistumistemperatuuri (Tg), kristallisatsioonitemperatuuri (Tx) ja alajahtunud vedeliku piirkonnaga (ΔTx). Diferentsiaalse skaneeriva kalorimeetri (DSC) termogrammid (a) Cu50Zr40Ni) (Cu50Zr40Ni) (Cu50Zr40Ni)0Z0Z02020Z020 20Ni30 ja (e) Cu50Zr10Ni40 MG sulamipulbrid pärast 50-tunnist MA-aega. Cu50Zr30Ni20 proovi röntgendifraktsiooni (XRD) muster, mis on kuumutatud kuni 700 °C-ni DSC-s, on näidatud punktis d.
Nagu on näidatud joonisel 10, näitavad kõigi erineva Ni kontsentratsiooniga (x) kompositsioonide DSC kõverad kahte erinevat juhtumit, millest üks on endotermiline ja teine ​​eksotermiline. Esimene endotermiline sündmus vastab Tg-le, teine ​​aga on seotud Tx-ga. Tg ja Tx vahel asuvat horisontaalset ulatust nimetatakse alajahutatud vedeliku piirkonnaks (ΔTx = TxN – Tx0 – the Cu5i0 – T4i00). proov (joonis 10a), mis on asetatud temperatuurile 526 °C ja 612 °C, nihutage sisaldus (x) väärtusele 20 at.% madala temperatuuri poole 482 °C ja 563 °C, suurendades vastavalt Ni sisaldust (x), nagu on näidatud joonisel 10b. Järelikult väheneb Cu50Z06 ΔTx väärtuselt 80 °C väärtuselt N8iig10.1a. Cu50Zr30Ni20 puhul C (joonis 10b). Sulami MG Cu50Zr40Ni10 puhul täheldati ka, et Tg, Tx ja ΔTx väärtused langesid tasemele 447 °C, 526 °C ja 79 °C (joonis 10b näitab, et plii kogusisalduse suurenemine MG-s on soojuslik). seevastu sulami MG Cu50Zr20Ni30 Tg väärtus (507 °C) on madalam kui sulami MG Cu50Zr40Ni10 omast;sellegipoolest näitab selle Tx võrreldavat väärtust eelmisega (612 °C). Seetõttu on ΔTx suurem väärtus (87 °C), nagu on näidatud joonisel 10c.
MG Cu50 (Zr50-xNix) süsteem, võttes näiteks sulami MG Cu50Zr20Ni30, kristalliseerub läbi terava eksotermilise piigi fcc-ZrCu5, ortorombilise-Zr7Cu10 ja ortorombilise-Zr7Cu10 ja ortorombilise-Zr7Cu10 ja ortorombilise-Zr7Cu10 kristallifaaside faasi kinnitas Xccc-ga. (joonis 10d), mis kuumutati DSC-s temperatuurini 700 °C.
Joonisel 11 on kujutatud käesolevas töös läbiviidud külmpihustusprotsessi käigus tehtud fotosid. Antud töös kasutati antibakteriaalse toorainena (näiteks Cu50Zr20Ni30) pärast MA-aega 50 h sünteesitud metallist klaasitaolisi pulbriosakesi ning roostevabast terasest plaati (SUS304) kaeti seerias külmpihustusmeetodil kõige tõhusamaks külmpihustusmeetodiks termopihustamise tehnoloogia. pihustusseeria ja seda saab kasutada metallide metastabiilsete temperatuuritundlike materjalide jaoks, nagu amorfsed ja nanokristallilised pulbrid, mis ei allu faasisiirtele. See on selle meetodi valimisel peamine tegur. Külmpihustusprotsess viiakse läbi suure kiirusega osakeste abil, mis muundavad osakeste kineetilise energia plastiliseks deformatsiooniks, deformatsiooniks ja soojuseks pärast kokkupõrget osakeste substraadiga.
Põllufotodel on näha külmpihustamisprotseduuri, mida kasutati viie järjestikuse MG coating/SUS 304 valmistamisel temperatuuril 550 °C.
Osakeste kineetiline energia ja seega ka iga osakese impulss kattekihi moodustumisel tuleb muundada muudeks energiavormideks selliste mehhanismide kaudu nagu plastiline deformatsioon (algne osakeste ja osakeste-osakeste vastastikmõju substraadis ja osakeste vastastikmõjud), tühimikud Konsolidatsioon, osakeste-osakeste pöörlemine, pinge ja lõppkokkuvõttes muundamine soojusenergiaks ja kui mitte kogu soojusenergia muundamine, siis 39. energia, on tulemuseks elastne kokkupõrge, mis tähendab, et osakesed põrkuvad pärast kokkupõrget lihtsalt tagasi. On välja toodud, et 90% osakesele/põhimiku materjalile rakendatavast löögienergiast muundatakse lokaalseks soojuseks 40 .Lisaks saavutatakse löögipinge rakendamisel kõrge plastiline deformatsioonikiirus kontaktosakese/põhimiku41, väga lühikese aja jooksul41, a42 väga lühikese aja jooksul.
Plastilist deformatsiooni peetakse üldiselt energia hajumise protsessiks või täpsemalt soojusallikaks liidese piirkonnas. Kuid liidese piirkonna temperatuuri tõus ei ole tavaliselt piisav pindade sulamise tekitamiseks või aatomite interdifusiooni oluliseks soodustamiseks. Üheski autorite teadaolevas väljaandes ei ole uuritud nende metalliliste klaaspulbrite omaduste mõju pulbri külmal adhesioonil ja pihustusmeetodil.
MG Cu50Zr20Ni30 sulamipulbri BFI on näha joonisel 12a, mis kaeti SUS 304 substraadile (joonised 11, 12b). Nagu on näha jooniselt, säilitavad kaetud pulbrid oma algse amorfse struktuuri, kuna neil on õrn labürindi struktuur või kujund ilma muude kristallideta. faasis, nagu näitavad MG-ga kaetud pulbermaatriksisse lisatud nanoosakesed (joonis 12a). Joonisel 12c on kujutatud indekseeritud nanokiirte difraktsioonimustrit (NBDP), mis on seotud piirkonnaga I (joonis 12a). Nagu on näidatud joonisel fig 12c, on NBDP-l nõrk halogeeni difusioonimuster, millele vastav kristalldiffusioonijoon on 2 kooseksisteeriv ja laiahaardeline. metastabiilne pluss tetragonaalne CuO faas. CuO moodustumine võib olla tingitud pulbri oksüdeerumisest pihustuspüstoli düüsist SUS 304-sse liikudes vabas õhus ülehelikiirusel. Teisest küljest saavutas metalliliste klaaspulbrite devitrifikatsioon pärast külmpihustustöötlust temperatuuril 550 °C suurte kuupfaaside moodustumist.
(a) FE-HRTEM-kujutis MG pulbervärviga kaetud (b) SUS 304 substraadile (joonise sisend). Punktis (a) näidatud ringikujulise sümboli indeks NBDP on näidatud punktis c.
Selle võimaliku suurte Zr2Ni nanoosakeste moodustumise mehhanismi kontrollimiseks viidi läbi sõltumatu katse. Selles katses pihustati pulbreid pihustuspüstolist temperatuuril 550 °C SUS 304 substraadi suunas;kuid pulbrite lõõmutava toime selgitamiseks eemaldati need SUS304 ribalt nii kiiresti kui võimalik (umbes 60 sekundit). Viidi läbi veel üks katsete komplekt, mille käigus eemaldati pulber substraadist umbes 180 sekundit pärast sadestamist.
Joonistel fig 13a, b on kujutatud tumeda välja kujutised (DFI), mis on saadud skaneeriva transmissioonelektronmikroskoopia (STEM) abil kahest pihustatud materjalist, mis on sadestatud SUS 304 substraadile vastavalt 60 sekundiks ja 180 sekundiks. 60 sekundiks sadestatud pulberkujutisel ei ole morfoloogilisi detaile, mis näitasid, et pulbri struktuur on ebaühtlane (Joonis 13a kinnitas ka XRD-i üldist struktuuri). Joonisel 14a näidatud laia primaarse ja sekundaarse difraktsioonimaksimumi järgi.Need näitavad metastabiilse/mesofaasilise sadenemise puudumist, kus pulber säilitab oma esialgse amorfse struktuuri.Seevastu samal temperatuuril (550 °C) pihustatud, kuid 180 sekundiks substraadile jäetud pulber näitas F3-s nanosuuruste graanulite sadenemist, mida näitavad arad.1.