Paldies, ka apmeklējāt vietni Nature.com.Jūsu izmantotajai pārlūkprogrammas versijai ir ierobežots CSS atbalsts.Lai nodrošinātu vislabāko pieredzi, iesakām izmantot atjauninātu pārlūkprogrammu (vai izslēgt saderības režīmu pārlūkprogrammā Internet Explorer). Tikmēr, lai nodrošinātu nepārtrauktu atbalstu, vietne tiks rādīta bez stiliem un JavaScript.
Bioplēves ir svarīga sastāvdaļa hronisku infekciju attīstībā, īpaši, ja ir iesaistītas medicīniskās ierīces. Šī problēma ir milzīgs izaicinājums medicīnas sabiedrībai, jo standarta antibiotikas var tikai ļoti ierobežotā mērā izskaust bioplēves. Bioplēves veidošanās novēršana ir novedusi pie dažādu pārklāšanas metožu un jaunu materiālu izstrādes. Šo metožu mērķis ir pārklāt virsmas tādā veidā, kas kavē bioplēves veidošanos. Divkāršie pārklājumi. Tajā pašā laikā ir palielinājusies aukstās smidzināšanas tehnoloģijas izmantošana, jo tā ir piemērota metode temperatūras jutīgu materiālu apstrādei.Daļa no šī pētījuma mērķa bija izstrādāt jaunu antibakteriālu plēves metālisku stiklu, kas sastāv no trīskāršā Cu-Zr-Ni, izmantojot mehāniskās sakausēšanas metodes. Sfēriskais pulveris, kas veido galaproduktu, tiek izmantots kā bezmetāla stikla virsmas izsmidzināšanas izejviela zemā temperatūrā. spēja ievērojami samazināt bioplēves veidošanos vismaz par 1 žurnālu salīdzinājumā ar nerūsējošo tēraudu.
Cilvēces vēstures gaitā jebkura sabiedrība ir spējusi izstrādāt un veicināt jaunu materiālu, kas atbilst tās īpašajām prasībām, ieviešanu, kā rezultātā ir uzlabojusies veiktspēja un vieta globalizētā ekonomikā1. Tas vienmēr ir bijis saistīts ar cilvēka spēju izstrādāt materiālus un ražošanas iekārtas un dizainus materiālu ražošanai un raksturošanai, lai sasniegtu ieguvumus veselībā, izglītībā, rūpniecībā, ekonomikā, kultūrā un citās jomās, neatkarīgi no vienas valsts vai reģiona progresa.2 60 gadus materiālu zinātnieki ir veltījuši lielu daļu sava laika, lai koncentrētos uz vienu galveno problēmu: tiekšanos pēc jauniem un vismodernākajiem materiāliem. Jaunākie pētījumi ir vērsti uz esošo materiālu kvalitātes un veiktspējas uzlabošanu, kā arī pilnīgi jaunu materiālu veidu sintezēšanu un izgudrošanu.
Leģējošu elementu pievienošana, materiāla mikrostruktūras modifikācijas un termiskās, mehāniskās vai termomehāniskās apstrādes metožu izmantošana ir devusi ievērojamus uzlabojumus dažādu materiālu mehāniskajās, ķīmiskajās un fizikālajās īpašībās. Turklāt šajā brīdī ir veiksmīgi sintezēti līdz šim nedzirdēti savienojumi. Šie neatlaidīgie centieni ir radījuši jaunu, novatorisku materiālu kopumu, kas pazīstams kā nanomateriāli. daļiņas, nanocaurules, kvantu punkti, nulles dimensiju, amorfie metāliskie stikli un augstas entropijas sakausējumi ir tikai daži progresīvu materiālu piemēri, kas pasaulē ieviesti kopš pagājušā gadsimta vidus. Ražojot un attīstot jaunus sakausējumus ar augstākām īpašībām gan galaproduktā, gan tā ražošanas starpposmā, bieži rodas problēmas, kas saistītas ar auduma atdalīšanas paņēmieniem. Līdzsvars, ir atklāta pilnīgi jauna metastabilu sakausējumu klase, kas pazīstama kā metāla stikli.
Viņa darbs uzņēmumā Caltech 1960. gadā radīja revolūciju metālu sakausējumu koncepcijā, kad viņš sintezēja stiklveida Au-25 at.% Si sakausējumus, ātri sacietējot šķidrumus ar gandrīz miljonu grādu sekundē. MG sakausējumu sintēzē gandrīz visi metāliskie stikli ir pilnībā izgatavoti, izmantojot kādu no šīm metodēm;(i) ātra kausējuma vai tvaika sacietēšana, (ii) režģa atomu nekārtība, (iii) cietvielu amorfizācijas reakcijas starp tīriem metāla elementiem un (iv) metastabilu fāžu cietvielu pārejas.
MG izceļas ar to, ka trūkst liela attāluma atomu secības, kas saistīta ar kristāliem, kas ir kristālu noteicošā īpašība. Mūsdienu pasaulē ir panākts liels progress metāliskā stikla jomā. Tie ir jauni materiāli ar interesantām īpašībām, kas interesē ne tikai cietvielu fizikā, bet arī metalurģijā, virsmas ķīmijā, tehnoloģijās, tehnoloģijās, materiālos, kas padara to par jaunu cietvielu īpašību veidu, bioloģiju un daudzām citām jomām. tehnoloģiskie pielietojumi dažādās jomās. Tiem ir dažas svarīgas īpašības;i) augsta mehāniskā lokanība un tecēšanas robeža, ii) augsta magnētiskā caurlaidība, iii) zema koercivitāte, iv) neparasta izturība pret koroziju, v) temperatūras neatkarība Vadītspēja 6,7.
Mehāniskā sakausēšana (MA)1,8 ir salīdzinoši jauna metode, ko 19839. gadā pirmo reizi ieviesa prof. CC Kock un kolēģi. Viņi sagatavoja amorfus Ni60Nb40 pulverus, samaļot tīru elementu maisījumu apkārtējās vides temperatūrā, kas ir ļoti tuvu istabas temperatūrai.Parasti MA reakciju veic starp reaģenta materiāla pulveru difūzu savienošanu reaktorā, kas parasti ir izgatavots no nerūsējošā tērauda, ​​lodīšu dzirnavās 10 (1.a, b. att.). Kopš tā laika šī mehāniski inducētā cietvielu reakcijas metode ir izmantota, lai sagatavotu jaunus amorfu/metāla stikla sakausējumu pulverus, izmantojot kā zemas, zemas (Fig) dzirnavas1. 12,13,14,15, 16. Jo īpaši šī metode ir izmantota, lai sagatavotu nesajaucamas sistēmas, piemēram, Cu-Ta17, kā arī augstas kušanas temperatūras sakausējumus, piemēram, Al-pārejas metālu sistēmas (TM; Zr, Hf, Nb un Ta)18,19 un Fe-W20 , ko nevar iegūt, izmantojot nanotehnoloģiju jaudīgākais nanotehnoloģijas process, kas tiek uzskatīts par citu nanotehnoloģiju. metālu oksīdu, karbīdu, nitrīdu, hidrīdu, oglekļa nanocauruļu, nanodimantu kristāliskas un nanokompozītu pulvera daļiņas, kā arī plaša stabilizācija, izmantojot lejupejošu pieeju 1 un metastabilās stadijas.
Shēma, kas parāda ražošanas metodi, kas izmantota Cu50(Zr50−xNix) metāliskā stikla (MG) pārklājuma/SUS 304 sagatavošanai šajā pētījumā.(a) MG sakausējuma pulveru ar dažādu Ni koncentrāciju x (x; 10, 20, 30 un 40 at.%) sagatavošana, izmantojot zemas enerģijas lodīšu frēzēšanas tehniku. ed cimdu kastē, kas piepildīta ar He atmosfēru.(c) Slīpēšanas trauka caurspīdīgs modelis, kas ilustrē lodītes kustību slīpēšanas laikā. Pulvera galaprodukts, kas iegūts pēc 50 stundām, tika izmantots SUS 304 substrāta pārklāšanai, izmantojot aukstās izsmidzināšanas metodi (d).
Ja runa ir par beztaras materiālu virsmām (substrātiem), virsmu inženierija ietver virsmu (substrātu) projektēšanu un modificēšanu, lai nodrošinātu noteiktas fizikālās, ķīmiskās un tehniskās īpašības, kas nav ietvertas oriģinālajā beztaras materiālā. Dažas īpašības, kuras var efektīvi uzlabot ar virsmas apstrādi, ir nodilumizturība, termiskā izturība un izturība pret koroziju, berzes koeficients, izmantojot virsmas, uzlabota berzes un izturīguma īpašības, bioloģiskās izturības īpašības. metalurģijas, mehāniskās vai ķīmiskās metodes. Kā plaši pazīstams process, pārklājums ir vienkārši definēts kā viens vai vairāki materiāla slāņi, kas mākslīgi uzklāti uz lielapjoma objekta (substrāta) virsmas, kas izgatavots no cita materiāla. Tādējādi pārklājumus daļēji izmanto, lai sasniegtu vēlamās tehniskās vai dekoratīvās īpašības, kā arī lai aizsargātu materiālus no paredzamās ķīmiskās un fizikālās mijiedarbības ar apkārtējo vidi23.
Lai uzklātu piemērotus virsmas aizsargslāņus, kuru biezums svārstās no dažiem mikrometriem (zem 10-20 mikrometriem) līdz virs 30 mikrometriem vai pat dažiem milimetriem, var izmantot daudzas metodes un paņēmienus. Kopumā pārklāšanas procesus var iedalīt divās kategorijās: (i) mitrās pārklāšanas metodes, tostarp galvanizācija, bezelektroniskā pārklāšana un fizikālā galvanizācijas metodes, cokolēšana, galvanizēšana, pārklājuma metodes. tvaiku pārklāšana (PVD), ķīmiskā tvaiku pārklāšana (CVD), termiskās izsmidzināšanas metodes un pēdējā laikā aukstās izsmidzināšanas metodes 24 (1.d attēls).
Bioplēves ir definētas kā mikrobu kopienas, kas ir neatgriezeniski pievienotas virsmām un ko ieskauj pašražoti ārpusšūnu polimēri (EPS). Virspusēji nobriedušu bioplēvju veidošanās var izraisīt ievērojamus zaudējumus daudzās rūpniecības nozarēs, tostarp pārtikas rūpniecībā, ūdensapgādes sistēmās un veselības aprūpes vidē. Cilvēkiem, veidojoties bioplēvēm, vairāk nekā 80% gadījumu ir mikroorganismu un enterolociāļu infekciju ir grūti ārstēt.Turklāt ziņots, ka nobriedušas bioplēves ir 1000 reižu izturīgākas pret ārstēšanu ar antibiotikām, salīdzinot ar planktona baktēriju šūnām, kas tiek uzskatītas par galveno terapeitisko izaicinājumu. Vēsturiski ir izmantoti pretmikrobu virsmas pārklājuma materiāli, kas iegūti no konvencionālajiem organiskajiem savienojumiem. Lai gan šādi materiāli bieži satur toksiskas sastāvdaļas, kas var palīdzēt izvairīties no baktēriju pārnešanas un iznīcināšanas2.
Plašā baktēriju rezistence pret ārstēšanu ar antibiotikām bioplēves veidošanās dēļ ir radījusi nepieciešamību izstrādāt efektīvu pretmikrobu membrānu pārklātu virsmu, ko var droši uzklāt27.Fizikālas vai ķīmiskas pretadhēzijas virsmas izveidošana, pie kuras baktēriju šūnas tiek kavētas, lai piesaistītos un veidotu bioplēves adhēzijas dēļ, ir pirmā pieeja šajā procesā27. Otrā tehnoloģija ļauj precīzi izstrādāt pretmikrobu ķīmiskās vielas, lai tās izstrādātu. koncentrēts un pielāgots daudzums. Tas tiek panākts, izstrādājot unikālus pārklājuma materiālus, piemēram, grafēnu/germānu28, melno dimantu29 un ar ZnO leģētus dimantiem līdzīgus oglekļa pārklājumus30, kas ir izturīgi pret baktērijām. Tehnoloģija, kas maksimāli samazina toksicitāti un rezistences veidošanos, pateicoties bioplēves veidošanās procedūrām. Turklāt pārklājumi, kas arvien vairāk nodrošina virsmas aizsardzību no baktericīdām līdz ilgstošām ķīmiskām vielām. spēj radīt pretmikrobu iedarbību uz pārklātām virsmām, katrai no tām ir savi ierobežojumi, kas jāņem vērā, izstrādājot lietošanas stratēģijas.
Pašlaik tirgū esošos produktus apgrūtina nepietiekams laiks, lai analizētu un pārbaudītu bioloģiski aktīvo sastāvdaļu aizsargpārklājumus. Uzņēmumi apgalvo, ka viņu produkti nodrošinās lietotājiem vēlamos funkcionālos aspektus;tomēr tas ir bijis šķērslis pašlaik tirgū esošo produktu panākumiem.Savienojumi, kas iegūti no sudraba, tiek izmantoti lielākajā daļā tagad patērētājiem pieejamo antimikrobiālo terapiju. Šie produkti ir izstrādāti, lai aizsargātu lietotājus no potenciāli bīstamās mikroorganismu iedarbības. Sudraba savienojumu aizkavētā antimikrobiālā iedarbība un ar to saistītā globālā alternatīvā toksicitāte palielina spiedienu uz pētniekiem, lai izstrādātu mazāk kaitīgus un pretmikrobu līdzekļus. Izmeklēšana joprojām ir biedējošs uzdevums.Tas ir saistīts ar riskiem gan veselībai, gan drošībai.Cilvēkam mazāk kaitīga pretmikrobu līdzekļa atklāšana un izdomāšana, kā to iekļaut pārklājuma substrātos ar ilgāku glabāšanas laiku, ir ļoti pieprasīts mērķis38.Jaunākais antimikrobiālais līdzeklis un antibakteriālais līdzeklis ir izstrādāts tiešā saskarē ar vai nu tiešā saskarē esošie materiāli, vai nu tiešā saskarē, ir paredzēti, lai iznīcinātu baktērijas. inhibējot sākotnējo baktēriju adhēziju (tostarp novēršot proteīna slāņa veidošanos uz virsmas) vai iznīcinot baktērijas, iejaucoties šūnu sieniņā.
Būtībā virsmas pārklāšana ir process, kurā uz komponenta virsmas tiek uzlikts cits slānis, lai uzlabotu ar virsmu saistītās īpašības. Virsmas pārklājuma mērķis ir pielāgot komponenta virsmas apgabala mikrostruktūru un/vai sastāvu39. Virsmas pārklāšanas tehnikas var iedalīt dažādās metodēs, kas ir apkopotas 2.a attēlā. Pārklājumus var iedalīt fizikālās, ķīmiskās un apakškategorijās atkarībā no izmantotajām fizikālajām, ķīmiskajām un apakškategorijām. ēšanas.
(a) Ieraksts, kurā parādītas galvenās virsmas izgatavošanas metodes, un (b) izvēlētās aukstās izsmidzināšanas tehnikas priekšrocības un trūkumi.
Aukstās smidzināšanas tehnoloģijai ir daudz līdzību ar tradicionālajām termiskās izsmidzināšanas metodēm. Tomēr ir arī dažas galvenās pamatīpašības, kas padara aukstās izsmidzināšanas procesu un aukstās izsmidzināšanas materiālus īpaši unikālus. Aukstās smidzināšanas tehnoloģija joprojām ir sākumstadijā, taču tai ir spoža nākotne. Dažos lietojumos aukstās smidzināšanas unikālās īpašības piedāvā lielas priekšrocības, pārvarot tradicionālo termiskās izsmidzināšanas metožu raksturīgos ierobežojumus. Tā nodrošina ievērojamus ierobežojumus, lai pārvarētu termiskās izsmidzināšanas metodes. e.Acīmredzot šis tradicionālais pārklāšanas process nav piemērots ļoti jutīgiem materiāliem, piemēram, nanokristāliem, nanodaļiņām, amorfiem un metāliskiem stikliem40, 41, 42. Turklāt termiski izsmidzināmiem pārklājuma materiāliem vienmēr ir augsts porainības un oksīdu līmenis. Aukstās izsmidzināšanas tehnoloģijai ir daudz nozīmīgu priekšrocību, piemēram, substrāta līdzsvarošanas līdz siltuma izsmidzināšanas tehnoloģijai. izvēles, (iii) fāzes transformācijas un graudu augšanas neesamība, (iv) augsta saites stiprība1,39 (att.2.b) Turklāt aukstā izsmidzināšanas pārklājuma materiāliem ir augsta izturība pret koroziju, augsta izturība un cietība, augsta elektrovadītspēja un augsts blīvums41. Pretēji aukstās izsmidzināšanas procesa priekšrocībām, šīs metodes izmantošanai joprojām ir daži trūkumi, kā parādīts 2.b attēlā. Pārklājot tīrus keramikas pulverus, piemēram, Al2O3, TiO2, WC kompozītmateriālus, nevar izmantot auksto metodi. pulverus var izmantot kā izejvielas pārklājumiem.Tas pats attiecas uz citām termiskās izsmidzināšanas metodēm.Sarežģītas virsmas un iekšējo cauruļu virsmas joprojām ir grūti izsmidzināt.
Ņemot vērā, ka pašreizējā darba mērķis ir izmantot metāliskus stiklveida pulverus kā neapstrādātus pārklājuma materiālus, ir skaidrs, ka šim nolūkam nevar izmantot parasto termisko izsmidzināšanu. Tas ir tāpēc, ka metāliski stiklveida pulveri kristalizējas augstā temperatūrā1.
Lielākā daļa instrumentu, ko izmanto medicīnas un pārtikas rūpniecībā, ir izgatavoti no austenīta nerūsējošā tērauda sakausējumiem (SUS316 un SUS304) ar hroma saturu no 12 līdz 20 svara %, kas paredzēti ķirurģisko instrumentu ražošanai. Ir vispārpieņemts, ka hroma metāla kā leģējošā elementa izmantošana tērauda sakausējumos var ievērojami uzlabot to nerūsējošā tērauda standarta izturību pret koroziju. rezistenci, neuzrāda būtiskas pretmikrobu īpašības38,39.Tas ir pretstatā to augstajai izturībai pret koroziju.Pēc tam var prognozēt infekciju un iekaisuma attīstību, ko galvenokārt izraisa baktēriju adhēzija un kolonizācija uz nerūsējošā tērauda biomateriālu virsmas. Nozīmīgas grūtības var rasties veselības problēmu dēļ, kas var izraisīt daudzu baktēriju veidošanos un bioplēves veidošanos, kas var izraisīt daudzas bioplēves sekas. kas var tieši vai netieši ietekmēt cilvēku veselību.
Šis pētījums ir pirmā fāze projektā, ko finansē Kuveitas Zinātnes attīstības fonds (KFAS), līguma Nr. 2010-550401, lai izpētītu iespējamību ražot metāliskus stiklveida Cu-Zr-Ni trīskāršus pulverus, izmantojot MA tehnoloģiju (1. tabula), lai ražotu antibakteriālu plēvi/S302 janvārī. , detalizēti izpētīs sistēmas elektroķīmiskās korozijas īpašības un mehāniskās īpašības. Tiks veikti detalizēti mikrobioloģiskie testi dažādām baktēriju sugām.
Šajā rakstā ir apskatīta Zr sakausējuma elementa satura ietekme uz stikla veidošanās spēju (GFA), pamatojoties uz morfoloģiskajām un strukturālajām īpašībām. Turklāt tika apspriestas arī pārklātā metāliskā stikla pulvera pārklājuma/SUS304 kompozīta antibakteriālās īpašības. Turklāt ir veikts pašreizējais darbs, lai izpētītu iespējamu strukturālo transformāciju iespējamību metāliskā stikla smidzināšanas pulvera metāliskā stikla reprezentatīvā apgabalā. piemēri, šajā pētījumā izmantoti Cu50Zr30Ni20 un Cu50Zr20Ni30 metāla stikla sakausējumi.
Šajā sadaļā ir parādītas elementāro Cu, Zr un Ni pulveru morfoloģiskās izmaiņas zemas enerģijas lodīšu frēzēšanā. Kā ilustratīvi piemēri kā reprezentatīvi piemēri tiks izmantotas divas dažādas sistēmas, kas sastāv no Cu50Zr20Ni30 un Cu50Zr40Ni10. MA procesu var iedalīt trīs atšķirīgos posmos, kā liecina pulvera malšanas stadijas metalogrāfiskais raksturojums3.
Mehānisko sakausējumu (MA) pulveru metalogrāfiskie raksturlielumi, kas iegūti pēc dažādiem lodīšu frēzēšanas laika posmiem. Lauka emisijas skenējošās elektronu mikroskopijas (FE-SEM) attēli MA un Cu50Zr40Ni10 pulveriem, kas iegūti pēc zemas enerģijas lodīšu frēzēšanas laikiem 3, 12 un 50 h, ir parādīti (a), (c) un (e) vienā un tajā pašā CuNiZ0 sistēmā. Cu50Zr40Ni10 sistēma, kas uzņemta pēc laika, ir parādīta (b), (d) un (f).
Lodīšu frēzēšanas laikā efektīvo kinētisko enerģiju, ko var pārnest uz metāla pulveri, ietekmē parametru kombinācija, kā parādīts 1.a attēlā. Tas ietver sadursmes starp lodītēm un pulveriem, pulvera saspiešanu, kas iestrēdzis starp vai starp slīpmašīnām, krītošu lodīšu triecienu, bīdes un nodilumu pulvera pretestības dēļ starp kustīgo lodīšu frēzēšanas līdzekli un triecienvilni, kas iet cauri krītošam lodīšu frēzēšanas līdzeklim, un triecienvilnis. Ni pulveri bija stipri deformēti aukstās metināšanas dēļ MA agrīnā stadijā (3 h), kā rezultātā izveidojās lielas pulvera daļiņas (diametrs > 1 mm). Šīm lielajām kompozītmateriālu daļiņām ir raksturīgs biezu leģējošu elementu (Cu, Zr, Ni) slāņu veidošanās, kā parādīts 3.a, b. attēlā. Palielinot MA laiku līdz 12 h enerģijas palielinājumam. kompozītmateriālu pulvera sastāvs smalkākos pulveros (mazāk par 200 µm), kā parādīts 3.c,d attēlā. Šajā posmā pielietotais bīdes spēks noved pie jaunas metāla virsmas ar smalkiem Cu, Zr, Ni mājienu slāņiem, kā parādīts 3.c,d attēlā. Slāņa precizēšanas rezultātā saskarnē rodas jaunas cietās fāzes reakcijas.
MA procesa kulminācijā (pēc 50 h) pārslainā metalogrāfija bija tikai vāji redzama (3.e,f att.), bet pulvera pulētajā virsmā bija redzama spoguļmetalogrāfija. Tas nozīmē, ka MA process ir pabeigts un ir notikusi vienas reakcijas fāzes izveidošanās. FE-SEM) apvienojumā ar enerģiju izkliedējošo rentgenstaru spektroskopiju (EDS) (IV).
2. tabulā sakausējošo elementu elementu koncentrācijas ir parādītas procentos no katra 3.e, f attēlā atlasītā reģiona kopējā svara. Salīdzinot šos rezultātus ar Cu50Zr20Ni30 un Cu50Zr40Ni10 sākuma nominālajiem sastāviem, kas norādīti 1. tabulā, var redzēt, ka šo divu produktu galaproduktu sastāva relatīvās vērtības ir ļoti līdzīgas. 3.e,f attēlā norādītajiem reģioniem nenozīmē būtisku katra parauga sastāva pasliktināšanos vai svārstības no viena reģiona uz citu. Par to liecina fakts, ka sastāvs nemainās no viena reģiona uz otru. Tas norāda uz viendabīgu sakausējumu pulveru ražošanu, kā parādīts 2. tabulā.
Galaprodukta Cu50(Zr50−xNix) pulvera FE-SEM mikrogrāfijas tika iegūtas pēc 50 MA reizēm, kā parādīts 4.a–d attēlā, kur x ir attiecīgi 10, 20, 30 un 40 at.%, pēc šī malšanas posma van der Vālsa diametra agregācijas dēļ pulveris agregējas, veidojot lielu šķelšanās efektu. 73 līdz 126 nm, kā parādīts 4. attēlā.
Cu50(Zr50−xNix) pulveru morfoloģiskās īpašības, kas iegūtas pēc MA laika 50 h. Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30, Cu50Zr10Ni40 sistēmām pulveru FE-SEM attēli ir parādīti pēc 5c) (d) un laiki, kas iegūti pēc 5c) (.b)
Pirms pulveru ievietošanas aukstā izsmidzināšanas padevējā tos vispirms 15 minūtes apstrādāja ar ultraskaņu analītiskā tīrā etanolā un pēc tam 2 stundas žāvēja 150 °C temperatūrā. Šis solis ir jāveic, lai veiksmīgi cīnītos pret aglomerāciju, kas bieži vien rada daudzas būtiskas problēmas visā pārklāšanas procesā. Pēc MA procesa pabeigšanas tika veikti turpmāki pulvera homogenitātes raksturojumi. Cu50Zr30Ni20 sakausējuma Cu, Zr un Ni sakausējuma elementu EM mikrogrāfi un attiecīgie EDS attēli, kas iegūti attiecīgi pēc 50 h M laika. Jāņem vērā, ka pēc šī posma ražotie sakausējuma pulveri ir viendabīgi, jo tie neuzrāda nekādas sastāva svārstības, kas pārsniedz subnanometra līmeni, kā parādīts 5. attēlā.
MG Cu50Zr30Ni20 pulvera morfoloģija un lokālais elementārais sadalījums, kas iegūts pēc 50 MA reizēm ar FE-SEM/enerģijas dispersīvo rentgena spektroskopiju (EDS).(a) SEM un rentgena EDS kartēšana (b) Cu-Kα, (c) Zr-Lα un (d) Ni-Kα attēliem.
Mehāniski leģētu Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30 un Cu50Zr20Ni30 pulveru XRD raksti, kas iegūti pēc MA laika 50 h, ir parādīti attiecīgi 6.a–d attēlā. Pēc šī posma ar atšķirīgām frēzēšanas fūzijas stadijām ar atšķirīgām F koncentrācijām ir parādīti visi paraugi. 6. piem.
(a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 un (d) Cu50Zr20Ni30 pulveru XRD modeļi pēc MA laika 50 h. Visi paraugi bez izņēmuma uzrādīja halo difūzijas modeli, kas liecina par fāzes veidošanos.
Lauka emisijas augstas izšķirtspējas transmisijas elektronu mikroskopija (FE-HRTEM) tika izmantota, lai novērotu strukturālās izmaiņas un izprastu pulveru lokālo struktūru, kas rodas lodīšu frēzēšanas rezultātā dažādos MA laikos.Fe-HRTEM attēli pulveriem, kas iegūti pēc agrīnās (6 h) un starpposma (18 h) frēzēšanas fāzēm Cu50Zr30NiZr40, Cu50NiZr40, Cu50NiZr40 un Cu50Zi20,7cN. ly.Saskaņā ar pulvera spilgtā lauka attēlu (BFI), kas iegūts pēc MA​​ 6 h, pulveris sastāv no lieliem graudiem ar precīzi noteiktām elementu fcc-Cu, hcp-Zr un fcc-Ni robežām, un nav pazīmju, ka reakcijas fāze būtu izveidojusies, kā parādīts 7.a attēlā. Turklāt no DP izkliedētais korelācijas apgabals (atklāts vidusdaļa) p difrakcijas modelis (7.b att.), kas norāda uz lielu kristalītu klātbūtni un reaktīvās fāzes neesamību.
MA pulvera lokālais strukturālais raksturojums, kas iegūts pēc agrīnas (6 h) un starpposma (18 h) stadijas.(a) Lauka emisijas augstas izšķirtspējas transmisijas elektronu mikroskopija (FE-HRTEM) un (b) atbilstošā Cu50Zr30Ni20 pulvera atlasītā laukuma difrakcijas shēma (SADP) pēc MA apstrādes 6 stundu laikā. c).
Kā parādīts 7.c attēlā, MA ilguma pagarināšana līdz 18 stundām izraisīja nopietnus režģa defektus apvienojumā ar plastisko deformāciju. Šajā MA procesa starpposmā pulverim ir dažādi defekti, tostarp sakraušanas defekti, režģa defekti un punktveida defekti (7. attēls). Šie defekti rada mazāku šķelšanās graudu lielumu. nm (7.c att.).
Cu50Z30Ni20 pulvera lokālā struktūra, kas slīpēta 36 h MA laiku, veido ultrasmalkus nanograudus, kas ir iegulti amorfā smalkā matricā, kā parādīts 8.a attēlā. Lokālā EDS analīze liecināja, ka 8.a attēlā redzamās nanokopas bija saistītas ar neapstrādātu Cu, Zr un Ni pulvera saturu no sakausējuma matricas ~2%. liesais laukums) līdz ~74 at.% (bagātīgs laukums), kas norāda uz neviendabīgu produktu veidošanos. Turklāt atbilstošie pulveru SADP, kas iegūti pēc frēzēšanas šajā posmā, parāda amorfās fāzes oreolu izkliedējošus primāros un sekundāros gredzenus, kas pārklājas ar asiem punktiem, kas saistīti ar šiem neapstrādātajiem sakausējuma elementiem, kā parādīts 8.b attēlā.
Vairāk nekā 36 h-Cu50Zr30Ni20 pulvera nanomēroga vietējās struktūras iezīmes. (a) Spilgta lauka attēls (BFI) un atbilstošs (b) Cu50Zr30Ni20 pulvera SADP, kas iegūts pēc 36 h MA laika malšanas.
MA procesa beigās (50 h), Cu50(Zr50−xNix), X;10, 20, 30 un 40 at.% pulveriem vienmēr ir labirinta amorfās fāzes morfoloģija, kā parādīts 9.a–d attēlā. Katras kompozīcijas atbilstošajā SADP nevarēja konstatēt ne punktveida difrakcijas, ne asus gredzenveida rakstus. Tas norāda, ka nav veidojies neapstrādāts kristālisks metāls, bet gan ir difūzijas koronīgs metāls. modeļi tika izmantoti arī kā pierādījums amorfo fāžu attīstībai gala produkta materiālā.
MG Cu50 (Zr50−xNix) sistēmas galaprodukta lokālā struktūra.FE-HRTEM un korelētie nanostaru difrakcijas modeļi (NBDP) no (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 un (d) pēc h10N50Zr MA5040.
Stiklošanās temperatūras (Tg), atdzesētā šķidruma apgabala (ΔTx) un kristalizācijas temperatūras (Tx) termiskā stabilitāte amorfās Cu50(Zr50−xNix) sistēmas Ni satura (x) funkcija ir pētīta, izmantojot īpašību diferenciālo skenēšanas kalorimetriju (DSC) He gāzes plūsmā. Zr10Ni40 amorfā sakausējuma pulveri, kas iegūti pēc MA laika 50 h, ir parādīti attiecīgi 10.a, b, e attēlā. Kamēr amorfā Cu50Zr20Ni30 DSC līkne ir atsevišķi parādīta 10.c attēlā. Tikmēr Cu50Zr30Ni30 paraugs ir uzkarsēts līdz FSC10 °C temperatūrā ~270.
Cu50(Zr50−xNix) MG pulveru termiskā stabilitāte, kas iegūta pēc MA laika 50 h, ko indeksē pēc stiklošanās temperatūras (Tg), kristalizācijas temperatūras (Tx) un zemdzesētā šķidruma apgabala (ΔTx). Diferenciālā skenējošā kalorimetra (DSC) termogrammas (a) Cu50Zr40Ni) Cu50Zr40Ni)10Zr40Ni) 20Ni30 un (e) Cu50Zr10Ni40 MG sakausējuma pulveri pēc MA laika 50 h. Cu50Zr30Ni20 parauga, kas uzkarsēts līdz ~ 700 °C DSC, rentgenstaru difrakcijas (XRD) modelis ir parādīts (d).
Kā parādīts 10. attēlā, visu kompozīciju ar atšķirīgu Ni koncentrāciju (x) DSC līknes norāda uz diviem dažādiem gadījumiem, no kuriem viens ir endotermisks, bet otrs eksotermisks. Pirmais endotermiskais notikums atbilst Tg, bet otrais ir saistīts ar Tx. Horizontālo laiduma apgabalu, kas atrodas starp Tg un Tx, sauc par zemdzesēta šķidruma apgabalu (ΔTx = TxN – Tx10 no the Cu5i0r. paraugs (10.a att.), kas novietots 526°C un 612°C, pārvietojiet saturu (x) uz 20 at.% uz zemas temperatūras pusi 482°C un 563°C, attiecīgi palielinot Ni saturu (x), kā parādīts 10.b attēlā. Līdz ar to Cu50Z06 ΔTx samazinās no 8Niig10.1a 8.10. C Cu50Zr30Ni20 (10.b att.). Sakausējumam MG Cu50Zr40Ni10 tika arī novērots, ka Tg, Tx un ΔTx vērtības samazinājās līdz 447°C, 526°C un 79°C (10.b attēls). turpretim sakausējuma MG Cu50Zr20Ni30 Tg vērtība (507 °C) ir zemāka nekā sakausējuma MG Cu50Zr40Ni10;tomēr tā Tx uzrāda salīdzināmu vērtību ar iepriekšējo (612 °C). Tāpēc ΔTx uzrāda augstāku vērtību (87 °C), kā parādīts 10.c attēlā.
Sistēma MG Cu50(Zr50−xNix), kā piemēru ņemot sakausējumu MG Cu50Zr20Ni30, caur asu eksotermisku maksimumu kristalizējas fcc-ZrCu5, ortorombiskā-Zr7Cu10 un ortorombiskā-Zr7Cu10 un ortorombiskā-Zr7Cu10 un ortorombiskā-Zr1phMG pārejas fāzē tika apstiprināta ar Xig. (10.d att.), kas tika uzkarsēts līdz 700 °C DSC.
11. attēlā redzamas pašreizējā darbā veiktā aukstās smidzināšanas procesa laikā uzņemtās fotogrāfijas. Šajā pētījumā kā antibakteriālas izejvielas tika izmantotas metāla stiklam līdzīga pulvera daļiņas, kas sintezētas pēc MA laika 50 h (piemēram, Cu50Zr20Ni30), bet nerūsējošā tērauda plāksne (SUS304) tika pārklāta ar termoefektīvāko aukstās smidzināšanas tehnoloģiju sērijā ar aukstās smidzināšanas metodi. izsmidzināšanas sērija, un to var izmantot metālu metastabiliem temperatūras jutīgiem materiāliem, piemēram, amorfiem un nanokristāliskiem pulveriem, kas nav pakļauti fāzu pārejām. Tas ir galvenais faktors šīs metodes izvēlē. Aukstās izsmidzināšanas process tiek veikts, izmantojot liela ātruma daļiņas, kas pārvērš daļiņu kinētisko enerģiju plastiskā deformācijā, deformācijā un siltumā pēc trieciena ar daļiņu substrātu vai iepriekš nogulsnētu daļiņu substrātu.
Lauka fotoattēli parāda aukstās izsmidzināšanas procedūru, kas izmantota pieciem secīgiem MG pārklājuma/SUS 304 sagatavošanas darbiem 550 °C temperatūrā.
Daļiņu kinētiskā enerģija un līdz ar to arī katras daļiņas impulss pārklājuma veidošanā jāpārvērš citos enerģijas veidos, izmantojot tādus mehānismus kā plastiskā deformācija (sākotnējā daļiņu un daļiņu mijiedarbība substrātā un daļiņu mijiedarbība), tukšumi Konsolidācija, daļiņu-daļiņu rotācija, deformācija un galu galā siltumenerģijas pārvēršana un pārveidošana siltumenerģijā 39. enerģiju, rezultāts ir elastīga sadursme, kas nozīmē, ka daļiņas pēc trieciena vienkārši atlec atpakaļ. Ir norādīts, ka 90% no trieciena enerģijas, kas tiek pielietota daļiņai/substrāta materiālam, tiek pārvērsta lokālā siltumā 40 .Turklāt, pielietojot trieciena spriegumu, saskares daļiņas/substrāta zonā tiek sasniegti lieli plastmasas deformācijas ātrumi41, ļoti īsā laika posmā.
Plastiskā deformācija parasti tiek uzskatīta par enerģijas izkliedes procesu vai, precīzāk, par siltuma avotu saskarnes reģionā. Tomēr temperatūras paaugstināšanās saskarnes reģionā parasti nav pietiekama, lai radītu saskarnes kušanu vai būtiski veicinātu atomu savstarpējo difūziju. Nevienā autoriem zināmā publikācijā nav pētīta šo metālisko stiklveida pulveru īpašību ietekme uz pulvera adhēzijas un izsmidzināšanas metodēm, ko izmanto aukstā veidā.
MG Cu50Zr20Ni30 sakausējuma pulvera BFI ir redzams 12.a attēlā, kas tika pārklāts uz SUS 304 substrāta (11., 12.b att.). Kā redzams attēlā, pārklātie pulveri saglabā savu sākotnējo amorfo struktūru, jo tiem ir smalka labirinta struktūra vai attēls bez papildu kristāliskām īpašībām. fāze, kā liecina nanodaļiņas, kas iestrādātas ar MG pārklātajā pulvera matricā (12.a attēls). 12.c attēlā ir attēlots indeksētais nanostaru difrakcijas modelis (NBDP), kas saistīts ar I reģionu (12.a attēls). Kā parādīts 12.c attēlā, NBDP uzrāda vāju, asu kristālisku struktūru, kas atbilst lielai halogēna difūzijas struktūrai, un 2. attēls. metastabilā plus tetragonālā CuO fāze. CuO veidošanos var saistīt ar pulvera oksidēšanos, pārvietojoties no smidzināšanas pistoles sprauslas uz SUS 304 brīvā dabā virsskaņas plūsmā. No otras puses, metālisko stiklveida pulveru devitrifikācija panāca lielu kubisko fāžu veidošanos pēc aukstās izsmidzināšanas 550 °C temperatūrā.
(a) FE-HRTEM attēls ar MG pulvera pārklājumu uz (b) SUS 304 substrāta (attēla ielaidums). (a) apakšpunktā parādītā apļveida simbola indekss NBDP ir parādīts (c).
Lai pārbaudītu šo potenciālo lielo kubisko Zr2Ni nanodaļiņu veidošanās mehānismu, tika veikts neatkarīgs eksperiments.Šajā eksperimentā pulveri tika izsmidzināti no smidzināšanas pistoles 550 °C temperatūrā SUS 304 substrāta virzienā;tomēr, lai noskaidrotu pulveru atkausēšanas efektu, tie tika izņemti no SUS304 sloksnes pēc iespējas ātrāk (apmēram 60 sekundes). Tika veikts vēl viens eksperimentu komplekts, kurā pulveris tika noņemts no substrāta aptuveni 180 sekundes pēc nogulsnēšanas.
13.a un b attēlā parādīti tumšā lauka attēli (DFI), kas iegūti ar skenēšanas transmisijas elektronu mikroskopiju (STEM) diviem izsmidzinātiem materiāliem, kas nogulsnēti uz SUS 304 substrātiem attiecīgi 60 s un 180 s. Pulvera attēlam, kas nogulsnēts uz 60 sekundēm, nav morfoloģisku detaļu, kas liecina par pulvera struktūras neesību (13.a attēls tika norādīts arī uz šo struktūru kā XRD). ar plašajiem primārās un sekundārās difrakcijas maksimumiem, kas parādīti 14.a attēlā.Tie norāda uz metastabilu/mezofāzes nokrišņu trūkumu, kur pulveris saglabā savu sākotnējo amorfo struktūru. Turpretim pulveris, kas izsmidzināts tajā pašā temperatūrā (550 °C), bet atstāts uz substrāta 180 s, uzrādīja nanoizmēra graudu izgulsnēšanos F3, kā norādīts ar Frindiņām.1.