Takk for at du besøker Nature.com.Nettleserversjonen du bruker har begrenset CSS-støtte.For den beste opplevelsen anbefaler vi at du bruker en oppdatert nettleser (eller deaktiverer kompatibilitetsmodus i Internet Explorer).I mellomtiden, for å sikre fortsatt støtte, vil vi gjengi nettstedet uten stiler og JavaScript.
Biofilmer er en viktig komponent i utviklingen av kroniske infeksjoner, spesielt når det gjelder medisinsk utstyr.Dette problemet utgjør en stor utfordring for det medisinske miljøet, ettersom standard antibiotika kun kan ødelegge biofilmer i svært begrenset grad.Forebygging av biofilmdannelse har ført til utvikling av ulike belegningsmetoder og nye materialer.Disse teknikkene tar sikte på å belegge overflater på en måte som forhindrer biofilmdannelse.Glassaktige metalllegeringer, spesielt de som inneholder kobber- og titanmetaller, har blitt ideelle antimikrobielle belegg.Samtidig har bruken av kaldsprayteknologi økt da det er en egnet metode for bearbeiding av temperaturfølsomme materialer.En del av målet med denne forskningen var å utvikle en ny antibakteriell film av metallisk glass sammensatt av Cu-Zr-Ni ternær ved bruk av mekaniske legeringsteknikker.Det sfæriske pulveret som utgjør sluttproduktet brukes som råstoff for kaldsprøyting av rustfrie ståloverflater ved lave temperaturer.Metallglassbelagte underlag var i stand til å redusere biofilmdannelsen betydelig med minst 1 log sammenlignet med rustfritt stål.
Gjennom menneskehetens historie har ethvert samfunn vært i stand til å utvikle og fremme introduksjonen av nye materialer for å møte sine spesifikke krav, noe som har resultert i økt produktivitet og rangering i en globalisert økonomi1.Det har alltid blitt tilskrevet menneskets evne til å designe materialer og produksjonsutstyr, samt design for å produsere og karakterisere materialer for å oppnå helse, utdanning, industri, økonomi, kultur og andre felt fra ett land eller en region til en annen.Fremgang måles uavhengig av land eller region2.I 60 år har materialforskere viet mye tid til én hovedoppgave: jakten på nye og avanserte materialer.Nyere forskning har fokusert på å forbedre kvaliteten og ytelsen til eksisterende materialer, samt å syntetisere og finne opp helt nye typer materialer.
Tilsetning av legeringselementer, modifisering av materialets mikrostruktur og anvendelse av termiske, mekaniske eller termomekaniske behandlingsmetoder har ført til en betydelig forbedring i de mekaniske, kjemiske og fysiske egenskapene til forskjellige materialer.I tillegg har hittil ukjente forbindelser blitt syntetisert med suksess.Denne vedvarende innsatsen har gitt opphav til en ny familie av innovative materialer, samlet kjent som Advanced Materials2.Nanokrystaller, nanopartikler, nanorør, kvanteprikker, nulldimensjonale, amorfe metallglass og høyentropi-legeringer er bare noen eksempler på avanserte materialer som har dukket opp i verden siden midten av forrige århundre.Ved produksjon og utvikling av nye legeringer med forbedrede egenskaper, både i sluttproduktet og i mellomstadiene av produksjonen, legges ofte problemet med ubalanse til.Som et resultat av introduksjonen av nye produksjonsteknikker som tillater betydelige avvik fra likevekt, har en helt ny klasse metastabile legeringer, kjent som metallglass, blitt oppdaget.
Hans arbeid ved Caltech i 1960 revolusjonerte konseptet med metallegeringer da han syntetiserte Au-25 at.% Si glassaktige legeringer ved å raskt størkne væsker med nesten en million grader per sekund.4 Professor Paul Duves' oppdagelse markerte ikke bare begynnelsen på historien metallbriller (MS), men førte også til et paradigmeskifte i hvordan folk tenker om metalllegeringer.Siden den aller første banebrytende forskningen innen syntese av MS-legeringer, har nesten alle metallglass blitt oppnådd fullstendig ved hjelp av en av følgende metoder: (i) rask størkning av smelten eller dampen, (ii) atomgitterforstyrrelse, (iii) faststoff-amorfiseringsreaksjoner mellom rene metalliske elementer og (iv) fastfaseoverganger av metastabile fase.
MG-er kjennetegnes ved fraværet av lang rekkevidde atomær orden assosiert med krystaller, som er en definerende egenskap for krystaller.I den moderne verden har det blitt gjort store fremskritt innen metallisk glass.Dette er nye materialer med interessante egenskaper som er av interesse ikke bare for faststofffysikk, men også for metallurgi, overflatekjemi, teknologi, biologi og mange andre områder.Denne nye typen materiale har egenskaper som er forskjellige fra harde metaller, noe som gjør det til en interessant kandidat for teknologiske anvendelser innen en rekke felt.De har noen viktige egenskaper: (i) høy mekanisk duktilitet og flytestyrke, (ii) høy magnetisk permeabilitet, (iii) lav koersivitet, (iv) uvanlig korrosjonsmotstand, (v) temperaturuavhengighet.Konduktivitet 6.7.
Mekanisk legering (MA)1,8 er en relativt ny metode, først introdusert i 19839 av prof. KK Kok og hans kolleger.De produserte amorfe Ni60Nb40-pulvere ved å male en blanding av rene elementer ved omgivelsestemperatur svært nær romtemperatur.Vanligvis utføres MA-reaksjonen mellom diffusjonsbinding av reaktantpulver i en reaktor, vanligvis laget av rustfritt stål, til en kulemølle.10 (fig. la, b).Siden den gang har denne mekanisk induserte faststoffreaksjonsmetoden blitt brukt til å fremstille nye amorfe/metalliske glasslegeringspulvere ved bruk av kulemøller og stavmøller med lav (fig. 1c) og høy energi11,12,13,14,15,16.Spesielt har denne metoden blitt brukt til å fremstille ublandbare systemer som Cu-Ta17 samt legeringer med høyt smeltepunkt som Al-overgangsmetall (TM, Zr, Hf, Nb og Ta)18,19 og Fe-W20-systemer., som ikke kan oppnås ved bruk av konvensjonelle tilberedningsmetoder.I tillegg regnes MA som et av de kraftigste nanoteknologiske verktøyene for produksjon i industriell skala av nanokrystallinske og nanokomposittpulverpartikler av metalloksider, karbider, nitrider, hydrider, karbon-nanorør, nanodiamanter, samt bred stabilisering ved bruk av en ovenfra-ned-tilnærming.1 og metastabile stadier.
Skjematisk som viser fremstillingsmetoden som ble brukt til å forberede Cu50(Zr50-xNix)/SUS 304 metallisk glassbelegg i denne studien.(a) Fremstilling av MC-legeringspulver med forskjellige konsentrasjoner av Ni x (x; 10, 20, 30 og 40 at.%) ved bruk av lavenergikulefresemetoden.(a) Utgangsmaterialet lastes inn i en verktøysylinder sammen med verktøystålkuler og (b) forsegles i et hanskerom fylt med He-atmosfære.(c) Gjennomsiktig modell av slipekaret som illustrerer kulens bevegelse under sliping.Det endelige pulverproduktet oppnådd etter 50 timer ble brukt til å kaldsprøytebelegge SUS 304-substratet (d).
Når det gjelder bulkmaterialoverflater (substrater), involverer overflateteknikk design og modifikasjon av overflater (substrater) for å gi visse fysiske, kjemiske og tekniske egenskaper som ikke er tilstede i det originale bulkmaterialet.Noen av egenskapene som effektivt kan forbedres gjennom overflatebehandling inkluderer slitasje, oksidasjons- og korrosjonsmotstand, friksjonskoeffisient, bioinerthet, elektriske egenskaper og termisk isolasjon, bare for å nevne noen.Overflatekvaliteten kan forbedres med metallurgiske, mekaniske eller kjemiske metoder.Som en velkjent prosess er belegg ganske enkelt definert som ett eller flere lag med materiale som er kunstig påført overflaten av en bulk gjenstand (substrat) laget av et annet materiale.Således brukes belegg delvis for å oppnå ønskede tekniske eller dekorative egenskaper, samt for å beskytte materialer mot forventede kjemiske og fysiske interaksjoner med miljøet23.
En rekke metoder og teknikker kan brukes for å påføre passende beskyttende lag fra noen få mikrometer (under 10-20 mikrometer) til mer enn 30 mikrometer eller til og med flere millimeter i tykkelse.Generelt kan belegningsprosesser deles inn i to kategorier: (i) våtbeleggingsmetoder, inkludert galvanisering, galvanisering og varmgalvanisering, og (ii) tørre beleggingsmetoder, inkludert lodding, hardfacing, fysisk dampavsetning (PVD).), kjemisk dampavsetning (CVD), termiske sprøyteteknikker og mer nylig kaldsprøyteteknikker 24 (figur 1d).
Biofilmer er definert som mikrobielle samfunn som er irreversibelt festet til overflater og omgitt av egenproduserte ekstracellulære polymerer (EPS).Dannelsen av en overfladisk moden biofilm kan føre til betydelige tap i mange bransjer, inkludert matforedling, vannsystemer og helsetjenester.Hos mennesker, med dannelse av biofilmer, er mer enn 80 % av tilfellene av mikrobielle infeksjoner (inkludert Enterobacteriaceae og Staphylococci) vanskelig å behandle.I tillegg har modne biofilmer blitt rapportert å være 1000 ganger mer motstandsdyktige mot antibiotikabehandling sammenlignet med planktoniske bakterieceller, som anses som en stor terapeutisk utfordring.Historisk har antimikrobielle overflatebeleggmaterialer avledet fra vanlige organiske forbindelser blitt brukt.Selv om slike materialer ofte inneholder giftige komponenter som potensielt er skadelige for mennesker,25,26 kan dette bidra til å unngå bakteriell overføring og materialnedbrytning.
Utbredt bakteriell resistens mot antibiotikabehandling på grunn av biofilmdannelse har ført til behovet for å utvikle en effektiv antimikrobiell membranbelagt overflate som kan påføres trygt27.Utviklingen av en fysisk eller kjemisk anti-adhesiv overflate som bakterieceller ikke kan binde seg til og danne biofilmer på grunn av vedheft er den første tilnærmingen i denne prosessen27.Den andre teknologien er å utvikle belegg som leverer antimikrobielle kjemikalier akkurat der de trengs, i svært konsentrerte og skreddersydde mengder.Dette oppnås gjennom utvikling av unike beleggmaterialer som grafen/germanium28, black diamond29 og ZnO30-dopet diamantlignende karbonbelegg som er motstandsdyktige mot bakterier, en teknologi som maksimerer utviklingen av toksisitet og resistens på grunn av biofilmdannelse.I tillegg blir belegg som inneholder bakteriedrepende kjemikalier som gir langsiktig beskyttelse mot bakteriell forurensning stadig mer populært.Mens alle tre prosedyrene er i stand til å utøve antimikrobiell aktivitet på belagte overflater, har hver sitt sett med begrensninger som bør vurderes når man utvikler en påføringsstrategi.
Produktene som for tiden er på markedet hindres av mangel på tid til å analysere og teste beskyttende belegg for biologisk aktive ingredienser.Selskaper hevder at produktene deres vil gi brukerne de ønskede funksjonelle aspektene, men dette har blitt en hindring for suksessen til produktene som for tiden er på markedet.Forbindelser avledet fra sølv brukes i de aller fleste antimikrobielle midler som for tiden er tilgjengelige for forbrukere.Disse produktene er utviklet for å beskytte brukere mot potensielt skadelig eksponering for mikroorganismer.Den forsinkede antimikrobielle effekten og den tilhørende toksisiteten til sølvforbindelser øker presset på forskere for å utvikle et mindre skadelig alternativ36,37.Å lage et globalt antimikrobielt belegg som fungerer innvendig og utvendig er fortsatt en utfordring.Dette kommer med tilhørende helse- og sikkerhetsrisikoer.Å oppdage et antimikrobielt middel som er mindre skadelig for mennesker og finne ut hvordan det kan inkorporeres i beleggssubstrater med lengre holdbarhet er et ettertraktet mål38.De nyeste antimikrobielle og antibiofilmmaterialene er designet for å drepe bakterier på nært hold, enten ved direkte kontakt eller etter frigjøring av det aktive middelet.De kan gjøre dette ved å hemme initial bakteriell adhesjon (inkludert forhindre dannelse av et proteinlag på overflaten) eller ved å drepe bakterier ved å forstyrre celleveggen.
I hovedsak er overflatebelegg prosessen med å påføre et nytt lag på overflaten av en komponent for å forbedre overflateegenskapene.Formålet med et overflatebelegg er å endre mikrostrukturen og/eller sammensetningen av området nær overflaten av en komponent39.Overflatebeleggingsmetoder kan deles inn i forskjellige metoder, som er oppsummert i fig. 2a.Belegg kan deles inn i termiske, kjemiske, fysiske og elektrokjemiske kategorier avhengig av metoden som brukes for å lage belegget.
(a) Et innlegg som viser hovedteknikkene for overflatefabrikasjon, og (b) utvalgte fordeler og ulemper ved kaldspraymetoden.
Kaldsprayteknologi har mye til felles med tradisjonelle termiske sprayteknikker.Det er imidlertid også noen grunnleggende grunnleggende egenskaper som gjør kaldsprayprosessen og kaldspraymaterialene spesielt unike.Kaldsprayteknologi er fortsatt i sin spede begynnelse, men den har en stor fremtid.I noen tilfeller gir de unike egenskapene til kaldsprøyting store fordeler, og overvinner begrensningene til konvensjonelle termiske sprøyteteknikker.Den overvinner de betydelige begrensningene til tradisjonell termisk sprayteknologi, der pulveret må smeltes for å avsettes på et underlag.Denne tradisjonelle beleggingsprosessen er åpenbart ikke egnet for svært temperaturfølsomme materialer som nanokrystaller, nanopartikler, amorfe og metalliske glass40, 41, 42. I tillegg har termiske spraybeleggmaterialer alltid et høyt nivå av porøsitet og oksider.Kaldsprayteknologi har mange vesentlige fordeler i forhold til termisk sprayteknologi, som (i) minimal varmetilførsel til underlaget, (ii) fleksibilitet ved valg av underlagsbelegg, (iii) ingen fasetransformasjon og kornvekst, (iv) høy klebestyrke1 ,39 (fig. 2b).I tillegg har kaldspraybeleggmaterialer høy korrosjonsmotstand, høy styrke og hardhet, høy elektrisk ledningsevne og høy tetthet41.Til tross for fordelene med kaldsprayprosessen har denne metoden fortsatt noen ulemper, som vist i figur 2b.Når du belegger rent keramisk pulver som Al2O3, TiO2, ZrO2, WC, etc., kan ikke kaldspraymetoden brukes.På den annen side kan keramisk/metallkomposittpulver brukes som råmateriale for belegg.Det samme gjelder andre termiske sprøytemetoder.Vanskelige overflater og rørinteriør er fortsatt vanskelig å sprøyte.
Tatt i betraktning at det foreliggende arbeid er rettet mot bruken av metalliske glassaktige pulvere som utgangsmaterialer for belegg, er det klart at konvensjonell termisk sprøyting ikke kan brukes til dette formålet.Dette skyldes det faktum at metalliske glassaktige pulvere krystalliserer ved høye temperaturer1.
De fleste instrumentene som brukes i medisinsk og næringsmiddelindustrien er laget av austenittiske rustfrie stållegeringer (SUS316 og SUS304) med et krominnhold på 12 til 20 vekt% for produksjon av kirurgiske instrumenter.Det er generelt akseptert at bruk av krommetall som legeringselement i stållegeringer kan forbedre korrosjonsmotstanden til standard stållegeringer betydelig.Rustfrie stållegeringer, til tross for deres høye korrosjonsbestandighet, har ikke signifikante antimikrobielle egenskaper38,39.Dette står i kontrast til deres høye korrosjonsmotstand.Etter det er det mulig å forutsi utviklingen av infeksjon og betennelse, som hovedsakelig skyldes bakteriell adhesjon og kolonisering på overflaten av rustfritt stål biomaterialer.Betydelige vanskeligheter kan oppstå på grunn av de betydelige vanskene knyttet til bakteriell adhesjon og biofilmdannelsesveier, som kan føre til dårlig helse, som kan ha mange konsekvenser som direkte eller indirekte kan påvirke menneskers helse.
Denne studien er den første fasen av et prosjekt finansiert av Kuwait Foundation for the Advancement of Science (KFAS), kontrakt nr.2010-550401, for å undersøke muligheten for å produsere metallisk glassaktig Cu-Zr-Ni ternære pulvere ved bruk av MA-teknologi (tabell).1) For produksjon av SUS304 antibakteriell overflatebeskyttelsesfilm/belegg.Den andre fasen av prosjektet, som skal starte i januar 2023, vil studere i detalj de galvaniske korrosjonsegenskapene og de mekaniske egenskapene til systemet.Det vil bli utført detaljerte mikrobiologiske tester for ulike typer bakterier.
Denne artikkelen diskuterer effekten av Zr-legeringsinnhold på glassformingsevne (GFA) basert på morfologiske og strukturelle egenskaper.I tillegg ble de antibakterielle egenskapene til pulverlakkert metallglass/SUS304-kompositt også diskutert.I tillegg har det blitt utført et pågående arbeid for å undersøke muligheten for strukturell transformasjon av metallisk glasspulver som skjer under kaldsprøyting i det underkjølte væskeområdet til fabrikkerte metalliske glasssystemer.Cu50Zr30Ni20 og Cu50Zr20Ni30 metalliske glasslegeringer ble brukt som representative eksempler i denne studien.
Denne delen presenterer de morfologiske endringene i pulver av elementært Cu, Zr og Ni under lavenergikulefresing.To forskjellige systemer bestående av Cu50Zr20Ni30 og Cu50Zr40Ni10 vil bli brukt som illustrerende eksempler.MA-prosessen kan deles inn i tre separate stadier, noe som fremgår av den metallografiske karakteriseringen av pulveret oppnådd i malingstrinnet (fig. 3).
Metallografiske egenskaper til pulver av mekaniske legeringer (MA) oppnådd etter forskjellige stadier av kulesliping.Feltutslipp skanningselektronmikroskopi (FE-SEM) bilder av MA- og Cu50Zr40Ni10-pulvere oppnådd etter lavenergikulemaling i 3, 12 og 50 timer er vist i (a), (c) og (e) for Cu50Zr20Ni30-systemet, mens de er på samme MA.De tilsvarende bildene av Cu50Zr40Ni10-systemet tatt etter tid er vist i (b), (d) og (f).
Under kulefresing påvirkes den effektive kinetiske energien som kan overføres til metallpulveret av en kombinasjon av parametere, som vist i fig. 1a.Dette inkluderer kollisjoner mellom kuler og pulver, skjærkompresjon av pulver som sitter fast mellom eller mellom slipemedier, støt fra fallende kuler, skjærkraft og slitasje forårsaket av pulvermotstand mellom de bevegelige legene til en kulemølle, og en sjokkbølge som går gjennom fallende kuler som forplanter seg gjennom lastet kultur (fig. 1a). Элементарные порошки Cu, Zr и Ni были сильно деформированы из-за холодной сварки на ранней стадии Манней стадии Манел чобричо золодной сварки рупных частиц порошка (> 1 mm в диаметре). De elementære Cu-, Zr- og Ni-pulverene ble alvorlig deformert på grunn av kaldsveising på et tidlig stadium av MA (3 timer), noe som førte til dannelsen av store pulverpartikler (> 1 mm i diameter).Disse store komposittpartiklene er preget av dannelsen av tykke lag av legeringselementer (Cu, Zr, Ni), som vist i fig.3a,b.En økning i MA-tiden til 12 timer (mellomstadiet) førte til en økning i den kinetiske energien til kulemøllen, noe som førte til dekomponering av komposittpulveret til mindre pulvere (mindre enn 200 μm), som vist i Fig. 3c, city .På dette stadiet fører den påførte skjærkraften til dannelsen av en ny metalloverflate med tynne Cu, Zr, Ni hintlag, som vist i fig. 3c, d.Som et resultat av sliping av lagene ved grenseflaten til flakene, oppstår fastfasereaksjoner med dannelse av nye faser.
Ved klimaks av MA-prosessen (etter 50 timer), var flakmetallografi knapt merkbar (fig. 3e, f), og speilmetallografi ble observert på den polerte overflaten av pulveret.Dette betyr at MA-prosessen ble fullført og en enkelt reaksjonsfase ble opprettet.Elementsammensetningen av områdene angitt i fig.3e (I, II, III), f, v, vi) ble bestemt ved bruk av feltemisjon skanningselektronmikroskopi (FE-SEM) i kombinasjon med energidispersiv røntgenspektroskopi (EDS).(IV).
I tabellen.2 grunnstoffkonsentrasjoner av legeringselementer er vist som en prosentandel av den totale massen av hver region valgt i fig.3e, f.Sammenligning av disse resultatene med de initiale nominelle sammensetningene av Cu50Zr20Ni30 og Cu50Zr40Ni10 gitt i tabell 1 viser at sammensetningene av disse to sluttproduktene er svært nær de nominelle sammensetningene.I tillegg antyder ikke de relative verdiene av komponentene for regionene oppført i fig. 3e,f signifikant forringelse eller variasjon i sammensetningen av hver prøve fra en region til en annen.Dette er bevist av det faktum at det ikke er noen endring i sammensetningen fra en region til en annen.Dette indikerer produksjonen av ensartede legeringspulvere som vist i tabell 2.
FE-SEM mikrofotografier av Cu50(Zr50-xNix) sluttproduktpulver ble oppnådd etter 50 MA ganger, som vist i fig. 4a-d, hvor x er henholdsvis 10, 20, 30 og 40 at.%.Etter dette slipetrinnet samler pulveret seg på grunn av van der Waals-effekten, noe som fører til dannelse av store aggregater bestående av ultrafine partikler med en diameter på 73 til 126 nm, som vist i figur 4.
Morfologiske egenskaper til Cu50(Zr50-xNix)-pulvere oppnådd etter 50 timers MA.For Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30, Cu50Zr10Ni40-systemene er FE-SEM-bildene av pulver oppnådd etter 50 MA vist i henholdsvis (a), (b), (c) og (d).
Før pulverene ble lagt inn i den kalde spraymateren, ble de først sonikert i etanol av analytisk kvalitet i 15 minutter og deretter tørket ved 150°C i 2 timer.Dette trinnet må tas for å lykkes med å bekjempe agglomerering, som ofte forårsaker mange alvorlige problemer i belegningsprosessen.Etter fullføringen av MA-prosessen ble det utført ytterligere studier for å undersøke homogeniteten til legeringspulverene.På fig.5a–d viser FE-SEM-mikrografer og tilsvarende EDS-bilder av Cu-, Zr- og Ni-legeringselementene til Cu50Zr30Ni20-legeringen tatt etter henholdsvis 50 timers tid M.Det skal bemerkes at legeringspulverene oppnådd etter dette trinnet er homogene, siden de ikke viser noen sammensetningssvingninger utover subnanometernivået, som vist i figur 5.
Morfologi og lokal distribusjon av elementer i MG Cu50Zr30Ni20-pulver oppnådd etter 50 MA ved FE-SEM/Energy Dispersive X-ray Spectroscopy (EDS).(a) SEM- og røntgen-EDS-avbildning av (b) Cu-Ka, (c) Zr-La og (d) Ni-Ka.
Røntgendiffraksjonsmønstrene for mekanisk legerte Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30 og Cu50Zr20Ni30 pulvere oppnådd etter 50 timers MA er vist i fig.6a–d, henholdsvis.Etter dette slipetrinnet hadde alle prøver med forskjellige Zr-konsentrasjoner amorfe strukturer med karakteristiske halodiffusjonsmønstre vist i fig. 6.
Røntgendiffraksjonsmønstre av Cu50Zr40Ni10 (a), Cu50Zr30Ni20 (b), Cu50Zr20Ni30 (c) og Cu50Zr20Ni30 (d) pulvere etter MA i 50 timer.Et halodiffusjonsmønster ble observert i alle prøver uten unntak, noe som indikerer dannelsen av en amorf fase.
Høyoppløselig feltemisjonstransmisjonselektronmikroskopi (FE-HRTEM) ble brukt til å observere strukturelle endringer og forstå den lokale strukturen til pulver som følge av kulefresing på forskjellige MA-tider.Bilder av pulvere oppnådd ved FE-HRTEM-metoden etter de tidlige (6 timer) og mellomliggende (18 timer) stadiene av maling av Cu50Zr30Ni20 og Cu50Zr40Ni10 pulver er vist i fig.7a, henholdsvis.I henhold til lysfeltbildet (BFI) av pulveret oppnådd etter 6 timer MA, består pulveret av store korn med klart definerte grenser for elementene fcc-Cu, hcp-Zr og fcc-Ni, og det er ingen tegn til dannelsen av en reaksjonsfase, som vist i fig. 7a.I tillegg avslørte et korrelert utvalgt områdediffraksjonsmønster (SADP) tatt fra midtområdet (a) et skarpt diffraksjonsmønster (fig. 7b) som indikerer tilstedeværelsen av store krystallitter og fraværet av en reaktiv fase.
Lokale strukturelle egenskaper til MA-pulveret oppnådd etter tidlig (6 timer) og mellomstadium (18 timer).(a) Høyoppløselig feltemisjonstransmisjonselektronmikroskopi (FE-HRTEM) og (b) tilsvarende valgt områdediffraktogram (SADP) av Cu50Zr30Ni20-pulver etter MA-behandling i 6 timer.FE-HRTEM-bildet av Cu50Zr40Ni10 oppnådd etter 18 timers MA er vist i (c).
Som vist i fig.7c førte en økning i varigheten av MA til 18 timer til alvorlige gitterdefekter i kombinasjon med plastisk deformasjon.På dette mellomstadiet av MA-prosessen oppstår ulike defekter i pulveret, inkludert stablingsfeil, gitterdefekter og punktdefekter (fig. 7).Disse defektene forårsaker fragmentering av store korn langs korngrensene til underkorn som er mindre enn 20 nm i størrelse (fig. 7c).
Den lokale strukturen til Cu50Z30Ni20-pulveret malt i 36 timer MA er preget av dannelsen av ultrafine nanokorn innebygd i en amorf tynn matrise, som vist i fig. 8a.En lokal analyse av EMF viste at nanoclusterne vist i fig.8a er assosiert med ubehandlede Cu-, Zr- og Ni-pulverlegeringer.Innholdet av Cu i matrisen varierte fra ~32 at.% (fattig sone) til ~74 at.% (rik sone), noe som indikerer dannelse av heterogene produkter.I tillegg viser de tilsvarende SADP-ene til pulverene oppnådd etter maling i dette trinnet primære og sekundære halodiffusjons-amorfe faseringer som overlapper med skarpe punkter assosiert med disse ubehandlede legeringselementene, som vist i fig. 8b.
Lokale strukturelle egenskaper i nanoskala til Beyond 36 h-Cu50Zr30Ni20-pulver.(a) Lysfeltbilde (BFI) og tilsvarende (b) SADP av Cu50Zr30Ni20-pulver oppnådd etter fresing i 36 timer MA.
Mot slutten av MA-prosessen (50 timer) har Cu50(Zr50-xNix), X, 10, 20, 30 og 40 at.% pulvere, uten unntak, en labyrintisk morfologi av den amorfe fasen, som vist i fig.Verken punktdiffraksjon eller skarpe ringformede mønstre kunne detekteres i den tilsvarende SADS for hver sammensetning.Dette indikerer fravær av ubehandlet krystallinsk metall, men snarere dannelsen av et amorft legeringspulver.Disse korrelerte SADP-ene som viser halodiffusjonsmønstre ble også brukt som bevis for utviklingen av amorfe faser i det endelige produktmaterialet.
Lokal struktur av sluttproduktet til Cu50 MS-systemet (Zr50-xNix).FE-HRTEM og korrelerte nanostrålediffraksjonsmønstre (NBDP) av (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 og (d) Cu50Zr10Ni40 oppnådd etter 50 timers MA.
Ved å bruke differensiell skanningskalorimetri ble den termiske stabiliteten til glassovergangstemperaturen (Tg), den underkjølte væskeregionen (ΔTx) og krystalliseringstemperaturen (Tx) studert avhengig av innholdet av Ni (x) i det Cu50(Zr50-xNix) amorfe systemet.(DSC) egenskaper i He-gassstrømmen.DSC-kurvene for pulvere av Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20 og Cu50Zr10Ni40 amorfe legeringer oppnådd etter MA i 50 timer er vist i fig.10a, b, e.Mens DSC-kurven til amorf Cu50Zr20Ni30 er vist separat i Fig. 10. århundre I mellomtiden er en Cu50Zr30Ni20-prøve oppvarmet til ~700°C i DSC vist i Fig. 10g.
Den termiske stabiliteten til Cu50(Zr50-xNix) MG-pulvere oppnådd etter MA i 50 timer bestemmes av glassovergangstemperaturen (Tg), krystalliseringstemperaturen (Tx) og det underkjølte væskeområdet (ΔTx).Termogrammer av differensialskanningkalorimeter (DSC) pulvere av Cu50Zr40Ni10 (a), Cu50Zr30Ni20 (b), Cu50Zr20Ni30 (c), og (e) Cu50Zr10Ni40 MG legeringspulvere etter MA i 50 timer.Et røntgendiffraksjonsmønster (XRD) av en Cu50Zr30Ni20-prøve oppvarmet til ~700°C i DSC er vist i (d).
Som vist i figur 10 indikerer DSC-kurvene for alle sammensetninger med forskjellige nikkelkonsentrasjoner (x) to forskjellige tilfeller, det ene endotermt og det andre eksotermt.Den første endoterme hendelsen tilsvarer Tg, og den andre er assosiert med Tx.Det horisontale spennområdet som eksisterer mellom Tg og Tx kalles det underkjølte væskeområdet (ΔTx = Tx – Tg).Resultatene viser at Tg og Tx for Cu50Zr40Ni10 prøven (fig. 10a) plassert ved 526°C og 612°C flytter innholdet (x) opp til 20 at % mot lavtemperatursiden på 482°C og 563°C.°C med henholdsvis økende Ni-innhold (x), som vist i figur 10b.Følgelig synker ΔTx Cu50Zr40Ni10 fra 86°С (fig. 10a) til 81°С for Cu50Zr30Ni20 (fig. 10b).For MC Cu50Zr40Ni10-legeringen ble det også observert en reduksjon i verdiene av Tg, Tx og ΔTx til nivåene 447°С, 526°С og 79°С (fig. 10b).Dette indikerer at en økning i Ni-innholdet fører til en reduksjon i den termiske stabiliteten til MS-legeringen.Tvert imot er verdien av Tg (507 °C) til MC Cu50Zr20Ni30-legeringen lavere enn verdien for MC Cu50Zr40Ni10-legeringen;likevel viser Tx en verdi som kan sammenlignes med den (612 °C).Derfor har ΔTx en høyere verdi (87°C) som vist i fig.900-tallet
Cu50(Zr50-xNix) MC-systemet, som bruker Cu50Zr20Ni30 MC-legeringen som et eksempel, krystalliserer gjennom en skarp eksoterm topp til fcc-ZrCu5, ortorhombic-Zr7Cu10 og ortorhombic-ZrNi krystallinske faser 10 (fig.).Denne faseovergangen fra amorf til krystallinsk ble bekreftet ved røntgendiffraksjonsanalyse av MG-prøven (fig. 10d) som ble oppvarmet til 700 °C i DSC.
På fig.11 viser fotografier tatt under kaldsprøyteprosessen utført i det aktuelle arbeidet.I denne studien ble metallglassaktige pulverpartikler syntetisert etter MA i 50 timer (med Cu50Zr20Ni30 som eksempel) brukt som et antibakterielt råmateriale, og en rustfri stålplate (SUS304) ble kaldsprøytebelagt.Kaldspraymetoden ble valgt for belegg i termisk sprayteknologi-serien fordi det er den mest effektive metoden i termisk sprayteknologi-serien hvor den kan brukes til metalliske metastabile varmesensitive materialer som amorfe og nanokrystallinske pulvere.Ikke underlagt fase.overganger.Dette er hovedfaktoren for å velge denne metoden.Den kalde avsetningsprosessen utføres ved bruk av høyhastighetspartikler som omdanner den kinetiske energien til partiklene til plastisk deformasjon, deformasjon og varme ved støt med underlaget eller tidligere avsatte partikler.
Feltfotografier viser kaldsprayprosedyren brukt for fem påfølgende preparater av MG/SUS 304 ved 550°C.
Den kinetiske energien til partiklene, så vel som bevegelsesmengden til hver partikkel under dannelsen av belegget, må omdannes til andre energiformer gjennom slike mekanismer som plastisk deformasjon (primærpartikler og interpartikkelinteraksjoner i matrisen og interaksjoner av partikler), interstitielle knuter av faste stoffer, rotasjon mellom partikler, omdanning av deformasjon av varme39, i tillegg til kintisk energi, i tillegg til kintisk energi. termisk energi og deformasjonsenergi, vil resultatet bli en elastisk kollisjon, som gjør at partiklene rett og slett spretter av etter støt.Det har blitt lagt merke til at 90 % av slagenergien som påføres partikkel-/substratmaterialet omdannes til lokal varme 40 .I tillegg, når slagspenning påføres, oppnås høye plastiske tøyningshastigheter i partikkel-/substratkontaktområdet på svært kort tid41,42.
Plastisk deformasjon betraktes vanligvis som en prosess for energispredning, eller rettere sagt, som en varmekilde i grensesnittområdet.Imidlertid er økningen i temperatur i grenseflateregionen vanligvis ikke tilstrekkelig for forekomsten av grenseflatesmelting eller signifikant stimulering av gjensidig diffusjon av atomer.Ingen publikasjon kjent for forfatterne har undersøkt effekten av egenskapene til disse metalliske glassaktige pulverene på pulvervedheft og sedimentering som oppstår ved bruk av kaldsprayteknikker.
BFI-verdien til MG Cu50Zr20Ni30-legeringspulveret kan sees i fig. 12a, som ble avsatt på SUS 304-substratet (fig. 11, 12b).Som det fremgår av figuren, beholder de belagte pulverene sin opprinnelige amorfe struktur da de har en delikat labyrintstruktur uten noen krystallinske egenskaper eller gitterdefekter.På den annen side indikerer bildet tilstedeværelsen av en fremmed fase, som bevist av nanopartikler inkludert i den MG-belagte pulvermatrisen (fig. 12a).Figur 12c viser det indekserte nanostrålediffraksjonsmønsteret (NBDP) assosiert med region I (figur 12a).Som vist i fig.12c, NBDP viser et svakt halodiffusjonsmønster av amorf struktur og sameksisterer med skarpe flekker som tilsvarer en krystallinsk stor kubisk metastabil Zr2Ni-fase pluss en tetragonal CuO-fase.Dannelsen av CuO kan forklares med oksidasjonen av pulveret når man beveger seg fra dysen på sprøytepistolen til SUS 304 i friluft i en supersonisk strømning.På den annen side resulterte devitrifisering av glassaktig metallpulver i dannelsen av store kubiske faser etter kaldspraybehandling ved 550°C i 30 minutter.
(a) FE-HRTEM-bilde av MG-pulver avsatt på (b) SUS 304-substrat (innsatt figur).NBDP-indeksen til det runde symbolet vist i (a) er vist i (c).
For å teste denne potensielle mekanismen for dannelse av store kubiske Zr2Ni nanopartikler, ble et uavhengig eksperiment utført.I dette forsøket ble pulver sprayet fra en forstøver ved 550°C i retning av SUS 304-substratet;For å bestemme utglødningseffekten ble imidlertid pulverene fjernet fra SUS304-stripen så raskt som mulig (ca. 60 s).).En annen serie eksperimenter ble utført hvor pulveret ble fjernet fra substratet ca. 180 sekunder etter påføring.
Figurene 13a,b viser skanningstransmisjonselektronmikroskopi (STEM) mørkefelt (DFI) bilder av to sputterte materialer avsatt på SUS 304-substrater i henholdsvis 60 s og 180 s.Pulverbildet avsatt i 60 sekunder mangler morfologiske detaljer, noe som viser funksjonsløshet (fig. 13a).Dette ble også bekreftet av XRD, som viste at den generelle strukturen til disse pulverene var amorf, som indikert av de brede primære og sekundære diffraksjonstoppene vist i figur 14a.Dette indikerer fravær av metastabile/mesofaseutfellinger, der pulveret beholder sin opprinnelige amorfe struktur.I motsetning til dette viste pulveret som ble avsatt ved samme temperatur (550°C), men etterlatt på underlaget i 180 s, avsetningen av korn i nanostørrelse, som vist med pilene i fig. 13b.