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 исклучите 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 се вклучени медицински помагала. Овој проблем претставува огромен предизвик за медицинската заедница, бидејќи стандардните антибиотици можат да ги искоренат биофилмовите само во многу ограничена мера. Спречувањето на формирањето на биофилм доведе до развој на различни методи на обложување и нови материјали. Овие методи имаат за цел да ги обложат површините на начин што го инхибира формирањето на биофилм. Металните стаклени легури, особено оние што содржат метали на бакар и титаниум, се појавија како 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 оваа студија беше да се развие ново антибактериско филмско метално стакло составено од тернарно Cu-Zr-Ni со употреба 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 дизајнира и промовира воведување на нови материјали кои ги задоволуваат неговите специфични барања, што резултирало со подобрени перформанси и рангирање во глобализираната економија1. Тоа отсекогаш се припишувало на човековата способност да развива материјали и опрема за производство и дизајни за производство и карактеризација на материјали за да се постигнат придобивки во здравството, образованието, индустријата, економијата, културата и други области од една земја или регион до друга. Напредокот се мери без оглед на земјата или регионот.2 Веќе 60 години, научниците за материјали посветуваат голем дел од своето време фокусирајќи се на една главна грижа: потрагата по нови и најсовремени 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 техники за термичка, механичка или термомеханичка обработка резултираа со значителни подобрувања во механичките, хемиските и физичките својства на различни материјали. Понатаму, досега нечуени соединенија се успешно синтетизирани во овој момент. Овие постојани напори создадоа 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 за напредни материјали воведени во светот од средината на минатиот век. При производство и развој на нови легури со супериорни својства, или во финалниот производ или во средните фази од неговото производство, често се додава проблемот на нерамнотежа. Како резултат на имплементацијата на нови техники на производство за значително отстапување од рамнотежата, откриена е цела нова класа на метастабилни легури, познати како метални стакла.
Неговата работа во Калтех во 1960 година донесе револуција во концептот на метални легури кога синтетизираше стаклени Au-25 ат.% Si легури со брзо стврднување на течностите со речиси милион степени во секунда. 4. Откритието на професорот Пол Дувез не само што го најави почетокот на историјата на металните стакла (МГ), туку доведе и до промена на парадигмата во начинот на кој луѓето размислуваат за металните легури. Од најраните пионерски студии за синтеза на МГ легури, речиси сите метални стакла се произведени целосно со користење на еден од следниве методи; (i) брзо стврднување на стопената маса или пареата, (ii) атомско нарушување на решетката, (iii) реакции на аморфизација во цврста состојба помеѓу чисти метални елементи и (iv) транзиции во цврста состојба на метастабилни фази.
Металните стакла се разликуваат по недостатокот на долгорочен атомски ред поврзан со кристалите, што е дефинирачка карактеристика на кристалите. Во денешниот свет, постигнат е голем напредок во областа на металното стакло. Тие 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 тип на материјал покажува различни својства од цврстите 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 температурата. Спроводливоста на 6,7.
Механичкото легирање (MA)1,8 е релативно нова техника, првпат воведена во 1983 година од страна на проф. Ц.Ц. Кок и неговите колеги. Тие подготвија аморфни прашоци од Ni60Nb40 со мелење мешавина од чисти елементи на собна температура многу блиску до собната температура. Типично, MA реакцијата се изведува помеѓу дифузно спојување на прашоците од реактантот во реактор, обично направен од не'рѓосувачки челик во топчеста мелница 10 (Сл. 1а, б). Оттогаш, оваа механички индуцирана техника 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, како и шипчести 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 метални системи (TM; Zr, Hf, Nb и Ta)18,19 и Fe-W20, кои не можат да се добијат со користење на конвенционални начини на подготовка. Понатаму, MA се смета за една од најмоќните нанотехнолошки алатки за подготовка на индустриски нанокристални и нанокомпозитни прашочни честички од метални оксиди, карбиди, нитриди, хидриди, јаглеродни наноцевки, нанодијаманти, како и широка стабилизација преку пристап од горе надолу 1 и метастабилни фази.
Шема на која е прикажан методот на изработка што се користи за подготовка на премаз од метално стакло (MG) Cu50(Zr50−xNix)/SUS 304 во оваа студија. (a) Подготовка на прашоци од легура на MG со различни концентрации на Ni x (x; 10, 20, 30 и 40 ат.%) со употреба на техника на глодање со топчиња со ниска енергија. (a) Почетниот материјал се става во цилиндар за алати заедно со топчиња од челик за алати и (b) се запечатува во кутија за ракавици исполнета со атмосфера на He. (c) Транспарентен модел на садот за мелење што го илустрира движењето на топката за време на мелењето. Конечниот производ од правот добиен по 50 часа беше употребен за премачкување на подлогата SUS 304 со употреба на методот на ладно прскање (d).
Кога станува збор за површини од рефус материјал (супстрати), површинското инженерство вклучува дизајнирање и модификација на површините (супстратите) за да се обезбедат одредени физички, хемиски и технички квалитети што не се содржани во оригиналниот рефус материјал. Некои својства што можат ефикасно да се подобрат со површински третмани вклучуваат отпорност на абење, отпорност на оксидација и корозија, коефициент на триење, биоинертност, електрични својства и топлинска изолација, за да наведеме неколку. Квалитетот на површината може да се подобри со користење на металуршки, механички или хемиски техники. Како добро познат процес, премазот едноставно се дефинира како еден или повеќе слоеви на материјал вештачки нанесен на површината на рефус објект (супстрат) направен од друг материјал. Така, премазите се користат делумно за да се постигнат некои посакувани технички или декоративни својства, како и за да се заштитат материјалите од очекуваните хемиски и физички интеракции со околната средина23.
За да се постават соодветни слоеви за заштита на површината со дебелина од неколку микрометри (под 10-20 микрометри) до над 30 микрометри или дури и неколку милиметри, може да се применат многу методи и техники. Општо земено, процесите на премачкување може да се поделат во две категории: (i) методи на влажно премачкување, вклучувајќи галванизација, безелектрично галванизација и методи на топло поцинкување, и (ii) методи на суво премачкување, вклучувајќи лемење, површинско таложење, физичко таложење со пареа (PVD), хемиско таложење со пареа (CVD), техники на термичко прскање и поново време техники на ладно прскање 24 (Сл. 1d).
Биофилмовите се дефинирани како микробни заедници кои се неповратно прицврстени за површини и опкружени со самопроизведени екстрацелуларни полимери (EPS). Формирањето на површински зрел биофилм може да доведе до значителни загуби во многу индустриски сектори, вклучувајќи ја прехранбената индустрија, водните системи и здравствените средини. Кај луѓето, кога се формираат биофилмови, повеќе од 80% од случаите на микробни инфекции (вклучувајќи Enterobacteriaceae и Staphylococci) се тешки за лекување. Понатаму, 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. Антимикробните материјали за површинска обвивка добиени од конвенционални органски соединенија историски се користат. Иако ваквите материјали често содржат токсични компоненти кои се потенцијално ризични за луѓето,25,26 тие можат да помогнат да се избегне пренос на бактерии и уништување на материјалите.
Широко распространетата отпорност на бактериите на антибиотски третмани 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 антиадхерентна површина на која бактериските клетки се инхибираат да се врзат и да градат биофилмови поради адхезија е првиот пристап во овој процес27. Втората технологија е да се развијат премази што овозможуваат антимикробните хемикалии да се доставуваат точно таму каде што се потребни, во високо концентрирани и прилагодени количини. Ова се постигнува со 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 ја максимизира токсичноста и развојот на отпорност поради формирање на биофилм се значително намалени. Дополнително, премазите што вклучуваат гермицидни хемикалии во површините за да обезбедат долгорочна заштита од бактериска контаминација стануваат сè попопуларни. Иако сите три процедури се способни да произведат антимикробни ефекти на обложените површини, секоја од нив има свој сет на ограничувања што треба да се земат предвид при развивање на стратегии за апликација.
Производите што моментално се на пазарот се попречени од недоволно време за анализа и тестирање на заштитни премази за биолошки активни состојки. Компаниите тврдат дека нивните производи ќе им обезбедат на корисниците посакувани функционални аспекти; Сепак, ова беше пречка за успехот на производите што се моментално на пазарот. Соединенијата добиени од сребро се користат во огромното мнозинство антимикробни терапии што сега им се достапни на потрошувачите. Овие производи се развиени за да ги заштитат корисниците од потенцијално опасните ефекти на микроорганизмите. 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 во затворен простор и надвор сè уште се покажува како тешка задача. Ова е поради поврзаните ризици и за здравјето и за безбедноста. 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 преку директен контакт или откако ќе се ослободи активниот агенс. Тие можат да го сторат ова со инхибирање на почетната бактериска адхезија (вклучително и спротивставување на формирањето на протеински слој на површината) или со убивање на бактерии со мешање во клеточниот ѕид.
Фундаментално, површинското премачкување е процес на поставување на друг слој на површината на компонентата за подобрување на квалитетите поврзани со површината. Целта на површинското премачкување е да се прилагоди микроструктурата и/или составот на регионот близу до површината на компонентата39. Техниките 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) Вметната слика ги прикажува главните техники на изработка што се користат за површината и (б) избрани предности и недостатоци на техниката на ладно прскање.
Технологијата на ладно прскање има многу сличности со конвенционалните методи 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 светла иднина. Во одредени апликации, уникатните својства на ладното прскање нудат големи придобивки, надминувајќи ги вродените ограничувања на типичните методи на термичко прскање. Таа обезбедува начин за надминување на значајните ограничувања на традиционалната технологија на термичко прскање, за време на која прашокот мора да се стопи за да се таложи 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. Понатаму, материјалите за обложување со термичко прскање секогаш покажуваат високи нивоа 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 во изборот на обложување на подлогата, (iii) отсуство на фазна трансформација и раст на зрната, (iv) висока јачина на врска1,39 (Сл. 2б). Покрај тоа, материјалите за обложување со ладно прскање имаат висока корозија. отпорност, висока цврстина и тврдост, висока електрична спроводливост и висока густина41. Спротивно на предностите на процесот на ладно прскање, сè уште постојат некои недостатоци при користењето на оваа техника, 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. Комплицираните површини и внатрешните површини на цевките сè уште се тешки за прскање.
Со оглед на тоа што тековната работа има за цел да користи метални стаклени прашоци како сурови материјали за обложување, јасно е дека конвенционалното термичко прскање не може да се користи за оваа намена. Ова е затоа што металните стаклени прашоци кристализираат на високи температури1.
Повеќето алатки што се користат во медицинската и прехранбената индустрија се направени од аустенитни легури од не'рѓосувачки челик (SUS316 и SUS304) со содржина на хром помеѓу 12 и 20 wt% 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, не покажуваат значајни антимикробни својства38,39. Ова е во спротивност со нивната висока отпорност на корозија. После ова, може да се предвиди развој на инфекција и воспаление, што главно е предизвикано од бактериска адхезија и колонизација на површината на биоматеријалите од не'рѓосувачки челик. Може да се појават значителни тешкотии поради значителни тешкотии поврзани со бактериската адхезија и патиштата на формирање на биофилм, што може да доведе до влошување на здравјето, 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/заштитен слој за површина SUS304. Втората фаза од проектот, која треба да започне во јануари 2023 година, детално ќе ги испита карактеристиките на електрохемиската корозија и механичките својства на системот. Ќе се спроведат детални микробиолошки тестови за различни бактериски видови.
Во овој труд, се дискутира ефектот на содржината на Zr легирачките елементи врз способноста за формирање стакло (GFA) врз основа на морфолошките и структурните карактеристики. Покрај тоа, беа дискутирани и антибактериските својства на премазот во прав од метално стакло/композит SUS304. Понатаму, се спроведува тековна работа за да се испита можноста за структурна трансформација на метални стаклени прашоци што се јавуваат за време на ладно прскање во рамките на потладениот течен регион на изработени метални стаклени системи. Како репрезентативни примери, во оваа студија се користени легури на метално стакло Cu50Zr30Ni20 и Cu50Zr20Ni30.
Во овој дел се претставени морфолошките промени на елементарните прашоци од Cu, Zr и Ni при нискоенергетско топчесто глодање. Како илустративни примери, ќе се користат два различни системи што се состојат од Cu50Zr20Ni30 и Cu50Zr40Ni10 како репрезентативни примери. Процесот на MA може да се подели на три различни фази, како што е прикажано со металографската карактеризација на прашокот произведен за време на фазата на мелење (Слика 3).
Металографски карактеристики на прашоци од механички легури (MA) добиени по различни фази на време на топчесто глодање. Слики од полево-емисиона електронска микроскопија (FE-SEM) на прашоци од MA и Cu50Zr40Ni10 добиени по време на топчесто глодање со ниска енергија од 3, 12 и 50 часа се прикажани во (а), (в) и (д) за системот Cu50Zr20Ni30, додека во истиот MA соодветните слики од системот Cu50Zr40Ni10 направени по одредено време се прикажани во (б), (г) и (ѓ).
За време на топчестото глодање, ефективната кинетичка енергија што може да се пренесе на металниот прав е под влијание на комбинацијата на параметри, како што е прикажано на Сл. 1а. Ова вклучува судири помеѓу топчиња и прашоци, компресивно стрижење на прав заглавен помеѓу или помеѓу медиумите за мелење, удар на паѓачките топчиња, стрижење и абење поради влечење на прав помеѓу подвижните медиуми за топчесто глодање и ударен бран што минува низ паѓачките топчиња што се шират низ товарите на културите (Сл. 1а). Елементарните Cu, Zr и Ni прашоци беа сериозно деформирани поради ладно заварување во раната фаза на MA (3 часа), што резултираше со 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. 3а,б. Зголемувањето на времето на MA на 12 часа (средна фаза) резултираше со зголемување на кинетичката енергија на топчестата мелница, што резултираше со распаѓање на композитниот прав во пофини прашоци (помали од 200 µm), како што е прикажано на Сл. 3в,г. Во оваа фаза, применетата сила на стрижење води до формирање на нова метална површина со фини слоеви од Cu, Zr, Ni, како што е прикажано на сл. 3c, d. Како резултат на рафинирањето на слоевите, реакциите во цврста фаза се случуваат на интерфејсот на снегулките за да се генерираат нови фази.
На кулминацијата на MA процесот (по 50 часа), лушпестата металографија беше само слабо видлива (Сл. 3e, f), но полираната површина на правот покажа огледална металографија. Ова значи дека MA процесот е завршен и се случило создавање на единечна реакциона фаза. Елементарниот состав на регионите индексирани на Сл. 3e (I, II, III), f, v, vi) беше определен со користење 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 тежина на секој регион избран на Сл. 3e,f. Кога се споредуваат овие резултати со почетните номинални состави на Cu50Zr20Ni30 и Cu50Zr40Ni10 наведени во Табела 1, може да се види дека составите на овие два финални производи имаат многу слични вредности на номиналните состави. Понатаму, релативните вредности на компонентите за регионите наведени на Сл. 3e,f не имплицираат значително влошување или флуктуација 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 хомогени легирани прашоци, како што е прикажано во Табела 2.
FE-SEM микрографии од финалниот производ прашок 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 резултира со формирање на големи агрегати кои се состојат од ултрафини честички со дијаметри кои се движат од 73 до 126 nm, како што е прикажано на Слика 4.
Морфолошки карактеристики на прашоците Cu50(Zr50−xNix) добиени по MA време од 50 часа. За системите Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30, Cu50Zr10Ni40, FE-SEM сликите на прашоците добиени по 50 MA пати се прикажани во (a), (b), (c) и (d), соодветно.
Пред да се стават прашоците во ладен распрскувач, тие прво беа сонифицирани во етанол со аналитички степен 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 значајни проблеми во текот на процесот на обложување. Откако беше завршен MA процесот, беа извршени дополнителни карактеризации за да се испита хомогеноста на легурните прашоци. Слика 5a-d ги прикажува FE-SEM микрографиите и соодветните EDS слики на елементите за легирање Cu, Zr и Ni на легурата Cu50Zr30Ni20 добиени по 50 часа M време, соодветно. Треба да се напомене дека легурните прашоци произведени по овој чекор се хомогени бидејќи не покажуваат никакви композициски флуктуации над нивото под нанометри, како што е прикажано на Слика 5.
Морфологија и локална елементарна распределба на MG Cu50Zr30Ni20 прав добиен по 50 MA пати со FE-SEM/енергетски дисперзивна рендгенска спектроскопија (EDS). (a) SEM и рендгенско EDS мапирање на (б) Cu-Kα, (в) Zr-Lα и (г) Ni-Kα слики.
XRD дијаграмите на механички легирани прашоци Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30 и Cu50Zr20Ni30 добиени по MA време од 50 часа се прикажани на сл. 6a–d, соодветно. По оваа фаза на мелење, сите примероци со различни концентрации на Zr покажаа аморфни структури со карактеристични дијаграми на хало дифузија прикажани на сл. 6.
XRD дијаграми на (а) Cu50Zr40Ni10, (б) Cu50Zr30Ni20, (в) Cu50Zr20Ni30 и (г) Cu50Zr20Ni30 прашоци по MA време од 50 часа. Сите примероци без исклучок покажаа шема на хало дифузија, што имплицира формирање на аморфна фаза.
За набљудување на структурните промени и разбирање на локалната структура на прашоците што произлегуваат од топчестото мелење во различни временски периоди на MA, беше користена FE-HRTEM слики од прашоците добиени по раните (6 часа) и средните (18 часа) фази на мелење за прашоци Cu50Zr30Ni20 и Cu50Zr40Ni10 се прикажани на сл. 7a, c, соодветно. Според сликата од светлото поле (BFI) на прашокот произведен по MA​​ 6 часа, прашокот е составен од големи зрна со добро дефинирани граници на елементите fcc-Cu, hcp-Zr и fcc-Ni, и нема знаци дека е формирана реактивната фаза, како што е прикажано на сл. 7a. Понатаму, корелираниот модел на дифракција на избрана површина (SADP) земен од средниот регион на (а) откри модел на дифракција на куспид (Сл. 7б), што укажува на присуство на големи кристалити и отсуство на реактивна фаза.
Локална структурна карактеризација на MA прав добиен по раните (6 часа) и средните (18 часа) фази. (a) Електронска микроскопија со преносна електронска микроскопија со висока резолуција со емисија на поле (FE-HRTEM) и (б) соодветниот модел на дифракција на избрана површина (SADP) на Cu50Zr30Ni20 прав по третман со MA во тек на 6 часа. FE-HRTEM сликата на Cu50Zr40Ni10 добиена по време на MA од 18 часа е прикажана во (c).
Како што е прикажано на сл. 7в, продолжувањето на времетраењето на MA на 18 часа резултираше со сериозни дефекти на решетката во комбинација со пластична деформација. За време на оваа средна фаза од процесот на MA, правот покажува различни дефекти, вклучувајќи грешки во редењето, дефекти на решетката и точкести дефекти (Слика 7). Овие дефекти предизвикуваат големите зрна да се расцепат по границите на зрната во подзрна со големини помали од 20 nm (Сл. 7в).
Локалната структура на прашокот Cu50Z30Ni20 мелен во времетраење од 36 часа има формирање на ултрафини нанозрна вградени во аморфна фина матрица, како што е прикажано на Сл. 8а. Локалната EDS анализа покажа дека тие нанокластери прикажани на Сл. 8а се поврзани со необработени елементи за легирање на прашок Cu, Zr и Ni. Во исто време, содржината на Cu во матрицата флуктуирала од ~32 at.% (посно површина) до ~74 at.% (богата површина), што укажува на формирање на хетерогени производи. Понатаму, соодветните SADP на прашоците добиени по мелењето во оваа фаза покажуваат хало-дифузни примарни и секундарни прстени на аморфна фаза, кои се преклопуваат со остри точки поврзани со тие сурови елементи за легирање, како што е прикажано на Сл. 8б.
Локални структурни карактеристики на наноскала на прав од 36 часа на Cu50Zr30Ni20. (a) Слика со светло поле (BFI) и соодветна (b) SADP на прав од Cu50Zr30Ni20 добиена по мелење во времетраење од 36 часа.
При крајот на MA процесот (50 часа), прашоците Cu50(Zr50−xNix), X; 10, 20, 30 и 40 ат.% секогаш имаат лавиринтна аморфна фазна морфологија како што е прикажано на Сл. 9a–d. Во соодветниот SADP од секој состав, не можеа да се детектираат ниту точкести дифракции ниту остри прстенести шеми. Ова укажува дека не е присутен необработен кристален метал, туку се формира аморфен легиран прав. Овие корелирани SADP што покажуваат шеми на хало дифузија беа исто така искористени како доказ за развој на аморфни фази во финалниот производен материјал.
Локална структура на финалниот производ од MG Cu50 (Zr50−xNix) системот. FE-HRTEM и корелирани нанозрачни дифракциски шеми (NBDP) на (а) Cu50Zr40Ni10, (б) Cu50Zr30Ni20, (в) Cu50Zr20Ni30 и (г) Cu50Zr10Ni40 добиени по 50 часа MA.
Термичката стабилност на температурата на стаклен премин (Tg), регионот на подладена течност (ΔTx) и температурата на кристализација (Tx) како функција од содржината на Ni (x) на аморфниот систем Cu50(Zr50−xNix) е испитана со употреба на диференцијална скенирачка калориметрија (DSC) на својствата под проток на He гас. DSC трагите на аморфните легури во прав Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20 и Cu50Zr10Ni40 добиени по време на MA од 50 часа се прикажани на сл. 10a, b, e, соодветно. Додека DSC кривата на аморфниот Cu50Zr20Ni30 е прикажана одделно на сл. 10c. Во меѓувреме, примерокот Cu50Zr30Ni20 загреан на ~700 °C во DSC е прикажан на сл. 10d.
Термичка стабилност на прашоци од Cu50(Zr50−xNix)MG добиени по време на MA од 50 часа, индексирано со температура на стаклен премин (Tg), температура на кристализација (Tx) и субладен течен регион (ΔTx). Термограми со диференцијален скенирачки калориметар (DSC) на (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 и (e) прашоци од легури на Cu50Zr10Ni40 MG по време на MA од 50 часа. Моделот на дифракција на Х-зраци (XRD) на примерокот од Cu50Zr30Ni20 загреан на ~700 °C во DSC е прикажан во (d).
Како што е прикажано на Слика 10, DSC кривите на сите состави со различни концентрации на Ni (x) укажуваат на два различни случаи, едниот ендотермен, а другиот егзотермен. Првиот ендотермен настан одговара на Tg, додека вториот е поврзан со Tx. Хоризонталниот опсег што постои помеѓу Tg и Tx се нарекува регион на субладена 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) на 20 ат.% кон страната на ниска температура од 482°C и 563°C со зголемување на содржината на Ni (x), соодветно, како што е прикажано на Слика 10b. Следствено, ΔTx на Cu50Zr40Ni10 се намалува од 86 °C (Сл. 10a) на 81 °C за Cu50Zr30Ni20 (Сл. 10б). За легурата MG Cu50Zr40Ni10, исто така беше забележано дека вредностите на Tg, Tx и ΔTx се намалија на ниво од 447°C, 526°C и 79°C (Сл. 10б). Ова укажува дека зголемувањето на содржината на Ni води до намалување на термичката стабилност на легурата MG. Спротивно на тоа, вредноста Tg (507 °C) на легурата MG Cu50Zr20Ni30 е пониска од онаа на легурата MG Cu50Zr40Ni10; сепак, нејзината Tx покажува споредлива вредност со првата (612 °C). Затоа, ΔTx покажува повисока вредност (87°C), како што е прикажано на Сл. 10в.
Системот MG Cu50(Zr50−xNix), земајќи ја легурата MG Cu50Zr20Ni30 како пример, кристализира преку остар егзотермен врв во кристалните фази на fcc-ZrCu5, орторомбичен-Zr7Cu10 и орторомбичен-ZrNi (Сл. 10c). Оваа аморфна во кристална фазна транзиција беше потврдена со XRD на примерокот MG (Сл. 10d), кој беше загреан на 700 °C во DSC.
Слика 11 прикажува фотографии направени за време на процесот на ладно прскање извршен во тековната работа. Во оваа студија, честичките од прав слични на метално стакло синтетизирани по време на MA од 50 часа (земајќи го Cu50Zr20Ni30 како пример) беа користени како антибактериски суровини, а плочата од не'рѓосувачки челик (SUS304) беше обложена со технологија на ладно прскање. Методот на ладно прскање беше избран за обложување во серијата технологии за термичко прскање бидејќи е најефикасен метод во серијата термичко прскање и може да се користи за метални метастабилни материјали чувствителни на температура, како што се аморфни и нанокристални прашоци, кои не се предмет на фазни транзиции. Ова е главниот фактор при изборот на овој метод. Процесот на ладно прскање се изведува со користење 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.
Фотографиите од терен ја покажуваат постапката на ладно прскање што се користи за пет последователни подготовки на MG премаз/SUS 304 на 550 °C.
Кинетичката енергија на честичките, а со тоа и импулсот на секоја честичка во формирањето на облогата, мора да се претвори во други форми на енергија преку механизми како што се пластична деформација (почетни интеракции на честички и честички-честички во подлогата и интеракциите на честички), консолидација на празнини, ротација на честички-честички, деформација и на крајот топлина 39. Понатаму, ако не целата влезна кинетичка енергија се претвори во топлина и енергија на деформација, резултатот е еластичен судир, што значи дека честичките едноставно се одбиваат по ударот. Истакнато е дека 90% од енергијата на ударот применета на материјалот на честичките/подлогата се претвора во локална топлина 40. Понатаму, 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 генерално се смета за процес на дисипација на енергија, или поконкретно, извор на топлина во меѓуфазниот регион. Сепак, зголемувањето на температурата во меѓуфазниот регион обично не е доволно за да се предизвика меѓуфазно топење или значително да се поттикне атомската меѓудифузија. Ниедна публикација позната на авторите не го истражува ефектот на својствата на овие метални стаклени прашоци врз адхезијата и таложењето на прашокот што се јавува кога се користат методи на ладно прскање.
BFI на прав од легура MG Cu50Zr20Ni30 може да се види на Сл. 12а, кој беше обложен на подлога 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 надворешна фаза, како што сугерираат наночестичките вградени 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 модел на хало дифузија на аморфна структура и коегзистира со остри делови што одговараат на кристалната голема кубна метастабилна плус тетрагонална CuO фаза Zr2Ni. Формирањето на CuO може да се припише на оксидацијата на правот кога патува од млазницата на пиштолот за прскање до SUS 304 на отворено под суперсоничен проток. Од друга страна, девитрификацијата на метално стаклените прашоци постигна формирање на големи кубни фази по третман со ладно прскање на 550 °C во тек на 30 минути.
(a) FE-HRTEM слика од MG прашкасто обложена на (b) подлога SUS 304 (вметнато на сликата). Индексот NBDP на кружниот симбол прикажан во (a) е прикажан во (c).
За да се потврди овој потенцијален механизам за формирање на големи кубни Zr2Ni наночестички, беше извршен независен експеримент. Во овој експеримент, прашоците беа испрскани од пиштол за прскање на 550 °C во насока на подлогата SUS 304; меѓутоа, за да се разјасни ефектот на жарење на прашоците, тие беа отстранети од лентата SUS304 што е можно побрзо (околу 60 секунди). Беше спроведен уште еден сет експерименти во кои прашокот беше отстранет од подлогата околу 180 секунди по таложењето.
Сликите 13a,b прикажуваат слики од темно поле (DFI) добиени со скенирачка трансмисиона електронска микроскопија (STEM) на два испрскани материјали нанесени на SUS 304 супстрати за 60 s и 180 s, соодветно. Сликата од прашок нанесена за 60 секунди нема морфолошки детали, покажувајќи безлични карактеристики (Сл. 13a). Ова беше потврдено и со XRD, што покажа дека општата структура на овие прашоци е аморфна, како што е индицирано со широките примарни и секундарни дифракциски максимуми прикажани на Слика 14a. Овие укажуваат на отсуство на метастабилно/мезофазно таложење, каде што прашокот ја задржува својата оригинална аморфна структура. Спротивно на тоа, прашокот испрскан на иста температура (550 °C), но оставен на подлогата 180 s, покажа таложење на зрна со нано-големина, како што е означено со стрелките на Слика 13b.