Grazas por visitar Nature.com.A versión do navegador que estás a usar ten compatibilidade limitada para CSS. Para obter unha mellor experiencia, recomendámosche que utilices un navegador actualizado (ou desactives o modo de compatibilidade en Internet Explorer). Mentres tanto, para garantir a asistencia continua, mostraremos o sitio sen estilos e JavaScript.
Os biopelículas son un compoñente importante no desenvolvemento de infeccións crónicas, especialmente cando están implicados dispositivos médicos. Este problema supón un gran desafío para a comunidade médica, xa que os antibióticos estándar só poden erradicar biopelículas nunha medida moi limitada. A prevención da formación de biopelículas levou ao desenvolvemento de varios métodos de revestimento e novos materiais. Estes métodos teñen como obxectivo recubrir as superficies dunha forma que inhibe especialmente a formación de aleacións de cobre e biotitanio. Os metais, xurdiron como revestimentos antimicrobianos ideais. Ao mesmo tempo, o uso da tecnoloxía de pulverización en frío aumentou xa que é un método axeitado para procesar materiais sensibles á temperatura. Parte do propósito deste estudo foi desenvolver unha nova película antibacteriana de vidro metálico composta por Cu-Zr-Ni ternario utilizando técnicas de aliaxe mecánica. baixas temperaturas.Os substratos revestidos con vidro metálico foron capaces de reducir significativamente a formación de biopelículas en polo menos 1 log en comparación co aceiro inoxidable.
Ao longo da historia da humanidade, calquera sociedade foi capaz de deseñar e promover a introdución de novos materiais que cumpran os seus requisitos específicos, o que resultou nunha mellora do rendemento e da clasificación nunha economía globalizada.2 Durante 60 anos, os científicos de materiais dedicaron gran parte do seu tempo a centrarse nunha preocupación principal: a procura de materiais novos e de vangarda. As investigacións recentes centráronse en mellorar a calidade e o rendemento dos materiais existentes, así como en sintetizar e inventar tipos de materiais totalmente novos.
A adición de elementos de aliaxe, a modificación da microestrutura do material e a aplicación de técnicas de procesamento térmico, mecánico ou termomecánico deron lugar a melloras significativas nas propiedades mecánicas, químicas e físicas dunha variedade de materiais diferentes. Ademais, neste punto sintetizáronse con éxito compostos ata agora inéditos. Estes esforzos persistentes xeraron unha nova familia de materiais innovadores, coñecidas como nanopartículas colectivas. Os nanotubos, os puntos cuánticos, os cristais metálicos amorfos de dimensión cero e as aliaxes de alta entropía son só algúns exemplos de materiais avanzados introducidos no mundo desde mediados do século pasado. Cando se fabrican e desenvolven novas aliaxes con propiedades superiores, xa sexa no produto final ou nas etapas intermedias da súa produción, o problema do desequilibrio engádese a miúdo desde a implementación de novas técnicas de equilibrio e metas de equilibrio. Descubríronse aliaxes de mesa, coñecidas como vidros metálicos.
O seu traballo en Caltech en 1960 trouxo unha revolución no concepto de aliaxes metálicas cando sintetizou aliaxes vítreas de Au-25 at.% Si solidificando rapidamente líquidos a case un millón de graos por segundo. es na síntese de aliaxes MG, case todos os cristais metálicos foron producidos na súa totalidade mediante un dos seguintes métodos;(i) solidificación rápida do fundido ou vapor, (ii) desorde atómico da rede, (iii) reaccións de amorfización en estado sólido entre elementos metálicos puros e (iv) transicións de estado sólido de fases metaestables.
Os MG distínguense pola súa falta da orde atómica de longo alcance asociada aos cristais, que é unha característica definitoria dos cristais. No mundo actual, producíronse grandes progresos no campo do vidro metálico. Son materiais novos con propiedades interesantes que son de interese non só na física do estado sólido, senón tamén na metalurxia, na química de superficies e en moitos outros tipos de tecnoloxías dos materiais sólidos. , o que o converte nun candidato interesante para aplicacións tecnolóxicas en diversos campos. Teñen algunhas propiedades importantes;(i) alta ductilidade mecánica e límite de fluencia, (ii) alta permeabilidade magnética, (iii) baixa coercitividad, (iv) resistencia á corrosión inusual, (v) independencia da temperatura A condutividade de 6,7.
A aliaxe mecánica (MA) 1,8 é unha técnica relativamente nova, introducida por primeira vez en 19839 polo profesor CC Kock e os seus compañeiros. Prepararon po amorfo de Ni60Nb40 moendo unha mestura de elementos puros a temperatura ambiente moi próxima á temperatura ambiente.Normalmente, a reacción MA lévase a cabo entre o acoplamento difuso dos po de material reactivo nun reactor, xeralmente feito de aceiro inoxidable nun molino de bolas 10 (Fig. 1a, b). Desde entón, esta técnica de reacción en estado sólido inducida mecánicamente utilizouse para preparar novos po de aliaxe de vidro amorfo/metálico utilizando molinos de esferas de baixa enerxía (Fig. 5, 16.En particular, este método utilizouse para preparar sistemas inmiscibles como o Cu-Ta17, así como aliaxes de alto punto de fusión como os sistemas de metais de transición Al (TM; Zr, Hf, Nb e Ta)18,19 e Fe-W20, que non se poden obter mediante vías de preparación convencionais. partículas de po de nanocompostos de óxidos metálicos, carburos, nitruros, hidruros, nanotubos de carbono, nanodiamantes, así como unha ampla estabilización mediante un enfoque descendente 1 e etapas metaestables.
Esquema que mostra o método de fabricación empregado para preparar o revestimento de vidro metálico (MG) de Cu50(Zr50−xNix)/SUS 304 neste estudo. (a) Preparación de po de aliaxe MG con diferentes concentracións de Ni x (x; 10, 20, 30 e 40 at. %) mediante a técnica de fresado de esferas de baixa enerxía. nunha guantera chea de atmosfera de He.(c) Un modelo transparente do recipiente de moenda que ilustra o movemento da bola durante a moenda.O produto final do po obtido despois de 50 horas utilizouse para recubrir o substrato SUS 304 mediante o método de pulverización en frío (d).
Cando se trata de superficies de materiais a granel (sustratos), a enxeñaría de superficies implica o deseño e modificación de superficies (sustratos) para proporcionar certas calidades físicas, químicas e técnicas que non están contidas no material a granel orixinal. Algunhas propiedades que se poden mellorar de forma eficaz mediante tratamentos de superficie inclúen a resistencia á abrasión, a resistencia á oxidación e á corrosión, o coeficiente de fricción, as propiedades bio-insulares, a inercia eléctrica e a calidade da superficie, entre outras. mediante o uso de técnicas metalúrxicas, mecánicas ou químicas.Como proceso ben coñecido, un revestimento defínese simplemente como unha ou varias capas de material depositadas artificialmente na superficie dun obxecto a granel (substrato) feito doutro material. Así, os revestimentos utilízanse en parte para acadar algunhas propiedades técnicas ou decorativas desexadas, así como para protexer os materiais das interaccións químicas e físicas esperadas coa contorna circundante.
Para depositar capas de protección superficial adecuadas con espesores que van desde uns poucos micrómetros (por debaixo dos 10-20 micrómetros) ata máis de 30 micrómetros ou mesmo uns poucos milímetros, pódense aplicar moitos métodos e técnicas. En xeral, os procesos de revestimento pódense dividir en dúas categorías: (i) métodos de revestimento húmido, incluíndo galvanoplastia, galvanoplastia, galvanoplastia e galvanización en quente, galvanoplastia e galvanización en seco. deposición física de vapor (PVD), deposición química de vapor (CVD), técnicas de pulverización térmica e, máis recentemente, técnicas de pulverización en frío 24 (Fig. 1d).
Os biopelículas defínense como comunidades microbianas que están unidas de forma irreversible ás superficies e rodeadas de polímeros extracelulares autoproducidos (EPS). A formación de biopelículas superficialmente maduras pode provocar perdas significativas en moitos sectores industriais, incluíndo a industria alimentaria, os sistemas de auga e os ambientes sanitarios. Ademais, informouse de que os biofilmes maduros son 1000 veces máis resistentes ao tratamento con antibióticos en comparación coas células bacterianas planctónicas, o que se considera un importante desafío terapéutico. Históricamente utilizáronse materiais de revestimento de superficie antimicrobiano derivados de compostos orgánicos convencionais. Aínda que estes materiais a miúdo conteñen compoñentes tóxicos que son potencialmente arriscados para os humanos, poden axudar a evitar a destrución das bacterias25,26.
A resistencia xeneralizada das bacterias aos tratamentos con antibióticos debido á formación de biopelículas levou á necesidade de desenvolver unha superficie recuberta de membrana antimicrobiana eficaz que poida ser aplicada con seguridade27. O desenvolvemento dunha superficie antiadherente física ou química á que se inhiben as células bacterianas para unirse e construír biopelículas debido á adhesión é o primeiro enfoque neste proceso27. necesario, en cantidades altamente concentradas e adaptadas. Isto conséguese desenvolvendo materiais de revestimento únicos como grafeno/xermanio28, diamante negro29 e revestimentos de carbono tipo diamante dopado con ZnO30 que sexan resistentes ás bacterias, unha tecnoloxía que maximiza a toxicidade e o desenvolvemento da resistencia debido á formación de biopelículas redúcense significativamente. son cada vez máis populares. Aínda que os tres procedementos son capaces de producir efectos antimicrobianos nas superficies revestidas, cada un ten o seu propio conxunto de limitacións que deben ser consideradas ao desenvolver estratexias de aplicación.
Os produtos actualmente no mercado vense obstaculizados polo tempo insuficiente para analizar e probar os revestimentos protectores de ingredientes bioloxicamente activos. As empresas afirman que os seus produtos proporcionarán aos usuarios aspectos funcionais desexables;con todo, isto foi un obstáculo para o éxito dos produtos actualmente no mercado.Os compostos derivados da prata utilízanse na gran maioría das terapias antimicrobianas que agora están dispoñibles para os consumidores.Estes produtos desenvólvense para protexer aos usuarios dos efectos potencialmente perigosos dos microorganismos.O efecto antimicrobiano atrasado e a toxicidade asociada dos compostos da prata aumenta a presión sobre os investigadores para desenvolver un antimicrobiano nocivo global. en interiores e en exteriores aínda está a ser unha tarefa desalentadora. Isto débese aos riscos asociados tanto para a saúde como a seguridade. Descubrir un axente antimicrobiano que sexa menos prexudicial para os humanos e descubrir como incorporalo a substratos de revestimento cunha vida útil máis longa é un obxectivo moi demandado38. Os últimos antimicrobianos e antipelículas están deseñados para liberar o axente directo en contacto directo ou ben para eliminar a biopelícula. faino inhibindo a adhesión bacteriana inicial (incluíndo contrarrestar a formación dunha capa proteica na superficie) ou matando as bacterias interferindo coa parede celular.
Fundamentalmente, o revestimento superficial é o proceso de colocar outra capa na superficie dun compoñente para mellorar as calidades relacionadas coa superficie. O obxectivo do revestimento superficial é adaptar a microestrutura e/ou composición da rexión próxima á superficie do compoñente39. As técnicas de revestimento superficial pódense dividir en diferentes métodos, que se resumen na figura 2a. crear o revestimento.
(a) Recuadro que mostra as principais técnicas de fabricación utilizadas para a superficie, e (b) vantaxes e inconvenientes seleccionados da técnica de pulverización en frío.
A tecnoloxía de pulverización en frío comparte moitas semellanzas cos métodos de pulverización térmica convencionais. Non obstante, tamén hai algunhas propiedades fundamentais que fan que o proceso de pulverización en frío e os materiais de pulverización en frío sexan particularmente únicos. A tecnoloxía de pulverización en frío aínda está na súa infancia, pero ten un futuro brillante. En certas aplicacións, as propiedades únicas da pulverización en frío ofrecen grandes beneficios, superando as limitacións inherentes dos métodos de pulverización térmica típicos, que durante a pulverización tradicional proporcionan limitacións significativas aos métodos de pulverización tradicional. Obviamente, este proceso de revestimento tradicional non é adecuado para materiais moi sensibles á temperatura, como nanocristais, nanopartículas, cristais amorfos e metálicos40, 41, 42. Ademais, os materiais de revestimento por pulverización térmica sempre presentan altos niveis de porosidade e óxidos. , (ii) flexibilidade nas opcións de revestimento do substrato, (iii) ausencia de transformación de fase e crecemento do gran, (iv) alta forza de enlace1,39 (Fig.2b). Ademais, os materiais de revestimento por pulverización en frío teñen unha alta resistencia á corrosión, alta resistencia e dureza, alta condutividade eléctrica e alta densidade41. Ao contrario das vantaxes do proceso de pulverización en frío, aínda hai algunhas desvantaxes ao usar esta técnica, como se mostra na Figura 2b. Cando se recubren po de cerámica pura como Al2O3, TiO2, o método de pulverización en frío, etc. Os po compostos cerámicos/metálicos pódense usar como materias primas para os revestimentos. O mesmo ocorre con outros métodos de pulverización térmica. As superficies complicadas e as superficies de tubos interiores aínda son difíciles de pulverizar.
Tendo en conta que o traballo actual ten como obxectivo utilizar como materias primas de revestimento pos vítreos metálicos, é evidente que non se pode empregar para este fin a pulverización térmica convencional. Isto débese a que os po vítreos metálicos cristalizan a altas temperaturas1.
A maioría das ferramentas utilizadas nas industrias médicas e alimentarias están feitas de aliaxes de aceiro inoxidable austenítico (SUS316 e SUS304) cun contido de cromo entre 12 e 20% en peso para a produción de instrumentos cirúrxicos. É xeralmente aceptado que o uso de cromo metálico como elemento de aliaxe en aliaxes de aceiro pode mellorar moito a súa resistencia á corrosión estándar, as aliaxes estándar de aceiro non son resistentes á corrosión. Presentan importantes propiedades antimicrobianas38,39.Isto contrasta coa súa alta resistencia á corrosión. Despois diso, pódese predecir o desenvolvemento de infección e inflamación, causada principalmente pola adhesión bacteriana e a colonización na superficie dos biomateriais de aceiro inoxidable. Poden xurdir dificultades significativas debido a importantes dificultades asociadas á adhesión bacteriana e á formación de biopelículas que poden provocar de forma indirecta moitas vías de adhesión e formación de biopelículas que poden provocar de forma indirecta a saúde e a formación de biopelículas que poden ter consecuencias directas ou indirectas. afectar á saúde humana.
Este estudo é a primeira fase dun proxecto financiado pola Fundación Kuwait para o Avance da Ciencia (KFAS), contrato n.o 2010-550401, para investigar a viabilidade da produción de po ternario de Cu-Zr-Ni vítreo metálico mediante a tecnoloxía MA (táboa 1) para a produción de película antibacteriana/Proxecto de protección de superficies 304, debido a que comezará a segunda fase en xaneiro de 2020. examinar detalladamente as características de corrosión electroquímica e as propiedades mecánicas do sistema.Realizaranse ensaios microbiolóxicos detallados para diferentes especies bacterianas.
Neste artigo, o efecto do contido do elemento de aliaxe Zr sobre a capacidade de formación de vidro (GFA) é discutido en función das características morfolóxicas e estruturais. Ademais, tamén se discutiron as propiedades antibacterianas do revestimento en po de vidro metálico revestido/composto SUS304. sistemas.Como exemplos representativos, utilizáronse neste estudo aliaxes de vidro metálico Cu50Zr30Ni20 e Cu50Zr20Ni30.
Nesta sección preséntanse os cambios morfolóxicos dos po elementais de Cu, Zr e Ni na moenda de bolas de baixa enerxía. Como exemplos ilustrativos, empregaranse dous sistemas diferentes compostos por Cu50Zr20Ni30 e Cu50Zr40Ni10 como exemplos representativos. O proceso MA pódese dividir en tres etapas distintas, como mostra a fase de caracterización metalográfica producida na figura 3 (figura 3).
As características metalográficas dos po de aliaxe mecánica (MA) obtidos despois de diferentes etapas do tempo de molienda de bolas. As imaxes de microscopía electrónica de varrido de emisión de campo (FE-SEM) dos po MA e Cu50Zr40Ni10 obtidas despois de tempos de molienda de bolas de baixa enerxía de 3, 12 e 50 h móstranse en (a), (c) e (c) e (c) e no mesmo sistema Cu50Zr2, mentres que as imaxes do mesmo sistema corresponden ao mesmo sistema. O sistema Cu50Zr40Ni10 tomado despois do tempo móstranse en (b), (d) e (f).
Durante a moenda de bolas, a enerxía cinética efectiva que se pode transferir ao po metálico vese afectada pola combinación de parámetros, como se mostra na figura 1a. Isto inclúe colisións entre bolas e po, cizallamento por compresión do po atrapado entre ou entre medios de moenda, impacto das bolas que caen, cizallamento e desgaste debido ao arrastre de bólas e propagación de bólas a través dos medios de propagación de ondas de choque. Fig. 1a).Os po elementais de Cu, Zr e Ni deformáronse gravemente debido á soldadura en frío na fase inicial de MA (3 h), o que resultou en partículas de po grandes (> 1 mm de diámetro).Estas partículas compostas de gran tamaño caracterízanse pola formación de capas grosas de elementos de aliaxe (Cu, Zr, Ni), como se mostra na Figura 1.2. un aumento da enerxía cinética do muíño de bolas, resultando na descomposición do po composto en po máis finos (menos de 200 µm), como se mostra na figura 3c,d. Nesta fase, a forza de cizalla aplicada leva á formación dunha nova superficie metálica con finas capas de Cu, Zr, Ni, como se mostra na Fig. ten como obxectivo xerar novas fases.
No clímax do proceso MA (despois de 50 h), a metalografía escamosa só era lixeiramente visible (Fig. 3e,f), pero a superficie pulida do po mostraba metalografía en espello. Isto significa que o proceso MA completouse e produciuse a creación dunha única fase de reacción. A composición elemental das rexións indexadas na Fig. oscopia (FE-SEM) combinada con espectroscopia de raios X de dispersión de enerxía (EDS) (IV).
Na Táboa 2, as concentracións elementais dos elementos de aliaxe móstranse como unha porcentaxe do peso total de cada rexión seleccionada na Fig. 3e,f. Ao comparar estes resultados coas composicións nominais iniciais de Cu50Zr20Ni30 e Cu50Zr40Ni10 enumeradas na Táboa 1, pódese ver que as composicións destes dous produtos finais teñen o valor máis similar para a composición da rexión. d na figura 3e,f non implican un deterioro ou flutuación significativos na composición de cada mostra dunha rexión a outra.Isto é evidenciado polo feito de que non hai cambios na composición dunha rexión a outra.Isto apunta á produción de po de aliaxe homoxéneo, como se mostra na táboa 2.
As micrografías FE-SEM do po de produto final Cu50(Zr50−xNix) obtivéronse despois de 50 MA veces, como se mostra na figura 4a–d, onde x é 10, 20, 30 e 40 %, respectivamente. Despois desta etapa de moenda, os áridos en po debido á formación de granos de granos de partículas forman partículas finas que resultan en agregados de gran tamaño. oscilando entre 73 e 126 nm, como se mostra na Figura 4.
Características morfolóxicas dos po de Cu50(Zr50−xNix) obtidos despois dun tempo MA de 50 h. Para os sistemas Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30, Cu50Zr10Ni40, as imaxes FE-SEM dos po obtidos móstranse despois de 50 MA), (a) e respectivamente (b), (c) e veces (b), respectivamente.
Antes de cargar os po nun alimentador de pulverización en frío, primeiro sonicábanse en etanol de grao analítico durante 15 minutos e despois secáronse a 150 ° C durante 2 horas. Este paso debe tomarse para combater con éxito a aglomeración que adoita causar moitos problemas significativos durante todo o proceso de revestimento. Despois de completar o proceso de MA, realizáronse máis caracterizacións das aloxenerías para investigar as características da figura. As micrografías FE-SEM e as correspondentes imaxes EDS dos elementos de aliaxe Cu, Zr e Ni da aliaxe Cu50Zr30Ni20 obtidos despois de 50 h de tempo M, respectivamente. Cómpre ter en conta que os po de aliaxe producidos despois deste paso son homoxéneos xa que non mostran fluctuacións de composición máis aló do nivel subnanométrico, como se mostra na figura 5.
Morfoloxía e distribución elemental local do po MG Cu50Zr30Ni20 obtido despois de 50 MA veces por espectroscopia de raios X dispersiva (EDS) FE-SEM/enerxía. (a) Mapeo SEM e EDS de raios X de (b) Cu-Kα, (c) Zr-Lα e (d) imaxes Ni-Kα.
Os patróns XRD dos po Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30 e Cu50Zr20Ni30 aliados mecánicamente obtidos despois dun tempo MA de 50 h móstranse na figura 6a-d, respectivamente. Despois desta fase de moenda, todas as mostras mostran mostras con diferentes patróns de difusión en estruturas de difusión morfosas.
Patróns XRD de (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 e (d) Cu50Zr20Ni30 en po despois dun tempo MA de 50 h. Todas as mostras sen excepción mostraron un patrón de difusión de halo, o que implica a formación dunha fase amorfa.
Utilizouse a microscopía electrónica de transmisión de emisión de campo de alta resolución (FE-HRTEM) para observar os cambios estruturais e comprender a estrutura local dos po resultantes da moenda de bolas en diferentes momentos MA. As imaxes FE-HRTEM dos po obtidas despois das fases inicial (6 h) e intermedia (18 h) de moenda para Cu50Zr30Ni20 e Cu50Zr30Ni20 e Cu50Zr30Ni20 e Cu50Zr30Ni20 e Cu50Zr30Ni20 e Cu50Zr30Ni20 e Cu50Zr30Ni20 e Cu50Zr30Ni20 e os Cu50Zr30Ni20 e os Cu50Zr30Ni20 e os Cu50Zr30Ni20 e os Cu50Zr30Ni20 e os Cu50Zr30Ni20 e os Cu50Zr30Ni20 e os Cu50Zr30Ni20. á imaxe de campo brillante (BFI) do po producido despois de MA​​ 6 h, o po está composto por grans grandes con límites ben definidos dos elementos fcc-Cu, hcp-Zr e fcc-Ni, e non hai sinal de que se formou a fase de reacción, como se mostra na figura 7a. patrón de acción (Fig. 7b), que indica a presenza de grandes cristalitos e a ausencia dunha fase reactiva.
Caracterización estrutural local do po de MA obtido despois das etapas temperás (6 h) e intermedias (18 h). (a) Microscopía electrónica de transmisión de alta resolución de emisión de campo (FE-HRTEM) e (b) o patrón de difracción de área seleccionada (SADP) correspondente de Cu50Zr30Ni20 en po despois do tratamento con MA durante 6 h. ).
Como se mostra na figura 7c, estender a duración da MA ata 18 h deu lugar a graves defectos da rede combinados coa deformación plástica. Durante esta fase intermedia do proceso de MA, o po presenta varios defectos, incluíndo fallas de apilado, defectos de celosía e defectos puntuais (Figura 7). 7c).
A estrutura local do po de Cu50Z30Ni20 moído durante 36 h MA ten a formación de nanograns ultrafinos incrustados nunha matriz fina amorfa, como se mostra na figura 8a. unha área) a ~ 74 at.% (área rica), indicando a formación de produtos heteroxéneos. Ademais, os correspondentes SADP dos po obtidos tras a moenda nesta fase mostran aneis primarios e secundarios de fase amorfa difusores de halo, superpostos con puntos afiados asociados a eses elementos de aliaxe en bruto, como se mostra na figura 8b.
Máis aló de 36 h-Cu50Zr30Ni20 en po características estruturais locais a nanoescala. (a) Imaxe de campo brillante (BFI) e (b) SADP correspondente de Cu50Zr30Ni20 en po obtido despois de moler durante 36 h MA.
Preto do final do proceso MA (50 h), Cu50(Zr50−xNix), X;Os po 10, 20, 30 e 40 at.% teñen invariablemente unha morfoloxía de fase amorfa labiríntica como se mostra na figura 9a–d. No SADP correspondente de cada composición non se puideron detectar nin difraccións puntuais nin patróns anulares nítidos. Isto indica que non hai ningún metal sen procesar, senón que se correlaciona un metal. Tamén se utilizaron os SADP que mostran patróns de difusión de halo como proba do desenvolvemento de fases amorfas no material do produto final.
Estrutura local do produto final do sistema MG Cu50 (Zr50−xNix)
A estabilidade térmica da temperatura de transición vítrea (Tg), a rexión líquida subrefrixerada (ΔTx) e a temperatura de cristalización (Tx) en función do contido de Ni (x) do sistema amorfo Cu50(Zr50−xNix) foi investigada mediante a Calorimetría de varrido diferencial (DSC) das propiedades baixo o fluxo de gas He. Os po de aliaxe amorfo r10Ni40 obtidos despois dun tempo MA de 50 h móstranse na figura 10a, b, e, respectivamente. Mentres que a curva DSC de Cu50Zr20Ni30 amorfo móstrase por separado na figura 10c.
Estabilidade térmica dos polvos de Cu50(Zr50−xNix) MG obtidos despois dun tempo MA de 50 h, segundo se indexa pola temperatura de transición vítrea (Tg), a temperatura de cristalización (Tx) e a rexión líquida subenfriada (ΔTx). Pos de aliaxe 0Ni30 e (e) Cu50Zr10Ni40 MG despois dun tempo MA de 50 h. O patrón de difracción de raios X (XRD) da mostra de Cu50Zr30Ni20 quentada a ~ 700 °C en DSC móstrase en (d).
Como se mostra na Figura 10, as curvas DSC de todas as composicións con diferentes concentracións de Ni (x) indican dous casos diferentes, un endotérmico e outro exotérmico. O primeiro evento endotérmico correspóndese con Tg, mentres que o segundo está relacionado con Tx. A rexión de intervalo horizontal que existe entre Tg e Tx chámase rexión líquida subenfriada (ΔTx = Tx = Tx = Tx = Tx = Tx = Tx = Tx = Tx = Tx0 = Tx = Tx0). 0 mostra (Fig. 10a), colocada a 526 °C e 612 °C, despraza o contido (x) a 20 at.% cara ao lado de baixa temperatura de 482 °C e 563 °C cun aumento do contido de Ni (x), respectivamente, como se mostra na figura 10b. 1 °C para Cu50Zr30Ni20 (Fig. 10b). Para a aliaxe MG Cu50Zr40Ni10, tamén se observou que os valores de Tg, Tx e ΔTx diminuíron ata o nivel de 447 °C, 526 °C e 79 °C (Fig. 10b). .En cambio, o valor Tg (507 °C) da aliaxe MG Cu50Zr20Ni30 é inferior ao da aliaxe MG Cu50Zr40Ni10;con todo, a súa Tx mostra un valor comparable ao anterior (612 °C). Polo tanto, ΔTx presenta un valor superior (87 °C), como se mostra na figura 10c.
O sistema MG Cu50(Zr50−xNix), tomando como exemplo a aliaxe MG Cu50Zr20Ni30, cristaliza a través dun pico exotérmico afiado nas fases cristalinas de fcc-ZrCu5, ortorrómbico-Zr7Cu10 e ortorrómbico-ZrNi (Fig. Mostra de MG (Fig. 10d), que foi quentada a 700 °C en DSC.
A figura 11 móstrase fotografías tomadas durante o proceso de pulverización en frío que se leva a cabo no presente traballo. Neste estudo, as partículas de po metálico tipo vidro sintetizadas despois dun tempo MA de 50 h (tomando Cu50Zr20Ni30 como exemplo) foron utilizadas como materias primas antibacterianas, e a placa de aceiro inoxidable (SUS304) foi revestida pola tecnoloxía de pulverización en frío como a tecnoloxía máis escollida na serie de pulverización en frío. método eficiente na serie de pulverización térmica e pódese usar para materiais metálicos metaestables sensibles á temperatura, como po amorfo e nanocristalino, que non están suxeitos a transicións de fase. Este é o principal factor á hora de escoller este método. O proceso de pulverización en frío realízase mediante partículas de alta velocidade que converten a enerxía cinética das partículas en deformación plástica ou deformación plástica con partículas deformadas ou depositadas pola calor previa.
As fotos de campo mostran o procedemento de pulverización en frío utilizado para cinco preparacións consecutivas de revestimento MG/SUS 304 a 550 °C.
A enerxía cinética das partículas, e, polo tanto, o momento de cada partícula na formación do revestimento, debe converterse noutras formas de enerxía a través de mecanismos como a deformación plástica (interaccións partículas iniciais e partículas-partículas no substrato e interaccións partículas), baleiros Consolidación, rotación partícula-partícula, tensión e, finalmente, calor. colisión elástica, o que significa que as partículas simplemente rebotan despois do impacto. Sinalouse que o 90% da enerxía de impacto aplicada ao material da partícula/substrato convértese en calor local 40 .Ademais, cando se aplica tensión de impacto, conséguense altas taxas de deformación plástica na rexión partícula/substrato de contacto nun tempo moi curto41,42.
A deformación plástica é xeralmente considerada un proceso de disipación de enerxía, ou máis concretamente, unha fonte de calor na rexión interfacial. Non obstante, o aumento da temperatura na rexión interfacial xeralmente non é suficiente para producir a fusión interfacial ou para promover significativamente a interdifusión atómica. Ningunha publicación coñecida polos autores investiga o efecto das propiedades destes po vítreos metálicos cando se usan métodos de adhesión e de deposición en po que se utilizan.
O BFI do po de aliaxe MG Cu50Zr20Ni30 pódese ver na figura 12a, que foi recuberta sobre substrato SUS 304 (figs. 11, 12b).Como se pode ver na figura, os po revestidos manteñen a súa estrutura amorfa orixinal xa que teñen unha estrutura de labirinto delicada, sen que existan características de labirinto ou defectos, a imaxe indican a presenza doutros defectos. fase estraña, como suxiren as nanopartículas incorporadas á matriz de po revestida de MG (Fig. 12a). A figura 12c representa o patrón de difracción de nanobeam indexado (NBDP) asociado coa rexión I (Figura 12a). r2Ni metaestable máis fase de CuO tetragonal.A formación de CuO pódese atribuír á oxidación do po cando se viaxa dende a boquilla da pistola pulverizadora ata SUS 304 ao aire libre baixo fluxo supersónico. Por outra banda, a desvitrificación dos po vítreo metálico conseguiu a formación de grandes fases cúbicas de tratamento de pulverización despois de 5350 °C en frío.
(a) Imaxe FE-HRTEM de MG revestido en po sobre (b) substrato SUS 304 (inserto da figura). O índice NBDP do símbolo circular mostrado en (a) móstrase en (c).
Para verificar este mecanismo potencial para a formación de grandes nanopartículas cúbicas de Zr2Ni, realizouse un experimento independente. Neste experimento, os po pulverizáronse desde unha pistola pulverizadora a 550 °C en dirección ao substrato SUS 304;non obstante, para dilucidar o efecto de recocido dos po, elimináronse da tira SUS304 o máis rápido posible (uns 60 segundos). Realizouse outro conxunto de experimentos nos que se retirou o po do substrato uns 180 segundos despois da deposición.
As figuras 13a,b mostran imaxes de campo escuro (DFI) obtidas mediante microscopía electrónica de transmisión (STEM) de dous materiais pulverizados depositados en substratos SUS 304 durante 60 s e 180 s, respectivamente. A imaxe en po depositada durante 60 segundos non ten detalles morfolóxicos, mostrando carencia de características (Fig. morfo, tal e como indican os amplos máximos de difracción primaria e secundaria que se mostran na Figura 14a.Estes indican a ausencia de precipitación metaestable/mesofase, onde o po conserva a súa estrutura amorfa orixinal.En cambio, o po pulverizado á mesma temperatura (550 °C), pero deixado no substrato durante 180 s, amosa a precipitación de granos nano-b, como se mostra nas figuras1-b, como se indica nas frechas nano-3. .