Ви благодариме што ја посетивте Nature.com. Верзијата на прелистувачот што ја користите има ограничена поддршка за CSS. За најдобро искуство, препорачуваме да користите ажуриран прелистувач (или да го оневозможите режимот на компатибилност во Internet Explorer). Во меѓувреме, за да обезбедиме континуирана поддршка, ќе ја прикажеме страницата без стилови и JavaScript.
Биофилмовите се важна компонента во развојот на хронични инфекции, особено кога станува збор за медицински помагала. Овој проблем претставува огромен предизвик за медицинската заедница, бидејќи стандардните антибиотици можат да ги уништат биофилмовите само во многу ограничена мера. Спречувањето на формирањето на биофилм доведе до развој на различни методи на обложување и нови материјали. Овие техники имаат за цел да ги обложат површините на начин што спречува формирање на биофилм. Легурите на стаклестите метали, особено оние што содржат метали на бакар и титаниум, станаа идеални антимикробни облоги. Во исто време, употребата на технологијата за ладно прскање се зголеми бидејќи е соодветен метод за обработка на материјали чувствителни на температура. Дел од целта на ова истражување беше да се развие ново антибактериско метално стакло составено од Cu-Zr-Ni тернарно со користење на техники на механичко легирање. Сферичниот прав што го сочинува финалниот производ се користи како суровина за ладно прскање на површини од не'рѓосувачки челик на ниски температури. Подлогите обложени со метално стакло беа во можност значително да го намалат формирањето на биофилм за најмалку 1 логаритам во споредба со не'рѓосувачкиот челик.
Низ човечката историја, секое општество можело да развива и промовира воведување на нови материјали за да ги задоволи своите специфични барања, што резултирало со зголемена продуктивност и рангирање во глобализираната економија1. Тоа отсекогаш се припишувало на човековата способност да дизајнира материјали и опрема за производство, како и дизајни за производство и карактеризирање на материјали за да се постигнат резултати во здравството, образованието, индустријата, економијата, културата и други области од една земја или регион до друга. Напредокот се мери без оглед на земјата или регионот2. Веќе 60 години, научниците за материјали посветуваат многу време на една главна задача: потрагата по нови и напредни материјали. Неодамнешните истражувања се фокусираат на подобрување на квалитетот и перформансите на постојните материјали, како и на синтетизирање и измислување сосема нови видови материјали.
Додавањето на легирачки елементи, модификацијата на микроструктурата на материјалот и примената на термички, механички или термомеханички методи на третман доведоа до значително подобрување на механичките, хемиските и физичките својства на различни материјали. Покрај тоа, успешно се синтетизираа досега непознати соединенија. Овие постојани напори доведоа до појава на ново семејство на иновативни материјали, колективно познати како Напредни материјали2. Нанокристали, наночестички, наноцевки, квантни точки, нулто-димензионални, аморфни метални стакла и легури со висока ентропија се само неколку примери на напредни материјали што се појавија во светот од средината на минатиот век. Во производството и развојот на нови легури со подобрени својства, како во финалниот производ, така и во средните фази од неговото производство, често се додава проблемот на нерамнотежа. Како резултат на воведувањето на нови техники на производство што дозволуваат значителни отстапувања од рамнотежата, откриена е цела нова класа на метастабилни легури, познати како метални стакла.
Неговата работа во Калтех во 1960 година го револуционизираше концептот на метални легури кога синтетизираше стаклени легури Au-25 ат.% Si со брзо стврднување на течностите со речиси милион степени во секунда. 4 Откритието на професорот Пол Дувес не само што го означи почетокот на историјата на металните стакла (МС), туку доведе и до промена на парадигмата во начинот на кој луѓето размислуваат за металните легури. Од првото пионерско истражување во синтезата на МС легури, речиси сите метални стакла се целосно добиени со користење на еден од следниве методи: (i) брзо стврднување на стопената маса или пареата, (ii) нарушување на атомската решетка, (iii) реакции на аморфизација во цврста состојба помеѓу чисти метални елементи и (iv) транзиции во цврста фаза на метастабилни фази.
МГ се одликуваат со отсуство на долгорочен атомски ред поврзан со кристалите, што е дефинирачка карактеристика на кристалите. Во современиот свет, постигнат е голем напредок во областа на металното стакло. Ова се нови материјали со интересни својства кои се од интерес не само за физиката на цврста состојба, туку и за металургијата, површинската хемија, технологијата, биологијата и многу други области. Овој нов вид материјал има својства кои се различни од тврдите метали, што го прави интересен кандидат за технолошки апликации во различни области. Тие имаат некои важни својства: (i) висока механичка еластичност и граница на истегнување, (ii) висока магнетна пропустливост, (iii) ниска коерцивност, (iv) невообичаена отпорност на корозија, (v) независност од температура. Спроводливост 6.7.
Механичкото легирање (MA)1,8 е релативно нов метод, првпат воведен во 19839 од страна на проф. К.К. Кок и неговите колеги. Тие произведоа аморфни прашоци Ni60Nb40 со мелење мешавина од чисти елементи на собна температура многу блиску до собната температура. Типично, MA реакцијата се изведува помеѓу дифузно поврзување на прашоците од реактантите во реактор, обично направен од не'рѓосувачки челик, во топчеста мелница. 10 (Сл. 1а, б). Оттогаш, овој механички индуциран метод на реакција во цврста состојба се користи за подготовка на нови прашоци од аморфни/метални стаклени легури користејќи топчести мелници со ниска (Сл. 1в) и висока енергија и прачкини мелници11,12,13,14,15,16. Особено, овој метод се користи за подготовка на немешливи системи како што се Cu-Ta17, како и легури со висока точка на топење како што се Al-преодни метали (TM, Zr, Hf, Nb и Ta)18,19 и Fe-W20 системи. , кои не можат да се добијат со конвенционални методи на готвење. Покрај тоа, MA се смета за една од најмоќните нанотехнолошки алатки за индустриско производство на нанокристални и нанокомпозитни прашкасти честички од метални оксиди, карбиди, нитриди, хидриди, јаглеродни наноцевки, нанодијаманти, како и широка стабилизација со користење на пристап од горе надолу. 1 и метастабилни фази.
Шема на која е прикажан методот на изработка што се користи за подготовка на металниот стаклен слој Cu50(Zr50-xNix)/SUS 304 во оваа студија. (a) Подготовка на прашоци од легура на MC со различни концентрации на Ni x (x; 10, 20, 30 и 40 ат.%) со користење на методот на топчесто глодање со ниска енергија. (a) Почетниот материјал се става во цилиндар за алати заедно со топчиња од челик за алати и (б) се запечатува во кутија за ракавици исполнета со He атмосфера. (c) Транспарентен модел на садот за мелење што го илустрира движењето на топката за време на мелењето. Конечниот прашкаст производ добиен по 50 часа беше искористен за ладно прскање на подлогата SUS 304 (d).
Кога станува збор за површини од масовни материјали (супстрати), површинското инженерство вклучува дизајнирање и модификација на површините (супстратите) за да се обезбедат одредени физички, хемиски и технички својства што не се присутни во оригиналниот масовен материјал. Некои од својствата што можат ефикасно да се подобрат преку површинска обработка вклучуваат отпорност на абразија, оксидација и корозија, коефициент на триење, биоинертност, електрични својства и топлинска изолација, само за да наведеме неколку. Квалитетот на површината може да се подобри со металуршки, механички или хемиски методи. Како добро познат процес, премачкувањето е едноставно дефинирано како еден или повеќе слоеви на материјал вештачки нанесени на површината на масовен објект (супстрат) направен од друг материјал. Така, премазите се користат делумно за да се постигнат посакуваните технички или декоративни својства, како и за да се заштитат материјалите од очекуваните хемиски и физички интеракции со околината23.
Може да се користат различни методи и техники за нанесување соодветни заштитни слоеви од неколку микрометри (под 10-20 микрометри) до дебелина од повеќе од 30 микрометри или дури и неколку милиметри. Општо земено, процесите на обложување може да се поделат во две категории: (i) методи на влажно обложување, вклучувајќи галванизација, галванизација и топло поцинкување, и (ii) методи на суво обложување, вклучувајќи лемење, тврда обработка, физичко таложење со пареа (PVD). ), хемиско таложење со пареа (CVD), техники на термичко прскање и, поново, техники на ладно прскање 24 (Слика 1d).
Биофилмовите се дефинирани како микробни заедници кои се неповратно прицврстени за површини и опкружени со самопроизведени екстрацелуларни полимери (EPS). Формирањето на површно зрел биофилм може да доведе до значителни загуби во многу индустрии, вклучувајќи преработка на храна, водоводни системи и здравствена заштита. Кај луѓето, со формирање на биофилмови, повеќе од 80% од случаите на микробни инфекции (вклучувајќи Enterobacteriaceae и Staphylococci) се тешки за лекување. Покрај тоа, објавено е дека зрелите биофилмови се 1000 пати поотпорни на третман со антибиотици во споредба со планктонските бактериски клетки, што се смета за голем терапевтски предизвик. Историски гледано, се користеле антимикробни материјали за обложување на површини добиени од вообичаени органски соединенија. Иако ваквите материјали често содржат токсични компоненти потенцијално штетни за луѓето,25,26 ова може да помогне да се избегне бактериски пренос и деградација на материјалот.
Широко распространетата бактериска отпорност на третман со антибиотици поради формирање на биофилм доведе до потреба од развој на ефикасна површина обложена со антимикробна мембрана што може безбедно да се нанесе27. Развојот на физичка или хемиска антиадхезивна површина на која бактериските клетки не можат да се врзат и да формираат биофилмови поради адхезија е првиот пристап во овој процес27. Втората технологија е да се развијат премази што испорачуваат антимикробни хемикалии точно таму каде што се потребни, во високо концентрирани и прилагодени количини. Ова се постигнува преку развој на уникатни материјали за премачкување како што се графен/германиум28, црн дијамант29 и дијамантски премази од јаглерод допирани со ZnO30 кои се отпорни на бактерии, технологија што го максимизира развојот на токсичност и отпорност поради формирање на биофилм. Покрај тоа, премазите што содржат гермицидни хемикалии кои обезбедуваат долгорочна заштита од бактериска контаминација стануваат сè попопуларни. Иако сите три процедури се способни да вршат антимикробна активност на обложени површини, секоја има свој сет на ограничувања што треба да се земат предвид при развивање на стратегија за апликација.
Производите што моментално се на пазарот се попречени од недостатокот на време за анализа и тестирање на заштитни премази за биолошки активни состојки. Компаниите тврдат дека нивните производи ќе им ги обезбедат на корисниците посакуваните функционални аспекти, но ова стана пречка за успехот на производите што моментално се на пазарот. Соединенијата добиени од сребро се користат во огромното мнозинство антимикробни средства што моментално им се достапни на потрошувачите. Овие производи се дизајнирани да ги заштитат корисниците од потенцијално штетно изложување на микроорганизми. Одложениот антимикробен ефект и поврзаната токсичност на сребрените соединенија го зголемуваат притисокот врз истражувачите да развијат помалку штетна алтернатива36,37. Создавањето глобален антимикробен премаз што делува одвнатре и однадвор останува предизвик. Ова доаѓа со поврзани здравствени и безбедносни ризици. Откривањето антимикробен агенс што е помалку штетен за луѓето и откривањето како да се вклучи во подлоги за премачкување со подолг рок на траење е многу барана цел38. Најновите антимикробни и антибиофилмски материјали се дизајнирани да убиваат бактерии од блиску или со директен контакт или по ослободувањето на активниот агенс. Тие можат да го сторат ова со инхибирање на почетната бактериска адхезија (вклучително и спречување на формирање на протеински слој на површината) или со убивање на бактерии со мешање во клеточниот ѕид.
Во суштина, површинското премачкување е процес на нанесување на друг слој на површината на компонентата за подобрување на нејзините карактеристики. Целта на површинското премачкување е да се промени микроструктурата и/или составот на регионот близу до површината на компонентата39. Методите за површинско премачкување можат да се поделат на различни методи, кои се сумирани на Сл. 2а. Премазите можат да се поделат на термички, хемиски, физички и електрохемиски категории во зависност од методот што се користи за создавање на премазот.
(а) Вметнат дел што ги прикажува главните техники за изработка на површини и (б) избрани предности и недостатоци на методот на ладно прскање.
Технологијата на ладно прскање има многу заедничко со традиционалните техники на термичко прскање. Сепак, постојат и некои клучни фундаментални својства што го прават процесот на ладно прскање и материјалите за ладно прскање особено уникатни. Технологијата на ладно прскање е сè уште во повој, но има голема иднина. Во некои случаи, уникатните својства на ладното прскање нудат големи придобивки, надминувајќи ги ограничувањата на конвенционалните техники на термичко прскање. Таа ги надминува значајните ограничувања на традиционалната технологија на термичко прскање, во која прашокот мора да се стопи за да се нанесе на подлогата. Очигледно, овој традиционален процес на обложување не е погоден за материјали многу чувствителни на температура како што се нанокристали, наночестички, аморфни и метални стакла40, 41, 42. Покрај тоа, материјалите за обложување со термичко прскање секогаш имаат високо ниво на порозност и оксиди. Технологијата на ладно прскање има многу значајни предности во однос на технологијата на термичко прскање, како што се (i) минимален внес на топлина на подлогата, (ii) флексибилност при избор на облога на подлогата, (iii) без фазна трансформација и раст на зрната, (iv) висока јачина на лепење1 .39 (Сл. 2б). Покрај тоа, материјалите за премачкување со ладно прскање имаат висока отпорност на корозија, висока цврстина и тврдост, висока електрична спроводливост и висока густина41. И покрај предностите на процесот на ладно прскање, овој метод сè уште има некои недостатоци, како што е прикажано на Слика 2б. При премачкување на чисти керамички прашоци како што се Al2O3, TiO2, ZrO2, WC итн., методот на ладно прскање не може да се користи. Од друга страна, керамички/метални композитни прашоци може да се користат како суровини за премази. Истото важи и за другите методи на термичко прскање. Тешките површини и внатрешноста на цевките сè уште се тешки за прскање.
Со оглед на тоа што оваа работа е насочена кон употреба на метални стаклени прашоци како почетни материјали за премази, јасно е дека конвенционалното термичко прскање не може да се користи за оваа намена. Ова се должи на фактот дека металните стаклени прашоци кристализираат на високи температури1.
Повеќето инструменти што се користат во медицинската и прехранбената индустрија се направени од аустенитни легури од не'рѓосувачки челик (SUS316 и SUS304) со содржина на хром од 12 до 20 тежински% за производство на хируршки инструменти. Општо е прифатено дека употребата на метален хром како легирачки елемент во челичните легури може значително да ја подобри отпорноста на корозија на стандардните челични легури. Легурите од не'рѓосувачки челик, и покрај нивната висока отпорност на корозија, немаат значајни антимикробни својства38,39. Ова е во спротивност со нивната висока отпорност на корозија. После тоа, можно е да се предвиди развој на инфекција и воспаление, кои главно се должат на бактериска адхезија и колонизација на површината на биоматеријалите од не'рѓосувачки челик. Може да се појават значителни тешкотии поради значителните тешкотии поврзани со бактериската адхезија и патиштата на формирање на биофилм, што може да доведе до лошо здравје, што може да има многу последици што можат директно или индиректно да влијаат на здравјето на луѓето.
Оваа студија е првата фаза од проект финансиран од Кувајтската фондација за унапредување на науката (KFAS), договор бр. 2010-550401, за истражување на изводливоста на производство на метално стаклени тернерни прашоци Cu-Zr-Ni со користење на MA технологија (табела). 1) За производство на антибактериски филм/премаз за заштита на површината SUS304. Втората фаза од проектот, која треба да започне во јануари 2023 година, детално ќе ги проучи карактеристиките на галванската корозија и механичките својства на системот. Ќе се спроведат детални микробиолошки тестови за различни видови бактерии.
Оваа статија го разгледува ефектот на содржината на Zr легура врз способноста за формирање стакло (GFA) врз основа на морфолошките и структурните карактеристики. Покрај тоа, беа дискутирани и антибактериските својства на композитот од метално стакло/SUS304 обложен со прашкасто обложување. Покрај тоа, се спроведува тековна работа за да се испита можноста за структурна трансформација на металните стаклени прашоци што се јавуваат за време на ладно прскање во преладениот течен регион на изработени метални стаклени системи. Металните стаклени легури Cu50Zr30Ni20 и Cu50Zr20Ni30 беа користени како репрезентативни примери во оваа студија.
Овој дел ги прикажува морфолошките промени во прашоците од елементарен Cu, Zr и Ni за време на топчесто глодање со ниска енергија. Како илустративни примери ќе се користат два различни системи што се состојат од Cu50Zr20Ni30 и Cu50Zr40Ni10. Процесот на MA може да се подели на три одделни фази, што е потврдено со металографската карактеризација на прашокот добиен во фазата на мелење (Сл. 3).
Металографски карактеристики на прашоци од механички легури (MA) добиени по различни фази на топчесто мелење. Слики од полево-емисиона електронска микроскопија (FE-SEM) на прашоци од MA и Cu50Zr40Ni10 добиени по топчесто мелење со ниска енергија во траење од 3, 12 и 50 часа се прикажани во (a), (c) и (e) за системот Cu50Zr20Ni30, додека се на истиот MA. Соодветните слики од системот Cu50Zr40Ni10 направени по одредено време се прикажани во (b), (d) и (f).
За време на мелењето со топчиња, ефективната кинетичка енергија што може да се пренесе на металниот прав е под влијание на комбинација од параметри, како што е прикажано на Сл. 1а. Ова вклучува судири помеѓу топчиња и прав, смолкнување на прав заглавен помеѓу или помеѓу медиумите за мелење, удари од паѓачки топчиња, смолкнување и абење предизвикано од отпор на прав помеѓу подвижните тела на мелницата за топчиња и ударен бран што минува низ паѓачки топчиња што се шират низ натоварената култура (Сл. 1а). Элементарные порошки Cu, Zr и Ni были силно деформирачки из-за холодной сварки на ранней стадии МА (3 ч), што привело к образованию крупных частиц порошка (> 1 мм во диаметре). Елементарните прашоци од Cu, Zr и Ni беа сериозно деформирани поради ладно заварување во рана фаза на MA (3 часа), што доведе до формирање на големи честички од прав (> 1 mm во дијаметар).Овие големи композитни честички се карактеризираат со формирање на дебели слоеви на легирачки елементи (Cu, Zr, Ni), како што е прикажано на сл. 3a,b. Зголемувањето на времето на MA до 12 часа (средна фаза) доведе до зголемување на кинетичката енергија на топчестата мелница, што доведе до распаѓање на композитниот прав во помали прашоци (помали од 200 μm), како што е прикажано на сл. 3c, city. Во оваа фаза, применетата сила на смолкнување доведува до формирање на нова метална површина со тенки слоеви од Cu, Zr, Ni, како што е прикажано на сл. 3c, d. Како резултат на мелењето на слоевите на интерфејсот на снегулките, се случуваат реакции во цврста фаза со формирање на нови фази.
На кулминацијата на MA процесот (по 50 часа), металографијата на снегулки беше едвај забележлива (Сл. 3e, f), а огледалната металографија беше забележана на полираната површина на правот. Ова значи дека MA процесот е завршен и е создадена единечна реакциона фаза. Елементарниот состав на регионите наведени на сликите 3e (I, II, III), f, v, vi) беше определен со помош на електронска микроскопија со скенирање на полева емисија (FE-SEM) во комбинација со енергетски дисперзивна спектроскопија на Х-зраци (EDS). (IV).
Во табела 2, елементарните концентрации на легирачките елементи се прикажани како процент од вкупната маса на секој регион избран на сл. 3e, f. Споредувањето на овие резултати со почетните номинални состави на Cu50Zr20Ni30 и Cu50Zr40Ni10 дадени во Табела 1 покажува дека составите на овие два финални производи се многу блиски до номиналните состави. Покрај тоа, релативните вредности на компонентите за регионите наведени на сл. 3e, f не укажуваат на значително влошување или варијација во составот на секој примерок од еден регион до друг. Ова е потврдено со фактот дека нема промена во составот од еден регион до друг. Ова укажува на производство на униформни легирани прашоци како што е прикажано во Табела 2.
FE-SEM микрографии од прашокот од финалниот производ Cu50(Zr50-xNix) се добиени по 50 MA пати, како што е прикажано на Сл. 4a-d, каде што x е 10, 20, 30 и 40 at.%, соодветно. По овој чекор на мелење, прашокот се агрегира поради ефектот на ван дер Валс, што доведува до формирање на големи агрегати кои се состојат од ултрафини честички со дијаметар од 73 до 126 nm, како што е прикажано на Слика 4.
Морфолошки карактеристики на прашоците Cu50(Zr50-xNix) добиени по 50-часовна MA. За системите Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30, Cu50Zr10Ni40, FE-SEM сликите на прашоците добиени по 50 MA се прикажани во (a), (b), (c) и (d), соодветно.
Пред да се стават прашоците во ладниот распрскувач, тие прво беа сонифицирани во аналитички квалитетен етанол 15 минути, а потоа сушени на 150°C 2 часа. Овој чекор мора да се преземе за успешно справување со агломерацијата, која често предизвикува многу сериозни проблеми во процесот на обложување. По завршувањето на MA процесот, беа спроведени дополнителни студии за да се испита хомогеноста на легурните прашоци. На сл. 5a-d се прикажани FE-SEM микрографии и соодветни EDS слики од елементите за легирање Cu, Zr и Ni на легурата Cu50Zr30Ni20 направени по 50 часа време M, соодветно. Треба да се напомене дека легурните прашоци добиени по овој чекор се хомогени, бидејќи не покажуваат никакви флуктуации во составот над нивото под нанометри, како што е прикажано на Слика 5.
Морфологија и локална дистрибуција на елементи во MG Cu50Zr30Ni20 прав добиен по 50 MA со FE-SEM/енергетски дисперзивна рендгенска спектроскопија (EDS). (a) SEM и рендгенско EDS снимање на (б) Cu-Kα, (в) Zr-Lα и (г) Ni-Kα.
Шемите на дифракција на Х-зраци на механички легирани прашоци Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30 и Cu50Zr20Ni30 добиени по 50-часовна MA се прикажани на сл. 6a–d, соодветно. По оваа фаза на мелење, сите примероци со различни концентрации на Zr имаа аморфни структури со карактеристични шеми на хало дифузија прикажани на сл. 6.
Рентгенски дифракциски шеми на прашоци Cu50Zr40Ni10 (a), Cu50Zr30Ni20 (b), Cu50Zr20Ni30 (c) и Cu50Zr20Ni30 (d) по МА во тек на 50 часа. Во сите примероци без исклучок беше забележан хало-дифузиски шем на фаза, што укажува на формирање на аморфна фаза.
Електронска микроскопија со преносна електронска микроскопија со емисија на поле со висока резолуција (FE-HRTEM) беше користена за да се набљудуваат структурните промени и да се разбере локалната структура на прашоците што произлегуваат од топчесто мелење во различни периоди на MA. Слики од прашоци добиени со методот FE-HRTEM по раните (6 часа) и средните (18 часа) фази на мелење на прашоци Cu50Zr30Ni20 и Cu50Zr40Ni10 се прикажани на сл. 7а, соодветно. Според сликата со светло поле (BFI) на прашокот добиен по 6 часа MA, прашокот се состои од големи зрна со јасно дефинирани граници на елементите fcc-Cu, hcp-Zr и fcc-Ni, и нема знаци на формирање на реактивна фаза, како што е прикажано на сл. 7а. Дополнително, корелиран модел на дифракција на избрана површина (SADP) земен од средниот регион (а) откри остар модел на дифракција (Сл. 7б) што укажува на присуство на големи кристалити и отсуство на реактивна фаза.
Локални структурни карактеристики на MA прав добиени по раните (6 часа) и средните (18 часа) фази. (а) Електронска микроскопија со пренос на поле со висока резолуција (FE-HRTEM) и (б) соодветен дифрактограм на избрана површина (SADP) на Cu50Zr30Ni20 прав по третман со MA во тек на 6 часа. FE-HRTEM сликата на Cu50Zr40Ni10 добиена по 18-часовна MA е прикажана во (в).
Како што е прикажано на сл. 7в, зголемувањето на времетраењето на MA на 18 часа доведе до сериозни дефекти на решетката во комбинација со пластична деформација. Во оваа средна фаза од процесот на MA, во правот се појавуваат разни дефекти, вклучувајќи грешки во редењето, дефекти на решетката и точкести дефекти (сл. 7). Овие дефекти предизвикуваат фрагментација на големи зрна по границите на зрната во подзрна помали од 20 nm (сл. 7в).
Локалната структура на прашокот Cu50Z30Ni20 мелен во времетраење од 36 часа се карактеризира со формирање на ултрафини нанозрна вградени во аморфна тенка матрица, како што е прикажано на Сл. 8а. Локалната анализа на ЕМП покажа дека нанокластерите прикажани на Сл. 8а се поврзани со нетретирани легури на прав од Cu, Zr и Ni. Содржината на Cu во матрицата варира од ~32 at.% (сиромашна зона) до ~74 at.% (богата зона), што укажува на формирање на хетерогени производи. Покрај тоа, соодветните SADP на прашоците добиени по мелењето во овој чекор покажуваат примарни и секундарни хало-дифузиски аморфни фазни прстени кои се преклопуваат со остри точки поврзани со овие нетретирани елементи на легирање, како што е прикажано на Сл. 8б.
Локални структурни карактеристики на наноразмер на правот Beyond 36 h-Cu50Zr30Ni20. (a) Слика со светло поле (BFI) и соодветна (b) SADP на правот Cu50Zr30Ni20 добиена по мелење во траење од 36 часа.
Кон крајот на MA процесот (50 часа), прашоците Cu50(Zr50-xNix), X, 10, 20, 30 и 40 at.%, без исклучок, имаат лавиринтна морфологија на аморфната фаза, како што е прикажано на сл. . Ниту точкеста дифракција ниту остри прстенести шеми не можеа да се детектираат во соодветните SADS на секој состав. Ова укажува на отсуство на нетретиран кристален метал, туку на формирање на аморфен легиран прав. Овие корелирани SADP кои покажуваат шеми на хало дифузија беа исто така искористени како доказ за развој на аморфни фази во финалниот материјал на производот.
Локална структура на финалниот производ од Cu50 MS системот (Zr50-xNix). FE-HRTEM и корелирани шеми на дифракција на нанозраци (NBDP) на (а) Cu50Zr40Ni10, (б) Cu50Zr30Ni20, (в) Cu50Zr20Ni30 и (г) Cu50Zr10Ni40 добиени по 50 часа MA.
Користејќи диференцијална скенирачка калориметрија, термичката стабилност на температурата на стаклен премин (Tg), преладениот течен регион (ΔTx) и температурата на кристализација (Tx) беа проучени во зависност од содржината на Ni (x) во аморфниот систем Cu50(Zr50-xNix). (DSC) својства во протокот на гас He. DSC кривите на прашоците од аморфни легури Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20 и Cu50Zr10Ni40 добиени по MA во тек на 50 часа се прикажани на сликите 10a, b, e, соодветно. Додека DSC кривата на аморфниот Cu50Zr20Ni30 е прикажана одделно на сл. 10 век. Во меѓувреме, примерок од Cu50Zr30Ni20 загреан на ~700°C во DSC е прикажан на сл. 10g.
Термичката стабилност на прашоците од Cu50(Zr50-xNix)MG добиени по MA во тек на 50 часа се определува со температурата на стаклен премин (Tg), температурата на кристализација (Tx) и преладената течна област (ΔTx). Термограми на прашоци од диференцијално скенирачки калориметар (DSC) од Cu50Zr40Ni10 (a), Cu50Zr30Ni20 (b), Cu50Zr20Ni30 (c) и (e) прашоци од легури од Cu50Zr10Ni40MG по MA во тек на 50 часа. Модел на дифракција на Х-зраци (XRD) на примерок од Cu50Zr30Ni20 загреан на ~700°C во DSC е прикажан во (d).
Како што е прикажано на Слика 10, DSC кривите за сите состави со различни концентрации на никел (x) укажуваат на два различни случаи, едниот ендотермен и другиот егзотермен. Првиот ендотермен настан одговара на Tg, а вториот е поврзан со Tx. Хоризонталната површина на распон што постои помеѓу Tg и Tx се нарекува површина на потладена течност (ΔTx = Tx – Tg). Резултатите покажуваат дека Tg и Tx на примерокот Cu50Zr40Ni10 (Сл. 10a) поставен на 526°C и 612°C ја поместуваат содржината (x) до 20% кон страната на ниска температура од 482°C и 563°C.°C со зголемување на содржината на Ni (x), соодветно, како што е прикажано на Слика 10b. Следствено, ΔTx Cu50Zr40Ni10 се намалува од 86°C (Сл. 10a) на 81°C за Cu50Zr30Ni20 (Сл. 10b). За легурата MC Cu50Zr40Ni10, исто така е забележано намалување на вредностите на Tg, Tx и ΔTx до нивоата од 447°C, 526°C и 79°C (Сл. 10б). Ова укажува дека зголемувањето на содржината на Ni доведува до намалување на термичката стабилност на MS легурата. Напротив, вредноста на Tg (507 °C) на легурата MC Cu50Zr20Ni30 е пониска од онаа на легурата MC Cu50Zr40Ni10; сепак, нејзината Tx покажува вредност споредлива со неа (612 °C). Затоа, ΔTx има поголема вредност (87°C) како што е прикажано на сл. 10 век.
Системот Cu50(Zr50-xNix)MC, користејќи ја легурата Cu50Zr20Ni30MC како пример, кристализира преку остар егзотермен врв во кристални фази fcc-ZrCu5, орторомбична-Zr7Cu10 и орторомбична-ZrNi (Сл. 10c). Овој фазен премин од аморфна во кристална беше потврден со анализа на дифракција на Х-зраци на примерокот од MG (Сл. 10d) кој беше загреан на 700 °C во DSC.
На сл. 11 се прикажани фотографии направени за време на процесот на ладно прскање извршен во тековната работа. Во оваа студија, честички од метален стаклен прав синтетизирани по MA во тек на 50 часа (користејќи Cu50Zr20Ni30 како пример) беа користени како антибактериска суровина, а плоча од не'рѓосувачки челик (SUS304) беше премачкана со ладно прскање. Методот на ладно прскање беше избран за премачкување во серијата технологии за термичко прскање бидејќи е најефикасен метод во серијата технологии за термичко прскање каде што може да се користи за метални метастабилни материјали чувствителни на топлина како што се аморфни и нанокристални прашоци. Не е предмет на фазни транзиции. Ова е главниот фактор при изборот на овој метод. Процесот на ладно таложење се изведува со употреба на честички со голема брзина кои ја претвораат кинетичката енергија на честичките во пластична деформација, деформација и топлина при удар со подлогата или претходно наталожените честички.
Теренските фотографии ја покажуваат постапката на ладно прскање што се користи за пет последователни подготовки на MG/SUS 304 на 550°C.
Кинетичката енергија на честичките, како и импулсот на секоја честичка за време на формирањето на облогата, мора да се претворат во други форми на енергија преку механизми како што се пластична деформација (примарни честички и интеракции меѓу честичките во матрицата и интеракции на честичките), меѓусебни јазли на цврсти тела, ротација помеѓу честичките, деформација и ограничувачко загревање 39. Покрај тоа, ако не целата дојдовна кинетичка енергија се претвори во топлинска енергија и енергија на деформација, резултатот ќе биде еластичен судир, што значи дека честичките едноставно се одбиваат по ударот. Забележано е дека 90% од енергијата на ударот применета на материјалот од честичка/подлога се претвора во локална топлина 40. Покрај тоа, кога се применува ударен стрес, се постигнуваат високи стапки на пластично деформирање во контактната област честичка/подлога за многу кратко време 41,42.
Пластичната деформација обично се смета за процес на дисипација на енергија, или поточно, како извор на топлина во меѓуфазниот регион. Сепак, зголемувањето на температурата во меѓуфазниот регион обично не е доволно за појава на меѓуфазно топење или значајна стимулација на меѓусебната дифузија на атомите. Ниедна публикација позната на авторите не го истражувала ефектот на својствата на овие метални стаклени прашоци врз адхезијата и таложењето на прашокот што се јавуваат при употреба на техники на ладно прскање.
BFI на правот од легура MG Cu50Zr20Ni30 може да се види на Сл. 12а, кој беше нанесен на подлогата SUS 304 (Сл. 11, 12б). Како што може да се види од сликата, обложените прашоци ја задржуваат својата оригинална аморфна структура бидејќи имаат деликатна лабиринтна структура без никакви кристални карактеристики или дефекти на решетката. Од друга страна, сликата укажува на присуство на туѓа фаза, што е потврдено од наночестичките вклучени во матрицата на прав обложена со MG (Сл. 12а). Слика 12в го прикажува индексираниот модел на дифракција на нанозраци (NBDP) поврзан со регионот I (Слика 12а). Како што е прикажано на сл. 12в, NBDP покажува слаб хало-дифузиски модел на аморфна структура и коегзистира со остри точки што одговараат на кристална голема кубна метастабилна Zr2Ni фаза плус тетрагонална CuO фаза. Формирањето на CuO може да се објасни со оксидацијата на прашокот при движење од млазницата на пиштолот за прскање до SUS 304 на отворен воздух во суперсоничен тек. Од друга страна, девитрификацијата на метално-стаклените прашоци резултирала со формирање на големи кубни фази по третман со ладно прскање на 550°C во тек на 30 минути.
(a) FE-HRTEM слика од MG прав нанесен на (b) подлога SUS 304 (вметната слика). NBDP индексот на кружниот симбол прикажан во (a) е прикажан во (c).
За да се тестира овој потенцијален механизам за формирање на големи кубни Zr2Ni наночестички, беше спроведен независен експеримент. Во овој експеримент, прашоците беа испрскани од распрскувач на 550°C во насока на подлогата SUS 304; меѓутоа, за да се утврди ефектот на жарење, прашоците беа отстранети од лентата SUS304 што е можно побрзо (околу 60 секунди). Беше спроведена уште една серија експерименти во кои прашокот беше отстранет од подлогата приближно 180 секунди по нанесувањето.
Сликите 13a,b прикажуваат слики од темно поле (DFI) со скенирачка трансмисиона електронска микроскопија (STEM) од два распрскани материјали депонирани на подлоги SUS 304 во времетраење од 60 s и 180 s, соодветно. Сликата од прашок депонирана во времетраење од 60 секунди нема морфолошки детали, покажувајќи недостаток на карактеристики (Сл. 13a). Ова беше потврдено и со XRD, што покажа дека целокупната структура на овие прашоци е аморфна, како што е индицирано со широките примарни и секундарни дифракциски врвови прикажани на Слика 14a. Ова укажува на отсуство на метастабилни/мезофазни талоги, во кои прашокот ја задржува својата оригинална аморфна структура. Спротивно на тоа, прашокот депониран на иста температура (550°C), но оставен на подлогата 180 s покажа таложење на нанозрнца, како што е прикажано со стрелките на Слика 13b.