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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 biofilms a conduit au développement de diverses méthodes de revêtement et de nouveaux matériaux. La technologie a augmenté car il s'agit d'une méthode appropriée pour le traitement des matériaux sensibles à la température. Une partie du but de cette étude était de développer un nouveau verre métallique à film antibactérien 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 pulvérisation à froid de surfaces en acier inoxydable à basse température.
Tout au long de l'histoire de l'humanité, toute société a été en mesure de concevoir et de promouvoir l'introduction de nouveaux matériaux qui répondent à ses exigences spécifiques, ce qui a permis d'améliorer les performances et le classement dans une économie mondialisée1. Cela a toujours été 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 afin d'obtenir des gains dans les domaines de la santé, de l'éducation, de l'industrie, de l'économie, de la culture et d'autres domaines d'un pays ou d'une région à l'autre. Les progrès sont mesurés quel que soit le pays ou la région.2 Pendant 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.
L'ajout d'éléments d'alliage, la modification de la microstructure du matériau et l'application de techniques de traitement thermiques, mécaniques ou thermomécaniques ont entraîné des améliorations significatives des propriétés mécaniques, chimiques et physiques d'une variété de matériaux différents.De plus, des composés jusqu'ici inconnus ont été synthétisés avec succès à ce stade.Ces efforts persistants ont engendré une nouvelle famille de matériaux innovants, collectivement connus sous le nom de matériaux avancés2. , 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 de déséquilibre est souvent ajouté. Suite à 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.
Son travail à Caltech en 1960 a 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. La découverte du professeur Pol Duwez a non seulement marqué 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 des 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, 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. ;(i) ductilité mécanique et limite d'élasticité élevées, (ii) perméabilité magnétique élevée, (iii) faible coercivité, (iv) résistance à la corrosion inhabituelle, (v) indépendance vis-à-vis de la température La conductivité de 6,7.
L'alliage mécanique (AM)1,8 est une technique relativement nouvelle, introduite pour la première fois en 19839 par le professeur CC Kock et ses collègues. Ils ont préparé des poudres Ni60Nb40 amorphes en broyant un mélange d'éléments purs à des températures ambiantes très proches de la température ambiante.Typiquement, la réaction MA est effectuée entre le couplage diffusif des poudres de matériau réactif 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'alliage de verre amorphe/métallique à l'aide de broyeurs à boulets à basse (Fig. 1c) et à haute énergie, ainsi que des broyeurs à barres 11, 12, 13, 14, 15, 16. En particulier, cette méthode a été utilisé pour préparer des systèmes non miscibles tels que Cu-Ta17, ainsi que des alliages à haut point de fusion tels que les systèmes de métaux de transition Al (TM; Zr, Hf, Nb et Ta)18,19 et Fe-W20, qui ne peuvent pas être obtenus par les voies de préparation conventionnelles. s, nanodiamants, ainsi qu'une large stabilisation 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 basse énergie.(a) Le matériau de départ est chargé dans un cylindre d'outils avec des billes d'acier à outils, et (b) est scellé dans une boîte à gants remplie d'atmosphère He.(c) A 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. 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 (inférieurs à 10-20 micromètres) à plus de 30 micromètres ou même quelques millimètres, de nombreuses méthodes et techniques peuvent être appliquées. (CVD), les techniques de projection thermique et plus récemment les techniques de projection à froid 24 (Fig. 1d).
Les biofilms sont définis comme des communautés microbiennes qui sont fixées de manière irréversible aux surfaces et entourées de polymères extracellulaires autoproduits. plus résistantes au traitement antibiotique par rapport aux 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 toujours été utilisés.Bien que ces matériaux contiennent souvent des composants toxiques potentiellement dangereux pour les humains,25,26 cela peut aider à éviter la transmission bactérienne et la destruction des matériaux.
La résistance généralisée des bactéries aux traitements antibiotiques en raison de la formation de biofilm a conduit à la nécessité de développer une surface revêtue d'une membrane antimicrobienne efficace qui peut être appliquée en toute sécurité. 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'adhérence est la première approche de ce processus. Les revêtements de carbone de type diamant dopés au manium28, au diamant noir29 et au ZnO30 qui sont résistants aux bactéries, une technologie qui maximise la toxicité et le développement de la résistance dus à la formation de biofilms sont considérablement réduits.
Les produits actuellement sur le marché sont entravés par le manque de temps pour analyser et tester les revêtements protecteurs pour les ingrédients biologiquement actifs. Les entreprises affirment que leurs produits fourniront 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 actuellement disponibles pour les consommateurs. Ces produits sont développés pour protéger les utilisateurs contre les effets potentiellement dangereux des micro-organismes. et la sécurité. Découvrir un agent antimicrobien moins nocif pour l'homme et comprendre 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.
Fondamentalement, le revêtement de surface est le processus consistant à placer 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 à 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) certains avantages et inconvénients de la technique de projection à froid.
La technologie de pulvérisation à froid partage de nombreuses similitudes avec les méthodes de pulvérisation thermique conventionnelles. Cependant, il existe également certaines propriétés fondamentales qui rendent le processus de pulvérisation à froid et les matériaux de pulvérisation à froid particulièrement uniques. La technologie de pulvérisation à froid en est encore à ses balbutiements, mais a un brillant avenir. convient 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 pulvérisation thermique présentent toujours des niveaux élevés de porosité et d'oxydes.2b). En outre, les matériaux de revêtement par pulvérisation à froid 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, cette technique présente encore certains inconvénients, comme le montre la figure 2b. autres méthodes de pulvérisation thermique. Les surfaces compliquées et les surfaces intérieures des tuyaux sont encore difficiles à pulvériser.
Etant donné que les travaux actuels visent 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 haute température1.
La plupart des outils utilisés dans les industries médicales et alimentaires sont constitués 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. leur haute résistance à la corrosion.Après cela, on peut prédire le développement d'infections et d'inflammations, qui sont principalement causées 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 liées à l'adhésion bactérienne et aux voies de formation de biofilms, 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 koweïtienne pour l'avancement des sciences (KFAS), contrat n° 2010-550401, visant à étudier la faisabilité de la production de poudres ternaires métalliques vitreuses de Cu-Zr-Ni à l'aide de 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.
Dans cet article, l'effet de la teneur en éléments d'alliage Zr sur la capacité de formation de verre (GFA) est discuté sur la base des caractéristiques morphologiques et structurelles. Des alliages de verre métallique 20Ni30 ont été utilisés dans cette étude.
Dans cette section, les changements morphologiques des poudres élémentaires de Cu, Zr et Ni dans le broyage à billes à basse 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 lors de l'étape de broyage (Figure 3).
Les caractéristiques métallographiques des poudres d'alliage mécanique (AM) obtenues après différentes étapes de temps de broyage à billes. 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 billes à basse énergie de 3, 12 et 50 h sont présentées en (a), (c) et (e) pour le système Cu50Zr20Ni30, tandis que dans le même MA Images correspondantes du système Cu50Zr40Ni10 prises après le temps sont indiqués en (b), (d) et (f).
Pendant le broyage à boulets, l'énergie cinétique effective qui peut être transférée à la poudre métallique est affectée par la combinaison de paramètres, comme illustré à la Fig. 1a. Cela comprend les collisions entre les billes et les poudres, le cisaillement par compression de la poudre coincée entre ou entre les éléments de broyage, l'impact des chutes de billes, le cisaillement et l'usure dus à la traînée de poudre entre les éléments de broyage à billes en mouvement et l'onde de choc traversant les chutes de billes réparties à travers les charges de récolte (Fig. 1a). soudage au stade précoce de MA (3 h), résultant en de grosses particules de poudre (> 1 mm de diamètre). Ces grosses particules composites sont caractérisées par la formation de couches épaisses d'éléments d'alliage (Cu, Zr, Ni), comme le montre la Fig. 3a, b. 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 illustré à la Fig. 3c, d. À la suite du raffinement de la couche, des réactions en phase solide se produisent à l'interface des flocons 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 est terminé et qu'une seule phase de réaction s'est produite. Spectroscopie aux rayons X (EDS) (IV).
Dans le tableau 2, les concentrations élémentaires d'éléments d'alliage sont présentées en pourcentage du poids total de chaque région sélectionnée sur la figure 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. détérioration ou fluctuation de la composition de chaque échantillon d'une région à l'autre. Ceci est mis en évidence 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'alliages homogènes, comme le montre le tableau 2.
Des micrographies FE-SEM de la poudre Cu50(Zr50−xNix) du produit final ont été obtenues après 50 MA fois, comme le montre la Fig. 4a–d, où x est respectivement de 10, 20, 30 et 40 at.%. dans la Figure 4.
Caractéristiques morphologiques des poudres Cu50(Zr50−xNix) obtenues après un temps MA de 50 h.
Avant de charger les poudres dans un chargeur de pulvérisation à froid, elles ont d'abord été soniquées dans de l'éthanol de qualité analytique pendant 15 minutes, puis séchées à 150 ° C pendant 2 heures. ing éléments de l'alliage Cu50Zr30Ni20 obtenus après 50 h de temps M, respectivement.
Morphologie et distribution élémentaire locale de la poudre MG Cu50Zr30Ni20 obtenue après 50 MA fois par FE-SEM/spectroscopie à rayons X à dispersion d'énergie (EDS). (a) Cartographie SEM et EDS aux rayons X de (b) Images Cu-Kα, (c) Zr-Lα et (d) Ni-Kα.
Les schémas XRD des poudres Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30 et Cu50Zr20Ni30 alliées mécaniquement obtenues après un temps MA de 50 h sont illustrés respectivement aux Fig.
Modèles XRD 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 halo, impliquant la formation d'une phase amorphe.
Émission de champ à haute résolution La microscopie électronique à transmission à haute résolution (FE-HRTEM) a été utilisée pour observer les changements structurels et comprendre la structure locale des poudres résultant du broyage à billes à différents moments de MA.Fe-Hrtem Images des poudres obtenues après les stades précoces (6 h) et intermédiaire (18 h) de Milling pour les modules de mil à l'image de champ brillant (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. ), indiquant la présence de grandes cristallites et l'absence d'une phase réactive.
Caractérisation structurelle locale de la poudre MA obtenue après les étapes précoces (6 h) et intermédiaires (18 h). (a) Microscopie électronique à transmission haute résolution à émission de champ (FE-HRTEM), et (b) le diagramme de diffraction de zone sélectionnée correspondant (SADP) de la poudre Cu50Zr30Ni20 après traitement MA pendant 6 h. L'image FE-HRTEM de Cu50Zr40Ni10 obtenue après un temps MA de 18 h est montrée en (c).
Comme le montre la figure 7c, l'extension de la durée de MA à 18 h a entraîné de graves défauts de réseau combinés à une déformation plastique. Au cours de cette étape intermédiaire du processus MA, la poudre présente divers défauts, notamment des défauts d'empilement, des défauts de réseau et des défauts ponctuels (figure 7).
La structure locale de la poudre de Cu50Z30Ni20 broyée pendant 36 h MA a la formation de nanograins ultrafins intégrés dans une matrice fine amorphe, comme le montre la Fig. 8a.L'analyse EDS locale a indiqué que ces nanoclusters montrés à la Fig. indiquant la formation de produits hétérogènes. De plus, les SADP correspondants des poudres obtenues après broyage à ce stade montrent des anneaux primaires et secondaires diffusant des halos 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-Cu50Zr30Ni20 caractéristiques structurelles locales à l'échelle nanométrique de la poudre. (a) Image en champ clair (BFI) et correspondant (b) SADP de la poudre Cu50Zr30Ni20 obtenue après broyage pendant 36 h MA.
Vers la fin du processus MA (50 h), Cu50(Zr50−xNix), X ;Les poudres à 10, 20, 30 et 40 at.% ont invariablement une morphologie de phase amorphe labyrinthique, comme le montre la Fig. 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.
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 à l'aide de la calorimétrie différentielle à balayage (DSC) des propriétés sous flux de gaz He. les poudres obtenues après un temps MA de 50 h sont illustrées aux Fig. 10a, b, e, respectivement. Tandis que la courbe DSC du Cu50Zr20Ni30 amorphe est illustrée séparément à la Fig.
Stabilité thermique des poudres Cu50(Zr50−xNix) MG obtenues après un temps MA de 50 h, indexée par la température de transition vitreuse (Tg), la température de cristallisation (Tx) et la région liquide sous-refroidie (ΔTx). ) Poudres d'alliage Cu50Zr10Ni40 MG après un temps MA de 50 h. Le diagramme de diffraction des rayons X (XRD) de l'échantillon Cu50Zr30Ni20 chauffé à ~ 700 ° C en DSC est illustré en (d).
Comme le montre la figure 10, les courbes DSC de toutes les compositions avec différentes concentrations de 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 de portée horizontale qui existe entre Tg et Tx est appelée la région liquide sous-refroidie (ΔTx = Tx - Tg). placé à 526 °C et 612 °C, déplacez la teneur (x) de 20 at. % vers le côté basse température de 482 °C et 563 °C avec une augmentation de la teneur en Ni (x), respectivement, comme le montre la figure 10b. (Fig. 10b). Pour l'alliage MG Cu50Zr40Ni10, il a également été observé que les valeurs de Tg, Tx et ΔTx diminuaient au niveau de 447°C, 526°C et 79°C (Fig. 10b). Ceci indique que l'augmentation de la teneur en Ni entraîne une diminution de la stabilité thermique de l'alliage MG. L'alliage Ni30 est inférieur à celui de l'alliage MG Cu50Zr40Ni10 ;néanmoins, sa Tx présente une valeur comparable à la précédente (612 °C). Par conséquent, ΔTx présente une valeur plus élevée (87 °C), comme le montre la figure 10c.
Le système MG Cu50(Zr50−xNix), en prenant l'alliage MG Cu50Zr20Ni30 comme exemple, cristallise à travers un pic exothermique net 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 XRD de l'échantillon MG (Fig. 10d), qui a été chauffé 700 °C en DSC.
La figure 11 montre des photographies prises pendant le processus de pulvérisation à froid effectué dans le cadre des travaux en cours. Dans cette étude, les particules de poudre métallique ressemblant à du verre 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 pulvérisation à froid. matériaux sensibles à la température tels que les poudres amorphes et nanocristallines, qui ne sont pas soumis à des transitions de phase. C'est le principal facteur dans le choix de cette méthode. Le processus de pulvérisation à froid est réalisé en utilisant des particules à grande vitesse qui convertissent l'énergie cinétique des particules en déformation plastique, déformation et chaleur lors de l'impact avec le substrat ou les particules précédemment déposées.
Les photos de 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 la quantité de mouvement 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 (particule initiale et interactions particule-particule dans le substrat et les interactions particule), la consolidation des vides, la rotation particule-particule, la déformation et finalement la chaleur. 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 un temps très court41,42.
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.
Le BFI de la poudre d'alliage MG Cu50Zr20Ni30 peut être vu sur la Fig. 12a, qui a été enduite sur un substrat SUS 304 (Figs. 11, 12b). matrice de poudre enrobée (Fig. 12a). pistolet à 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 par pulvérisation à froid à 550 ° C pendant 30 min.
( a ) Image FE-HRTEM de la poudre MG enduite sur ( b ) substrat SUS 304 (encadré 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 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 aussi rapidement que 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.
Les figures 13a,b montrent des images en fond noir (DFI) obtenues par microscopie électronique à transmission à 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 n'a aucun détail morphologique, montrant l'absence de traits (Fig. 13a). ma montré sur 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 nanométriques, comme indiqué par les flèches sur la figure 13b.