Ви благодариме што ја посетивте Nature.com. Верзијата на прелистувачот што ја користите има ограничена поддршка за CSS. За најдобро искуство, ви 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.
Биофилмите 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 биофилмите само во многу ограничена мера. Спречувањето на формирање на биофилм доведе до развој на различни методи за обложување и нови материјали. Овие методи имаат за цел да ги обложат површините на сите биофилни форми. и титаниумските метали, се појавија како идеални антимикробни облоги. Во исто време, употребата на технологијата на ладно прскање е зголемена бидејќи е соодветен метод за обработка на материјали чувствителни на температура. Дел од целта на оваа студија беше да се развие нов антибактериски филм метално стакло составено од тројно Cu-Zr-Ni со користење на механичка техника за легирање на суровиот материјал. од површини од не'рѓосувачки челик при ниски температури.Подлогите обложени со метално стакло можеа значително да го намалат формирањето на биофилм за најмалку 1 труп во споредба со нерѓосувачкиот челик.
Низ историјата на човештвото, 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 глобализирана економија1. Отсекогаш се припишувало на човечката способност да развива материјали и опрема за производство и дизајни за изработка и карактеризација на материјали за да се постигнат придобивки во здравството, образованието, индустријата, економијата, културата и другата област, без оглед на земјата или регионот без оглед на мерилата на една земја или регион, економија, култура или област.2 Веќе 60 години, научниците за материјали посветија голем дел од своето време на фокусирање на една голема грижа: потрагата по нови и најсовремени материјали. Неодамнешните истражувања се фокусираа на подобрување на квалитетот и перформансите на постоечките материјали, како и на синтетизирање и измислување сосема нови видови материјали.
Додавањето на легирани 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 нечуените соединенија се успешно синтетизирани во овој момент. Нанокристали, наночестички, наноцевки, квантни точки, нулта-димензионални, аморфни метални стакла и легури со висока ентропија се само некои примери на напредни материјали воведени во светот од средината на минатиот век. Кога производството и развојот на нови легури со супериорни својства е често проблем во фазата на додадена интермедија, или во финалниот производ. при имплементација на нови техники на изработка за значително отстапување од рамнотежата, откриена е сосема нова класа на метастабилни легури, познати како метални очила.
Неговата работа во Калтек во 1960 година донесе револуција во концептот на метални легури кога синтетизираше стаклени легури Au-25 на.% Si со брзо зацврстување на течности со речиси милион степени во секунда. Во најраните пионерски студии за синтеза на легури на MG, речиси сите метални стакла се целосно произведени со користење на еден од следниве методи;(i) брзо зацврстување на топењето 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 метастабилните фази.
МГ се одликуваат со недостаток на атомски ред со долг дострел поврзан со кристалите, што е дефинирачка карактеристика на кристалите. Во денешниот свет, постигнат е голем напредок на полето на металното стакло. Тие се нови материјали со интересни својства кои се од интерес не само за физиката на цврстата состојба, туку и за металургијата, за металургијата, за површинската хемија и многу други области на цврсти материјали и многу други области. s, што го прави интересен кандидат за технолошки апликации во различни области. Тие имаат некои важни својства;(i) висока механичка еластичност и цврстина на отстапување, (ii) висока магнетна пропустливост, (iii) ниска принудност, (iv) невообичаена отпорност на корозија, (v) независност на температурата Спроводливоста од 6,7.
Механичкото легирање (MA)1,8 е релативно нова техника, за прв пат воведена во 19839 година од страна на проф. CC Kock и колегите. Тие подготвија аморфни Ni60Nb40 прашоци со мелење мешавина од чисти елементи на амбиентални температури многу блиску до собната температура.Вообичаено, MA реакцијата се изведува помеѓу дифузното спојување на прашокот од реактантот во реактор, обично направен од нерѓосувачки челик во мелница за топчиња 10 (сл. 1а, б). 2,13,14,15, 16. Конкретно, овој метод се користи за подготовка на системи што не се мешаат, како што е Cu-Ta17, како и легури со висока точка на топење, како што се системи за метални преодни алуминиумски метали (TM; Zr, Hf, Nb и Ta) 18,19 и Fe-W20, што не може да се добие како најмоќниот начин на подготовка со користење на народна технологија. Нанокристални и нанокомпозитни честички во прашок од индустриски размери од метални оксиди, карбиди, нитриди, хидриди, јаглеродни наноцевки, нанодијаманти, како и широка стабилизација преку пристап од врвот надолу 1 и метастабилни фази.
Шематски прикажувајќи го методот на изработка користен за подготовка на Cu50(Zr50−xNix) облога од метално стакло (MG)/SUS 304 во оваа студија. (а) Подготовка на прашоци од легура на MG со различни концентрации на Ni x (x; 10, 20, 30 и 40 at.%) со користење на техника за глодање со топче со ниска енергија, заедно со алат за глодање со ниска енергија. (a) е запечатен во кутија за ракавици исполнета со атмосфера на He. (в) Проѕирен модел на садот за мелење кој го илустрира движењето на топката за време на мелењето.
Кога станува збор за површините на најголемиот дел (подлоги), површинското инженерство вклучува дизајнирање и модификација на површини (подлоги) за да се обезбедат одредени физички, хемиски и технички квалитети кои не се содржани во оригиналниот волуменски материјал. Некои својства кои можат ефективно да се подобрат со површински третмани вклучуваат отпорност на абење, отпорност на оксидација и корозија, коефициент на триење, на неколку својства на триење и на електричното име. може да се подобри со употреба на металуршки, механички или хемиски техники. Како добро познат процес, облогата едноставно се дефинира како единечен или повеќеслојни слоеви материјал вештачки наталожен на површината на најголемиот предмет (подлога) направен од друг материјал. Така, премазите делумно се користат за да се постигнат некои посакувани технички или декоративни својства, како и за заштита на физичките материјали од опкружувањето2.
Со цел да се наталожат соодветни површински заштитни слоеви со дебелини кои се движат од неколку микрометри (под 10-20 микрометри) до над 30 микрометри или дури неколку милиметри, може да се применат многу методи и техники. Општо земено, процесите на обложување може да се поделат во две категории: (i) методи на влажно обложување, вклучително и методи на галванизација, електрично обложување, методи за сушење со електричен погон, и методи за сушење со електричен погон. cing , физичко таложење на пареа (PVD), хемиско таложење на пареа (CVD), техники на термичко прскање и од неодамна техники на ладно прскање 24 (сл. 1г).
Биофилмовите се дефинирани како микробиолошки заедници кои се неповратно прикачени на површините и опкружени со самопроизведени екстрацелуларни полимери (EPS). teriaceae и Staphylococci) тешко се третираат. Понатаму, зрелите биофилмови се пријавени дека се 1000 пати поотпорни на антибиотски третман во споредба со планктонските бактериски клетки, што се смета за главен терапевтски предизвик. може да помогне да се избегне пренос на бактерии и уништување на материјалот.
Распространетата отпорност на бактериите на антибиотски третмани поради формирање на биофилм доведе до потреба да се развие ефективна антимикробна површина обложена со мембрана која може безбедно да се примени27. Развојот на физичка или хемиска антиадхерентна површина на која бактериските клетки се инхибираат да се врзат и да градат биофилмови поради адхезијата. да бидат испорачани токму онаму каде што се потребни, во високо концентрирани и приспособени количини. Ова се постигнува со развивање на уникатни материјали за обложување како што се графен/германиум28, црн дијамант29 и јаглеродни облоги слични на дијаманти30 кои се отпорни на бактерии, технологија што ја максимизира токсичноста и значително го намалува развојот на биокорпорацијата. гермицидните хемикалии на површините за да обезбедат долготрајна заштита од бактериска контаминација стануваат се попопуларни.
Производите кои моментално се на пазарот се попречени поради недоволното време за анализа и тестирање на заштитните облоги 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 кои моментално се на пазарот. Соединенијата добиени од сребро се користат во огромното мнозинство на антимикробни терапии кои сега се достапни за потрошувачите. Овие производи се развиени за да ги заштитат корисниците од потенцијално опасните ефекти на микроорганизмите. Задоцнетиот антимикробен ефект и поврзаната токсичност на сребрените соединенија на штетните истражувања го зголемуваат глобалниот притисок. облогата што работи внатре и надвор сè уште се покажува како застрашувачка задача. Ова се должи на поврзаните ризици по здравјето и безбедноста. Откривањето на антимикробно средство кое е помалку штетно за луѓето и откривањето како да се вгради во подлогите за обложување со подолг рок на траење е многу баран, а најдоцна целта е дизајнирана за антимикробно убивање или блиску до антибиофилите38. Тие можат да го направат тоа со инхибирање на почетната бактериска адхезија (вклучувајќи и спречување на формирање на протеински слој на површината) или со убивање на бактерии со мешање на клеточниот ѕид.
Во основа, површинското обложување е процес на поставување друг слој на површината на компонентата за подобрување на квалитетите поврзани со површината. Целта на површинското обложување е да се приспособи микроструктурата и/или составот на блискиот површински регион на компонентата39. Техниките на површинско обложување може да се поделат на различни методи, кои се сумирани на Сл. 2а. создадете облога.
(а) Влошка што ги прикажува главните техники на изработка што се користат за површината и (б) избраните предности и недостатоци на техниката на ладно прскање.
Технологијата на ладно прскање дели многу сличности со конвенционалните методи на термичко прскање. Сепак, постојат и некои клучни основни својства кои го прават процесот на ладно прскање и материјалите за ладно прскање особено уникатни. Технологијата на ладно прскање е сè уште во почетна фаза, но има светла иднина. Во одредени апликации, уникатните својства на ладното прскање нудат големи придобивки, надминувајќи ги инхерентните ограничувања на традиционалниот начин на прскање. кој прашокот мора да се стопи за да се таложи на подлогата. Очигледно, овој традиционален процес на обложување не е погоден за многу температурно чувствителни материјали како што се нанокристали, наночестички, аморфни и метални очила40, 41, 42. Понатаму, материјалите за обложување со термички прскање секогаш покажуваат високи нивоа на технологија на зраци и висока технологија на зраци. ) минимален внес на топлина во подлогата, (ii) флексибилност во изборот на облогата на подлогата, (iii) отсуство на фазна трансформација и раст на зрната, (iv) висока јачина на врската1,39 (Сл.2б).Покрај тоа, материјалите за обложување со ладно прскање имаат висока отпорност на корозија, висока јачина и цврстина, висока електрична спроводливост и висока густина41. Спротивно на предностите на процесот на ладно прскање, сè уште има некои недостатоци во користењето на оваа техника, како што е прикажано на слика 2б. Кога се премачкуваат чистите керамички прашоци како што се методот Al2, Zray, и сл. од друга страна, керамичките/металните композитни прашоци може да се користат како суровини за облоги. Истото важи и за другите методи на термичко прскање. Сè уште тешко се прскаат комплицираните површини и внатрешните површини на цевките.
Имајќи предвид дека тековната работа има за цел да користи метални стаклени прашоци како суровини за обложување, јасно е дека конвенционалното термичко прскање не може да се користи за оваа намена. Тоа е затоа што металните стаклени прашоци се кристализираат на високи температури1.
Поголемиот дел од алатките што се користат во медицинската и прехранбената индустрија се направени од легури од аустенитен нерѓосувачки челик (SUS316 и SUS304) со содржина на хром помеѓу 12 и 20 wt% за производство на хируршки инструменти. Општо е прифатено дека употребата на хром метал како елемент за легирање како елемент за легирање во челик, високата отпорност на легурите на челик може одлично да ја подобри нивната висока отпорност на легурите на челик. отпорност на корозија, не покажуваат значителни 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 е главно предизвикано од бактериска адхезија и колонизација на површината на биоматеријали од не'рѓосувачки челик. Може да се појават значителни потешкотии поради значителни потешкотии што може да доведат до бактериска филтра, а може да доведе до значајни потешкотии поврзани со здравјето на бактериите или пат. многу последици кои директно или индиректно можат да влијаат врз здравјето на луѓето.
Оваа студија е првата фаза од проектот финансиран од Кувајтската Фондација за унапредување на науката (KFAS), договор бр. 2010-550401, за да се испита изводливоста за производство на метални стаклени тројни прашоци со употреба на MA технологија (Табела 1 ) за производство на антибактериска фолија од втора до 302 , детално ќе ги испита карактеристиките на електрохемиската корозија и механичките својства на системот. Ќе се спроведат детални микробиолошки испитувања за различни видови бактерии.
Во овој труд, ефектот на содржината на елементот од легура на Zr врз способноста за формирање стакло (GFA) се дискутира врз основа на морфолошките и структурните карактеристики. Покрај тоа, беа дискутирани и антибактериските својства на обложената метална стаклена облога во прав/SUS304 композитот. .Како репрезентативни примери, Cu50Zr30Ni20 и Cu50Zr20Ni30 метални стаклени легури се користени во оваа студија.
Во овој дел се претставени морфолошките промени на елементарните Cu, Zr и Ni во прав во топчестото мелење со ниска енергија. Како илустративни примери, два различни системи составени од Cu50Zr20Ni30 и Cu50Zr40Ni10 ќе се користат како репрезентативни примери.
Металографски карактеристики на прашоци од механичка легура (MA) добиени по различни фази од времето на мелење со топчиња. Сликите на електронска микроскопија со скенирање на теренски емисии (FE-SEM) на прашоци MA и Cu50Zr40Ni10, добиени по нискоенергетски времиња на мелење со топчиња од 3, 12 и 50 часа се прикажани во (a), (30Z0, системот за Cu0N и C) сликите од системот Cu50Zr40Ni10 направени по време се прикажани во (б), (г) и (ѓ).
За време на мелењето со топчиња, 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 меѓу топчиња и прашоци, компресивно стрижење на прашокот заглавен помеѓу или помеѓу средствата за мелење, удар на топчињата што паѓаат, стрижење и абење поради влечење на прашокот помеѓу подвижните медиуми за мелење со топчиња, и ударни удари. Прашокот Cu, Zr и Ni беа сериозно деформирани поради ладното заварување во раната фаза на MA (3 часа), што резултираше со големи честички во прав (> 1 mm во дијаметар). Овие големи композитни честички се карактеризираат со формирање на дебели слоеви на легирани елементи (Cu, Zr, Ni), како што е прикажано на Сл. 3a,b. енергија на топчестата мелница, што резултира со распаѓање на композитниот прав на пофини прашоци (помалку од 200 µm), како што е прикажано на сл. 3в, г. Во оваа фаза, применетата сила на смолкнување доведува до формирање на нова метална површина со фини слоеви за навестување Cu, Zr, Ni, како што е прикажано на Сл. 3в, д.
На врвот на процесот MA (по 50 часа), ронливата металографија беше само слабо видлива (сл. 3e,f), но полираната површина на прашокот покажа огледална металографија. Ова значи дека процесот MA е завршен и настанало создавање на една фаза на реакција. py (FE-SEM) во комбинација со енергетска дисперзивна рендгенска спектроскопија (EDS) (IV).
Во Табела 2, елементарните концентрации на елементите за легирање се прикажани како процент од вкупната тежина на секој регион избран на Сл. 3д, ѓ. Кога ќе се споредат овие резултати со почетните номинални состави на Cu50Zr20Ni30 и Cu50Zr40Ni10 наведени во Табела 1, може да се види дека овие композиции немаат многу слични вредности на конечните производи. вредностите на компонентите за регионите наведени на Сл. 3д, ѓ не имплицираат значително влошување или флуктуација во составот на секој примерок од еден регион до друг. Ова го докажува фактот дека нема промена во составот од еден регион до друг. Ова укажува на производство на хомогени прашоци од легура, како што е прикажано во Табела 2.
FE-SEM микрографи на финалниот производ Cu50(Zr50-xNix) во прав беа добиени по 50 MA пати, како што е прикажано на сл. 4a-d, каде што x е 10, 20, 30 и 40 на.%, соодветно. џвакање од 73 до 126 nm, како што е прикажано на слика 4.
Морфолошки карактеристики на Cu50(Zr50−xNix) прав добиени по MA време од 50 часа. .
Пред да се наполнат прашокот во ладен хранилник за прскање, тие најпрво беа звучни во етанол од аналитичка класа за 15 минути, а потоа се сушеа на 150°C за 2 часа. Овој чекор мора да се преземе за успешна борба против агломерацијата која често предизвикува многу значајни проблеми во текот на процесот на обложување. Микрографиите FE-SEM 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 забележи дека легираните прашоци произведени по овој чекор се хомогени бидејќи не покажуваат никакви флуктуации во составот на нивото на под-нометарот, како што е прикажано на Сл.5.
Морфологија и локална елементарна дистрибуција на прашокот MG Cu50Zr30Ni20 добиен по 50 MA пати со FE-SEM/енергетска дисперзивна спектроскопија на Х-зраци (EDS).
Моделите XRD на механички легирани прашоци Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30 и Cu50Zr20Ni30 добиени по MA време од 50 часа се прикажани на сл. 6a–d, соодветно. шеми на дејства прикажани на Сл. 6.
XRD шаблони на (а) Cu50Zr40Ni10, (б) Cu50Zr30Ni20, (в) Cu50Zr20Ni30 и (г) Cu50Zr20Ni30 прашоци по MA време од 50 часа. Сите примероци без исклучок покажаа хало дифузна фаза на формирање на афмор.
Теренски преносен електронски микроскоп со висока резолуција (FE-HRTEM) се користеше за да се набљудуваат структурните промени и да се разбере локалната структура на прашокот што произлегува од мелењето со топчиња во различни MA времиња. FE-HRTEM сликите на прашокот добиени по раните (6 часа) и средните (18 часа) фази на мелење се прикажани за Cu50Zr40N7 во прав. a, c, соодветно. Според сликата на светло 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 знак дека фазата на реакција е формирана, како што е прикажано на DP7 подобрена шаблонот на DPF од сликата. средниот регион на (а) откри образец на дифракција на куспот (сл. 7б), што укажува на присуство на големи кристалити и отсуство на реактивна фаза.
Локална структурна карактеризација на прашокот MA добиена по раните (6 часа) и средните (18 часа) фази. (а) Теренска емисиона преносна електронска микроскопија со висока резолуција (FE-HRTEM) и (б) соодветната избрана шема на дифракција на областа (SADP) на Cu50Zr30Ni20 по MA третман со прашок за 6 ч. од 18 часа е прикажано во (в).
Како што е прикажано на Сл. 7в, продолжувањето на времетраењето на MA до 18 часа резултирало со сериозни дефекти на решетката комбинирани со пластична деформација. За време на оваа средна фаза на процесот на MA, прашокот покажува различни дефекти, вклучувајќи дефекти на натрупување, дефекти на решетка и дефекти на точката (Слика 7). од 20 nm (сл. 7в).
Локалната структура на Cu50Z30Ni20 прашок мелен за 36 часа MA време има формирање на ултрафини нанозрнести вградени во аморфна фина матрица, како што е прикажано на слика 8а. Локалната EDS анализа покажа дека тие нанокластери прикажани на слика 8а се поврзани со необработените нанозрнести елементи на Cuoy max. поместено 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 од аморфна фаза, кои се преклопуваат со остри точки кои се прикажани на оние елементи, сл.
Надвор од 36 h-Cu50Zr30Ni20 прашок со нано-размер локални структурни карактеристики. (а) Слика на светло поле (BFI) и соодветна (б) SADP на Cu50Zr30Ni20 прав добиен по мелење 36 часа MA време.
При крајот на процесот MA (50 часа), Cu50 (Zr50−xNix), X;10, 20, 30 и 40 at.% прашоци секогаш имаат морфологија на лавиринтска аморфна фаза како што е прикажано на Сл. 9a-d. Во соодветните SADP на секоја композиција, не може да се детектираат ниту точкести дифракции, ниту остри прстенести обрасци. Како доказ за развој на аморфни фази во материјалот на финалниот производ, беа користени и шеми на дифузија на хало.
Локална структура на финалниот производ на системот MG Cu50 (Zr50−xNix). FE-HRTEM и корелирани шеми на дифракција на нанозрак (NBDP) од (а) Cu50Zr40Ni10, (б) Cu50Zr30Ni20, (в) Cu50Zr20Nih) од Cu50Z, добиени по 10N50Z.
Термичката стабилност на температурата на стаклена транзиција (Tg), регионот на субладена течност (ΔTx) и температурата на кристализација (Tx) како функција на содржината на Ni (x) на аморфниот систем Cu50 (Zr50−xNix) е испитана со помош на калориметрија за диференцијално скенирање (DSC) на својствата под протокот на He гас на 40N30Zr. 0 и Cu50Zr10Ni40 прашоци од аморфна легура добиени по MA време од 50 часа се прикажани на сл. 10a, b, e, соодветно. Додека кривата DSC на аморфниот Cu50Zr20Ni30 е прикажана посебно на Сл. 10c. Сл. 10г.
Термичка стабилност на Cu50(Zr50−xNix) MG прашоци добиени по MA време од 50 часа, како што е индексирана со температура на транзиција на стакло (Tg), температура на кристализација (Tx) и регион на субладена течност (ΔTx). Калориметар за диференцијално скенирање (DSC) термограми од (a) (a) ) Cu50Zr20Ni30 и (д) Cu50Zr10Ni40 MG прашоци од легура по MA време од 50 часа. Моделот на дифракција на Х-зраци (XRD) на примерокот Cu50Zr30Ni20 загреан на ~700 °C во DSC е прикажан во (г).
Како што е прикажано на слика 10, кривите на DSC на сите состави со различни концентрации на Ni (x) укажуваат на два различни случаи, еден ендотермичен, а другиот егзотермичен. Првиот ендотермичен настан одговара на Tg, додека вториот е поврзан со Tx. 10 примерок (слика 10а), поставен на 526°C и 612°C, ја поместува содржината (x) на 20 на.% кон ниската температурна страна од 482°C и 563°C со зголемување на содржината на Ni (x), соодветно, како што е прикажано на слика 10б. 81 °C за Cu50Zr30Ni20 (слика 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. Спротивно на тоа, вредноста на Tg (507 °C) на легурата MG Cu50Zr20Ni30 е помала од онаа на легурата MG Cu50Zr40Ni10;сепак, неговиот Tx покажува споредлива вредност со претходната (612 °C). Затоа, ΔTx покажува повисока вредност (87 °C), како што е прикажано на Сл. 10в.
Системот MG Cu50(Zr50−xNix), земајќи ја како пример легурата MG Cu50Zr20Ni30, се кристализира низ остар егзотермичен врв во кристалните фази на fcc-ZrCu5, орторомбичниот-Zr7Cu10 и орторомбичната-Zr7Cu10 и орторомбичната-ZrNi-фаза потврдена преку острите егзотермични врвови. XRD на примерокот MG (сл. 10d), кој беше загреан до 700 °C во DSC.
Слика 11 покажува фотографии направени за време на процесот на ладно прскање спроведен во тековната работа. Во оваа студија, честичките од прашок во форма на метално стакло, синтетизирани по MA време од 50 часа (земајќи го Cu50Zr20Ni30 како пример) беа користени како антибактериски суровини, а плочата од не'рѓосувачки челик (SUS304) беше обложена со технологијата на ладно прскање со ладно прскање во серијата. е најефикасен метод во серијата термички прскања и може да се користи за метални метастабилни материјали чувствителни на температура, како што се аморфни и нанокристални прашоци, кои не подлежат на фазни транзиции. Ова е главниот фактор во изборот на овој метод.
Фотографиите на терен ја прикажуваат процедурата за ладно прскање што се користи за пет последователни препарати на MG облога/SUS 304 на 550 °C.
Кинетичката енергија на честичките, а со тоа и импулсот на секоја честичка во формирањето на облогата, мора да се конвертира во други форми на енергија преку механизми како што се пластична деформација (почетна честичка и честичка-честичка интеракција во супстратот и интеракции на честички), празнини Консолидација, честичка-честичка во ротација на честички и уште повеќе, ако не се загрее. етичката енергија се претвора во топлинска и енергија на истегнување, резултатот е еластичен судир, што значи дека честичките едноставно се враќаат назад по ударот. Посочено е дека 90% од ударната енергија што се применува на честичката/материјалот на подлогата се претвора во локална топлина 40 .
Пластичната деформација генерално се смета за процес на дисипација на енергија, или поконкретно, за извор на топлина во меѓуфацијалниот регион. Сепак, зголемувањето на температурата во меѓуфацијалниот регион обично не е доволно за да се создаде меѓуфабрично топење или значително да се промовира атомска интердифузија. Ниту една публикација позната на авторите не го истражува ефектот на својствата на овие методи на метални прашоци кои се користат ладни стаклени прашоци.
BFI на прашокот од легура MG Cu50Zr20Ni30 може да се види на Сл. 12а, кој беше обложен на подлогата SUS 304 (Сл. 11, 12б). необична фаза, како што е предложено од наночестичките инкорпорирани во матрицата на прав обложена со MG (сл. 12а). Слика 12в го прикажува индексираниот модел на дифракција на нанозракот (NBDP) поврзан со регионот I (слика 12а). Како што е прикажано на Сл. кристалната голема кубна Zr2Ni метастабилна плус тетрагонална фаза CuO. Формирањето на CuO може да се припише на оксидацијата на прашокот при патување од млазницата на пиштолот за прскање до SUS 304 на отворено под суперсоничен проток. 0 мин.
(а) FE-HRTEM слика на MG прав обложен на (б) SUS 304 супстрат (внес на слика). Индексот NBDP на кружниот симбол прикажан во (а) е прикажан во (в).
За да се потврди овој потенцијален механизам за формирање на големи кубни наночестички Zr2Ni, беше изведен независен експеримент. Во овој експеримент, прашоците беа испрскани од пиштол за прскање на 550 °C во насока на подлогата SUS 304;сепак, за да се разјасни ефектот на жарење на прашокот, тие беа отстранети од лентата SUS304 што е можно побрзо (околу 60 секунди). Беше спроведен уште еден сет на експерименти во кои прашокот беше отстранет од подлогата околу 180 секунди по таложењето.
На сликите 13а,б се прикажани слики од темно поле (DFI) добиени со скенирање на трансмисиона електронска микроскопија (STEM) на два испрскани материјали депонирани на SUS 304 супстрати за 60 секунди и 180 секунди, соодветно. Сликата во прав депонирана 60 секунди нема морфолошки детали, покажувајќи ја и општата структура на X3. прашокот беше аморфен, како што е наведено со широките примарна и секундарна дифракциона максима прикажана на Слика 14а. Овие укажуваат на отсуство на метастабилни/мезофазни таложења, каде што прашокот ја задржува својата првобитна аморфна структура. стрелките на сл. 13б.