Bedankt voor uw bezoek aan Nature.com. De browserversie die u gebruikt, biedt beperkte ondersteuning voor CSS. Voor de beste ervaring raden we u aan een bijgewerkte browser te gebruiken (of de compatibiliteitsmodus uit te schakelen in Internet Explorer). In de tussentijd zullen we de site zonder stijlen en JavaScript weergeven om voortdurende ondersteuning te garanderen.
Biofilms zijn een belangrijke component in de ontwikkeling van chronische infecties, vooral wanneer er medische hulpmiddelen bij betrokken zijn. Dit probleem vormt een enorme uitdaging voor de medische gemeenschap, aangezien standaardantibiotica biofilms slechts in zeer beperkte mate kunnen uitroeien. Het voorkomen van biofilmvorming heeft geleid tot de ontwikkeling van verschillende coatingmethoden en nieuwe materialen. Cold Spray-technologie is toegenomen omdat het een geschikte methode is voor het verwerken van temperatuurgevoelige materialen. Een deel van het doel van deze studie was het ontwikkelen van een nieuwe antibacteriële film metallisch glas samengesteld uit ternair Cu-Zr-Ni met behulp van mechanische legeringstechnieken. Het sferische poeder dat het eindproduct vormt, wordt gebruikt als grondstof voor cold spray-coating van roestvrijstalen oppervlakken bij lage temperaturen. Substraten gecoat met metallisch glas waren in staat om biofilmvorming aanzienlijk te verminderen met ten minste 1 log in vergelijking met roestvrij staal.
Door de hele menselijke geschiedenis heen is elke samenleving in staat geweest om nieuwe materialen te ontwerpen en te promoten die aan haar specifieke eisen voldoen, wat heeft geresulteerd in verbeterde prestaties en ranking in een geglobaliseerde economie1. Het is altijd toegeschreven aan het menselijk vermogen om materialen en fabricageapparatuur en ontwerpen voor materiaalfabricage en karakterisering te ontwikkelen om winst te behalen op het gebied van gezondheid, onderwijs, industrie, economie, cultuur en andere gebieden van het ene land of de andere regio naar het andere. Vooruitgang wordt gemeten ongeacht land of regio.2 Al 60 jaar lang hebben materiaalwetenschappers een groot deel van hun tijd besteed aan het focussen op één grote zorg: het nastreven van nieuwe en geavanceerde materialen. Recent onderzoek heeft zich gericht op het verbeteren van de kwaliteit en prestaties van bestaande materialen, evenals het synthetiseren en uitvinden van volledig nieuwe soorten materialen.
De toevoeging van legeringselementen, de wijziging van de microstructuur van het materiaal en de toepassing van thermische, mechanische of thermomechanische verwerkingstechnieken hebben geresulteerd in aanzienlijke verbeteringen in de mechanische, chemische en fysische eigenschappen van een verscheidenheid aan verschillende materialen. Bovendien zijn tot nu toe ongehoorde verbindingen met succes gesynthetiseerd. Deze aanhoudende inspanningen hebben geleid tot een nieuwe familie van innovatieve materialen, gezamenlijk bekend als Advanced Materials2. Nanokristallen, nanodeeltjes, nanobuisjes, kwantumdots, nul-dimensionaal, amorf metaal glazen en legeringen met een hoge entropie zijn slechts enkele voorbeelden van geavanceerde materialen die sinds het midden van de vorige eeuw in de wereld zijn geïntroduceerd. Bij het vervaardigen en ontwikkelen van nieuwe legeringen met superieure eigenschappen, zowel in het eindproduct als in de tussenliggende stadia van de productie, komt vaak het probleem van uit balans. Als resultaat van het implementeren van nieuwe fabricagetechnieken om aanzienlijk van het evenwicht af te wijken, is een geheel nieuwe klasse van metastabiele legeringen, bekend als metallisch glas, ontdekt.
Zijn werk bij Caltech in 1960 bracht een revolutie teweeg in het concept van metaallegeringen toen hij glasachtige Au-25 at.% Si-legeringen synthetiseerde door vloeistoffen snel te laten stollen met bijna een miljoen graden per seconde. volledig geproduceerd met behulp van een van de volgende methoden;(i) snelle stolling van de smelt of stoom, (ii) atomaire ontregeling van het rooster, (iii) amorfiseringsreacties in vaste toestand tussen zuivere metaalelementen, en (iv) overgangen in vaste toestand van metastabiele fasen.
MG's onderscheiden zich door hun gebrek aan de atomaire ordening over lange afstand die wordt geassocieerd met kristallen, wat een bepalend kenmerk is van kristallen. In de wereld van vandaag is er grote vooruitgang geboekt op het gebied van metallisch glas.(i) hoge mechanische ductiliteit en vloeigrens, (ii) hoge magnetische permeabiliteit, (iii) lage coërciviteit, (iv) ongebruikelijke corrosieweerstand, (v) temperatuuronafhankelijkheid De geleidbaarheid van 6,7.
Mechanisch legeren (MA)1,8 is een relatief nieuwe techniek, voor het eerst geïntroduceerd in 19839 door prof. CC Kock en collega's. Ze maakten amorfe Ni60Nb40-poeders door een mengsel van zuivere elementen te malen bij omgevingstemperaturen die zeer dicht bij kamertemperatuur lagen.Meestal wordt de MA-reactie uitgevoerd tussen diffusieve koppeling van de poeders van het reagensmateriaal in een reactor, meestal gemaakt van roestvrij staal, in een kogelmolen 10 (figuur 1a, b). Sindsdien is deze mechanisch geïnduceerde reactietechniek in vaste toestand gebruikt om nieuwe poeders van amorfe/metallische glaslegeringen te bereiden met behulp van kogelmolens met lage (figuur 1c) en hoge energie, evenals staafmolens11,12,13,14,15, 16. In het bijzonder deze methode is gebruikt om niet-mengbare systemen zoals Cu-Ta17 te bereiden, evenals legeringen met een hoog smeltpunt zoals Al-overgangsmetaalsystemen (TM; Zr, Hf, Nb en Ta)18,19 en Fe-W20, die niet kunnen worden verkregen met conventionele bereidingsroutes. Bovendien wordt MA beschouwd als een van de krachtigste nanotechnologie-instrumenten voor de bereiding van nanokristallijne en nanocomposietpoederdeeltjes op industriële schaal van metaaloxiden, carbiden, nitriden, hydriden, koolstof nanobuisjes, nanodiamanten, Evenals brede stabilisatie via een top-downbenadering 1 en metastabiele stadia.
Schematische weergave van de fabricagemethode die is gebruikt om Cu50 (Zr50-xNix) coating van metaalglas (MG) / SUS 304 in deze studie te bereiden. (a) Bereiding van MG-legeringspoeders met verschillende Ni-concentraties x (x; 10, 20, 30 en 40 at.%) met behulp van kogelfreestechniek met lage energie. (a) Het uitgangsmateriaal wordt samen met gereedschapsstalen kogels in een gereedschapscilinder geladen en (b) wordt verzegeld in een handschoenenkastje gevuld met He-atmosfeer. (c) A transparant model van het maalvat dat de beweging van de bal tijdens het slijpen illustreert. Het eindproduct van het poeder dat na 50 uur werd verkregen, werd gebruikt om het SUS 304-substraat te coaten met behulp van de koude spraymethode (d).
Als het gaat om bulkmateriaaloppervlakken (substraten), omvat oppervlaktetechniek het ontwerp en de wijziging van oppervlakken (substraten) om bepaalde fysische, chemische en technische kwaliteiten te bieden die niet aanwezig zijn in het oorspronkelijke bulkmateriaal. Enkele eigenschappen die effectief kunnen worden verbeterd door oppervlaktebehandelingen zijn onder meer slijtvastheid, oxidatie- en corrosieweerstand, wrijvingscoëfficiënt, bio-inertheid, elektrische eigenschappen en thermische isolatie, om er maar een paar te noemen. Oppervlaktekwaliteit kan worden verbeterd door metallurgische, mechanische of chemische technieken te gebruiken. Als een bekend proces wordt een coating eenvoudigweg gedefinieerd als een enkele of meerdere lagen van materiaal dat kunstmatig is afgezet op het oppervlak van een bulkobject (substraat) gemaakt van een ander materiaal. Coatings worden dus gedeeltelijk gebruikt om bepaalde gewenste technische of decoratieve eigenschappen te bereiken, maar ook om materialen te beschermen tegen verwachte chemische en fysische interacties met de omgeving23.
Om geschikte oppervlaktebeschermingslagen aan te brengen met een dikte variërend van enkele micrometer (minder dan 10-20 micrometer) tot meer dan 30 micrometer of zelfs enkele millimeters, kunnen vele methoden en technieken worden toegepast. Over het algemeen kunnen coatingprocessen worden onderverdeeld in twee categorieën: (i) natte coatingmethoden, waaronder galvaniseren, stroomloos plateren en thermisch verzinken, en (ii) droge coatingmethoden, waaronder hardsolderen, oppervlaktebehandeling, physical vapour deposition (PVD), chemical vapour deposition (CVD), thermische spuittechnieken en recenter koude spuittechnieken 24 (fig. 1d).
Biofilms worden gedefinieerd als microbiële gemeenschappen die onomkeerbaar aan oppervlakken zijn gehecht en omgeven door zelfgeproduceerde extracellulaire polymeren (EPS). Oppervlakkig volgroeide biofilmvorming kan leiden tot aanzienlijke verliezen in veel industriële sectoren, waaronder de voedingsindustrie, watersystemen en gezondheidszorgomgevingen. Bij mensen, wanneer biofilms zich vormen, is meer dan 80% van de gevallen van microbiële infecties (inclusief Enterobacteriaceae en Staphylococci) moeilijk te behandelen. Bovendien is gemeld dat volwassen biofilms 1000- meer resistent tegen behandeling met antibiotica in vergelijking met planktonische bacteriecellen, wat wordt beschouwd als een grote therapeutische uitdaging. Antimicrobiële oppervlaktecoatingmaterialen die zijn afgeleid van conventionele organische verbindingen zijn van oudsher gebruikt. Hoewel dergelijke materialen vaak toxische componenten bevatten die mogelijk risicovol zijn voor mensen,25,26 kan het helpen bacteriële overdracht en materiaalvernietiging te voorkomen.
De wijdverbreide resistentie van bacteriën tegen antibiotische behandelingen als gevolg van biofilmvorming heeft geleid tot de noodzaak om een ​​effectief antimicrobieel membraangecoat oppervlak te ontwikkelen dat veilig kan worden aangebracht. coatings van germanium28, zwarte diamant29 en met ZnO gedoteerde diamantachtige koolstof30 die resistent zijn tegen bacteriën, een technologie die de ontwikkeling van toxiciteit en resistentie door biofilmvorming maximaliseert, worden aanzienlijk verminderd. Bovendien worden coatings die kiemdodende chemicaliën in oppervlakken opnemen om langdurige bescherming tegen bacteriële besmetting te bieden, steeds populairder. Hoewel alle drie de procedures in staat zijn om antimicrobiële effecten op gecoate oppervlakken te produceren, hebben ze elk hun eigen beperkingen waarmee rekening moet worden gehouden bij het ontwikkelen van toepassingsstrategieën.
Producten die momenteel op de markt zijn, worden gehinderd door onvoldoende tijd om beschermende coatings voor biologisch actieve ingrediënten te analyseren en te testen. Bedrijven beweren dat hun producten gebruikers gewenste functionele aspecten zullen bieden;dit is echter een belemmering geweest voor het succes van producten die momenteel op de markt zijn. Verbindingen afgeleid van zilver worden gebruikt in de overgrote meerderheid van antimicrobiële therapieën die nu beschikbaar zijn voor consumenten. Deze producten zijn ontwikkeld om gebruikers te beschermen tegen de potentieel gevaarlijke effecten van micro-organismen. Het vertraagde antimicrobiële effect en de bijbehorende toxiciteit van zilververbindingen verhoogt de druk op onderzoekers om een ​​minder schadelijk alternatief te ontwikkelen36,37. Het creëren van een wereldwijde antimicrobiële coating die binnen en buiten werkt, blijkt nog steeds een ontmoedigende taak te zijn. Het is een zeer gewild doel om een ​​antimicrobieel middel te ontdekken dat minder schadelijk is voor de mens en om erachter te komen hoe het kan worden opgenomen in coatingsubstraten met een langere houdbaarheid38. De nieuwste antimicrobiële en antibiofilmmaterialen zijn ontworpen om bacteriën van dichtbij te doden, hetzij door direct contact, hetzij nadat het actieve middel is vrijgegeven. Ze kunnen dit doen door aanvankelijke bacteriële hechting te remmen (inclusief de vorming van een eiwitlaag op het oppervlak tegen te gaan) of door bacteriën te doden door de celwand te verstoren.
In wezen is oppervlaktecoating het proces waarbij een andere laag op het oppervlak van een component wordt aangebracht om oppervlaktegerelateerde eigenschappen te verbeteren. Het doel van oppervlaktecoating is om de microstructuur en/of samenstelling van het nabije oppervlak van de component aan te passen. 39. Oppervlaktecoatingtechnieken kunnen worden onderverdeeld in verschillende methoden, die zijn samengevat in figuur 2a. Coatings kunnen worden onderverdeeld in thermische, chemische, fysische en elektrochemische categorieën, afhankelijk van de methode die is gebruikt om de coating te maken.
(a) Inzet met de belangrijkste fabricagetechnieken die voor het oppervlak worden gebruikt, en (b) geselecteerde voor- en nadelen van de koudspuittechniek.
Koudspuittechnologie heeft veel overeenkomsten met conventionele thermische spuitmethoden. Er zijn echter ook enkele belangrijke fundamentele eigenschappen die het koudspuitproces en koudspuitmaterialen bijzonder uniek maken. Koudspuittechnologie staat nog in de kinderschoenen, maar heeft een mooie toekomst. In bepaalde toepassingen bieden de unieke eigenschappen van koud spuiten grote voordelen, waardoor de inherente beperkingen van typische thermische spuitmethoden worden overwonnen. voor zeer temperatuurgevoelige materialen zoals nanokristallen, nanodeeltjes, amorf en metallisch glas 40, 41, 42. Bovendien vertonen thermische spray-coatingmaterialen altijd een hoge mate van porositeit en oxiden. Koude spray-technologie heeft veel belangrijke voordelen ten opzichte van thermische spray-technologie, zoals (i) minimale warmte-invoer naar het substraat, (ii) flexibiliteit in keuzes voor substraatcoating, (iii) afwezigheid van fasetransformatie en korrelgroei, (iv) hoge hechtsterkte 1,39 (Fig.2b). Bovendien hebben coldspray-coatingmaterialen een hoge corrosieweerstand, hoge sterkte en hardheid, hoge elektrische geleidbaarheid en hoge dichtheid41. In tegenstelling tot de voordelen van het coldspray-proces, zijn er nog steeds enkele nadelen aan het gebruik van deze techniek, zoals weergegeven in figuur 2b. Bij het coaten van pure keramische poeders zoals Al2O3, TiO2, ZrO2, WC, etc., kan de coldspray-methode niet worden gebruikt. Anderzijds kunnen keramische / metaalcomposietpoeders worden gebruikt als grondstof voor coatings. voor andere thermische spuitmethoden. Gecompliceerde oppervlakken en inwendige buisoppervlakken zijn nog steeds moeilijk te spuiten.
Aangezien het huidige werk gericht is op het gebruik van metallische glasachtige poeders als ruwe coatingmaterialen, is het duidelijk dat conventioneel thermisch spuiten hiervoor niet kan worden gebruikt. Dit komt omdat metallische glasachtige poeders kristalliseren bij hoge temperaturen1.
De meeste gereedschappen die in de medische en voedingsindustrie worden gebruikt, zijn gemaakt van austenitische roestvrij staallegeringen (SUS316 en SUS304) met een chroomgehalte tussen 12 en 20 gew.% voor de productie van chirurgische instrumenten. Het is algemeen aanvaard dat het gebruik van chroommetaal als legeringselement in staallegeringen de corrosieweerstand van standaard staallegeringen aanzienlijk kan verbeteren. Roestvrij staallegeringen vertonen, ondanks hun hoge corrosieweerstand, geen significante antimicrobiële eigenschappen38,39.Dit contrast s met hun hoge corrosieweerstand. Hierna kan de ontwikkeling van infectie en ontsteking worden voorspeld, die voornamelijk wordt veroorzaakt door bacteriële adhesie en kolonisatie op het oppervlak van roestvrijstalen biomaterialen. Er kunnen aanzienlijke problemen ontstaan ​​als gevolg van aanzienlijke problemen die verband houden met bacteriële adhesie en biofilmvormingsroutes, wat kan leiden tot verslechtering van de gezondheid, wat vele gevolgen kan hebben die direct of indirect van invloed kunnen zijn op de menselijke gezondheid.
Deze studie is de eerste fase van een project dat wordt gefinancierd door de Kuwait Foundation for the Advancement of Science (KFAS), contract nr. 2010-550401, om de haalbaarheid te onderzoeken van het produceren van metallische glasachtige Cu-Zr-Ni ternaire poeders met behulp van MA-technologie (Tabel 1) voor de productie van antibacteriële film/SUS304 oppervlaktebeschermingscoating. het systeem in detail. Er zullen gedetailleerde microbiologische tests worden uitgevoerd voor verschillende bacteriesoorten.
In dit artikel wordt het effect van het gehalte aan Zr-legeringselementen op het glasvormend vermogen (GFA) besproken op basis van morfologische en structurele kenmerken. Bovendien werden ook de antibacteriële eigenschappen van de gecoate metaalglaspoedercoating / SUS304-composiet besproken. Verder is er momenteel werk verricht om de mogelijkheid te onderzoeken van structurele transformatie van metaalglaspoeders die optreedt tijdens koud spuiten in het onderkoelde vloeistofgebied van gefabriceerde metaalglassystemen. Als representatieve voorbeelden, Cu50Zr30Ni20 en Cu50Zr2 0Ni30 metallische glaslegeringen zijn gebruikt in deze studie.
In dit gedeelte worden de morfologische veranderingen van elementaire Cu-, Zr- en Ni-poeders bij kogelfrezen met lage energie gepresenteerd. Als illustratieve voorbeelden zullen twee verschillende systemen bestaande uit Cu50Zr20Ni30 en Cu50Zr40Ni10 als representatieve voorbeelden worden gebruikt. Het MA-proces kan worden onderverdeeld in drie verschillende stadia, zoals blijkt uit de metallografische karakterisering van het poeder dat tijdens de maalfase wordt geproduceerd (figuur 3).
Metallografische kenmerken van mechanische legering (MA) poeders verkregen na verschillende stadia van kogelmaaltijd. Veldemissie scanning elektronenmicroscopie (FE-SEM) beelden van MA en Cu50Zr40Ni10 poeders verkregen na lage energie kogelmaaltijden van 3, 12 en 50 uur worden getoond in (a), (c) en (e) voor het Cu50Zr20Ni30-systeem, terwijl in dezelfde MA overeenkomstige afbeeldingen van het Cu50Zr40Ni10-systeem zijn genomen na tijd worden getoond in (b), (d) en (f).
Tijdens het kogelfrezen wordt de effectieve kinetische energie die kan worden overgedragen op het metaalpoeder beïnvloed door de combinatie van parameters, zoals weergegeven in figuur 1a. Dit omvat botsingen tussen kogels en poeders, samendrukkende afschuiving van poeder dat vastzit tussen of tussen maalmedia, impact van vallende kogels, afschuiving en slijtage als gevolg van poederweerstand tussen bewegende kogelfreesmedia en schokgolf die door vallende kogels gaat die door gewasladingen worden verspreid (figuur 1a). Elementaire Cu-, Zr- en Ni-poeders werden ernstig vervormd als gevolg van koud lassen aan de vroeg stadium van MA (3 uur), resulterend in grote poederdeeltjes (> 1 mm in diameter). Deze grote composietdeeltjes worden gekenmerkt door de vorming van dikke lagen legeringselementen (Cu, Zr, Ni), zoals getoond in Fig. 3a, b. Het verhogen van de MA-tijd tot 12 uur (tussenstadium) resulteerde in een toename van de kinetische energie van de kogelmolen, resulterend in de ontleding van het composietpoeder in fijnere poeders (minder dan 200 µm), zoals getoond in Fig. 3c ,d.In dit stadium leidt de uitgeoefende afschuifkracht tot de vorming van een nieuw metaaloppervlak met fijne Cu-, Zr-, Ni-hintlagen, zoals getoond in Fig. 3c,d.Als resultaat van laagverfijning vinden vaste-fasereacties plaats op het grensvlak van de vlokken om nieuwe fasen te genereren.
Op het hoogtepunt van het MA-proces (na 50 uur) was de schilferige metallografie slechts vaag zichtbaar (Fig. 3e, f), maar het gepolijste oppervlak van het poeder vertoonde spiegelmetallografie. Dit betekent dat het MA-proces is voltooid en dat er een enkele reactiefase is ontstaan. De elementaire samenstelling van de gebieden geïndexeerd in Fig. straalspectroscopie (EDS) (IV).
In Tabel 2 worden de elementaire concentraties van legeringselementen weergegeven als een percentage van het totale gewicht van elk gebied geselecteerd in Fig. 3e, f. Bij vergelijking van deze resultaten met de nominale beginsamenstellingen van Cu50Zr20Ni30 en Cu50Zr40Ni10 vermeld in Tabel 1, kan worden gezien dat de samenstellingen van deze twee eindproducten zeer vergelijkbare waarden hebben als de nominale samenstellingen. Bovendien zijn de relatieve componentwaarden voor de regio's vermeld in Fig. 3e, f niet impliceren een significante verslechtering of fluctuatie in de samenstelling van elk monster van het ene gebied naar het andere. Dit blijkt uit het feit dat er geen verandering is in de samenstelling van het ene gebied naar het andere. Dit wijst op de productie van homogene legeringspoeders, zoals getoond in Tabel 2.
FE-SEM-microfoto's van het eindproduct Cu50 (Zr50-xNix) -poeder werden verkregen na 50 MA-tijden, zoals getoond in Fig. 4a-d, waar x respectievelijk 10, 20, 30 en 40 at.% is. Na deze maalstap aggregeert het poeder vanwege het van der Waals-effect, resulterend in de vorming van grote aggregaten bestaande uit ultrafijne deeltjes met diameters variërend van 73 tot 126 nm, zoals weergegeven in figuur 4.
Morfologische kenmerken van Cu50 (Zr50 − xNix) poeders verkregen na een MA-tijd van 50 uur. Voor de Cu50Zr40Ni10-, Cu50Zr30Ni20-, Cu50Zr20Ni30-, Cu50Zr10Ni40-systemen worden de FE-SEM-afbeeldingen van de poeders verkregen na 50 MA-tijden respectievelijk weergegeven in (a), (b), (c) en (d).
Voordat de poeders in een cold spray feeder werden geladen, werden ze eerst 15 minuten gesoniceerd in ethanol van analytische kwaliteit en vervolgens 2 uur gedroogd bij 150 ° C. Deze stap moet worden genomen om agglomeratie succesvol te bestrijden die vaak veel significante problemen veroorzaakt tijdens het coatingproces. Nadat het MA-proces was voltooid, werden verdere karakteriseringen uitgevoerd om de homogeniteit van de legeringspoeders te onderzoeken. legeringselementen van de Cu50Zr30Ni20-legering verkregen na respectievelijk 50 uur M-tijd. Opgemerkt moet worden dat de legeringspoeders die na deze stap worden geproduceerd homogeen zijn, aangezien ze geen fluctuaties in de samenstelling vertonen buiten het subnanometerniveau, zoals weergegeven in figuur 5.
Morfologie en lokale elementaire verdeling van MG Cu50Zr30Ni20-poeder verkregen na 50 MA-tijden door FE-SEM / energie-dispersieve röntgenspectroscopie (EDS). (a) SEM- en röntgen-EDS-mapping van (b) Cu-Kα, (c) Zr-Lα en (d) Ni-Kα-afbeeldingen.
De XRD-patronen van mechanisch gelegeerde Cu50Zr40Ni10-, Cu50Zr30Ni20-, Cu50Zr20Ni30- en Cu50Zr20Ni30-poeders verkregen na een MA-tijd van 50 uur worden getoond in respectievelijk Fig. 6a-d. Na deze maalfase vertoonden alle monsters met verschillende Zr-concentraties amorfe structuren met karakteristieke halodiffusiepatronen getoond in Fig. 6.
XRD-patronen van (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 en (d) Cu50Zr20Ni30-poeders na een MA-tijd van 50 uur. Alle monsters vertoonden zonder uitzondering een halodiffusiepatroon, hetgeen de vorming van een amorfe fase impliceert.
Veldemissie transmissie-elektronenmicroscopie met hoge resolutie (FE-HRTEM) werd gebruikt om structurele veranderingen waar te nemen en de lokale structuur van de poeders te begrijpen die het resultaat zijn van kogelmalen op verschillende MA-tijden. FE-HRTEM-afbeeldingen van de poeders verkregen na de vroege (6 uur) en tussenliggende (18 uur) maalfasen voor Cu50Zr30Ni20- en Cu50Zr40Ni10-poeders worden getoond in respectievelijk Fig. 7a, c. Volgens het heldere veldbeeld (BFI) van de poeder geproduceerd na MA​​ 6 uur, het poeder is samengesteld uit grote korrels met goed gedefinieerde grenzen van de elementen fcc-Cu, hcp-Zr en fcc-Ni, en er is geen teken dat de reactiefase is gevormd, zoals getoond in Fig. 7a. Bovendien onthulde het gecorreleerde geselecteerde gebied diffractiepatroon (SADP) genomen uit het middelste gebied van (a) een cusp-diffractiepatroon (Fig. 7b), wat wijst op de aanwezigheid van grote kristallieten en de afwezigheid van een reactieve fase .
Lokale structurele karakterisering van MA-poeder verkregen na vroege (6 uur) en tussenliggende (18 uur) stadia. (a) Veldemissie transmissie-elektronenmicroscopie met hoge resolutie (FE-HRTEM), en (b) het overeenkomstige geselecteerde gebiedsdiffractiepatroon (SADP) van Cu50Zr30Ni20-poeder na MA-behandeling gedurende 6 uur. Het FE-HRTEM-beeld van Cu50Zr40Ni10 verkregen na een MA-tijd van 18 uur wordt getoond in (c).
Zoals weergegeven in Fig. 7c, resulteerde het verlengen van de MA-duur tot 18 uur in ernstige roosterdefecten in combinatie met plastische vervorming. Tijdens deze tussenfase van het MA-proces vertoont het poeder verschillende defecten, waaronder stapelfouten, roosterdefecten en puntdefecten (Fig. 7). Deze defecten zorgen ervoor dat de grote korrels langs hun korrelgrenzen splitsen in subgrains met afmetingen van minder dan 20 nm (Fig. 7c).
De lokale structuur van Cu50Z30Ni20-poeder gemalen gedurende 36 uur MA-tijd heeft de vorming van ultrafijne nanokorrels ingebed in een amorfe fijne matrix, zoals getoond in Fig. 8a. Lokale EDS-analyse gaf aan dat die nanoclusters getoond in Fig. 8a geassocieerd waren met onverwerkte Cu-, Zr- en Ni-poederlegeringselementen. Tegelijkertijd fluctueerde het Cu-gehalte van de matrix van ~ 32 at.% (mager gebied) tot ~ 74 at.% ( rijk gebied), wat de vorming van heterogene producten aangeeft. Bovendien vertonen de overeenkomstige SADP's van de poeders die na malen in dit stadium zijn verkregen halo-diffunderende primaire en secundaire ringen van amorfe fase, overlappend met scherpe punten geassocieerd met die onbewerkte legeringselementen, zoals getoond in Fig. 8b.
Voorbij 36 h-Cu50Zr30Ni20-poeder op nanoschaal lokale structurele kenmerken. (a) Helderveldbeeld (BFI) en overeenkomstige (b) SADP van Cu50Zr30Ni20-poeder verkregen na malen gedurende 36 uur MA-tijd.
Tegen het einde van het MA-proces (50 uur), Cu50(Zr50−xNix), X;10, 20, 30 en 40 at.% poeders hebben steevast een labyrintische amorfe fasemorfologie zoals weergegeven in Fig. 9a-d. In de overeenkomstige SADP van elke samenstelling konden noch puntachtige diffracties noch scherpe ringvormige patronen worden gedetecteerd. Dit geeft aan dat er geen onbewerkt kristallijn metaal aanwezig is, maar dat er eerder een amorf legeringspoeder wordt gevormd. Deze gecorreleerde SADP's die halodiffusiepatronen vertonen, werden ook gebruikt als bewijs voor de ontwikkeling van amorfe fasen in het eindproductmateriaal.
Lokale structuur van het eindproduct van het MG Cu50 (Zr50−xNix) systeem.FE-HRTEM en gecorreleerde nanobeam diffractiepatronen (NBDP) van (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 en (d) Cu50Zr10Ni40 verkregen na 50 uur MA.
De thermische stabiliteit van de glasovergangstemperatuur (Tg), het onderkoelde vloeistofgebied (ΔTx) en de kristallisatietemperatuur (Tx) als functie van het Ni-gehalte (x) van het amorfe Cu50(Zr50−xNix)-systeem is onderzocht met behulp van differentiële scanningcalorimetrie (DSC) van eigenschappen onder He-gasstroom. De DSC-sporen van de Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20 en Cu50Zr10Ni40 amorf legeringspoeders verkregen na een MA-tijd van 50 uur worden getoond in respectievelijk Fig. 10a, b, e. Terwijl de DSC-curve van amorf Cu50Zr20Ni30 afzonderlijk wordt getoond in Fig. 10c. Ondertussen wordt het Cu50Zr30Ni20-monster verwarmd tot ~ 700 ° C in DSC getoond in Fig. 10d.
Thermische stabiliteit van Cu50 (Zr50-xNix) MG-poeders verkregen na een MA-tijd van 50 uur, zoals geïndexeerd door glasovergangstemperatuur (Tg), kristallisatietemperatuur (Tx) en onderkoeld vloeistofgebied (ΔTx). Differentiële scanning calorimeter (DSC) thermogrammen van (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 en (e ) Cu50Zr10Ni40 MG-legeringspoeders na MA-tijd van 50 uur. Het röntgendiffractiepatroon (XRD) van het Cu50Zr30Ni20-monster verwarmd tot ~ 700 ° C in DSC wordt weergegeven in (d).
Zoals weergegeven in figuur 10, geven de DSC-curven van alle samenstellingen met verschillende Ni-concentraties (x) twee verschillende gevallen aan, de ene endotherm en de andere exotherm. De eerste endotherme gebeurtenis komt overeen met Tg, terwijl de tweede gerelateerd is aan Tx. Het horizontale overspanningsgebied dat bestaat tussen Tg en Tx wordt het onderkoelde vloeistofgebied genoemd (ΔTx = Tx – Tg). De resultaten laten zien dat de Tg en Tx van het Cu50Zr40Ni10-monster (Fig. 1 0a), geplaatst op 526°C en 612°C, verschuift de inhoud (x) naar 20 at.% naar de lage temperatuurzijde van respectievelijk 482°C en 563°C met toenemend Ni-gehalte (x), zoals weergegeven in figuur 10b. Bijgevolg neemt de ΔTx van Cu50Zr40Ni10 af van 86 °C (Fig. 10a) naar 81 °C voor Cu50Zr30 Ni20 (fig. 10b). Voor de MG Cu50Zr40Ni10-legering werd ook waargenomen dat de waarden van Tg, Tx en ΔTx daalden tot het niveau van 447 ° C, 526 ° C en 79 ° C (fig. 10b). Dit geeft aan dat de toename van het Ni-gehalte leidt tot een afname van de thermische stabiliteit van de MG-legering. Daarentegen is de Tg-waarde (507 ° C) van de MG Cu50Z r20Ni30-legering is lager dan die van de MG Cu50Zr40Ni10-legering;desalniettemin vertoont zijn Tx een vergelijkbare waarde als de eerste (612°C). Daarom vertoont ATx een hogere waarde (87°C), zoals getoond in Fig. 10c.
Het MG Cu50 (Zr50-xNix) -systeem, waarbij de MG Cu50Zr20Ni30-legering als voorbeeld wordt genomen, kristalliseert door een scherpe exotherme piek in de kristalfasen van fcc-ZrCu5, orthorhombisch-Zr7Cu10 en orthorhombisch-ZrNi (Fig. 10c). Deze amorfe naar kristallijne faseovergang werd bevestigd door XRD van het MG-monster (Fig. 10d), dat werd verwarmd tot 700°C in DSC.
Figuur 11 toont foto's die zijn genomen tijdens het koude spuitproces dat in het huidige werk wordt uitgevoerd. In deze studie werden de metaalglasachtige poederdeeltjes gesynthetiseerd na een MA-tijd van 50 uur (waarbij Cu50Zr20Ni30 als voorbeeld werd genomen) gebruikt als antibacteriële grondstoffen, en de roestvrijstalen plaat (SUS304) werd gecoat door middel van koude spuittechnologie. De koude spuitmethode werd gekozen voor coating in de serie thermische spuittechnologie omdat dit de meest efficiënte methode is in de serie thermische spuittechnologie en kan worden gebruikt voor metaal metastabiele temperatuur gevoelige materialen zoals amorfe en nanokristallijne poeders, die niet onderhevig zijn aan faseovergangen. Dit is de belangrijkste factor bij het kiezen van deze methode. Het koude spuitproces wordt uitgevoerd door gebruik te maken van deeltjes met hoge snelheid die de kinetische energie van de deeltjes omzetten in plastische vervorming, spanning en hitte bij botsing met het substraat of eerder afgezette deeltjes.
Veldfoto's tonen de koude spuitprocedure die werd gebruikt voor vijf opeenvolgende bereidingen van MG-coating/SUS 304 bij 550 °C.
De kinetische energie van de deeltjes, en dus het momentum van elk deeltje in de coatingformatie, moet worden omgezet in andere vormen van energie door middel van mechanismen zoals plastische deformatie (initiële deeltje en deeltje-deeltje-interacties in het substraat en deeltje-interacties), holtes Consolidatie, deeltje-deeltje-rotatie, spanning en uiteindelijk warmte 39. Bovendien, als niet alle inkomende kinetische energie wordt omgezet in warmte- en spanningsenergie, is het resultaat een elastische botsing, wat betekent dat de deeltjes gewoon terugveren na impact. Er is op gewezen. dat 90% van de impactenergie die op het deeltje/substraatmateriaal wordt toegepast, wordt omgezet in lokale warmte 40 . Bovendien worden bij impactbelasting in zeer korte tijd hoge plastische reksnelheden bereikt in het contactdeeltje/substraatgebied41,42.
Plastische vervorming wordt over het algemeen beschouwd als een proces van energiedissipatie, of meer specifiek, een warmtebron in het grensvlakgebied. De temperatuurstijging in het grensvlakgebied is echter meestal niet voldoende om grensvlaksmelting te veroorzaken of atomaire interdiffusie aanzienlijk te bevorderen. De auteurs hebben geen publicatie bekend die het effect van de eigenschappen van deze metallische glasachtige poeders op poederadhesie en -afzetting die optreedt wanneer koude spray-methoden worden gebruikt, onderzoekt.
De BFI van MG Cu50Zr20Ni30-legeringspoeder is te zien in figuur 12a, die was gecoat op SUS 304-substraat (figuren 11, 12b). Zoals te zien is in de figuur, behouden de gecoate poeders hun oorspronkelijke amorfe structuur omdat ze een delicate labyrintstructuur hebben zonder enige kristallijne kenmerken of roosterdefecten. de MG-gecoate poedermatrix (Fig. 12a). Figuur 12c toont het geïndexeerde nanobeam-diffractiepatroon (NBDP) geassocieerd met regio I (Fig. 12a). Zoals getoond in Fig. 12c, vertoont NBDP een zwak halodiffusiepatroon van amorfe structuur en bestaat naast scherpe plekken die overeenkomen met de kristallijne grote kubieke Zr2Ni-metastabiele plus tetragonale CuO-fase. De vorming van CuO kan worden toegeschreven aan de oxidatie van het poeder bij het reizen van het mondstuk van het spuitpistool naar SUS 304 in de open lucht onder supersonische stroming. Aan de andere kant zorgde de ontglazing van de metallische glasachtige poeders voor de vorming van grote kubische fasen na koude spraybehandeling bij 550 °C gedurende 30 minuten.
(a) FE-HRTEM-afbeelding van MG-poedercoating op (b) SUS 304-substraat (inzet van afbeelding). De index NBDP van het cirkelvormige symbool weergegeven in (a) wordt weergegeven in (c).
Om dit potentiële mechanisme voor de vorming van grote kubieke Zr2Ni-nanodeeltjes te verifiëren, werd een onafhankelijk experiment uitgevoerd. In dit experiment werden de poeders uit een spuitpistool bij 550 °C in de richting van het SUS 304-substraat gespoten;om het gloeiende effect van de poeders te verhelderen, werden ze echter zo snel mogelijk van de SUS304-strip verwijderd (ongeveer 60 seconden). Er werd nog een reeks experimenten uitgevoerd waarbij het poeder ongeveer 180 seconden na depositie van het substraat werd verwijderd.
Figuren 13a,b tonen donkerveldbeelden (DFI) verkregen door transmissie-elektronenmicroscopie (STEM) te scannen van twee gesproeide materialen die zijn afgezet op SUS 304-substraten gedurende respectievelijk 60 s en 180 s. Het poederbeeld dat gedurende 60 seconden is afgezet, heeft geen morfologisch detail en vertoont karakterloosheid (Fig. 13a). Dit werd ook bevestigd door XRD, wat aangaf dat de algemene structuur van deze poeders amorf was, zoals aangegeven door de brede primaire en secundaire diffractie maxima weergegeven in figuur 14a. Deze duiden op de afwezigheid van metastabiele/mesofaseprecipitatie, waarbij het poeder zijn oorspronkelijke amorfe structuur behoudt. Daarentegen toonde het poeder dat bij dezelfde temperatuur (550 °C) werd gespoten, maar gedurende 180 s op het substraat werd gelaten, de neerslag van korrels van nanoformaat, zoals aangegeven door de pijlen in figuur 13b.