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Français Les biofilms sont un élément important dans le développement d'infections chroniques, en particulier lorsque des dispositifs médicaux sont impliqués. Ce problème représente un énorme défi pour la communauté médicale, car les antibiotiques standard ne peuvent éradiquer les biofilms que dans une mesure très limitée. La prévention de la formation de biofilm a conduit au développement de diverses méthodes de revêtement et de nouveaux matériaux. Ces méthodes visent à revêtir les surfaces d'une manière qui inhibe la formation de biofilm. Les alliages vitreux métalliques, en particulier ceux contenant du cuivre et du titane, sont apparus comme des revêtements antimicrobiens idéaux. Dans le même temps, l'utilisation de la technologie de projection à froid a augmenté car il s'agit d'une méthode appropriée pour le traitement de matériaux sensibles à la température. Une partie de l'objectif de cette étude était de développer un nouveau film antibactérien de verre métallique composé de Cu-Zr-Ni ternaire en utilisant des techniques d'alliage mécanique. La poudre sphérique qui compose le produit final est utilisée comme matière première pour le revêtement par projection à froid de surfaces en acier inoxydable à basse température. Les substrats recouverts de verre métallique ont pu réduire considérablement la formation de biofilm d'au moins 1 log par rapport à l'acier inoxydable.
Tout au long de l'histoire de l'humanité, toute société a été capable de concevoir et de promouvoir l'introduction de nouveaux matériaux répondant à ses exigences spécifiques, ce qui a permis d'améliorer les performances et le classement dans une économie mondialisée1. On a toujours attribué à la capacité humaine de développer des matériaux et des équipements de fabrication et des conceptions pour la fabrication et la caractérisation des matériaux la réalisation de gains dans la santé, l'éducation, l'industrie, l'économie, la culture et d'autres domaines d'un pays ou d'une région à l'autre. Le progrès est mesuré indépendamment du pays ou de la région.2 Depuis 60 ans, les scientifiques des matériaux ont consacré une grande partie de leur temps à se concentrer sur une préoccupation majeure : la recherche de matériaux nouveaux et de pointe. Les recherches récentes se sont concentrées sur l'amélioration de la qualité et des performances des matériaux existants, ainsi que sur la synthèse et l'invention de types de matériaux entièrement nouveaux.
Français L'ajout d'éléments d'alliage, la modification de la microstructure du matériau et l'application de techniques de traitement thermique, mécanique ou thermomécanique ont entraîné des améliorations significatives des propriétés mécaniques, chimiques et physiques d'une variété de matériaux différents. De plus, des composés jusqu'alors inconnus ont été synthétisés avec succès à ce stade. Ces efforts persistants ont donné naissance à une nouvelle famille de matériaux innovants, collectivement connus sous le nom de matériaux avancés2. Les nanocristaux, les nanoparticules, les nanotubes, les points quantiques, les verres métalliques amorphes à dimension zéro et les alliages à haute entropie ne sont que quelques exemples de matériaux avancés introduits dans le monde depuis le milieu du siècle dernier. Lors de la fabrication et du développement de nouveaux alliages aux propriétés supérieures, que ce soit dans le produit final ou dans les étapes intermédiaires de sa production, le problème du déséquilibre est souvent ajouté. À la suite de la mise en œuvre de nouvelles techniques de fabrication pour s'écarter considérablement de l'équilibre, une toute nouvelle classe d'alliages métastables, connus sous le nom de verres métalliques, a été découverte.
Français Ses travaux à Caltech en 1960 ont révolutionné le concept des alliages métalliques lorsqu'il a synthétisé des alliages vitreux Au-25 at.% Si en solidifiant rapidement des liquides à près d'un million de degrés par seconde 4. L'événement de découverte du professeur Pol Duwezs a non seulement annoncé le début de l'histoire des verres métalliques (MG), mais a également conduit à un changement de paradigme dans la façon dont les gens pensent aux alliages métalliques. Depuis les premières études pionnières sur la synthèse des alliages MG, presque tous les verres métalliques ont été produits entièrement en utilisant l'une des méthodes suivantes ; (i) solidification rapide de la masse fondue ou de la vapeur, (ii) désordre atomique du réseau, (iii) réactions d'amorphisation à l'état solide entre éléments métalliques purs, et (iv) transitions à l'état solide de phases métastables.
Les MG se distinguent par leur absence d'ordre atomique à longue portée associé aux cristaux, ce qui est une caractéristique déterminante des cristaux. Dans le monde d'aujourd'hui, de grands progrès ont été réalisés dans le domaine du verre métallique. Ce sont de nouveaux matériaux aux propriétés intéressantes qui intéressent non seulement la physique du solide, mais aussi la métallurgie, la chimie de surface, la technologie, la biologie et de nombreux autres domaines. Ce nouveau type de matériau présente des propriétés distinctes des métaux solides, ce qui en fait un candidat intéressant pour des applications technologiques dans divers domaines. Ils ont des propriétés importantes ; (i) ductilité mécanique et limite d'élasticité élevées, (ii) perméabilité magnétique élevée, (iii) faible coercivité, (iv) résistance à la corrosion inhabituelle, (v) indépendance à la température La conductivité de 6,7.
L'alliage mécanique (MA)1,8 est une technique relativement nouvelle, introduite pour la première fois en 1983 par le professeur CC Kock et ses collègues. Ils ont préparé des poudres amorphes Ni60Nb40 en broyant un mélange d'éléments purs à des températures ambiantes très proches de la température ambiante. Français Typiquement, la réaction MA est réalisée entre le couplage diffusif des poudres de matériaux réactifs dans un réacteur, généralement en acier inoxydable dans un broyeur à boulets 10 (Fig. 1a, b). Depuis lors, cette technique de réaction à l'état solide induite mécaniquement a été utilisée pour préparer de nouvelles poudres d'alliages de verre amorphe/métallique en utilisant des broyeurs à boulets à basse (Fig. 1c) et haute énergie, ainsi que des broyeurs à barres11,12,13,14,15 , 16. En particulier, cette méthode a été utilisée pour préparer des systèmes non miscibles tels que Cu-Ta17, ainsi que des alliages à point de fusion élevé tels que les systèmes Al-métal de transition (TM ; Zr, Hf, Nb et Ta)18,19 et Fe-W20 , qui ne peuvent pas être obtenus par les voies de préparation conventionnelles. De plus, MA est considéré comme l'un des outils nanotechnologiques les plus puissants pour la préparation de particules de poudre nanocristallines et nanocomposites à l'échelle industrielle d'oxydes métalliques, de carbures, de nitrures, d'hydrures et de carbone. nanotubes, nanodiamants, ainsi qu'une stabilisation large via une approche descendante 1 et des étapes métastables.
Schéma montrant la méthode de fabrication utilisée pour préparer le revêtement de verre métallique (MG) Cu50(Zr50−xNix)/SUS 304 dans cette étude.(a) Préparation de poudres d'alliage MG avec différentes concentrations de Ni x (x ; 10, 20, 30 et 40 at.%) en utilisant la technique de broyage à billes à faible énergie.(a) Le matériau de départ est chargé dans un cylindre d'outil avec des billes d'acier à outils, et (b) est scellé dans une boîte à gants remplie d'atmosphère d'He.(c) Un modèle transparent du récipient de broyage illustrant le mouvement des billes pendant le broyage.Le produit final de la poudre obtenue après 50 heures a été utilisé pour revêtir le substrat SUS 304 en utilisant la méthode de pulvérisation à froid (d).
Lorsqu'il s'agit de surfaces de matériaux en vrac (substrats), l'ingénierie de surface implique la conception et la modification de surfaces (substrats) pour fournir certaines qualités physiques, chimiques et techniques non contenues dans le matériau en vrac d'origine. Certaines propriétés qui peuvent être efficacement améliorées par des traitements de surface comprennent la résistance à l'abrasion, la résistance à l'oxydation et à la corrosion, le coefficient de frottement, la bio-inertie, les propriétés électriques et l'isolation thermique, pour n'en nommer que quelques-unes. La qualité de surface peut être améliorée en utilisant des techniques métallurgiques, mécaniques ou chimiques. En tant que processus bien connu, un revêtement est simplement défini comme une ou plusieurs couches de matériau déposées artificiellement sur la surface d'un objet en vrac (substrat) constitué d'un autre matériau. Ainsi, les revêtements sont utilisés en partie pour obtenir certaines propriétés techniques ou décoratives souhaitées, ainsi que pour protéger les matériaux des interactions chimiques et physiques attendues avec l'environnement environnant23.
Afin de déposer des couches de protection de surface appropriées avec des épaisseurs allant de quelques micromètres (moins de 10-20 micromètres) à plus de 30 micromètres ou même quelques millimètres, de nombreuses méthodes et techniques peuvent être appliquées. En général, les procédés de revêtement peuvent être divisés en deux catégories : (i) les méthodes de revêtement humide, y compris la galvanoplastie, le placage autocatalytique et les méthodes de galvanisation à chaud, et (ii) les méthodes de revêtement sec, y compris le brasage, le surfaçage, le dépôt physique en phase vapeur (PVD), le dépôt chimique en phase vapeur (CVD), les techniques de projection thermique et plus récemment les techniques de projection à froid 24 (Fig. 1d).
Français Les biofilms sont définis comme des communautés microbiennes qui sont irréversiblement attachées aux surfaces et entourées de polymères extracellulaires autoproduits (EPS). La formation de biofilms superficiellement matures peut entraîner des pertes importantes dans de nombreux secteurs industriels, notamment l'industrie alimentaire, les systèmes d'eau et les environnements de soins de santé. Chez l'homme, lorsque des biofilms se forment, plus de 80 % des cas d'infections microbiennes (y compris les entérobactéries et les staphylocoques) sont difficiles à traiter. De plus, il a été signalé que les biofilms matures sont 1 000 fois plus résistants au traitement antibiotique que les cellules bactériennes planctoniques, ce qui est considéré comme un défi thérapeutique majeur. Des matériaux de revêtement de surface antimicrobiens dérivés de composés organiques conventionnels ont été utilisés historiquement. Bien que ces matériaux contiennent souvent des composants toxiques potentiellement risqués pour l'homme,25,26 ils peuvent aider à éviter la transmission bactérienne et la destruction des matériaux.
Français La résistance généralisée des bactéries aux traitements antibiotiques en raison de la formation de biofilm a conduit à la nécessité de développer une surface recouverte d'une membrane antimicrobienne efficace qui peut être appliquée en toute sécurité27. Le développement d'une surface anti-adhérente physique ou chimique à laquelle les cellules bactériennes sont inhibées pour se lier et construire des biofilms en raison de l'adhésion est la première approche de ce processus27. La deuxième technologie consiste à développer des revêtements qui permettent aux produits chimiques antimicrobiens d'être délivrés précisément là où ils sont nécessaires, en quantités hautement concentrées et adaptées. Ceci est réalisé en développant des matériaux de revêtement uniques tels que le graphène/germanium28, le diamant noir29 et les revêtements en carbone de type diamant dopé au ZnO30 qui sont résistants aux bactéries, une technologie qui maximise la toxicité et le développement de la résistance en raison de la formation de biofilm sont considérablement réduits. De plus, les revêtements qui incorporent des produits chimiques germicides dans les surfaces pour fournir une protection à long terme contre la contamination bactérienne deviennent de plus en plus populaires. Bien que les trois procédures soient capables de produire des effets antimicrobiens sur les surfaces revêtues, elles ont chacune leur propre ensemble de limitations qui doivent être prises en compte lors de l'élaboration de stratégies d'application.
Les produits actuellement sur le marché sont entravés par le manque de temps pour analyser et tester les revêtements protecteurs des ingrédients biologiquement actifs. Les entreprises affirment que leurs produits offriront aux utilisateurs des aspects fonctionnels souhaitables ; Cependant, cela a été un obstacle au succès des produits actuellement sur le marché. Les composés dérivés de l'argent sont utilisés dans la grande majorité des thérapies antimicrobiennes désormais disponibles pour les consommateurs. Ces produits sont développés pour protéger les utilisateurs des effets potentiellement dangereux des micro-organismes. L'effet antimicrobien retardé et la toxicité associée des composés d'argent augmentent la pression sur les chercheurs pour développer une alternative moins nocive36,37. La création d'un revêtement antimicrobien mondial qui fonctionne à l'intérieur et à l'extérieur s'avère toujours une tâche ardue. Cela est dû aux risques associés pour la santé et la sécurité. Découvrir un agent antimicrobien moins nocif pour l'homme et déterminer comment l'incorporer dans des substrats de revêtement avec une durée de conservation plus longue est un objectif très recherché38. Les derniers matériaux antimicrobiens et anti-biofilm sont conçus pour tuer les bactéries à courte distance, soit par contact direct, soit après la libération de l'agent actif. Ils peuvent le faire en inhibant l'adhésion bactérienne initiale (y compris en neutralisant la formation d'une couche de protéines à la surface) ou en tuant les bactéries en interférant avec la paroi cellulaire.
Fondamentalement, le revêtement de surface est le processus de placement d'une autre couche sur la surface d'un composant pour améliorer les qualités liées à la surface. L'objectif du revêtement de surface est d'adapter la microstructure et/ou la composition de la région proche de la surface du composant39. Les techniques de revêtement de surface peuvent être divisées en différentes méthodes, qui sont résumées dans la Fig. 2a. Les revêtements peuvent être subdivisés en catégories thermiques, chimiques, physiques et électrochimiques, selon la méthode utilisée pour créer le revêtement.
(a) Encart montrant les principales techniques de fabrication utilisées pour la surface, et (b) avantages et inconvénients sélectionnés de la technique de projection à froid.
La technologie de projection à froid présente de nombreuses similitudes avec les méthodes de projection thermique conventionnelles. Cependant, certaines propriétés fondamentales clés rendent le procédé et les matériaux de projection à froid particulièrement uniques. La technologie de projection à froid en est encore à ses balbutiements, mais son avenir est prometteur. Dans certaines applications, ses propriétés uniques offrent de grands avantages, surmontant les limites inhérentes aux méthodes de projection thermique classiques. Elle permet de surmonter les limitations importantes de la technologie de projection thermique traditionnelle, au cours de laquelle la poudre doit être fondue pour se déposer sur le substrat. De toute évidence, ce procédé de revêtement traditionnel n'est pas adapté aux matériaux très sensibles à la température tels que les nanocristaux, les nanoparticules, les verres amorphes et métalliques40, 41, 42. De plus, les matériaux de revêtement par projection thermique présentent toujours des niveaux élevés de porosité et d'oxydes. La technologie de projection à froid présente de nombreux avantages significatifs par rapport à celle-ci, tels que (i) un apport de chaleur minimal au substrat, (ii) une flexibilité dans le choix du revêtement du substrat, (iii) l'absence de transformation de phase et de croissance des grains, (iv) une force d'adhérence élevée1,39 (Fig. 2b). De plus, la projection à froid Les matériaux de revêtement par pulvérisation ont une résistance élevée à la corrosion, une résistance et une dureté élevées, une conductivité électrique élevée et une densité élevée41.Contrairement aux avantages du procédé de pulvérisation à froid, l'utilisation de cette technique présente encore certains inconvénients, comme le montre la figure 2b.Lors du revêtement de poudres céramiques pures telles que Al2O3, TiO2, ZrO2, WC, etc., la méthode de pulvérisation à froid ne peut pas être utilisée.D'autre part, les poudres composites céramique/métal peuvent être utilisées comme matières premières pour les revêtements.Il en va de même pour les autres méthodes de pulvérisation thermique.Les surfaces compliquées et les surfaces intérieures des tuyaux sont encore difficiles à pulvériser.
Étant donné que le travail actuel vise à utiliser des poudres vitreuses métalliques comme matières premières de revêtement, il est clair que la projection thermique conventionnelle ne peut pas être utilisée à cette fin. En effet, les poudres vitreuses métalliques cristallisent à des températures élevées1.
Français La plupart des outils utilisés dans les industries médicales et alimentaires sont fabriqués à partir d'alliages d'acier inoxydable austénitique (SUS316 et SUS304) avec une teneur en chrome comprise entre 12 et 20 % en poids pour la production d'instruments chirurgicaux. Il est généralement admis que l'utilisation de chrome métallique comme élément d'alliage dans les alliages d'acier peut grandement améliorer la résistance à la corrosion des alliages d'acier standard. Les alliages d'acier inoxydable, malgré leur résistance élevée à la corrosion, ne présentent pas de propriétés antimicrobiennes significatives38,39. Cela contraste avec leur résistance élevée à la corrosion. Après cela, le développement d'une infection et d'une inflammation peut être prédit, qui est principalement causé par l'adhésion et la colonisation bactériennes à la surface des biomatériaux en acier inoxydable. Des difficultés importantes peuvent survenir en raison de difficultés importantes associées aux voies d'adhésion bactérienne et de formation de biofilm, ce qui peut entraîner une détérioration de la santé, ce qui peut avoir de nombreuses conséquences pouvant affecter directement ou indirectement la santé humaine.
Cette étude est la première phase d'un projet financé par la Fondation du Koweït pour l'avancement de la science (KFAS), contrat n° 2010-550401, pour étudier la faisabilité de la production de poudres ternaires métalliques vitreuses Cu-Zr-Ni en utilisant la technologie MA (tableau 1) pour la production d'un film antibactérien/revêtement de protection de surface SUS304. La deuxième phase du projet, qui doit démarrer en janvier 2023, examinera en détail les caractéristiques de corrosion électrochimique et les propriétés mécaniques du système. Des tests microbiologiques détaillés seront effectués pour différentes espèces bactériennes.
Français Dans cet article, l'effet de la teneur en éléments d'alliage Zr sur la capacité de formation du verre (GFA) est discuté en fonction des caractéristiques morphologiques et structurelles. De plus, les propriétés antibactériennes du revêtement en poudre de verre métallique revêtu/composite SUS304 ont également été discutées. De plus, des travaux actuels ont été menés pour étudier la possibilité d'une transformation structurelle des poudres de verre métallique se produisant lors de la projection à froid dans la région liquide sous-refroidie des systèmes de verre métallique fabriqués. À titre d'exemples représentatifs, les alliages de verre métallique Cu50Zr30Ni20 et Cu50Zr20Ni30 ont été utilisés dans cette étude.
Dans cette section, les changements morphologiques des poudres élémentaires de Cu, Zr et Ni dans le broyage à boulets à faible énergie sont présentés. À titre d'exemples illustratifs, deux systèmes différents constitués de Cu50Zr20Ni30 et Cu50Zr40Ni10 seront utilisés comme exemples représentatifs. Le processus MA peut être divisé en trois étapes distinctes, comme le montre la caractérisation métallographique de la poudre produite pendant l'étape de broyage (Figure 3).
Caractéristiques métallographiques des poudres d'alliage mécanique (MA) obtenues après différentes étapes de broyage à boulets. Les images de microscopie électronique à balayage à émission de champ (FE-SEM) des poudres MA et Cu50Zr40Ni10 obtenues après des temps de broyage à boulets à faible énergie de 3, 12 et 50 h sont présentées dans (a), (c) et (e) pour le système Cu50Zr20Ni30, tandis que dans le même MA, les images correspondantes du système Cu50Zr40Ni10 prises après un certain temps sont présentées dans (b), (d) et (f).
Lors du broyage à boulets, l'énergie cinétique effective transférable à la poudre métallique est affectée par la combinaison de paramètres, comme illustré à la Fig. 1a. Cela comprend les collisions entre les boulets et les poudres, le cisaillement par compression de la poudre coincée entre les corps de broyage, l'impact des boulets en chute, le cisaillement et l'usure dus à l'entraînement de la poudre entre les corps de broyage en mouvement, et l'onde de choc traversant les boulets en chute se propageant à travers les charges de récolte (Fig. 1a). Les poudres élémentaires de Cu, Zr et Ni ont été fortement déformées par soudage à froid au début de l'AM (3 h), ce qui a donné naissance à de grosses particules de poudre (> 1 mm de diamètre). Ces grosses particules composites sont caractérisées par la formation d'épaisses couches d'éléments d'alliage (Cu, Zr, Ni), comme illustré aux Fig. 3a, b. L'augmentation du temps d'AM à 12 h (étape intermédiaire) a entraîné une augmentation de l'énergie cinétique du broyeur à boulets, ce qui a entraîné la décomposition de la poudre composite en poudres plus fines (moins de 200 µm), comme illustré à la Fig. 3c, d. À ce stade, la force de cisaillement appliquée conduit à la formation d'une nouvelle surface métallique avec de fines couches de Cu, Zr, Ni, comme le montre la Fig. 3c, d. À la suite du raffinement des couches, des réactions en phase solide se produisent à l'interface des paillettes pour générer de nouvelles phases.
Au point culminant du processus MA (après 50 h), la métallographie feuilletée n'était que faiblement visible (Fig. 3e, f), mais la surface polie de la poudre présentait une métallographie miroir. Cela signifie que le processus MA a été terminé et que la création d'une seule phase de réaction s'est produite. La composition élémentaire des régions indexées sur la Fig. 3e (I, II, III), f, v, vi) a été déterminée en utilisant la microscopie électronique à balayage à émission de champ (FE-SEM) combinée à la spectroscopie de rayons X à dispersion d'énergie (EDS) (IV).
Français Dans le tableau 2, les concentrations élémentaires d'éléments d'alliage sont présentées en pourcentage du poids total de chaque région sélectionnée dans la Fig. 3e,f.En comparant ces résultats avec les compositions nominales de départ de Cu50Zr20Ni30 et Cu50Zr40Ni10 répertoriées dans le tableau 1, on peut voir que les compositions de ces deux produits finaux ont des valeurs très similaires aux compositions nominales.De plus, les valeurs relatives des composants pour les régions répertoriées dans la Fig. 3e,f n'impliquent pas de détérioration ou de fluctuation significative de la composition de chaque échantillon d'une région à l'autre.Ceci est démontré par le fait qu'il n'y a pas de changement de composition d'une région à l'autre.Cela indique la production de poudres d'alliage homogènes, comme le montre le tableau 2.
Français Des micrographies FE-SEM de la poudre de Cu50(Zr50−xNix) du produit final ont été obtenues après 50 fois MA, comme indiqué dans la Fig. 4a–d, où x est respectivement de 10, 20, 30 et 40 at.%. Après cette étape de broyage, la poudre s'agrège en raison de l'effet van der Waals, ce qui entraîne la formation de gros agrégats constitués de particules ultrafines avec des diamètres allant de 73 à 126 nm, comme indiqué dans la Figure 4.
Caractéristiques morphologiques des poudres Cu50(Zr50−xNix) obtenues après un temps MA de 50 h. Pour les systèmes Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30, Cu50Zr10Ni40, les images FE-SEM des poudres obtenues après 50 temps MA sont présentées respectivement dans (a), (b), (c) et (d).
Français Avant de charger les poudres dans un doseur à pulvérisation froide, elles ont d'abord été soniquées dans de l'éthanol de qualité analytique pendant 15 minutes, puis séchées à 150 °C pendant 2 heures. Cette étape doit être franchie pour lutter avec succès contre l'agglomération qui cause souvent de nombreux problèmes importants tout au long du processus de revêtement. Une fois le processus MA terminé, d'autres caractérisations ont été effectuées pour étudier l'homogénéité des poudres d'alliage. Les figures 5a à d montrent les micrographies FE-SEM et les images EDS correspondantes des éléments d'alliage Cu, Zr et Ni de l'alliage Cu50Zr30Ni20 obtenus respectivement après 50 h de temps M. Il convient de noter que les poudres d'alliage produites après cette étape sont homogènes car elles ne présentent aucune fluctuation de composition au-delà du niveau sub-nanométrique, comme le montre la figure 5.
Morphologie et distribution élémentaire locale de la poudre MG Cu50Zr30Ni20 obtenue après 50 MA par spectroscopie de rayons X à dispersion d'énergie (EDS) FE-SEM. (a) Cartographie SEM et EDS des rayons X des images (b) Cu-Kα, (c) Zr-Lα et (d) Ni-Kα.
Français Les modèles de DRX des poudres alliées mécaniquement Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30 et Cu50Zr20Ni30 obtenues après un temps MA de 50 h sont présentés respectivement dans les figures 6a à 6d. Après cette étape de broyage, tous les échantillons avec différentes concentrations de Zr ont montré des structures amorphes avec des modèles de diffusion de halo caractéristiques présentés dans la figure 6.
Diagrammes de DRX des poudres (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 et (d) Cu50Zr20Ni30 après un temps MA de 50 h. Tous les échantillons sans exception ont montré un modèle de diffusion de halo, impliquant la formation d'une phase amorphe.
La microscopie électronique à transmission à haute résolution à émission de champ (FE-HRTEM) a été utilisée pour observer les changements structurels et comprendre la structure locale des poudres résultant du broyage à boulets à différents temps de MA. Les images FE-HRTEM des poudres obtenues après les étapes précoces (6 h) et intermédiaires (18 h) du broyage pour les poudres Cu50Zr30Ni20 et Cu50Zr40Ni10 sont présentées respectivement dans les figures 7a et 7c. D'après l'image en champ clair (BFI) de la poudre produite après MA​​ 6 h, la poudre est composée de gros grains avec des limites bien définies des éléments fcc-Cu, hcp-Zr et fcc-Ni, et il n'y a aucun signe que la phase de réaction s'est formée, comme le montre la figure 7a. De plus, le diagramme de diffraction de zone sélectionnée corrélé (SADP) pris dans la région médiane de (a) a révélé un diagramme de diffraction de cuspide (Fig. 7b), indiquant la présence de gros cristallites et l'absence d'un phase réactive.
Caractérisation structurale locale de la poudre MA obtenue après les étapes précoces (6 h) et intermédiaires (18 h). (a) Microscopie électronique à transmission à haute résolution à émission de champ (FE-HRTEM), et (b) le diagramme de diffraction de zone sélectionnée (SADP) correspondant de la poudre de Cu50Zr30Ni20 après traitement MA pendant 6 h. L'image FE-HRTEM de Cu50Zr40Ni10 obtenue après un temps MA de 18 h est présentée en (c).
Comme le montre la Fig. 7c, l'extension de la durée de l'AM à 18 h a entraîné de graves défauts de réseau combinés à une déformation plastique. Au cours de cette étape intermédiaire du processus d'AM, la poudre présente divers défauts, notamment des défauts d'empilement, des défauts de réseau et des défauts ponctuels (Figure 7). Ces défauts provoquent la division des gros grains le long de leurs joints de grains en sous-grains de tailles inférieures à 20 nm (Fig. 7c).
Français La structure locale de la poudre de Cu50Z30Ni20 broyée pendant 36 h MA présente la formation de nanograins ultrafins intégrés dans une matrice fine amorphe, comme illustré à la Fig. 8a. L'analyse EDS locale a indiqué que les nanoagrégats illustrés à la Fig. 8a étaient associés à des éléments d'alliage de poudre de Cu, Zr et Ni non traités. Dans le même temps, la teneur en Cu de la matrice fluctuait d'environ 32 at.% (zone pauvre) à environ 74 at.% (zone riche), indiquant la formation de produits hétérogènes. De plus, les SADP correspondants des poudres obtenues après broyage à ce stade présentent des anneaux primaires et secondaires halodiffusants de phase amorphe, se chevauchant avec des pointes acérées associées à ces éléments d'alliage bruts, comme illustré à la Fig. 8b.
Au-delà de 36 h-Caractéristiques structurelles locales à l'échelle nanométrique de la poudre Cu50Zr30Ni20. (a) Image en champ clair (BFI) et (b) SADP correspondante de la poudre Cu50Zr30Ni20 obtenue après broyage pendant 36 h de temps MA.
Français Vers la fin du processus MA (50 h), les poudres Cu50(Zr50−xNix), X; 10, 20, 30 et 40 at.% présentent invariablement une morphologie de phase amorphe labyrinthique comme le montre la Fig. 9a–d. Dans le SADP correspondant de chaque composition, ni diffractions ponctuelles ni motifs annulaires nets n'ont pu être détectés. Cela indique qu'aucun métal cristallin non traité n'est présent, mais plutôt qu'une poudre d'alliage amorphe est formée. Ces SADP corrélés montrant des motifs de diffusion de halo ont également été utilisés comme preuve du développement de phases amorphes dans le matériau du produit final.
Structure locale du produit final du système MG Cu50 (Zr50−xNix).FE-HRTEM et diagrammes de diffraction de nanofaisceaux corrélés (NBDP) de (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 et (d) Cu50Zr10Ni40 obtenus après 50 h de MA.
Français La stabilité thermique de la température de transition vitreuse (Tg), de la région liquide sous-refroidie (ΔTx) et de la température de cristallisation (Tx) en fonction de la teneur en Ni (x) du système amorphe Cu50(Zr50−xNix) a été étudiée en utilisant la calorimétrie différentielle à balayage (DSC) des propriétés sous flux de gaz He. Les traces DSC des poudres d'alliage amorphe Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20 et Cu50Zr10Ni40 obtenues après un temps MA de 50 h sont présentées respectivement dans les figures 10a, b, e. Tandis que la courbe DSC de Cu50Zr20Ni30 amorphe est présentée séparément dans la figure 10c. Pendant ce temps, l'échantillon de Cu50Zr30Ni20 chauffé à ~700 °C dans DSC est présenté dans la figure 10d.
Stabilité thermique des poudres MG Cu50(Zr50−xNix) obtenues après un temps MA de 50 h, indexé par la température de transition vitreuse (Tg), la température de cristallisation (Tx) et la région liquide sous-refroidie (ΔTx). Thermogrammes du calorimètre à balayage différentiel (DSC) des poudres d'alliage MG (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 et (e) Cu50Zr10Ni40 après un temps MA de 50 h. Le diagramme de diffraction des rayons X (DRX) de l'échantillon Cu50Zr30Ni20 chauffé à ~700 °C en DSC est présenté en (d).
Comme le montre la figure 10, les courbes DSC de toutes les compositions avec différentes concentrations en Ni (x) indiquent deux cas différents, l'un endothermique et l'autre exothermique. Le premier événement endothermique correspond à Tg, tandis que le second est lié à Tx. La région horizontale qui existe entre Tg et Tx est appelée région liquide sous-refroidie (ΔTx = Tx – Tg). Les résultats montrent que les valeurs de Tg et Tx de l'échantillon de Cu50Zr40Ni10 (Fig. 10a), placé à 526 °C et 612 °C, déplacent la teneur (x) à 20 at.% vers le côté basse température de 482 °C et 563 °C avec l'augmentation de la teneur en Ni (x), respectivement, comme le montre la figure 10b. Par conséquent, le ΔTx de Cu50Zr40Ni10 diminue de 86 °C (Fig. 10a) à 81 °C pour Français Cu50Zr30Ni20 (Fig. 10b).Pour l'alliage MG Cu50Zr40Ni10, il a également été observé que les valeurs de Tg, Tx et ΔTx ont diminué au niveau de 447°C, 526°C et 79°C (Fig. 10b).Cela indique que l'augmentation de la teneur en Ni conduit à une diminution de la stabilité thermique de l'alliage MG.En revanche, la valeur Tg (507°C) de l'alliage MG Cu50Zr20Ni30 est inférieure à celle de l'alliage MG Cu50Zr40Ni10 ; néanmoins, son Tx montre une valeur comparable à la première (612°C).Par conséquent, ΔTx présente une valeur plus élevée (87°C), comme le montre la Fig. 10c.
Le système MG Cu50(Zr50−xNix), en prenant l'alliage MG Cu50Zr20Ni30 comme exemple, cristallise à travers un pic exothermique aigu dans les phases cristallines de fcc-ZrCu5, orthorhombique-Zr7Cu10 et orthorhombique-ZrNi (Fig. 10c). Cette transition de phase amorphe à cristalline a été confirmée par DRX de l'échantillon MG (Fig. 10d), qui a été chauffé à 700 °C en DSC.
Français La figure 11 montre des photographies prises pendant le processus de projection à froid réalisé dans le travail actuel. Dans cette étude, les particules de poudre de type verre métallique synthétisées après un temps MA de 50 h (en prenant Cu50Zr20Ni30 comme exemple) ont été utilisées comme matières premières antibactériennes, et la plaque d'acier inoxydable (SUS304) a été revêtue par la technologie de projection à froid. La méthode de projection à froid a été choisie pour le revêtement dans la série de technologies de projection thermique car c'est la méthode la plus efficace dans la série de projection thermique et peut être utilisée pour les matériaux métalliques métastables sensibles à la température tels que les poudres amorphes et nanocristallines, qui ne sont pas soumises à des transitions de phase. C'est le principal facteur dans le choix de cette méthode. Le processus de projection à froid est réalisé en utilisant des particules à grande vitesse qui convertissent l'énergie cinétique des particules en déformation plastique, contrainte et chaleur lors de l'impact avec le substrat ou des particules précédemment déposées.
Les photos sur le terrain montrent la procédure de pulvérisation à froid utilisée pour cinq préparations consécutives de revêtement MG/SUS 304 à 550 °C.
L'énergie cinétique des particules, et donc l'impulsion de chaque particule dans la formation du revêtement, doit être convertie en d'autres formes d'énergie par des mécanismes tels que la déformation plastique (interactions initiales entre particules et entre particules dans le substrat et interactions entre particules), les vides, la consolidation, la rotation entre particules, la déformation et finalement la chaleur 39. De plus, si toute l'énergie cinétique entrante n'est pas convertie en chaleur et en énergie de déformation, le résultat est une collision élastique, ce qui signifie que les particules rebondissent simplement après l'impact. Il a été souligné que 90 % de l'énergie d'impact appliquée au matériau particule/substrat est convertie en chaleur locale 40. De plus, lorsqu'une contrainte d'impact est appliquée, des taux de déformation plastique élevés sont atteints dans la région de contact particule/substrat en très peu de temps41,42.
La déformation plastique est généralement considérée comme un processus de dissipation d'énergie, ou plus précisément, une source de chaleur dans la région interfaciale. Cependant, l'augmentation de la température dans la région interfaciale n'est généralement pas suffisante pour produire une fusion interfaciale ou pour favoriser de manière significative l'interdiffusion atomique. Aucune publication connue des auteurs n'étudie l'effet des propriétés de ces poudres vitreuses métalliques sur l'adhérence et le dépôt de poudre qui se produisent lorsque des méthodes de projection à froid sont utilisées.
Le BFI de la poudre d'alliage MG Cu50Zr20Ni30 est visible sur la figure 12a, qui a été appliquée sur un substrat SUS 304 (figures 11 et 12b). Comme le montre la figure, les poudres appliquées conservent leur structure amorphe d'origine, car elles présentent une structure labyrinthique délicate, sans caractéristiques cristallines ni défauts de réseau. D'autre part, l'image indique la présence d'une phase étrangère, comme le suggèrent les nanoparticules incorporées dans la matrice de poudre appliquée sur le MG (figure 12a). La figure 12c illustre le diagramme de diffraction de nanofaisceau indexé (NBDP) associé à la région I (figure 12a). Comme le montre la figure 12c, le NBDP présente un faible diagramme de diffusion de halo de structure amorphe et coexiste avec des zones nettes correspondant à la phase cristalline cubique Zr2Ni métastable plus CuO tétragonale. La formation de CuO peut être attribuée à l'oxydation de la poudre lors de son déplacement depuis la buse du pistolet de pulvérisation sur SUS 304 à l'air libre sous flux supersonique.D'autre part, la dévitrification des poudres vitreuses métalliques a permis la formation de grandes phases cubiques après un traitement de projection à froid à 550 °C pendant 30 min.
(a) Image FE-HRTEM de poudre MG revêtue sur (b) substrat SUS 304 (encart de la figure). L'indice NBDP du symbole circulaire représenté en (a) est représenté en (c).
Pour vérifier ce mécanisme potentiel de formation de grandes nanoparticules cubiques de Zr2Ni, une expérience indépendante a été réalisée. Dans cette expérience, les poudres ont été pulvérisées à partir d'un pistolet pulvérisateur à 550 °C en direction du substrat SUS 304 ; cependant, pour élucider l'effet de recuit des poudres, elles ont été retirées de la bande SUS304 le plus rapidement possible (environ 60 secondes). Une autre série d'expériences a été réalisée dans laquelle la poudre a été retirée du substrat environ 180 secondes après le dépôt.
Français Les figures 13a, b montrent des images en champ sombre (DFI) obtenues par microscopie électronique à transmission par balayage (STEM) de deux matériaux pulvérisés déposés sur des substrats SUS 304 pendant 60 s et 180 s, respectivement. L'image de poudre déposée pendant 60 secondes ne présente aucun détail morphologique, montrant une absence de caractéristiques (Fig. 13a). Ceci a également été confirmé par XRD, qui a indiqué que la structure générale de ces poudres était amorphe, comme l'indiquent les larges maxima de diffraction primaire et secondaire présentés dans la figure 14a. Ceux-ci indiquent l'absence de précipitation métastable/mésophase, où la poudre conserve sa structure amorphe d'origine. En revanche, la poudre pulvérisée à la même température (550 °C), mais laissée sur le substrat pendant 180 s, a montré la précipitation de grains de taille nanométrique, comme indiqué par les flèches dans la figure 13b.