Gratias tibi ago quod Nature.com invisisti. Versio navigatri quam uteris limitatam sustentationem pro CSS habet. Pro optima experientia, commendamus ut navigatro renovato utaris (aut modum compatibilitatis in Internet Explorer deactivare). Interea, ut continua sustentatio praestetur, situm sine stylis et JavaScript demonstrabimus.
Biopelliculae pars magni momenti sunt in evolutione infectionum chronicarum, praesertim cum instrumenta medica adhibentur. Hoc problema magnum impedimentum communitati medicae offert, cum antibiotica ordinaria biopelliculas tantum ad gradum valde limitatum eradicare possint. Impeditio formationis biopelliculae ad evolutionem variarum methodorum obductionis et novarum materiarum duxit. Hae methodi superficies obducere student modo qui formationem biopelliculae inhibet. Mixturae metallicae vitreae, praesertim eae quae metalla cuprum et titanium continent, ut obductiones antimicrobiales ideales emerserunt. Simul, usus technologiae aspersionis frigidae auctus est, cum methodus apta sit ad materias temperaturae sensibiles tractandas. Pars propositi huius studii erat novam pelliculam vitream metallicam antibacterialem ex Cu-Zr-Ni ternario compositam utens technicis mixtionis mechanicae evolvere. Pulvis sphaericus qui productum finale constituit ut materia prima ad obductionem aspersionis frigidae superficierum chalybis inoxidabilis temperaturis humilibus adhibetur. Substrata vitro metallico obducta formationem biopelliculae significanter reducere potuerunt saltem 1 log comparata cum chalybe inoxidabili.
Per historiam humanam, quaevis societas potuit materias novas, quae suis requisitis specificis satisfaciant, excogitare et promovere introductionem, quod ad meliorem efficaciam et ordinem in oeconomia globalizata duxit. Semper facultati humanae attributum est materias et apparatum fabricationis et consilia ad fabricationem et characterisationem materiarum evolvendi, ut progressus in salute, educatione, industria, oeconomia, cultura aliisque campis ex una regione vel regione ad aliam obtineantur. Progressus metitur sine discrimine terrae vel regionis. Per sexaginta annos, scientifici materialium magnam partem temporis sui uni curae principali dedicaverunt: investigationi materiarum novarum et acuminatarum. Investigationes recentes in qualitate et efficacia materiarum existentium emendanda, necnon in synthesizando et inveniendo genera materiarum omnino nova, intentae sunt.
Additio elementorum mixturae, modificatio microstructurae materiae, et applicatio artium thermicarum, mechanicarum vel thermomechanicarum ad meliorationes significantes in proprietatibus mechanicis, chemicis et physicis variarum materiarum effecerunt. Praeterea, composita hactenus inaudita feliciter synthesizata sunt hoc tempore. Hae perseverantes conatus novam familiam materiarum innovativarum, quae collective Materiae Provectae appellantur, generaverunt. Nanocrystalla, nanoparticulae, nanotubi, puncta quantica, vitra metallica amorpha zero-dimensionalia, et mixturae altae entropiae tantum nonnulla exempla sunt materiarum provectarum in mundum introductarum ab medio saeculo proximo. Cum novae mixturae cum proprietatibus superioribus fabricantur et evolvuntur, sive in producto finali sive in stadiis intermediis productionis, problema aequilibrii saepe additur. Propter implementationem novarum artium fabricationis ad significanter ab aequilibrio deviandum, tota nova classis mixturarum metastabilium, quae vitra metallica appellantur, inventa est.
Opus eius apud Caltech anno 1960 revolutionem in notione mixturarum metallorum attulit, cum mixturas vitreas Au-25 at.% Si synthesizat, liquores celeriter solidificando fere decies centena milia graduum per secundum [4]. Inventio Professoris Pol Duwez non solum initium historiae vitrorum metallicorum (MG) nuntiavit, sed etiam mutationem paradigmatis in modo quo homines de mixturis metallicis cogitant duxit. Ab primis studiis innovativis in synthesi mixturarum MG, fere omnia vitra metallica producta sunt omnino una ex sequentibus methodis utens; (i) celeris solidificatio liquefacti vel vaporis, (ii) perturbatio atomica clathri, (iii) reactiones amorphizationis status solidi inter elementa metallica pura, et (iv) transitiones status solidi phasium metastabilium.
MGs distinguuntur absentia ordinis atomici longi intervalli cum crystallis consociati, quod est proprietas propria crystallorum. In mundo hodierno, magnus progressus in campo vitri metallici factus est. Sunt materiae novae cum proprietatibus insignibus quae non solum in physica status solidi, sed etiam in metallurgia, chemia superficierum, technologia, biologia et multis aliis campis interest. Hoc novum genus materiae proprietates distinctas a metallis solidis exhibet, candidatum insignem ad applicationes technologicas in variis campis faciens. Proprietates aliquas importantes habent: (i) ductilitatem mechanicam magnam et limitem cessionis, (ii) permeabilitatem magneticam magnam, (iii) coerctivitatem humilem, (iv) resistentiam corrosionis insolitam, (v) independentiam a temperatura. Conductivitas 6,7...
Mechanica mixtura (MA)1,8 est ars relative nova, primum anno 19839 a Professore CC Kock et collegis introducta. Pulveres amorphos Ni60Nb40 paraverunt molendo mixturam elementorum purorum ad temperaturas ambientes perquam proximas. Typice, reactio MA perficitur inter copulationem diffusivam pulverum materiae reactantis in reactore, plerumque ex chalybe inoxidabili facto, in molam globulorum 10 (Fig. 1a, b). Ex eo tempore, haec ars reactionis status solidi mechanice inducta adhibita est ad praeparanda nova pulvera amorpha/metallica ex mixtura vitrea utens molis globulorum parvae (Fig. 1c) et altae energiae, necnon molis virgis 11, 12, 13, 14, 15, 16. Praesertim, haec methodus adhibita est ad praeparanda systemata immiscibilia ut Cu-Ta17, necnon mixturas alto puncto liquefactionis ut systemata Al-metalli transitionis (TM; Zr, Hf, Nb et Ta)18, 19 et Fe-W20, quae non possunt obtineri per vias praeparationis conventionales. Praeterea, MA habetur unum ex potentissimis instrumentis nanotechnologicis ad praeparandam particularum pulveris nanocrystallinarum et nanocompositarum scalae industrialis oxidorum metallicorum, carburorum, nitridorum, hydridorum, nanotubulorum carbonii,... nanodiamantes, necnon lata stabilizatio per modum desuper deorsum 1 et gradus metastabilis.
Schema demonstrans modum fabricationis adhibitum ad praeparandum stratum vitreum metallicum (MG) Cu50(Zr50−xNix)/SUS 304 in hoc studio. (a) Praeparatio pulverum mixturae MG cum variis concentrationibus Ni x (x; 10, 20, 30 et 40 at.%) utens technica molendi globulorum energiae humilis. (a) Materia initialis in cylindrum instrumenti una cum globulis chalybeis instrumenti imponitur, et (b) in arca chirothecarum atmosphaera He repleta sigillatus est. (c) Exemplar pellucidum vasis molendi motum globulorum durante molendo illustrans. Productum finale pulveris post 50 horas obtenti adhibitum est ad substratum SUS 304 tegendum utens methodo aspersionis frigidae (d).
Cum ad superficies materiarum in massa (substrata) venit, machinatio superficierum designationem et modificationem superficierum (substratorum) complectitur ad qualitates physicas, chemicas et technicas quasdam praebendas, quae in materia originali in massa non continentur. Inter proprietates quae per curationes superficierum efficaciter emendari possunt sunt resistentia abrasionis, resistentia oxidationis et corrosionis, coefficiens frictionis, bioinertia, proprietates electricae, et insulatio thermalis, ut pauca nominem. Qualitas superficiei emendari potest utens technicis metallurgicis, mechanicis vel chemicis. Ut processus bene notus, obductio simpliciter definitur ut strata singularia vel multiplicia materiae artificialiter deposita in superficie obiecti in massa (substrati) ex alia materia facti. Ita, obductiones partim adhibentur ad proprietates technicas vel decorativas desideratas consequendas, necnon ad materias ab interactionibus chemicis et physicis exspectatis cum ambitu circumstante protegendas.
Ut strata superficialia idonea ad protectionem deponantur, crassitudinibus ab paucis micrometris (infra 10-20 micrometra) ad plus quam 30 micrometra vel etiam pauca millimetra variantibus, multae methodi et technicae adhiberi possunt. In genere, processus obductionis in duas categorias dividi possunt: ​​(i) methodi obductionis humidae, inter quas electrodepositio, depositio sine electrodepositione, et methodi galvanizationis per immersionem calidam, et (ii) methodi obductionis siccae, inter quas brasatura, superficies applicanda, depositio vaporis physica (PVD), depositio vaporis chemica (CVD), technicae aspersionis thermalis, et recentiores technicae aspersionis frigidae 24 (Fig. 1d).
Biopelliculae definiuntur ut communitates microbiales quae superficiebus irreversibiliter adhaerent et polymeris extracellularibus (EPS) autoproductis circumdantur. Formatio biopelliculae superficialiter maturae ad damna significantia in multis sectoribus industrialibus ducere potest, inter quas industria alimentaria, systemata aquaria, et ambitus curationis. In hominibus, cum biopelliculae formantur, plus quam 80% casuum infectionum microbialium (inter quas Enterobacteriaceae et Staphylococci) difficulter curantur. Praeterea, biopelliculae maturae mille vicibus resistentiores curationi antibioticae esse relatae sunt comparatae cum cellulis bacterialibus planctonicis, quod magnum impedimentum therapeuticum habetur. Materiae tegumentorum superficialium antimicrobiales ex compositis organicis conventionalibus derivatae historice adhibitae sunt. Quamquam tales materiae saepe componentes toxicos continent qui potentialiter periculosi hominibus sunt,25,26 transmissionem bacterialem et destructionem materiae vitare possunt.
Lata resistentia bacteriorum curationibus antibioticis propter formationem biopelliculae ad necessitatem creandi superficiem efficacem membrana antimicrobiali obductam, quae tuto applicari possit, effecit27. Primum in hoc processu procedendi est elaboratio superficiei physicae vel chemicae antiadhaerentis, cui cellulae bacteriales impediuntur ne ligant et biopelliculas construant propter adhaesionem. Secunda technologia est elaborare obductiones quae permittunt ut chemica antimicrobialia praecise ubi opus est, in quantitatibus valde concentratis et accommodatis, tradantur. Hoc fit per elaborationem materiarum obductionis singularium, ut graphenum/germanium28, adamantum nigrum29 et obductionum carbonis similium adamantis ZnO-imbutorum30, quae bacteria resistentes sunt, technologia quae toxicitatem maximizat et resistentiam propter formationem biopelliculae significanter reducitur. Praeterea, obductiones quae chemica germicida in superficies incorporant ad protectionem diuturnam a contaminatione bacteriali praebendam magis magisque populares fiunt. Quamquam omnes tres processus effectus antimicrobiales in superficiebus obductis producere possunt, singulae suas limitationes habent, quae considerandae sunt cum strategias applicationis elaborantur.
Producta quae nunc in foro sunt impediuntur tempore insufficiente ad analysandum et probandum tegumenta protectora propter ingredientia biologice activa. Societates affirmant sua producta usoribus aspectus functionales optatos praebitura esse; Hoc tamen impedimentum fuit successui productorum quae nunc in foro sunt. Composita ex argento derivata in maxima parte curationum antimicrobialium, quae nunc clientibus praesto sunt, adhibentur. Haec producta ad protegendos utentes ab effectibus potentialiter periculosis microorganismorum elaborantur. Effectus antimicrobialis retardatus et toxicitas associata compositorum argenti pressionem in investigatores augent ut alternativam minus noxiam evolvant36,37. Creare tegumentum antimicrobiale globale quod intus et foris operatur adhuc negotium arduum esse probatur. Hoc propter pericula associata et valetudini et securitati est. Invenire agens antimicrobiale quod minus noxium est hominibus et invenire quomodo illud in substrata tegumenti cum vita longiore incorporari possit meta valde quaesita est38. Materiae antimicrobiales et anti-biofilm novissimae designantur ad bacteria prope necanda, vel per contactum directum vel postquam agens activum emittitur. Hoc facere possunt inhibendo adhaesionem bacterialem initialem (incluso contrare formationem strati proteini in superficie) vel necando bacteria interferendo cum pariete cellulari.
Fundamentaliter, obductio superficialis est processus ponendi aliud stratum in superficie componenti ad qualitates superficiales augendas. Finis obductionis superficialis est microstructuram et/vel compositionem regionis prope superficiem componentis accommodare.39 Technicae obductionis superficialis in diversas methodos dividi possunt, quae in Figura 2a compendiantur. Obductiones in categorias thermicas, chemicas, physicas et electrochemicas subdividi possunt, secundum methodum ad obductionem creandam adhibitam.
(a) Imago inclusa demonstrans principales rationes fabricationis pro superficie adhibitas, et (b) commoda et incommoda selecta rationum aspersionis frigidae.
Technologia aspersionis frigidae multas similitudines cum methodis aspersionis thermalis traditis habet. Attamen, nonnullae proprietates fundamentales clavis sunt quae processum aspersionis frigidae et materias aspersionis frigidae singulares reddunt. Technologia aspersionis frigidae adhuc in cunabulis est, sed futurum splendidum habet. In quibusdam applicationibus, proprietates singulares aspersionis frigidae magna commoda offerunt, limitationes inherentes methodorum thermalis typicarum superantes. Viam praebet ad limitationes significantes technologiae aspersionis thermalis traditae superandas, per quas pulvis liquefieri debet ut in substratum deponatur. Manifestum est, hic processus obductionis traditus non aptus est materiis temperaturae valde sensibilibus, ut nanocrystallis, nanoparticulis, vitris amorphis et metallicis40, 41, 42. Praeterea, materiae obductionis aspersionis thermalis semper altos gradus porositatis et oxidorum exhibent. Technologia aspersionis frigidae multa commoda significantia prae technologia aspersionis thermalis habet, ut (i) minima caloris immissio in substratum, (ii) flexibilitas in electionibus obductionis substrati, (iii) absentia transformationis phasis et incrementi granorum, (iv) alta robur nexus1,39 (Fig. 2b). Praeterea, materiae obductionis aspersionis frigidae magnam resistentiam corrosionis habent, altam... Robur et duritia, alta conductivitate electrica et alta densitate41. Contra commoda processus aspersionis frigidae, adhuc quaedam incommoda huius technicae adhibendae exstant, ut in Figura 2b demonstratur. Cum pulveres ceramicos puros, ut Al2O3, TiO2, ZrO2, WC, etc., obducuntur, methodus aspersionis frigidae adhiberi non potest. Contra, pulveres compositi ceramici/metallici ut materiae primae ad obductiones adhiberi possunt. Idem valet de aliis methodis aspersionis thermalis. Superficies complicatae et superficies tuborum interiores adhuc difficiles sunt ad aspergendum.
Cum hoc opus pulveres vitreos metallicos ut materias primas obducendi adhibere intendit, manifestum est aspersionem thermalem conventionalem ad hunc finem adhiberi non posse. Hoc fit quia pulveres vitrei metallici ad altas temperaturas crystallizantur1.
Pleraque instrumenta in industriis medicis et cibariis adhibita ex mixturis austeniticis chalybis inoxidabilis (SUS316 et SUS304) cum contento chromii inter 12 et 20% ponderis ad productionem instrumentorum chirurgicorum fiunt. Generaliter acceptum est usum metalli chromii ut elementum mixturae in mixturis chalybis resistentiam corrosionis mixturarum chalybis communium magnopere augere posse. Mixturae chalybis inoxidabilis, quamvis alta resistentia corrosionis, proprietates antimicrobiales significantes non exhibent38,39. Hoc cum alta resistentia corrosionis discrepat. Post hoc, progressus infectionis et inflammationis praedici potest, quae maxime ab adhaesione et colonizatione bacteriali in superficie biomateriarum chalybis inoxidabilis causatur. Difficultates significantes oriri possunt propter difficultates significantes cum adhaesione bacteriali et viis formationis biopelliculae coniunctas, quae ad deteriorationem valetudinis ducere possunt, quae multas consequentias habere potest quae directe vel indirecte valetudinem humanam afficere possunt.
Hoc studium est prima pars incepti a Fundatione Kuwaitiensi pro Progressu Scientiae (KFAS), Contractu Numero 2010-550401, pecuniis adiuti, ad investigandam possibilitatem producendi pulveres ternarios metallicos vitreos Cu-Zr-Ni utens technologia MA (Tabula 1) ad productionem pelliculae antibacterialis/tegumenti tutelaris superficialis SUS304. Secunda pars incepti, quae incipiet mense Ianuario 2023, proprietates corrosionis electrochemicae et proprietates mechanicas systematis accurate examinabit. Experimenta microbiologica accurata pro variis speciebus bacterialibus peragentur.
In hac dissertatione, effectus elementi Zr mixturae in facultatem vitri formandi (GFA) secundum proprietates morphologicas et structurales tractatur. Praeterea, proprietates antibacteriales pulveris vitrei metallici obducti/compositi SUS304 etiam tractatae sunt. Praeterea, opus praesens peractum est ad possibilitatem transformationis structuralis pulveris vitrei metallici, quae occurrit durante aspersione frigida intra regionem liquidam subrefrigeratam systematum vitri metallici fabricatorum, investigandam. Exempla repraesentativa, mixturae vitreae metallicae Cu50Zr30Ni20 et Cu50Zr20Ni30 in hoc studio adhibitae sunt.
In hac sectione, mutationes morphologicae pulverum elementorum Cu, Zr et Ni in molendis globulis energiae humilis exhibentur. Exempla illustrativa, duo systemata diversa ex Cu50Zr20Ni30 et Cu50Zr40Ni10 constantia ut exempla repraesentativa adhibebuntur. Processus MA in tres gradus distinctos dividi potest, ut demonstratur per characterisationem metallographicam pulveris producti per gradum molendi (Figura 3).
Proprietates metallographicae pulverum ex mixtura mechanica (MA) post varia stadia temporis molendi globulorum obtentae. Imagines microscopiae electronicae per emissionem campi (FE-SEM) pulverum MA et Cu50Zr40Ni10, post tempora molendi globulorum energiae humilis 3, 12 et 50 horarum obtentae, in (a), (c) et (e) pro systemate Cu50Zr20Ni30 monstrantur, dum in eodem MA imagines correspondentes systematis Cu50Zr40Ni10, post tempus captae, in (b), (d) et (f) monstrantur.
In molendis globulorum, energia cinetica effectiva quae in pulverem metallicum transferri potest afficitur a combinatione parametrorum, ut in Figura 1a demonstratur. Hoc includit collisiones inter globulos et pulveres, tonsuram compressivam pulveris inter media molendi haerentis, impetum globulorum cadentium, tonsuram et detritionem propter tractionem pulveris inter media molendi globulorum mobilia, et undam impulsivam transeuntem globulos cadentes per onera segetis (Figura 1a). Pulveres elementales Cu, Zr, et Ni graviter deformati sunt propter soldaduram frigidam in primo stadio MA (3 h), resultantes in magnis particulis pulveris (>1 mm in diametro). Hae magnae particulae compositae formatione crassorum stratorum elementorum mixturae (Cu, Zr, Ni) insignitae sunt, ut in Figura 3a,b demonstratur. Augmentum temporis MA ad 12 h (stadium intermedium) effecit augmentum energiae cineticae molae globulorum, resultans in decompositione pulveris compositi in pulveres subtiliores (minus quam 200 µm), ut in Figura 3c,d demonstratur. In hoc stadio, vis tonsoris applicata ducit ad... Formatio novae superficiei metallicae cum stratis tenuibus Cu, Zr, Ni, ut in Fig. 3c,d demonstratur. Propter refinationem stratorum, reactiones phasis solidae in interfacie lamellarum fiunt ad novas phases generandas.
Ad culmen processus MA (post 50 horas), metallographia squamosa leviter tantum visibilis erat (Fig. 3e, f), sed superficies polita pulveris metallographiam specularem ostendit. Hoc significat processum MA completum esse et creationem unius phasis reactionis evenisse. Compositio elementorum regionum in Fig. 3e (I, II, III), f, v, vi) indicatarum determinata est utens microscopio electronico per emissionem campi (FE-SEM) coniuncta cum spectroscopia radiorum X dispersionis energiae (EDS) (IV).
In Tabula II, concentrationes elementorum mixturae ostenduntur pro portione ponderis totius cuiusque regionis in Figura 3e et f selectae. Cum haec resultata cum compositionibus nominalibus initialibus Cu50Zr20Ni30 et Cu50Zr40Ni10 in Tabula I enumeratis comparantur, videri potest compositiones horum duorum productorum finalium valores compositionibus nominalibus valde similes habere. Praeterea, valores relativi componentium pro regionibus in Figura 3e et f enumeratis non significant deteriorationem significantem vel fluctuationem in compositione cuiusque exempli ab una regione ad aliam. Hoc demonstratur eo facto quod nulla mutatio in compositione ab una regione ad aliam est. Hoc ad productionem pulverum mixturae homogeneorum indicat, ut in Tabula II demonstratur.
Micrographa FE-SEM pulveris producti finalis Cu50(Zr50−xNix) post 50 tempora MA obtenta sunt, ut in Fig. 4a–d demonstratur, ubi x est 10, 20, 30 et 40 at.% respective. Post hoc gradum moliendi, pulvis aggregatur propter effectum van der Waals, quod efficit ut formatio aggregatorum magnorum ex particulis ultrafinis constantium cum diametris a 73 ad 126 nm variantibus, ut in Figura 4 demonstratur.
Proprietates morphologicae pulverum Cu50(Zr50−xNix) post tempus MA 50 horarum obtentae. Pro systematibus Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30, Cu50Zr10Ni40, imagines FE-SEM pulverum post 50 tempora MA obtentae in (a), (b), (c) et (d) respective monstrantur.
Antequam pulveres in frigidum pulverizatorem immitterentur, primum in aethanolo analytico per XV minuta sonicati sunt, deinde ad CL°C per duas horas siccati. Hoc gradu suscipiendum est ad agglomerationem, quae saepe multa problemata gravia per totum processum obductionis efficit, feliciter superandam. Postquam processus MA perfectus est, ulteriores characterizationes peractae sunt ad homogeneitatem pulverum mixturae investigandam. Figura 5a-d micrographas FE-SEM et imagines EDS correspondentes elementorum mixturae Cu, Zr et Ni mixturae Cu50Zr30Ni20, post L horas temporis M respective obtentas, ostendit. Notandum est pulveres mixturae post hunc gradum productos homogeneos esse, cum nullas fluctuationes compositionis ultra gradum subnanometricum ostendant, ut in Figura 5 demonstratur.
Morphologia et distributio elementorum localis pulveris MG Cu50Zr30Ni20, post 50 tempora MA obtenti per FE-SEM/spectroscopiam radiorum X per dispersionem energiae (EDS). (a) SEM et EDS radiorum X imaginum (b) Cu-Kα, (c) Zr-Lα et (d) Ni-Kα.
Exempla diffractionis radiorum X pulverum Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30 et Cu50Zr20Ni30 mechanice mixtorum, post tempus MA 50 horarum obtentorum, in Fig. 6a-d respective monstrantur. Post hoc stadium molendi, omnia exempla cum diversis concentrationibus Zr structuras amorphas cum exemplaribus diffusionis halo characteristicis, in Fig. 6 demonstratis, ostenderunt.
Exempla diffractionis radiorum X pulverum (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 et (d) Cu50Zr20Ni30 post tempus analgesiae (MA) 50 horarum. Omnia exempla sine exceptione exemplar diffusionis halo ostenderunt, quod formationem phasis amorphae implicat.
Microscopia electronica transmissionis altae resolutionis per emissionem campi (FE-HRTEM) adhibita est ad mutationes structurales observandas et structuram localem pulverum ex molendis globulis variis temporibus MA resultantium intellegendam. Imagines FE-HRTEM pulverum, post gradus initiales (6 h) et intermedios (18 h) molendi pro pulveribus Cu50Zr30Ni20 et Cu50Zr40Ni10 obtentae, in Fig. 7a et c respective monstrantur. Secundum imaginem campi clari (BFI) pulveris post MA 6 h producti, pulvis ex granis magnis cum finibus bene definitis elementorum fcc-Cu, hcp-Zr et fcc-Ni constat, et nullum signum est phasis reactionis formatam esse, ut in Fig. 7a demonstratur. Praeterea, exemplar diffractionis areae selectae correlatae (SADP), ex regione media (a) captum, exemplar diffractionis cuspidis revelavit (Fig. 7b), quod praesentiam crystallitarum magnarum et absentiam phasis reactivae indicat.
Proprietas structuralis localis pulveris MA post gradus incipientes (6 h) et intermedios (18 h) obtentae. (a) Microscopia electronica transmissionis altae resolutionis emissionis campi (FE-HRTEM), et (b) exemplar diffractionis areae selectae correspondens (SADP) pulveris Cu50Zr30Ni20 post tractationem MA per 6 h. Imago FE-HRTEM Cu50Zr40Ni10 obtenta post tempus MA 18 h in (c) ostenditur.
Ut in Figura 7c demonstratur, duratio MA ad 18 horas extensa defectus graves clathri cum deformatione plastica coniunctos effecit. Per hoc stadium intermedium processus MA, pulvis varios defectus ostendit, inter quos defectus accumulationis, defectus clathri, et defectus puncti (Figura 7). Hi defectus grana magna secundum limites granorum in subgranis magnitudinibus minoribus quam 20 nm dividuntur (Figura 7c).
Structura localis pulveris Cu50Z30Ni20, per tempus 36 horarum MA moliti, formationem nanogranorum ultrafiniorum in matrice tenui amorpha inclusorum ostendit, ut in Figura 8a demonstratur. Analysis EDS localis indicavit nanoclusteros illos in Figura 8a monstratos cum elementis mixturae pulveris Cu, Zr et Ni non processatis consociatos esse. Simul, contentum Cu matricis a ~32% at. (area macra) ad ~74% at. (area dives) fluctuavit, formationem productorum heterogeneorum indicans. Praeterea, SADPs correspondentes pulverum post molituram in hoc stadio obtentorum anulos primarios et secundarios halodiffusores phasis amorphae ostendunt, cum cuspibus acutis cum illis elementis mixturae crudis consociatis imbricatis, ut in Figura 8b demonstratur.
Ultra 36 h-Cu50Zr30Ni20 pulveris notas structurales locales nanoscalares. (a) Imago campi lucidi (BFI) et correspondens (b) SADP pulveris Cu50Zr30Ni20 obtenta post molituram per 36 h tempus MA.
Prope finem processus MA (50 h), pulveres Cu50(Zr50−xNix), X; 10, 20, 30 et 40 at.% semper morphologiam phasium labyrinthinam amorpharum habent, ut in Fig. 9a-d demonstratur. In SADP correspondenti cuiusque compositionis, neque diffractiones punctiformes neque figurae anulares acutae detegi potuerunt. Hoc indicat nullum metallum crystallinum non processum praesens esse, sed potius pulverem mixturae amorphae formari. Hae SADP correlatae, figuras diffusionis halo ostendentes, etiam ut testimonium pro evolutione phasium amorpharum in materia producta finali adhibitae sunt.
Structura localis producti finalis systematis MG Cu50 (Zr50−xNix). FE-HRTEM et exemplaria diffractionis nanobeam correlata (NBDP) (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 et (d) Cu50Zr10Ni40 post 50 horas MA obtenta.
Stabilitas thermalis temperaturae transitionis vitreae (Tg), regionis liquidi subrefrigerati (ΔTx) et temperaturae crystallizationis (Tx) pro functione contenti Ni (x) systematis amorphi Cu50(Zr50−xNix) investigata est per Calorimetriam Differentialem Scansionis (DSC) proprietatum sub fluxu gasii He. Vestigia DSC pulverum mixturae amorphae Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20 et Cu50Zr10Ni40, post tempus MA 50 horarum obtenta, in Fig. 10a, b, e respective monstrantur. Curva DSC amorphi Cu50Zr20Ni30 separatim in Fig. 10c ostenditur. Interea, exemplum Cu50Zr30Ni20 ad ~700°C in DSC calefactum in Fig. 10d ostenditur.
Stabilitas thermalis pulverum Cu50(Zr50−xNix) MG post tempus MA 50 horarum obtenta, ut indicatur temperatura transitionis vitreae (Tg), temperatura crystallizationis (Tx), et regione liquidi subrefrigerati (ΔTx). Thermogrammata calorimetri differentialis scansionis (DSC) pulverum (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 et (e) Cu50Zr10Ni40 MG post tempus MA 50 horarum. Figura diffractionis radiorum X (XRD) exempli Cu50Zr30Ni20 ad ~700°C in DSC calefacti in (d) monstratur.
Ut in Figura 10 demonstratur, curvae DSC omnium compositionum cum diversis concentrationibus Ni (x) duos casus diversos indicant, unum endothermicum et alterum exothermicum. Primus eventus endothermicus Tg respondet, dum secundus Tx refertur. Regio horizontalis quae inter Tg et Tx existit regio liquidi subrefrigerati appellatur (ΔTx = Tx – Tg). Resultata ostendunt Tg et Tx exempli Cu50Zr40Ni10 (Fig. 10a), positi ad 526°C et 612°C, contentum (x) ad 20% versus latus temperaturae humilis 482°C et 563°C cum crescente contento Ni (x) respective transferre, ut in Figura 10b demonstratur. Proinde, ΔTx Cu50Zr40Ni10 decrescit ab 86°C (Fig. 10a) ad 81°C pro Cu50Zr30Ni20 (Fig. 10b). Pro mixtura MG Cu50Zr40Ni10, observatum est etiam valores Tg, Tx et ΔTx ad gradus 447°C, 526°C et 79°C decrevisse (Fig. 10b). Hoc indicat augmentum contenti Ni ad diminutionem stabilitatis thermalis mixturae MG ducere. Contra, valor Tg (507°C) mixturae MG Cu50Zr20Ni30 inferior est quam mixturae MG Cu50Zr40Ni10; nihilominus, Tx eius valorem comparabilem priori (612°C) ostendit. Ergo, ΔTx valorem maiorem (87°C) exhibet, ut in Fig. 10c demonstratur.
Systema MG Cu50(Zr50−xNix), exemplo mixturae MG Cu50Zr20Ni30 sumpto, per apicem exothermicum acutum in phases crystallinas fcc-ZrCu5, orthorhombi-Zr7Cu10 et orthorhombi-ZrNi crystallizatur (Fig. 10c). Haec transitus phasis amorphae ad crystallinam confirmata est per XRD exempli MG (Fig. 10d), quod ad 700°C in DSC calefactum est.
Figura XI imagines photographicas ostendit, quae per processum pulverizationis frigidae in hoc opere peractum sunt. In hoc studio, particulae pulveris metallici vitrei similes, post tempus MA 50 horarum synthesizatae (exempli gratia Cu50Zr20Ni30 sumpto), ut materiae primae antibacteriales adhibitae sunt, et lamina chalybis inoxidabilis (SUS304) technologia pulverizationis frigidae obducta est. Methodus pulverizationis frigidae ad obducendum in serie technologiae pulverizationis thermalis electa est quia methodus efficacissima in serie pulverizationis thermalis est et adhiberi potest pro materiis metastabilibus temperaturae sensibilibus, ut pulveribus amorphis et nanocrystallinis, quae transitionibus phasium non obnoxiae sunt. Hoc est factor principalis in eligenda hac methodo. Processus pulverizationis frigidae perficitur utendo particulis altae velocitatis quae energiam cineticam particularum in deformationem plasticam, tensionem et calorem convertunt post impactum cum substrato vel particulis antea depositis.
Photographae in agro captae modum pulverizationis frigidae, per quinque praeparationes continuas MG coating/SUS 304 ad 550°C adhibitum, ostendunt.
Energia cinetica particularum, et sic momentum cuiusque particularum in formatione tegumenti, in alias formas energiae converti debet per mechanismos ut deformationem plasticam (interactiones initiales particulae et particula-particula in substrato et interactiones particularum), consolidationem inanium, rotationem particula-particula, deformationem et tandem calorem 39. Praeterea, si non omnis energia cinetica advenientes in calorem et energiam deformationis convertitur, eventus est collisio elastica, quod significat particulas simpliciter resilire post impactum. Indicatum est 90% energiae impactus applicatae materiae particulae/substrati in calorem localem converti 40. Insuper, cum vis impactus applicatur, altae rationes deformationis plasticae in regione contactus particulae/substrati brevissimo tempore consequuntur 41,42.
Deformatio plastica plerumque habetur processus dissipationis energiae, vel accuratius, fons caloris in regione interfaciali. Attamen, augmentum temperaturae in regione interfaciali plerumque non sufficit ad liquefactionem interfacialem producendam vel ad interdiffusionem atomorum significanter promovendam. Nulla publicatio auctoribus nota investigat effectum proprietatum horum pulverum metallicorum vitreorum in adhaesione et depositione pulveris quae fit cum modi aspersionis frigidae adhibentur.
Diffractionis Factor Diffractionis (BFI) pulveris mixturae MG Cu50Zr20Ni30 in Figura 12a videri potest, quae in substrato SUS 304 obducta est (Figurae 11, 12b). Ut ex figura videri potest, pulveres obducti structuram suam amorpham originalem servant, cum structuram labyrinthicam delicatam sine ullis notis crystallinis vel defectibus clathri habeant. Contra, imago praesentiam phasis extraneae indicat, ut a nanoparticulis in matricem pulveris MG-obductam incorporatis suggerunt (Figura 12a). Figura 12c exemplar diffractionis nanobeam indicatam (NBDP) cum regione I associatum depingit (Figura 12a). Ut in Figura 12c demonstratur, NBDP exemplar diffusionis halo debile structurae amorphae exhibet et cum maculis acutis phasi crystallinae magnae cubicae Zr2Ni metastabilis plus tetragonalis CuO correspondentibus coexistit. Formatio CuO oxidationi pulveris attribui potest cum a rostro sclopeti pulverisatoris ad SUS 304 in aere aperto sub... fluxus supersonicus. Contra, devitrificatio pulverum metallicorum vitreorum formationem magnarum phasium cubicarum post curationem aspersionis frigidae ad 550°C per 30 min effecit.
(a) Imago FE-HRTEM pulveris MG in substrato (b) SUS 304 obductae (insertio figurae). Index NBDP symboli circularis in (a) monstrati in (c) monstratur.
Ad hunc mechanismum potentialem formationis magnarum nanoparticularum cubicarum Zr2Ni verificandum, experimentum independens peractum est. In hoc experimento, pulveres e sclopeto pulverizatorio ad 550°C in directionem substrati SUS 304 aspersi sunt; tamen, ad effectum recoctionis pulverum elucidandum, e lamina SUS304 quam celerrime (circiter 60 secundis) remoti sunt. Alia series experimentorum peracta est in qua pulvis e substrato circiter 180 secundis post depositionem remotus est.
Figurae 13a et b imagines campi obscuri (DFI) ostendunt, quae per microscopiam electronicam transmissionis perlustrativae (STEM) duarum materiarum aspersarum, in substratis SUS 304 per 60 s et 180 s respective depositarum, obtentae sunt. Imago pulveris per 60 secunda deposita nullam habet particularitatem morphologicam, ostendens absentiam lineamentorum (Fig. 13a). Hoc etiam per XRD confirmatum est, quae indicavit structuram generalem horum pulverum amorpham esse, ut indicatur a maximis diffractionis primariis et secundariis latis in Figura 14a demonstratis. Haec absentiam praecipitationis metastabilis/mesophasis indicant, ubi pulvis structuram suam amorpham originalem retinet. Contra, pulvis aspersus eadem temperatura (550°C), sed in substrato per 180 s relictus, praecipitationem granorum nano-magnitudinis ostendit, ut indicatur a sagittis in Figura 13b.