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I biofilm sono una componente importante nello sviluppo di infezioni croniche, soprattutto quando sono coinvolti dispositivi medici. Questo problema rappresenta una sfida enorme per la comunità medica, poiché gli antibiotici standard possono eliminare i biofilm solo in misura molto limitata. La prevenzione della formazione di biofilm ha portato allo sviluppo di vari metodi di rivestimento e nuovi materiali. Questi metodi mirano a rivestire le superfici in modo da inibire la formazione di biofilm. la tecnologia a spruzzo freddo è aumentata in quanto è un metodo adatto per la lavorazione di materiali sensibili alla temperatura. Parte dello scopo di questo studio era sviluppare un nuovo vetro metallico antibatterico composto da Cu-Zr-Ni ternario utilizzando tecniche di lega meccanica. La polvere sferica che costituisce il prodotto finale viene utilizzata come materia prima per il rivestimento a spruzzo freddo di superfici in acciaio inossidabile a basse temperature.
Nel corso della storia umana, qualsiasi società è stata in grado di progettare e promuovere l'introduzione di nuovi materiali che soddisfano i suoi requisiti specifici, il che ha portato a prestazioni e classifica migliori in un'economia globalizzata1. È sempre stata attribuita alla capacità umana di sviluppare materiali e attrezzature di fabbricazione e progetti per la fabbricazione e la caratterizzazione dei materiali per ottenere guadagni in salute, istruzione, industria, economia, cultura e altri campi da un paese o una regione all'altra Il progresso viene misurato indipendentemente dal paese o dalla regione.2 Per 60 anni, gli scienziati dei materiali hanno dedicato gran parte del loro tempo a concentrarsi su una delle principali preoccupazioni: la ricerca di materiali nuovi e all'avanguardia. La ricerca recente si è concentrata sul miglioramento della qualità e delle prestazioni dei materiali esistenti, nonché sulla sintesi e sull'invenzione di tipi di materiali completamente nuovi.
L'aggiunta di elementi di lega, la modifica della microstruttura del materiale e l'applicazione di tecniche di lavorazione termica, meccanica o termomeccanica hanno portato a miglioramenti significativi nelle proprietà meccaniche, chimiche e fisiche di una varietà di materiali diversi. Inoltre, a questo punto sono stati sintetizzati con successo composti finora sconosciuti. i vetri e le leghe ad alta entropia sono solo alcuni esempi di materiali avanzati introdotti nel mondo dalla metà del secolo scorso. Quando si producono e si sviluppano nuove leghe con proprietà superiori, sia nel prodotto finale che nelle fasi intermedie della sua produzione, si aggiunge spesso il problema dello squilibrio.
Il suo lavoro al Caltech nel 1960 ha portato una rivoluzione nel concetto di leghe metalliche quando ha sintetizzato le leghe vetrose Au-25 at.% Si solidificando rapidamente i liquidi a quasi un milione di gradi al secondo. prodotto interamente utilizzando uno dei seguenti metodi;(i) rapida solidificazione del fuso o del vapore, (ii) disordine atomico del reticolo, (iii) reazioni di amorfizzazione allo stato solido tra elementi metallici puri e (iv) transizioni allo stato solido di fasi metastabili.
Gli MG si distinguono per la mancanza dell'ordine atomico a lungo raggio associato ai cristalli, che è una caratteristica distintiva dei cristalli. Nel mondo di oggi, sono stati compiuti grandi progressi nel campo del vetro metallico. Si tratta di nuovi materiali con proprietà interessanti che interessano non solo la fisica dello stato solido, ma anche la metallurgia, la chimica delle superfici, la tecnologia, la biologia e molti altri campi. Questo nuovo tipo di materiale presenta proprietà distinte dai metalli solidi, rendendolo un candidato interessante per applicazioni tecnologiche in una varietà di campi.(i) elevata duttilità meccanica e resistenza allo snervamento, (ii) elevata permeabilità magnetica, (iii) bassa coercitività, (iv) insolita resistenza alla corrosione, (v) indipendenza dalla temperatura La conduttività di 6,7.
L'alligazione meccanica (MA)1,8 è una tecnica relativamente nuova, introdotta per la prima volta nel 19839 dal Prof. CC Kock e colleghi. Hanno preparato polveri amorfe Ni60Nb40 macinando una miscela di elementi puri a temperature ambiente molto vicine alla temperatura ambiente.Tipicamente, la reazione MA viene eseguita tra l'accoppiamento diffusivo delle polveri di materiale reagente in un reattore, solitamente realizzato in acciaio inossidabile in un mulino a sfere 10 (Fig. 1a, b). Da allora, questa tecnica di reazione allo stato solido indotta meccanicamente è stata utilizzata per preparare nuove polveri di leghe di vetro amorfe/metalliche utilizzando mulini a sfere a bassa (Fig. 1c) e ad alta energia, nonché mulini a barre11,12,13,14,15, 16.In particolare, questo metodo è stato utilizzato per preparare sistemi immiscibili come Cu-Ta17, nonché leghe ad alto punto di fusione come i sistemi di metalli di transizione Al (TM; Zr, Hf, Nb e Ta)18,19 e Fe-W20, che non possono essere ottenuti utilizzando percorsi di preparazione convenzionali. dridi, nanotubi di carbonio, nanodiamanti, nonché un'ampia stabilizzazione tramite un approccio top-down 1 e stadi metastabili.
Schema che mostra il metodo di fabbricazione utilizzato per preparare il rivestimento in vetro metallico Cu50 (Zr50-xNix) (MG) / SUS 304 in questo studio. modello trasparente del recipiente di macinazione che illustra il movimento della sfera durante la macinazione. Il prodotto finale della polvere ottenuto dopo 50 ore è stato utilizzato per rivestire il substrato SUS 304 utilizzando il metodo dello spruzzo a freddo (d).
Quando si tratta di superfici di materiale sfuso (substrati), l'ingegneria delle superfici comporta la progettazione e la modifica delle superfici (substrati) per fornire determinate qualità fisiche, chimiche e tecniche non contenute nel materiale sfuso originale. Alcune proprietà che possono essere efficacemente migliorate dai trattamenti superficiali includono resistenza all'abrasione, resistenza all'ossidazione e alla corrosione, coefficiente di attrito, bio-inerzia, proprietà elettriche e isolamento termico, per citarne alcune. La qualità della superficie può essere migliorata utilizzando tecniche metallurgiche, meccaniche o chimiche. strati di materiale depositati artificialmente sulla superficie di un oggetto sfuso (substrato) costituito da un altro materiale. Pertanto, i rivestimenti sono utilizzati in parte per ottenere alcune proprietà tecniche o decorative desiderate, nonché per proteggere i materiali dalle interazioni chimiche e fisiche previste con l'ambiente circostante23.
Per depositare adeguati strati di protezione superficiale con spessori che vanno da pochi micrometri (inferiori a 10-20 micrometri) a oltre 30 micrometri o anche pochi millimetri, possono essere applicati molti metodi e tecniche. deposizione da vapore (CVD), tecniche di spruzzo termico e più recentemente tecniche di spruzzo freddo 24 (Fig. 1d).
I biofilm sono definiti come comunità microbiche irreversibilmente attaccate alle superfici e circondate da polimeri extracellulari (EPS) autoprodotti. La formazione di biofilm maturi superficialmente può portare a perdite significative in molti settori industriali, tra cui l'industria alimentare, i sistemi idrici e gli ambienti sanitari. più resistente al trattamento antibiotico rispetto alle cellule batteriche planctoniche, che è considerata una delle principali sfide terapeutiche. Storicamente sono stati utilizzati materiali di rivestimento superficiale antimicrobici derivati ​​da composti organici convenzionali. Sebbene tali materiali contengano spesso componenti tossici che sono potenzialmente rischiosi per l'uomo,25,26 possono aiutare a evitare la trasmissione batterica e la distruzione del materiale.
La diffusa resistenza dei batteri ai trattamenti antibiotici a causa della formazione di biofilm ha portato alla necessità di sviluppare un'efficace superficie rivestita di membrana antimicrobica che possa essere applicata in sicurezza27. Lo sviluppo di una superficie antiaderente fisica o chimica a cui le cellule batteriche sono inibite a legarsi e costruire biofilm a causa dell'adesione è il primo approccio in questo processo27. /germanio28, diamante nero29 e rivestimenti in carbonio simile al diamante drogato con ZnO30 che sono resistenti ai batteri, una tecnologia che massimizza lo sviluppo di tossicità e resistenza dovuto alla formazione di biofilm sono significativamente ridotti. Inoltre, i rivestimenti che incorporano sostanze chimiche germicide nelle superfici per fornire protezione a lungo termine dalla contaminazione batterica stanno diventando sempre più popolari.
I prodotti attualmente sul mercato sono ostacolati dal tempo insufficiente per analizzare e testare i rivestimenti protettivi per gli ingredienti biologicamente attivi. Le aziende affermano che i loro prodotti forniranno agli utenti aspetti funzionali desiderabili;tuttavia, questo è stato un ostacolo al successo dei prodotti attualmente sul mercato. I composti derivati ​​dall'argento sono utilizzati nella stragrande maggioranza delle terapie antimicrobiche ora disponibili per i consumatori. Questi prodotti sono sviluppati per proteggere gli utenti dagli effetti potenzialmente pericolosi dei microrganismi. L'effetto antimicrobico ritardato e la tossicità associata dei composti dell'argento aumentano la pressione sui ricercatori per sviluppare un'alternativa meno dannosa36,37. rischi associati sia per la salute che per la sicurezza. Scoprire un agente antimicrobico meno dannoso per l'uomo e capire come incorporarlo in substrati di rivestimento con una durata di conservazione più lunga è un obiettivo molto ambito38. I più recenti materiali antimicrobici e anti-biofilm sono progettati per uccidere i batteri a distanza ravvicinata, sia attraverso il contatto diretto che dopo il rilascio dell'agente attivo.
Fondamentalmente, il rivestimento superficiale è il processo di posizionamento di un altro strato sulla superficie di un componente per migliorare le qualità relative alla superficie. L'obiettivo del rivestimento superficiale è quello di adattare la microstruttura e/o la composizione della regione vicina alla superficie del componente39. Le tecniche di rivestimento superficiale possono essere suddivise in diversi metodi, riassunti nella figura 2a. I rivestimenti possono essere suddivisi in categorie termiche, chimiche, fisiche ed elettrochimiche, a seconda del metodo utilizzato per creare il rivestimento.
(a) riquadro che mostra le principali tecniche di fabbricazione utilizzate per la superficie e (b) vantaggi e svantaggi selezionati della tecnica dello spruzzo a freddo.
La tecnologia di spruzzatura a freddo condivide molte somiglianze con i metodi di spruzzatura termica convenzionali. Tuttavia, ci sono anche alcune proprietà fondamentali che rendono il processo di spruzzatura a freddo e i materiali di spruzzatura a freddo particolarmente unici. La tecnologia di spruzzatura a freddo è ancora agli inizi, ma ha un futuro brillante. In alcune applicazioni, le proprietà uniche della spruzzatura a freddo offrono grandi vantaggi, superando i limiti intrinseci dei tipici metodi di spruzzatura termica. per materiali molto sensibili alla temperatura come nanocristalli, nanoparticelle, vetri amorfi e metallici40, 41, 42. Inoltre, i materiali di rivestimento a spruzzo termico presentano sempre livelli elevati di porosità e ossidi.2b). Inoltre, i materiali di rivestimento a spruzzo freddo hanno un'elevata resistenza alla corrosione, elevata resistenza e durezza, elevata conduttività elettrica e alta densità41. Contrariamente ai vantaggi del processo di spruzzo a freddo, ci sono ancora alcuni svantaggi nell'utilizzo di questa tecnica, come mostrato nella Figura 2b. per altri metodi di spruzzatura termica. Le superfici complicate e le superfici interne dei tubi sono ancora difficili da spruzzare.
Dato che il presente lavoro mira a utilizzare polveri vetrose metalliche come materiali di rivestimento grezzi, è chiaro che la spruzzatura termica convenzionale non può essere utilizzata per questo scopo. Questo perché le polveri vetrose metalliche cristallizzano ad alte temperature1.
La maggior parte degli strumenti utilizzati nell'industria medica e alimentare è costituita da leghe di acciaio inossidabile austenitico (SUS316 e SUS304) con un contenuto di cromo compreso tra il 12 e il 20% in peso per la produzione di strumenti chirurgici. È generalmente accettato che l'uso del metallo cromo come elemento di lega nelle leghe di acciaio possa migliorare notevolmente la resistenza alla corrosione delle leghe di acciaio standard. s con la loro elevata resistenza alla corrosione. Successivamente, è possibile prevedere lo sviluppo di infezioni e infiammazioni, che sono principalmente causate dall'adesione batterica e dalla colonizzazione sulla superficie dei biomateriali in acciaio inossidabile. Possono sorgere difficoltà significative a causa di significative difficoltà associate all'adesione batterica e ai percorsi di formazione del biofilm, che possono portare a un deterioramento della salute, che può avere molte conseguenze che possono influire direttamente o indirettamente sulla salute umana.
Questo studio è la prima fase di un progetto finanziato dalla Kuwait Foundation for the Advancement of Science (KFAS), contratto n. 2010-550401, per studiare la fattibilità della produzione di polveri ternarie metalliche vetrose Cu-Zr-Ni utilizzando la tecnologia MA (Tabella 1) per la produzione di film antibatterico/rivestimento di protezione superficiale in AISI304. sistema in dettaglio. Saranno eseguiti test microbiologici dettagliati per diverse specie batteriche.
In questo documento, viene discusso l'effetto del contenuto di elementi di lega di Zr sulla capacità di formatura del vetro (GFA) in base alle caratteristiche morfologiche e strutturali. Inoltre, sono state discusse anche le proprietà antibatteriche del rivestimento in polvere di vetro metallico rivestito/composito SUS304. In questo studio sono state utilizzate leghe di vetro metallico 0Ni30.
In questa sezione vengono presentati i cambiamenti morfologici delle polveri elementari di Cu, Zr e Ni nella macinazione a sfere a bassa energia. A titolo di esempio illustrativo, verranno utilizzati come esempi rappresentativi due diversi sistemi costituiti da Cu50Zr20Ni30 e Cu50Zr40Ni10. Il processo MA può essere suddiviso in tre fasi distinte, come mostrato dalla caratterizzazione metallografica della polvere prodotta durante la fase di macinazione (Figura 3).
Caratteristiche metallografiche delle polveri di leghe meccaniche (MA) ottenute dopo diverse fasi del tempo di ball milling. Le immagini al microscopio elettronico a scansione di emissione di campo (FE-SEM) delle polveri MA e Cu50Zr40Ni10 ottenute dopo tempi di ball milling a bassa energia di 3, 12 e 50 h sono mostrate in (a), (c) ed (e) per il sistema Cu50Zr20Ni30, mentre nella stessa MA Immagini corrispondenti del Cu50Zr40Ni10 sistema preso dopo il tempo sono mostrati in (b), (d) e (f).
Durante la macinazione a sfere, l'energia cinetica effettiva che può essere trasferita alla polvere metallica è influenzata dalla combinazione di parametri, come mostrato in Fig. 1a. Ciò include collisioni tra sfere e polveri, taglio di compressione della polvere bloccata tra o tra i mezzi di macinazione, impatto delle sfere che cadono, taglio e usura dovuti alla resistenza della polvere tra i mezzi di macinazione delle sfere in movimento e onde d'urto che passano attraverso le sfere che cadono attraverso i carichi del raccolto (Fig. 1a). Le polveri elementari di Cu, Zr e Ni sono state gravemente deformate a causa della saldatura a freddo a la fase iniziale di MA (3 h), che si traduce in particelle di polvere di grandi dimensioni (> 1 mm di diametro). Queste grandi particelle composite sono caratterizzate dalla formazione di strati spessi di elementi di lega (Cu, Zr, Ni), come mostrato in Fig. 3a, b. , d. In questa fase, la forza di taglio applicata porta alla formazione di una nuova superficie metallica con strati sottili di Cu, Zr, Ni, come mostrato in Fig. 3c, d. Come risultato dell'affinamento dello strato, si verificano reazioni in fase solida all'interfaccia dei fiocchi per generare nuove fasi.
Al culmine del processo MA (dopo 50 ore), la metallografia a scaglie era solo debolmente visibile (Fig. 3e, f), ma la superficie levigata della polvere mostrava metallografia a specchio. Ciò significa che il processo MA è stato completato e si è verificata la creazione di una singola fase di reazione. spettroscopia di raggi (EDS) (IV).
Nella Tabella 2, le concentrazioni elementari degli elementi di lega sono mostrate come percentuale del peso totale di ciascuna regione selezionata in Fig. 3e,f. Confrontando questi risultati con le composizioni nominali iniziali di Cu50Zr20Ni30 e Cu50Zr40Ni10 elencate in Tabella 1, si può vedere che le composizioni di questi due prodotti finali hanno valori molto simili alle composizioni nominali.Inoltre, i valori dei componenti relativi per le regioni elencate in Fig. 3e,f non implicano un significativo deterioramento o fluttuazione nella composizione di ciascun campione da una regione all'altra. Ciò è evidenziato dal fatto che non vi è alcun cambiamento nella composizione da una regione all'altra. Ciò indica la produzione di polveri di lega omogenee, come mostrato nella Tabella 2.
Le micrografie FE-SEM del prodotto finale Cu50 (Zr50−xNix) in polvere sono state ottenute dopo 50 MA volte, come mostrato in Fig. 4a-d, dove x è rispettivamente 10, 20, 30 e 40 at.%. .
Caratteristiche morfologiche delle polveri Cu50 (Zr50−xNix) ottenute dopo un tempo MA di 50 h. Per i sistemi Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30, Cu50Zr10Ni40, le immagini FE-SEM delle polveri ottenute dopo 50 volte MA sono mostrate rispettivamente in (a), (b), (c) e (d).
Prima di caricare le polveri in un alimentatore a spruzzo freddo, sono state prima sonicate in etanolo di grado analitico per 15 minuti e quindi essiccate a 150 ° C per 2 ore. Questo passaggio deve essere eseguito per combattere con successo l'agglomerazione che spesso causa molti problemi significativi durante il processo di rivestimento. Dopo che il processo MA è stato completato, sono state effettuate ulteriori caratterizzazioni per studiare l'omogeneità delle polveri di lega. elementi di lega della lega Cu50Zr30Ni20 ottenuti dopo 50 h di tempo M, rispettivamente. Va notato che le polveri di lega prodotte dopo questo passaggio sono omogenee in quanto non mostrano fluttuazioni compositive oltre il livello sub-nanometrico, come mostrato nella Figura 5.
Morfologia e distribuzione elementare locale della polvere MG Cu50Zr30Ni20 ottenuta dopo 50 MA volte mediante spettroscopia a raggi X a dispersione di energia (EDS) FE-SEM.
I modelli XRD di polveri Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30 e Cu50Zr20Ni30 legati meccanicamente ottenuti dopo un tempo MA di 50 ore sono mostrati rispettivamente in Fig. 6a-d.
Modelli XRD di (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 e (d) Cu50Zr20Ni30 polveri dopo un tempo MA di 50 h. Tutti i campioni senza eccezioni hanno mostrato un modello di diffusione dell'alone, che implica la formazione di una fase amorfa.
La microscopia elettronica a trasmissione ad alta risoluzione ad emissione di campo (FE-HRTEM) è stata utilizzata per osservare i cambiamenti strutturali e comprendere la struttura locale delle polveri risultanti dalla macinazione a sfere in diversi tempi MA. polvere prodotta dopo MA​​ 6 h, la polvere è composta da grani grandi con confini ben definiti degli elementi fcc-Cu, hcp-Zr e fcc-Ni, e non vi è alcun segno che la fase di reazione si sia formata, come mostrato in Fig. 7a. fase.
Caratterizzazione strutturale locale della polvere MA ottenuta dopo le fasi iniziali (6 h) e intermedie (18 h). (a) Microscopia elettronica a trasmissione ad alta risoluzione con emissione di campo (FE-HRTEM) e (b) il corrispondente modello di diffrazione dell'area selezionata (SADP) della polvere Cu50Zr30Ni20 dopo il trattamento MA per 6 ore. L'immagine FE-HRTEM di Cu50Zr40Ni10 ottenuta dopo un tempo MA di 18 h è mostrata in (c).
Come mostrato in Fig. 7c, l'estensione della durata MA a 18 h ha provocato gravi difetti reticolari combinati con deformazione plastica. Durante questa fase intermedia del processo MA, la polvere presenta vari difetti, inclusi difetti di impilamento, difetti reticolari e difetti puntiformi (Figura 7). Questi difetti causano la divisione dei grani grandi lungo i loro bordi di grano in sottograni con dimensioni inferiori a 20 nm (Fig. 7c).
La struttura locale della polvere Cu50Z30Ni20 macinata per 36 ore MA ha la formazione di nanograni ultrafini incorporati in una matrice fine amorfa, come mostrato in Fig. 8a. L'analisi EDS locale ha indicato che quei nanocluster mostrati in Fig. 8a erano associati a elementi di lega di polvere di Cu, Zr e Ni non lavorati. ), indicando la formazione di prodotti eterogenei. Inoltre, i corrispondenti SADP delle polveri ottenute dopo la macinazione in questa fase mostrano anelli primari e secondari di fase amorfa che diffondono l'alone, sovrapposti a punte acuminate associate a quegli elementi di lega grezza, come mostrato in Fig. 8b.
Oltre 36 h-Cu50Zr30Ni20 caratteristiche strutturali locali in nanoscala di polvere. (a) Immagine in campo chiaro (BFI) e corrispondente (b) SADP della polvere Cu50Zr30Ni20 ottenuta dopo la macinazione per 36 ore MA.
Verso la fine del processo MA (50 h), Cu50(Zr50−xNix), X;Le polveri al 10, 20, 30 e 40 at.% hanno invariabilmente una morfologia di fase amorfa labirintica come mostrato in Fig. 9a-d. Nella corrispondente SADP di ciascuna composizione, non è stato possibile rilevare né diffrazioni puntiformi né schemi anulari netti. Ciò indica che non è presente alcun metallo cristallino non lavorato, ma piuttosto si forma una polvere di lega amorfa. fasi morfe nel materiale del prodotto finale.
Struttura locale del prodotto finale del sistema MG Cu50 (Zr50−xNix).FE-HRTEM e modelli di diffrazione nanobeam correlati (NBDP) di (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 e (d) Cu50Zr10Ni40 ottenuti dopo 50 ore di MA.
La stabilità termica della temperatura di transizione vetrosa (Tg), della regione del liquido sottoraffreddato (ΔTx) e della temperatura di cristallizzazione (Tx) in funzione del contenuto di Ni (x) del sistema amorfo Cu50(Zr50−xNix) è stata studiata utilizzando la calorimetria a scansione differenziale (DSC) delle proprietà sotto il flusso di gas He. le polveri di lega osa ottenute dopo un tempo MA di 50 ore sono mostrate rispettivamente in Fig. 10a, b, e. Mentre la curva DSC di Cu50Zr20Ni30 amorfo è mostrata separatamente in Fig. 10c. Nel frattempo, il campione Cu50Zr30Ni20 riscaldato a ~ 700 ° C in DSC è mostrato in Fig. 10d.
Stabilità termica delle polveri MG di Cu50 (Zr50−xNix) ottenute dopo un tempo MA di 50 h, come indicizzato dalla temperatura di transizione vetrosa (Tg), dalla temperatura di cristallizzazione (Tx) e dalla regione liquida sottoraffreddata (ΔTx). Termogrammi del calorimetro a scansione differenziale (DSC) di (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 e (e) Polveri di lega Cu50Zr10Ni40 MG dopo un tempo MA di 50 h. Il modello di diffrazione dei raggi X (XRD) del campione Cu50Zr30Ni20 riscaldato a ~ 700 ° C in DSC è mostrato in (d).
Come mostrato in Figura 10, le curve DSC di tutte le composizioni con diverse concentrazioni di Ni (x) indicano due diversi casi, uno endotermico e l'altro esotermico. Il primo evento endotermico corrisponde a Tg, mentre il secondo è correlato a Tx. 0a), posti a 526°C e 612°C, spostano il contenuto (x) al 20 at.% verso il lato a bassa temperatura di 482°C e 563°C con contenuto di Ni crescente (x), rispettivamente, come mostrato in Figura 10b. Di conseguenza, il ΔTx di Cu50Zr40Ni10 diminuisce da 86 °C (Fig. 10a) a 81 °C per Cu50Zr30 Ni20 (Fig. 10b). Per la lega MG Cu50Zr40Ni10, è stato anche osservato che i valori di Tg, Tx e ΔTx sono scesi al livello di 447°C, 526°C e 79°C (Fig. 10b). Ciò indica che l'aumento del contenuto di Ni porta ad una diminuzione della stabilità termica della lega MG. Al contrario, il valore Tg (507 °C) della lega MG Cu50Z la lega r20Ni30 è inferiore a quella della lega MG Cu50Zr40Ni10;tuttavia, il suo Tx mostra un valore comparabile al primo (612 °C). Pertanto, ΔTx mostra un valore più alto (87°C), come mostrato in Fig. 10c.
Il sistema MG Cu50 (Zr50−xNix), prendendo come esempio la lega MG Cu50Zr20Ni30, cristallizza attraverso un forte picco esotermico nelle fasi cristalline di fcc-ZrCu5, ortorombica-Zr7Cu10 e ortorombica-ZrNi (Fig. 10c). Questa transizione di fase da amorfa a cristallina è stata confermata da XRD del campione MG (Fig. 10d), che è stato riscaldata a 700 °C in DSC.
La Figura 11 mostra le fotografie scattate durante il processo di spruzzatura a freddo eseguito nel presente lavoro. In questo studio, le particelle di polvere metallica simile al vetro sintetizzate dopo un tempo MA di 50 h (prendendo Cu50Zr20Ni30 come esempio) sono state utilizzate come materie prime antibatteriche e la piastra di acciaio inossidabile (SUS304) è stata rivestita mediante la tecnologia di spruzzatura a freddo. materiali sensibili alla temperatura come polveri amorfe e nanocristalline, che non sono soggette a transizioni di fase. Questo è il fattore principale nella scelta di questo metodo. Il processo di spruzzo a freddo viene eseguito utilizzando particelle ad alta velocità che convertono l'energia cinetica delle particelle in deformazione plastica, deformazione e calore all'impatto con il substrato o particelle precedentemente depositate.
Le foto sul campo mostrano la procedura di spruzzatura a freddo utilizzata per cinque preparazioni consecutive di rivestimento MG/SUS 304 a 550 °C.
L'energia cinetica delle particelle, e quindi la quantità di moto di ciascuna particella nella formazione del rivestimento, deve essere convertita in altre forme di energia attraverso meccanismi come la deformazione plastica (particella iniziale e interazioni particella-particella nel substrato e interazioni particella), il consolidamento dei vuoti, la rotazione particella-particella, la deformazione e infine il calore. ha sottolineato che il 90% dell'energia d'urto applicata al materiale particella/substrato viene convertita in calore locale40. Inoltre, quando viene applicata la sollecitazione d'urto, si ottengono elevate velocità di deformazione plastica nella regione di contatto particella/substrato in un tempo molto breve41,42.
La deformazione plastica è generalmente considerata un processo di dissipazione di energia o, più specificamente, una fonte di calore nella regione interfacciale. Tuttavia, l'aumento di temperatura nella regione interfacciale non è solitamente sufficiente a produrre la fusione interfacciale o a promuovere in modo significativo l'interdiffusione atomica.
Il BFI della polvere di lega MG Cu50Zr20Ni30 può essere visto in Fig. 12a, che è stato rivestito su substrato SUS 304 (Figs. 11, 12b). Come si può vedere dalla figura, le polveri rivestite mantengono la loro struttura amorfa originale in quanto hanno una delicata struttura a labirinto senza caratteristiche cristalline o difetti reticolari. matrice di polvere ated (Fig. 12a). La Figura 12c raffigura il modello di diffrazione del nanobeam indicizzato (NBDP) associato alla regione I (Figura 12a). Come mostrato in Fig. 12c, NBDP mostra un modello di diffusione dell'alone debole della struttura amorfa e coesiste con chiazze taglienti corrispondenti alla fase cubica cristallina Zr2Ni metastabile più CuO tetragonale. La formazione di CuO può essere attribuita all'ossidazione della polvere quando si viaggia dall'ugello della pistola a spruzzo a SUS 304 all'aria aperta sotto flusso supersonico. D'altra parte, la devitrificazione delle polveri vetrose metalliche ha ottenuto la formazione di grandi fasi cubiche dopo il trattamento con spray freddo a 550 ° C per 30 min.
(a) Immagine FE-HRTEM di polvere MG rivestita su (b) substrato SUS 304 (riquadro della figura). L'indice NBDP del simbolo circolare mostrato in (a) è mostrato in (c).
Per verificare questo potenziale meccanismo per la formazione di grandi nanoparticelle cubiche di Zr2Ni, è stato eseguito un esperimento indipendente. In questo esperimento, le polveri sono state spruzzate da una pistola a spruzzo a 550 °C in direzione del substrato SUS 304;tuttavia, per chiarire l'effetto di ricottura delle polveri, queste sono state rimosse dalla striscia SUS304 il più rapidamente possibile (circa 60 secondi). È stata eseguita un'altra serie di esperimenti in cui la polvere è stata rimossa dal substrato circa 180 secondi dopo la deposizione.
Le figure 13a, b mostrano immagini in campo oscuro (DFI) ottenute mediante microscopia elettronica a trasmissione a scansione (STEM) di due materiali spruzzati depositati su substrati SUS 304 rispettivamente per 60 s e 180 s. L'immagine della polvere depositata per 60 secondi non ha dettagli morfologici, mostrando assenza di caratteristiche (Fig. 13a). ction maxima mostrato in Figura 14a. Questi indicano l'assenza di precipitazione metastabile/mesofase, dove la polvere conserva la sua struttura amorfa originale. Al contrario, la polvere spruzzata alla stessa temperatura (550 ° C), ma lasciata sul substrato per 180 s, ha mostrato la precipitazione di grani di dimensioni nanometriche, come indicato dalle frecce in Fig. 13b.