Kiitos vierailustasi Nature.comissa.Käyttämässäsi selainversiossa on rajoitettu CSS-tuki.Parhaan kokemuksen saamiseksi suosittelemme käyttämään päivitettyä selainta (tai poistamaan Yhteensopivuustila käytöstä Internet Explorerissa).Sillä välin varmistaaksemme jatkuvan tuen hahmonnamme sivuston ilman tyylejä ja JavaScriptiä.
Biofilmit ovat tärkeä osa kroonisten infektioiden kehittymistä, erityisesti lääkinnällisten laitteiden osalta.Tämä ongelma on valtava haaste lääketieteelliselle yhteisölle, koska tavanomaiset antibiootit voivat tuhota biofilmejä vain hyvin rajoitetusti.Biokalvon muodostumisen estäminen on johtanut erilaisten pinnoitusmenetelmien ja uusien materiaalien kehittämiseen.Näillä tekniikoilla pyritään pinnoittamaan pintoja tavalla, joka estää biokalvon muodostumisen.Lasimaisista metalliseoksista, erityisesti kupari- ja titaanimetalleista, on tullut ihanteellisia antimikrobisia pinnoitteita.Samaan aikaan kylmäsumutustekniikan käyttö on lisääntynyt, koska se on sopiva menetelmä lämpötilaherkkien materiaalien käsittelyyn.Osana tämän tutkimuksen tavoitetta oli kehittää uusi antibakteerinen kalvometallilasi, joka koostuu Cu-Zr-Ni-kolmiosta mekaanisia seostustekniikoita käyttäen.Lopputuotteen muodostavaa pallomaista jauhetta käytetään raaka-aineena ruostumattomien teräspintojen kylmäruiskutukseen matalissa lämpötiloissa.Metallilasipinnoitetut alustat pystyivät merkittävästi vähentämään biofilmin muodostumista vähintään 1 logilla verrattuna ruostumattomaan teräkseen.
Kautta ihmiskunnan historian mikä tahansa yhteiskunta on kyennyt kehittämään ja edistämään uusien materiaalien käyttöönottoa täyttääkseen erityisvaatimukset, mikä on johtanut tuottavuuden kasvuun ja sijoittumiseen globalisoituneessa taloudessa1.Sen on aina katsottu johtuvan ihmisen kyvystä suunnitella materiaaleja ja valmistuslaitteita sekä valmistaa ja karakterisoida materiaaleja terveyden, koulutuksen, teollisuuden, talouden, kulttuurin ja muiden alojen saavuttamiseksi maasta tai alueelta toiselle.Edistystä mitataan maasta tai alueesta riippumatta2.Materiaalitieteilijät ovat 60 vuoden ajan omistaneet paljon aikaa yhteen päätehtävään: uusien ja edistyneiden materiaalien etsimiseen.Viimeaikainen tutkimus on keskittynyt olemassa olevien materiaalien laadun ja suorituskyvyn parantamiseen sekä täysin uudentyyppisten materiaalien syntetisoimiseen ja keksimiseen.
Seosalkuaineiden lisääminen, materiaalin mikrorakenteen muuttaminen ja lämpö-, mekaanisten tai termomekaanisten käsittelymenetelmien soveltaminen ovat johtaneet eri materiaalien mekaanisten, kemiallisten ja fysikaalisten ominaisuuksien merkittävään paranemiseen.Lisäksi tähän mennessä tuntemattomia yhdisteitä on syntetisoitu onnistuneesti.Nämä sinnikkäät ponnistelut ovat synnyttäneet uuden perheen innovatiivisia materiaaleja, jotka tunnetaan yhdessä nimellä Advanced Materials2.Nanokiteet, nanohiukkaset, nanoputket, kvanttipisteet, nollaulotteiset, amorfiset metallilasit ja korkean entropian metalliseokset ovat vain muutamia esimerkkejä edistyneistä materiaaleista, joita on ilmestynyt maailmaan viime vuosisadan puolivälistä lähtien.Uusien, paremmat ominaisuudet omaavien metalliseosten valmistuksessa ja kehittämisessä sekä lopputuotteessa että sen valmistuksen välivaiheissa epätasapainoongelma lisätään usein.Uusien valmistustekniikoiden käyttöönoton seurauksena, jotka mahdollistavat merkittäviä poikkeamia tasapainosta, on löydetty kokonaan uusi metastabiilien metalliseosten luokka, jotka tunnetaan nimellä metallilasit.
Hänen työnsä Caltechissa vuonna 1960 mullisti metalliseosten käsitteen, kun hän syntetisoi Au-25 at.% Si lasimaisia ​​seoksia kiinteyttämällä nesteitä nopeasti lähes miljoonalla astetta sekunnissa.4 Professori Paul Duvesin löytö ei ainoastaan ​​merkinnyt metallilasien (MS) historian alkua, vaan johti myös paradigman muutokseen siinä, miten ihmiset ajattelevat metalliseoksista.Aivan ensimmäisestä uraauurtavasta MS-seosten synteesin tutkimuksesta lähtien lähes kaikki metallilasit on saatu kokonaan jollakin seuraavista menetelmistä: (i) sulan tai höyryn nopea jähmettyminen, (ii) atomihilahäiriö, (iii) kiinteän olomuodon amorfisaatioreaktiot puhtaiden metallisten alkuaineiden välillä ja (iv) metastabiilien faasien kiinteäfaasimuutokset.
MG:t eroavat kiteisiin liittyvän pitkän kantaman atomijärjestyksen puuttumisesta, mikä on kiteiden määrittävä ominaisuus.Nykymaailmassa metallilasin alalla on tapahtunut suurta edistystä.Nämä ovat uusia materiaaleja, joilla on mielenkiintoisia ominaisuuksia ja jotka kiinnostavat paitsi kiinteän olomuodon fysiikkaa myös metallurgiassa, pintakemiassa, tekniikassa, biologiassa ja monilla muilla aloilla.Tällä uudentyyppisellä materiaalilla on ominaisuuksia, jotka poikkeavat kovista metalleista, joten se on mielenkiintoinen ehdokas teknologisiin sovelluksiin useilla aloilla.Niillä on joitakin tärkeitä ominaisuuksia: (i) korkea mekaaninen sitkeys ja myötölujuus, (ii) korkea magneettinen permeabiliteetti, (iii) alhainen koersitiivisuus, (iv) epätavallinen korroosionkestävyys, (v) lämpötilariippumattomuus.Johtavuus 6.7.
Mekaaninen seostus (MA)1,8 on suhteellisen uusi menetelmä, jonka ensimmäisen kerran esitteli vuonna 19839 prof. KK Kok ja hänen kollegansa.He tuottivat amorfisia Ni60Nb40-jauheita jauhamalla puhtaiden alkuaineiden seosta ympäristön lämpötilassa hyvin lähellä huoneenlämpötilaa.Tyypillisesti MA-reaktio suoritetaan lähtöainejauheiden diffuusioliittämisen välillä reaktorissa, joka on yleensä valmistettu ruostumattomasta teräksestä, kuulamyllyyn.10 (kuviot 1a, b).Siitä lähtien tätä mekaanisesti indusoitua kiinteän olomuodon reaktiomenetelmää on käytetty uusien amorfisten/metallisten lasiseosjauheiden valmistukseen käyttämällä matalan (kuvio 1c) ja korkean energian kuulamyllyjä ja tankomyllyjä11,12,13,14,15,16.Erityisesti tätä menetelmää on käytetty sekoittumattomien systeemien, kuten Cu-Ta17, sekä korkean sulamispisteen metalliseosten, kuten Al-siirtymämetallin (TM, Zr, Hf, Nb ja Ta)18,19 ja Fe-W20 järjestelmien valmistukseen., jota ei voida saada tavanomaisilla keittomenetelmillä.Lisäksi MA:ta pidetään yhtenä tehokkaimmista nanoteknologisista työkaluista metallioksidien, karbidien, nitridien, hydridien, hiilinanoputkien, nanotimanttien nanokiteisten ja nanokomposiittijauhehiukkasten teolliseen tuotantoon sekä laajaan stabilointiin ylhäältä alas -lähestymistapaa käyttäen.1 ja metastabiilit vaiheet.
Kaavio, joka esittää valmistusmenetelmän, jota käytettiin Cu50(Zr50-xNix)/SUS 304 -metallilasipinnoitteen valmistukseen tässä tutkimuksessa.(a) MC-lejeerinkijauheiden valmistaminen erilaisilla Nix-pitoisuuksilla (x; 10, 20, 30 ja 40 at.%) käyttämällä matalaenergistä kuulajauhatusmenetelmää.(a) Lähtöaine ladataan työkalusylinteriin työkaluteräskuulien kanssa ja (b) suljetaan He-atmosfäärillä täytettyyn hansikaslokeroon.(c) Läpinäkyvä malli hiomaastiasta, joka kuvaa pallon liikettä hionnan aikana.Lopullista jauhetuotetta, joka saatiin 50 tunnin kuluttua, käytettiin kylmäspray-pinnoittamiseen SUS 304 -substraatille (d).
Mitä tulee bulkkimateriaalipintoihin (substraatteihin), pintasuunnitteluun kuuluu pintojen (substraattien) suunnittelu ja muokkaaminen tiettyjen fysikaalisten, kemiallisten ja teknisten ominaisuuksien aikaansaamiseksi, joita alkuperäisessä irtomateriaalissa ei ole.Joitakin ominaisuuksia, joita voidaan tehokkaasti parantaa pintakäsittelyllä, ovat hankaus, hapettumisen ja korroosionkestävyys, kitkakerroin, bioinertisyys, sähköiset ominaisuudet ja lämmöneristys, vain muutamia mainitakseni.Pinnan laatua voidaan parantaa metallurgisin, mekaanisin tai kemiallisin menetelmin.Hyvin tunnettuna prosessina pinnoitus määritellään yksinkertaisesti yhdeksi tai useammaksi materiaalikerrokseksi, joka levitetään keinotekoisesti toisesta materiaalista valmistetun bulkkiesineen (substraatin) pinnalle.Näin ollen pinnoitteita käytetään osittain haluttujen teknisten tai koristeellisten ominaisuuksien saavuttamiseen sekä materiaalien suojaamiseen oletetuilta kemiallisilta ja fysikaalisilla vuorovaikutuksilta ympäristön kanssa23.
Erilaisia ​​menetelmiä ja tekniikoita voidaan käyttää sopivien suojakerrosten levittämiseen muutamasta mikrometristä (alle 10-20 mikrometriä) yli 30 mikrometriin tai jopa useisiin millimetreihin.Yleensä pinnoitusprosessit voidaan jakaa kahteen luokkaan: (i) märkäpäällystysmenetelmät, mukaan lukien galvanointi, galvanointi ja kuumasinkitys, ja (ii) kuivapinnoitusmenetelmät, mukaan lukien juottaminen, kovapinnoitus, fyysinen höyrypinnoitus (PVD).), kemiallinen höyrypinnoitus (CVD), lämpösumutustekniikat ja viime aikoina kylmäsumutustekniikat 24 (kuva 1d).
Biofilmit määritellään mikrobiyhteisöiksi, jotka ovat peruuttamattomasti kiinnittyneinä pintoihin ja joita ympäröivät itse tuotetut ekstrasellulaariset polymeerit (EPS).Pinnallisesti kypsän biokalvon muodostuminen voi johtaa merkittäviin tappioihin monilla teollisuudenaloilla, mukaan lukien elintarvikejalostus, vesijärjestelmät ja terveydenhuolto.Ihmisillä biofilmien muodostuessa yli 80 % tapauksista mikrobiinfektioista (mukaan lukien Enterobacteriaceae ja Stafylokokki) on vaikeasti hoidettavissa.Lisäksi kypsien biofilmien on raportoitu olevan 1000 kertaa vastustuskykyisempiä antibioottihoidolle verrattuna planktonin bakteerisoluihin, mitä pidetään suurena terapeuttisena haasteena.Historiallisesti on käytetty antimikrobisia pintapäällystemateriaaleja, jotka on johdettu tavallisista orgaanisista yhdisteistä.Vaikka tällaiset materiaalit sisältävät usein myrkyllisiä komponentteja, jotka voivat olla haitallisia ihmisille,25,26 tämä voi auttaa välttämään bakteerien leviämistä ja materiaalin hajoamista.
Biofilmin muodostumisesta johtuva laajalle levinnyt bakteeriresistenssi antibioottihoidolle on johtanut tarpeeseen kehittää tehokas antimikrobinen kalvopäällystetty pinta, joka voidaan levittää turvallisesti27.Ensimmäinen lähestymistapa tässä prosessissa on sellaisen fysikaalisen tai kemiallisen tarttumista estävän pinnan kehittäminen, johon bakteerisolut eivät voi sitoutua ja muodostaa biofilmejä adheesion vuoksi27.Toinen tekniikka on kehittää pinnoitteita, jotka toimittavat antimikrobisia kemikaaleja juuri sinne, missä niitä tarvitaan, erittäin tiivistetyissä ja räätälöityjä määriä.Tämä saavutetaan kehittämällä ainutlaatuisia pinnoitemateriaaleja, kuten grafeeni/germanium28, musta timantti29 ja ZnO30-seostettu timantin kaltainen hiilipinnoite, jotka kestävät bakteereja. Tämä tekniikka maksimoi toksisuuden ja vastustuskyvyn kehittymisen biofilmin muodostumisen vuoksi.Lisäksi pinnoitteet, jotka sisältävät bakteereja tappavia kemikaaleja, jotka tarjoavat pitkäaikaisen suojan bakteerikontaminaatiota vastaan, ovat yleistymässä.Vaikka kaikki kolme menetelmää pystyvät saamaan aikaan antimikrobista aktiivisuutta päällystetyillä pinnoilla, jokaisella on omat rajoituksensa, jotka tulee ottaa huomioon levitysstrategiaa kehitettäessä.
Tällä hetkellä markkinoilla olevia tuotteita vaikeuttaa ajan puute analysoida ja testata suojapinnoitteita biologisesti aktiivisten ainesosien suhteen.Yritykset väittävät, että niiden tuotteet tarjoavat käyttäjille halutut toiminnalliset ominaisuudet, mutta tästä on tullut este markkinoilla olevien tuotteiden menestykselle.Hopeasta johdettuja yhdisteitä käytetään suurimmassa osassa kuluttajien tällä hetkellä saatavilla olevista mikrobilääkkeistä.Nämä tuotteet on suunniteltu suojaamaan käyttäjiä mahdollisesti haitalliselta altistumiselta mikro-organismeille.Hopeayhdisteiden viivästynyt antimikrobinen vaikutus ja siihen liittyvä myrkyllisyys lisäävät tutkijoiden painetta kehittää vähemmän haitallinen vaihtoehto36,37.Sisälle ja ulos toimivan maailmanlaajuisen antimikrobisen pinnoitteen luominen on edelleen haaste.Tähän liittyy terveys- ja turvallisuusriskejä.Ihmisille vähemmän haitallisen antimikrobisen aineen löytäminen ja sen lisääminen pidemmän säilyvyyden omaaviin pinnoitusaineisiin on erittäin haluttu tavoite38.Uusimmat antimikrobiset ja antibiofilmimateriaalit on suunniteltu tappamaan bakteereita lähietäisyydeltä joko suorassa kosketuksessa tai aktiivisen aineen vapautumisen jälkeen.He voivat tehdä tämän estämällä bakteerien alkuperäistä tarttumista (mukaan lukien estämällä proteiinikerroksen muodostumisen pinnalle) tai tappamalla bakteereja häiritsemällä soluseinää.
Pohjimmiltaan pintapinnoitus on prosessi, jossa komponentin pinnalle levitetään toinen kerros pintaominaisuuksien parantamiseksi.Pintapinnoitteen tarkoituksena on muuttaa komponentin pintaa lähellä olevan alueen mikrorakennetta ja/tai koostumusta39.Pintapinnoitusmenetelmät voidaan jakaa erilaisiin menetelmiin, joista on yhteenveto kuvassa 2a.Pinnoitteet voidaan jakaa termisiin, kemiallisiin, fysikaalisiin ja sähkökemiallisiin luokkiin riippuen pinnoitteen valmistusmenetelmästä.
(a) Sisältö, joka näyttää tärkeimmät pinnanvalmistustekniikat ja (b) kylmäsuihkutusmenetelmän valitut edut ja haitat.
Kylmäsumutustekniikalla on paljon yhteistä perinteisten lämpösumutustekniikoiden kanssa.On kuitenkin myös joitain keskeisiä perusominaisuuksia, jotka tekevät kylmäsumutusprosessista ja kylmäsuihkutusmateriaaleista erityisen ainutlaatuisia.Kylmäsumutustekniikka on vielä lapsenkengissään, mutta sillä on suuri tulevaisuus.Joissakin tapauksissa kylmäruiskutuksen ainutlaatuiset ominaisuudet tarjoavat suuria etuja, jotka ylittävät tavanomaisten lämpöruiskutustekniikoiden rajoitukset.Se voittaa perinteisen lämpösumutustekniikan merkittävät rajoitukset, jossa jauhe on sulatettava, jotta se levitetään alustalle.Tämä perinteinen päällystysprosessi ei tietenkään sovellu erittäin lämpöherkille materiaaleille, kuten nanokiteille, nanohiukkasille, amorfisille ja metallisille laseille40, 41, 42. Lisäksi lämpösuihkepinnoitemateriaalien huokoisuus ja oksideja ovat aina korkeat.Kylmäsumutustekniikalla on monia merkittäviä etuja lämpösumutustekniikkaan verrattuna, kuten (i) minimaalinen lämmöntuotto alustaan, (ii) joustavuus substraattipinnoitteen valinnassa, (iii) ei faasimuutosta ja rakeiden kasvua, (iv) korkea tartuntalujuus1 ,39 (kuva 2b).Lisäksi kylmäspray-pinnoitemateriaalilla on korkea korroosionkestävyys, korkea lujuus ja kovuus, korkea sähkönjohtavuus ja korkea tiheys41.Huolimatta kylmäsumutusprosessin eduista, tällä menetelmällä on edelleen joitain haittoja, kuten kuvassa 2b esitetään.Kun pinnoitetaan puhtaita keraamisia jauheita, kuten Al2O3, TiO2, ZrO2, WC jne., kylmäsuihkutusmenetelmää ei voida käyttää.Toisaalta keraami/metalli komposiittijauheita voidaan käyttää pinnoitteiden raaka-aineina.Sama koskee muita lämpöruiskutusmenetelmiä.Vaikeita pintoja ja putkien sisäosia on edelleen vaikea ruiskuttaa.
Ottaen huomioon, että esillä oleva työ kohdistuu metallisten lasimaisten jauheiden käyttöön pinnoitteiden lähtöaineina, on selvää, että tavanomaista lämpöruiskutusta ei voida käyttää tähän tarkoitukseen.Tämä johtuu siitä, että metalliset lasimaiset jauheet kiteytyvät korkeissa lämpötiloissa1.
Suurin osa lääke- ja elintarviketeollisuudessa käytettävistä instrumenteista on valmistettu austeniittisista ruostumattomista teräslejeeringeistä (SUS316 ja SUS304), joiden kromipitoisuus on 12-20 painoprosenttia kirurgisten instrumenttien valmistukseen.On yleisesti hyväksyttyä, että kromimetallin käyttö seosaineena teräslejeeringeissä voi parantaa merkittävästi standarditerässeosten korroosionkestävyyttä.Ruostumattomilla terässeoksilla ei korkeasta korroosionkestävyydestään huolimatta ole merkittäviä antimikrobisia ominaisuuksia38,39.Tämä eroaa niiden korkeasta korroosionkestävyydestä.Sen jälkeen on mahdollista ennustaa infektion ja tulehduksen kehittymistä, jotka johtuvat pääasiassa bakteerien tarttumisesta ja kolonisaatiosta ruostumattoman teräksen biomateriaalien pinnalle.Merkittäviä vaikeuksia voi syntyä johtuen merkittävistä vaikeuksista, jotka liittyvät bakteerien kiinnittymiseen ja biofilmin muodostumisreitteihin, mikä voi johtaa huonoon terveyteen, jolla voi olla monia seurauksia, jotka voivat vaikuttaa suoraan tai epäsuorasti ihmisten terveyteen.
Tämä tutkimus on ensimmäinen vaihe Kuwait Foundation for the Advancement of Sciencen (KFAS) rahoittamassa hankkeessa, sopimus nro.2010-550401, tutkia mahdollisuutta valmistaa metallisia lasimaisia ​​Cu-Zr-Ni-teräsjauheita MA-teknologialla (taulukko).1) SUS304 antibakteerisen pintasuojakalvon/pinnoitteen valmistukseen.Projektin toisessa vaiheessa, joka alkaa tammikuussa 2023, tutkitaan yksityiskohtaisesti galvaanisen korroosion ominaisuuksia ja järjestelmän mekaanisia ominaisuuksia.Erityyppisille bakteereille tehdään yksityiskohtaiset mikrobiologiset testit.
Tässä artikkelissa käsitellään Zr-seospitoisuuden vaikutusta lasinmuodostuskykyyn (GFA) morfologisten ja rakenteellisten ominaisuuksien perusteella.Lisäksi käsiteltiin jauhemaalatun metallilasi/SUS304-komposiitin antibakteerisia ominaisuuksia.Lisäksi on tehty meneillään olevaa työtä metallilasijauheiden rakennemuutosmahdollisuuksien tutkimiseksi kylmäsumutuksen aikana valmistettujen metallilasijärjestelmien alijäähdytetyllä nestealueella.Cu50Zr30Ni20 ja Cu50Zr20Ni30 metallilasiseoksia käytettiin edustavina esimerkkeinä tässä tutkimuksessa.
Tässä osiossa esitellään alkuaine Cu-, Zr- ja Ni-jauheiden morfologiset muutokset matalaenergisen kuulajyrsinnän aikana.Havainnollistavina esimerkkeinä käytetään kahta erilaista järjestelmää, jotka koostuvat Cu50Zr20Ni30:stä ja Cu50Zr40Ni10:stä.MA-prosessi voidaan jakaa kolmeen erilliseen vaiheeseen, mistä on osoituksena jauhatusvaiheessa saadun jauheen metallografinen karakterisointi (kuva 3).
Mekaanisten metalliseosten (MA) jauheiden metallografiset ominaisuudet, jotka on saatu eri pallohiontavaiheiden jälkeen.Kenttäemissiopyyhkäisyelektronimikroskooppikuvat (FE-SEM) MA- ja Cu50Zr40Ni10-jauheista, jotka on saatu alhaisen energian kuulajyrsinnän jälkeen 3, 12 ja 50 tunnin ajan, on esitetty kohdissa (a), (c) ja (e) Cu50Zr20Ni30-järjestelmälle samalla MA:lla.Vastaavat kuvat Cu50Zr40Ni10-järjestelmästä, jotka on otettu ajan kuluttua, on esitetty kohdissa (b), (d) ja (f).
Kuulajyrsinnän aikana teholliseen kineettiseen energiaan, joka voidaan siirtää metallijauheeseen, vaikuttaa parametrien yhdistelmä, kuten kuvassa 1a on esitetty.Tämä sisältää pallojen ja jauheiden väliset törmäykset, jauhatusaineen väliin tai väliin juuttun jauheen leikkauspuristuksen, putoavien pallojen iskut, kuulamyllyn liikkuvien kappaleiden välisen jauheen vedon aiheuttaman leikkauksen ja kulumisen sekä putoavien pallojen läpi kulkevan iskuaallon, joka etenee kuormitetun viljelmän läpi (kuva 1a). Элементарные порошки Cu, Zr и Ni были сильно деформированы из-за холодной сварки на ранней стадии МА), (3 хопопопри) крупных частиц порошка (> 1 мм в диаметре). Alkuaine Cu-, Zr- ja Ni-jauheet deformoituivat vakavasti kylmähitsauksen vuoksi MA:n varhaisessa vaiheessa (3 h), mikä johti suurten jauhehiukkasten muodostumiseen (halkaisijaltaan > 1 mm).Näille suurille komposiittihiukkasille on tunnusomaista paksujen seosalkuaineiden (Cu, Zr, Ni) kerrosten muodostuminen, kuten kuvassa 1 on esitetty.3a,b.MA-ajan pidentäminen 12 tuntiin (välivaihe) johti kuulamyllyn kineettisen energian kasvuun, mikä johti komposiittijauheen hajoamiseen pienemmiksi jauheiksi (alle 200 μm), kuten kuvassa 3c, kaupunki .Tässä vaiheessa käytetty leikkausvoima johtaa uuden metallipinnan muodostumiseen ohuilla Cu, Zr, Ni vihjekerroksilla, kuten kuvassa 3c, d esitetään.Hiutaleiden rajapinnalla olevien kerrosten jauhamisen seurauksena tapahtuu kiinteän faasin reaktioita uusien faasien muodostuessa.
MA-prosessin huipussa (50 tunnin jälkeen) hiutalemetallografia oli tuskin havaittavissa (kuvat 3e, f), ja peilimetallografiaa havaittiin jauheen kiillotetulla pinnalla.Tämä tarkoittaa, että MA-prosessi saatiin päätökseen ja yksi reaktiovaihe luotiin.Kuvioissa 1 ja 2 esitettyjen alueiden alkuainekoostumus.3e (I, II, III), f, v, vi) määritettiin käyttämällä kenttäemissiopyyhkäisyelektronimikroskooppia (FE-SEM) yhdessä energiaa hajottavan röntgenspektroskopian (EDS) kanssa.(IV).
Taulukossa.2 seostettujen alkuaineiden alkuainepitoisuutta on esitetty prosentteina kunkin kuvassa 1 valitun alueen kokonaismassasta.3e, f.Näiden tulosten vertailu taulukossa 1 annettuihin Cu50Zr20Ni30:n ja Cu50Zr40Ni10:n alkuperäisiin nimellisiin koostumuksiin osoittaa, että näiden kahden lopputuotteen koostumukset ovat hyvin lähellä nimellisiä koostumuksia.Lisäksi komponenttien suhteelliset arvot kuvissa 3e,f lueteltujen alueiden osalta eivät viittaa merkittävään huononemiseen tai vaihteluun kunkin näytteen koostumuksessa alueelta toiselle.Tämän todistaa se tosiasia, että koostumuksessa ei tapahdu muutoksia alueelta toiselle.Tämä osoittaa tasalaatuisten seosjauheiden tuotannon taulukon 2 mukaisesti.
FE-SEM-mikrokuvat Cu50(Zr50-xNix)-lopputuotejauheesta saatiin 50 MA-ajan jälkeen, kuten on esitetty kuvioissa 4a-d, joissa x on 10, 20, 30 ja 40 at.%, vastaavasti.Tämän jauhatusvaiheen jälkeen jauhe aggregoituu van der Waals -ilmiön vuoksi, mikä johtaa suurien aggregaattien muodostumiseen, jotka koostuvat erittäin hienoista hiukkasista, joiden halkaisija on 73-126 nm, kuten kuvassa 4 näkyy.
50 tunnin MA:n jälkeen saatujen Cu50(Zr50-xNix)-jauheiden morfologiset ominaisuudet.Cu50Zr40Ni10-, Cu50Zr30Ni20-, Cu50Zr20Ni30-, Cu50Zr10Ni40-järjestelmille FE-SEM-kuvat jauheista, jotka on saatu 50 MA:n jälkeen, on esitetty kohdissa (a), (b), (c) ja (d).
Ennen jauheiden lataamista kylmäsumutussyöttölaitteeseen niitä sonikoitiin ensin analyyttisessä etanolissa 15 minuuttia ja sitten niitä kuivattiin 150 °C:ssa 2 tuntia.Tämä vaihe on toteutettava, jotta voidaan torjua onnistuneesti agglomeraatiota, joka usein aiheuttaa monia vakavia ongelmia pinnoitusprosessissa.MA-prosessin päätyttyä suoritettiin lisätutkimuksia seosjauheiden homogeenisuuden tutkimiseksi.KuvassaKuvat 5a–d esittävät FE-SEM-mikrokuvat ja vastaavat EDS-kuvat Cu50Zr30Ni20-lejeeringin Cu-, Zr- ja Ni-seoselementeistä, jotka on otettu vastaavasti 50 tunnin ajan M jälkeen.On huomattava, että tämän vaiheen jälkeen saadut seosjauheet ovat homogeenisia, koska niissä ei esiinny mitään koostumuksen vaihteluita nanometrin alapuolella, kuten kuvassa 5 näkyy.
Alkuaineiden morfologia ja paikallinen jakautuminen MG Cu50Zr30Ni20-jauheessa, joka on saatu 50 MA:n jälkeen FE-SEM/Energy Dispersive X-ray Spectroscopylla (EDS).(a) (b) Cu-Ka:n, (c) Zr-La:n ja (d) Ni-Ka:n SEM- ja röntgen-EDS-kuvaus.
Mekaanisesti seostettujen Cu50Zr40Ni10-, Cu50Zr30Ni20-, Cu50Zr20Ni30- ja Cu50Zr20Ni30-jauheiden röntgendiffraktiokuviot, jotka on saatu 50 tunnin MA:n jälkeen, on esitetty kuvioissa 1 ja 2.6a-d, vastaavasti.Tämän jauhatusvaiheen jälkeen kaikilla näytteillä, joilla oli eri Zr-pitoisuudet, oli amorfisia rakenteita, joilla oli tyypillisiä halo-diffuusiokuvioita kuvassa 6.
Cu50Zr40Ni10 (a), Cu50Zr30Ni20 (b), Cu50Zr20Ni30 (c) ja Cu50Zr20Ni30 (d) jauheiden röntgendiffraktiokuviot MA:n jälkeen 50 tunnin ajan.Halodiffuusiokuvio havaittiin kaikissa näytteissä poikkeuksetta, mikä osoitti amorfisen faasin muodostumista.
Korkean resoluution kenttäemissiotransmissioelektronimikroskoopia (FE-HRTEM) käytettiin havainnoimaan rakenteellisia muutoksia ja ymmärtämään jauheiden paikallista rakennetta, joka on syntynyt kuulajauhatuksesta eri MA-aikoina.Kuvia jauheista, jotka on saatu FE-HRTEM-menetelmällä Cu50Zr30Ni20- ja Cu50Zr40Ni10-jauheiden jauhamisen alkuvaiheen (6 h) ja välivaiheen (18 h) jälkeen, on esitetty kuvissa7a, vastaavasti.6 tunnin MA:n jälkeen saadun jauheen kirkaskenttäkuvan (BFI) mukaan jauhe koostuu suurista rakeista, joissa on selkeästi määritellyt fcc-Cu-, hcp-Zr- ja fcc-Ni-alkuaineiden rajat, eikä reaktiofaasin muodostumisesta ole merkkejä, kuten kuvassa 7a näkyy.Lisäksi keskialueelta (a) otettu korreloitu valikoidun alueen diffraktiokuvio (SADP) paljasti terävän diffraktiokuvion (kuvio 7b), joka osoitti suurten kristalliittien läsnäolon ja reaktiivisen faasin puuttumisen.
Varhaisen (6 h) ja välivaiheen (18 h) jälkeen saadun MA-jauheen paikalliset rakenteelliset ominaisuudet.(a) Korkearesoluutioinen kenttäemissioläpäisyelektronimikroskooppi (FE-HRTEM) ja (b) Cu50Zr30Ni20-jauheen vastaava valittu aluediffraktogrammi (SADP) MA-käsittelyn jälkeen 6 tunnin ajan.Cu50Zr40Ni10:n FE-HRTEM-kuva, joka on saatu 18 tunnin MA:n jälkeen, on esitetty kohdassa (c).
Kuten kuvassa näkyy.Kuvassa 7c MA:n keston pidentäminen 18 tuntiin johti vakaviin hilavirheisiin yhdessä plastisen muodonmuutoksen kanssa.Tässä MA-prosessin välivaiheessa jauheessa ilmenee erilaisia ​​vikoja, kuten pinoamisvirheitä, hilavirheitä ja pistevirheitä (kuva 7).Nämä viat aiheuttavat suurten rakeiden pirstoutumista raerajaa pitkin alle 20 nm:n kokoisiksi osarakeiksi (kuva 7c).
36 h MA:n ajan jauhetun Cu50Z30Ni20-jauheen paikalliselle rakenteelle on tunnusomaista ultrahienojen nanorakeiden muodostuminen upotettuna amorfiseen ohueen matriisiin, kuten kuvassa 8a esitetään.EMF:n paikallinen analyysi osoitti, että kuvissa 1 ja 2 esitetyt nanoklusterit.8a liittyvät käsittelemättömiin Cu-, Zr- ja Ni-jauheseoksiin.Cu-pitoisuus matriisissa vaihteli ~32 at.%:sta (huono vyöhyke) ~74 at.%:iin (rikas vyöhyke), mikä osoittaa heterogeenisten tuotteiden muodostumisen.Lisäksi tässä vaiheessa jauhamisen jälkeen saatujen jauheiden vastaavat SADP:t osoittavat primaarisia ja sekundaarisia halodiffuusioamorfisia faasirenkaita, jotka ovat limittäin näihin käsittelemättömiin seosaineelementteihin liittyvien terävien kärkien kanssa, kuten kuvassa 8b esitetään.
Beyond 36 h-Cu50Zr30Ni20 -jauheen nanomittakaavan paikalliset rakenteelliset ominaisuudet.(a) Kirkas kenttäkuva (BFI) ja vastaava (b) Cu50Zr30Ni20-jauheen SADP, joka on saatu 36 tunnin MA:n jauhamisen jälkeen.
MA-prosessin loppua kohti (50 h) Cu50(Zr50-xNix), X, 10, 20, 30 ja 40 at.% jauheilla poikkeuksetta on amorfisen faasin labyrinttimainen morfologia, kuten kuviossa esitetään.Pistediffraktiota tai teräviä rengaskuvioita ei voitu havaita kunkin koostumuksen vastaavista SADS:istä.Tämä osoittaa käsittelemättömän kiteisen metallin puuttumisen, vaan pikemminkin amorfisen seosjauheen muodostumisen.Näitä korreloituja SADP:itä, jotka osoittavat halo-diffuusiokuvioita, käytettiin myös todisteena amorfisten faasien kehittymiselle lopputuotemateriaalissa.
Cu50 MS -järjestelmän lopputuotteen (Zr50-xNix) paikallinen rakenne.(a) Cu50Zr40Ni10:n, (b) Cu50Zr30Ni20:n, (c) Cu50Zr20Ni30:n ja (d) Cu50Zr10Ni40:n FE-HRTEM ja korreloidut nanosädediffraktiokuviot (NBDP), jotka saatiin 50 tunnin MA:n jälkeen.
Differentiaalisen pyyhkäisykalorimetrian avulla tutkittiin lasittumislämpötilan (Tg), alijäähdytetyn nestealueen (ΔTx) ja kiteytyslämpötilan (Tx) lämpöstabiilisuutta riippuen Ni (x) -pitoisuudesta Cu50(Zr50-xNix) amorfisessa järjestelmässä.(DSC) ominaisuudet He-kaasuvirtauksessa.Amorfisten Cu50Zr40Ni10-, Cu50Zr30Ni20- ja Cu50Zr10Ni40-metalliseosten jauheiden DSC-käyrät, jotka on saatu MA:n jälkeen 50 tunnin ajan, on esitetty kuvioissa 1 ja 2.10a, b, e, vastaavasti.Vaikka amorfisen Cu50Zr20Ni30:n DSC-käyrä on esitetty erikseen kuvassa 10. vuosisadalla. Samaan aikaan Cu50Zr30Ni20-näyte, joka on kuumennettu ~700 °C:seen DSC:ssä, on esitetty kuviossa 10g.
MA:n jälkeen 50 tunnin ajan saatujen Cu50(Zr50-xNix) MG-jauheiden lämpöstabiilisuus määräytyy lasittumislämpötilan (Tg), kiteytyslämpötilan (Tx) ja alijäähdytetyn nestealueen (ATx) perusteella.Cu50Zr40Ni10 (a), Cu50Zr30Ni20 (b), Cu50Zr20Ni30 (c) ja (e) Cu50Zr10Ni40 MG-lejeeringin jauheiden differentiaalisen pyyhkäisykalorimetrin (DSC) termogrammit MA:n jälkeen 50 tunnin ajan.DSC:ssä -700 °C:seen kuumennetun Cu50Zr30Ni20-näytteen röntgendiffraktiokuvio (XRD) on esitetty kohdassa (d).
Kuten kuvassa 10 esitetään, DSC-käyrät kaikille koostumuksille, joilla on eri nikkelipitoisuudet (x), osoittavat kaksi eri tapausta, joista toinen on endoterminen ja toinen eksoterminen.Ensimmäinen endoterminen tapahtuma vastaa Tg:tä ja toinen liittyy Tx:ään.Tg:n ja Tx:n välissä olevaa vaaka-aluetta kutsutaan alijäähdytetyksi nestealueeksi (ΔTx = Tx – Tg).Tulokset osoittavat, että Cu50Zr40Ni10-näytteen (kuvio 10a) Tg ja Tx, jotka on sijoitettu 526 °C:seen ja 612 °C:seen, siirtävät sisältöä (x) 20 %:iin asti kohti matalan lämpötilan puolta 482 °C ja 563 °C.°C kasvavan Ni-pitoisuuden (x) kanssa, kuten kuvassa 10b esitetään.Tämän seurauksena ΔTx Cu50Zr40Ni10 laskee 86 °C:sta (kuva 10a) 81 °C:seen Cu50Zr30Ni20:lle (kuva 10b).MC Cu50Zr40Ni10-seoksella havaittiin myös Tg-, Tx- ja ΔTx-arvojen lasku 447 °С, 526 °С ja 79 °С tasoihin (kuva 10b).Tämä osoittaa, että Ni-pitoisuuden kasvu johtaa MS-lejeeringin lämpöstabiilisuuden heikkenemiseen.Päinvastoin, MC Cu50Zr20Ni30 -lejeeringin Tg (507 °C) on pienempi kuin MC Cu50Zr40Ni10 -seoksen;siitä huolimatta sen Tx on siihen verrattavissa oleva arvo (612 °C).Siksi ΔTx:llä on korkeampi arvo (87 °C), kuten kuvassa 1 on esitetty.10. vuosisadalla
Cu50(Zr50-xNix) MC-järjestelmä, joka käyttää esimerkkinä Cu50Zr20Ni30 MC-lejeeringiä, kiteytyy terävän eksotermisen piikin kautta fcc-ZrCu5-, ortorombinen-Zr7Cu10- ja ortorombinen-ZrNi-kiteisiksi faaseiksi (kuva 1).Tämä faasimuutos amorfisesta kiteiseen vahvistettiin MG-näytteen röntgendiffraktioanalyysillä (kuvio 10d), joka lämmitettiin 700 °C:seen DSC:ssä.
KuvassaKuva 11 esittää valokuvia, jotka on otettu nykyisessä työssä suoritetun kylmäsuihkutusprosessin aikana.Tässä tutkimuksessa 50 tunnin MA:n jälkeen syntetisoituja metallilasimaisia ​​jauhehiukkasia (esimerkiksi Cu50Zr20Ni30) käytettiin antibakteerisena raaka-aineena ja ruostumaton teräslevy (SUS304) kylmäspraypinnoitettiin.Kylmäsumutusmenetelmä valittiin lämpösumutusteknologiasarjan päällystykseen, koska se on tehokkain menetelmä lämpösumutusteknologiasarjassa, jossa sitä voidaan käyttää metallisten metastabiilien lämpöherkkien materiaalien kuten amorfisten ja nanokiteisten jauheiden käsittelyyn.Ei vaiheen alainen.siirtymät.Tämä on tärkein tekijä tämän menetelmän valinnassa.Kylmäpinnoitusprosessi suoritetaan käyttämällä suurnopeushiukkasia, jotka muuttavat hiukkasten kineettisen energian plastiseksi muodonmuutokseksi, muodonmuutokseksi ja lämmöksi osuessaan alustaan ​​tai aiemmin kerrostuneisiin hiukkasiin.
Kenttävalokuvissa näkyy kylmäsuihkutusmenetelmä, jota käytettiin viiteen peräkkäiseen MG/SUS 304:n valmistukseen 550 °C:ssa.
Hiukkasten kineettinen energia, samoin kuin kunkin hiukkasen liikemäärä pinnoitteen muodostuksen aikana, on muutettava muiksi energiamuodoiksi esimerkiksi plastisen muodonmuutoksen (primäärihiukkasten ja hiukkasten väliset vuorovaikutukset matriisissa ja hiukkasten vuorovaikutukset), kiinteiden aineiden interstitiaaliset solmut, hiukkasten välinen kierto, lämpöenergian muuntaminen, muodonmuutos ja energian rajoittaminen. ja muodonmuutosenergiaa, tuloksena on elastinen törmäys, mikä tarkoittaa, että hiukkaset yksinkertaisesti pomppaavat pois iskun jälkeen.On havaittu, että 90 % hiukkas/substraattimateriaaliin kohdistetusta iskuenergiasta muunnetaan paikalliseksi lämmöksi 40 .Lisäksi, kun kohdistetaan iskujännitystä, hiukkasten/substraatin kosketusalueella saavutetaan suuret plastiset venymisnopeudet hyvin lyhyessä ajassa41,42.
Muovista muodonmuutosta pidetään yleensä energian haihtumisen prosessina tai pikemminkin lämmönlähteenä rajapinta-alueella.Lämpötilan nousu rajapinta-alueella ei kuitenkaan yleensä riitä rajapinnan sulamisen tai atomien keskinäisen diffuusion merkittävän stimuloinnin esiintymiseen.Yhdessäkään tekijöiden tuntemassa julkaisussa ei ole tutkittu näiden metallisten lasimaisten jauheiden ominaisuuksien vaikutusta jauheen tarttumiseen ja laskeutumiseen kylmäsumutustekniikoita käytettäessä.
MG Cu50Zr20Ni30 -seosjauheen BFI voidaan nähdä kuvassa 12a, joka kerrostettiin SUS 304 -substraatille (kuvat 11, 12b).Kuten kuvasta voidaan nähdä, päällystetyt jauheet säilyttävät alkuperäisen amorfisen rakenteensa, koska niillä on herkkä labyrinttirakenne ilman kiteisiä piirteitä tai hilavirheitä.Toisaalta kuva osoittaa vieraan faasin läsnäolon, minkä todistavat MG-pinnoitettuun jauhematriisiin sisältyvät nanopartikkelit (kuva 12a).Kuva 12c esittää indeksoitua nanosädediffraktiokuviota (NBDP), joka liittyy alueeseen I (kuvio 12a).Kuten kuvassa näkyy.Kuviossa 12c NBDP:llä on heikko amorfisen rakenteen halodiffuusiokuvio ja se esiintyy yhdessä terävien pisteiden kanssa, jotka vastaavat kiteistä suurta kuutiota metastabiilia Zr2Ni-faasia plus tetragonaalista CuO-faasia.CuO:n muodostuminen selittyy jauheen hapettumisella siirryttäessä ruiskupistoolin suuttimesta SUS 304:ään ulkoilmassa yliäänivirtauksessa.Toisaalta lasimaisten metallijauheiden devitrifikaatio johti suurten kuutiofaasien muodostumiseen kylmäsumutuskäsittelyn jälkeen 550 °C:ssa 30 minuutin ajan.
(a) FE-HRTEM-kuva MG-jauheesta, joka on kerrostettu (b) SUS 304 -substraatille (kuva sisäpuolella).Kohdassa (a) esitetyn pyöreän symbolin NBDP-indeksi on esitetty kohdassa (c).
Tämän mahdollisen suurten kuutioisten Zr2Ni-nanohiukkasten muodostumismekanismin testaamiseksi suoritettiin riippumaton koe.Tässä kokeessa jauheita ruiskutettiin sumuttimesta 550 °C:ssa SUS 304 -substraatin suuntaan;kuitenkin lämpövaikutuksen määrittämiseksi jauheet poistettiin SUS304-liuskasta mahdollisimman nopeasti (noin 60 s).).Suoritettiin toinen koesarja, jossa jauhe poistettiin alustasta noin 180 sekuntia levittämisen jälkeen.
Kuvat 13a, b esittävät pyyhkäisytransmissioelektronimikroskoopin (STEM) tumman kentän (DFI) kuvia kahdesta sputteroidusta materiaalista, jotka on kerrostettu SUS 304 -substraateille 60 sekunnin ja 180 sekunnin ajan.60 sekuntia tallennetusta jauhekuvasta puuttuu morfologisia yksityiskohtia, mikä osoittaa piirteettömyyttä (kuva 13a).Tämän vahvisti myös XRD, joka osoitti, että näiden jauheiden kokonaisrakenne oli amorfinen, kuten kuvassa 14a esitetyt laajat primaariset ja sekundaariset diffraktiohuiput osoittavat.Tämä osoittaa metastabiilien/mesofaasisaostumien puuttumisen, joissa jauhe säilyttää alkuperäisen amorfisen rakenteensa.Sitä vastoin samassa lämpötilassa (550 °C) kerrostettu jauhe, joka oli jätetty alustalle 180 sekunniksi, osoitti nanokokoisten rakeiden kerrostumista, kuten kuvion 13b nuolet osoittavat.