Takk for at du besøker Nature.com. Nettleserversjonen du bruker har begrenset støtte for CSS. For den beste opplevelsen anbefaler vi at du bruker en oppdatert nettleser (eller slår av kompatibilitetsmodus i Internet Explorer). I mellomtiden, for å sikre fortsatt støtte, vil vi vise nettstedet uten stiler og JavaScript.
Biofilmer er en viktig komponent i utviklingen av kroniske infeksjoner, spesielt når medisinsk utstyr er involvert. Dette problemet utgjør en stor utfordring for det medisinske miljøet, ettersom standard antibiotika kun kan utrydde biofilmer i svært begrenset grad. Forebygging av biofilmdannelse har ført til utviklingen av ulike belegningsmetoder og nye materialer. Disse metodene tar sikte på å belegge overflater på en måte som inneholder spesielt glass- og kofilmdannelser som inneholder glass- og kofilm. ium-metaller, har dukket opp som ideelle antimikrobielle belegg.Samtidig har bruken av kaldsprayteknologi økt ettersom det er en egnet metode for bearbeiding av temperaturfølsomme materialer.En del av hensikten med denne studien var å utvikle en ny antibakteriell film av metallisk glass sammensatt av ternær Cu-Zr-Ni ved bruk av mekaniske legeringsteknikker som utgjør det endelige ståloverflateproduktet i sfærisk stål som brukes som sfærisk overflate i sfærisk stål. ved lave temperaturer.Substrater belagt med metallisk glass 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 designe og fremme introduksjonen av nye materialer som oppfyller dets spesifikke krav, noe som har resultert i forbedret ytelse og rangering i en globalisert økonomi1. Det har alltid blitt tilskrevet menneskets evne til å utvikle materialer og fabrikasjonsutstyr og design for materialfabrikasjon og karakterisering for å oppnå gevinster innen helse, utdanning, industri, økonomi, kultur og andre områder i et land eller en region uten fremskritt til land eller region.2 I 60 år har materialforskere viet mye av tiden sin til å fokusere på én stor bekymring: jakten på nye og banebrytende materialer. Nyere forskning har fokusert på å forbedre kvaliteten og ytelsen til eksisterende materialer, samt å syntetisere og finne opp helt nye typer materialer.
Tilsetningen av legeringselementer, modifikasjonen av materialets mikrostruktur og anvendelsen av termiske, mekaniske eller termomekaniske prosesseringsteknikker har resultert i betydelige forbedringer i de mekaniske, kjemiske og fysiske egenskapene til en rekke forskjellige materialer. Videre har hittil uhørte forbindelser blitt syntetisert med suksess på dette tidspunktet.Disse vedvarende nye materialene har skapt en nyskapende 2N-materiale, og har skapt en samling av avanserte 2N-materialer. , nanopartikler, nanorør, kvanteprikker, nulldimensjonale, amorfe metallglass og høyentropi-legeringer er bare noen eksempler på avanserte materialer som er introdusert i verden siden midten av forrige århundre. For å avvike betydelig fra likevekt, har en helt ny klasse metastabile legeringer, kjent som metallglass, blitt oppdaget.
Arbeidet hans ved Caltech i 1960 brakte en revolusjon i konseptet metalllegeringer da han syntetiserte glassaktige Au-25 at.% Si-legeringer ved å raskt størkne væsker med nesten en million grader per sekund 4.Professor Pol Duwezs oppdagelseshendelse innvarslet ikke bare begynnelsen på historien til metalliske glass (MG), men førte også til et paradigmeskifte av metall på alle måter. studier i syntesen av MG-legeringer, nesten alle metallglass har blitt produsert utelukkende ved å bruke en av følgende metoder;(i) rask størkning av smelten eller dampen, (ii) atomuorden i gitteret, (iii) faststoff-amorfiseringsreaksjoner mellom rene metallelementer, og (iv) faststoff-overganger av metastabile faser.
MG-er utmerker seg ved deres mangel på langdistanse atomorden assosiert med krystaller, som er en definerende karakteristikk av krystaller.I dagens verden har det blitt gjort store fremskritt innen metallisk glass. De er nye materialer med interessante egenskaper som er av interesse ikke bare i faststoff-fysikk, men også i metallurgi og mange, teknologiske materialer, kjemiske stoffer i overflaten, denne typen biologi. t egenskaper fra faste 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 Konduktiviteten på 6,7.
Mekanisk legering (MA)1,8 er en relativt ny teknikk, først introdusert i 19839 av prof. CC Kock og kollegaer. De fremstilte amorfe Ni60Nb40-pulvere ved å male en blanding av rene grunnstoffer ved omgivelsestemperaturer svært nær romtemperatur.Vanligvis utføres MA-reaksjonen mellom diffusiv kobling av reaktantmaterialets pulvere i en reaktor, vanligvis laget av rustfritt stål, til en kulemølle 10 (fig. 1a, b). Siden den gang har denne mekanisk induserte faststoffreaksjonsteknikken blitt brukt til å fremstille nye amorfe/metalliske glasslegeringspulvere ved bruk av lavenergikule (fig. 1) samt høyenergikule, 1 mill, 1 mill, 1 mill. ,13,14,15 , 16. Spesielt har denne metoden blitt brukt til å tilberede ublandbare systemer som Cu-Ta17, samt legeringer med høyt smeltepunkt som Al-overgangsmetallsystemer (TM; Zr, Hf, Nb og Ta)18,19 og Fe-W20 , som ikke kan oppnås ved bruk av konvensjonelle prepareringsveier, na-no er de mest kraftfulle industrielle verktøyene, naFur anses som de kraftigste av industrielle verktøy. okrystallinske og nanokompositte pulverpartikler av metalloksider, karbider, nitrider, hydrider, karbonnanorør, nanodiamanter, samt bred stabilisering via en top-down tilnærming 1 og metastabile stadier.
Skjematisk som viser fremstillingsmetoden som ble brukt til å fremstille Cu50(Zr50−xNix) metallisk glass (MG) belegg/SUS 304 i denne studien.(a) Fremstilling av MG-legeringspulver med forskjellige Ni-konsentrasjoner x (x; 10, 20, 30 og 40 at.%) ved bruk av lavenergikulefreseteknikk.(a) Utgangsmaterialet er en stålkule i en kule med en kule i en glove. boks fylt med He-atmosfære.(c) En gjennomsiktig modell av slipekaret som illustrerer kulebevegelse under sliping. Sluttproduktet av pulveret oppnådd etter 50 timer ble brukt til å belegge SUS 304-substratet ved bruk av kaldspraymetoden (d).
Når det kommer til bulkmaterialoverflater (substrater), involverer overflateteknikk design og modifikasjon av overflater (substrater) for å gi visse fysiske, kjemiske og tekniske kvaliteter som ikke finnes i det originale bulkmaterialet. Noen egenskaper som effektivt kan forbedres ved overflatebehandlinger inkluderer slitestyrke, oksidasjons- og korrosjonsmotstand, friksjonskoeffisient, bio-inerthet, for å forbedre elektriske egenskaper ved å bruke noen få bokser, og de nevnte egenskaper. metallurgiske, mekaniske eller kjemiske teknikker.Som en velkjent prosess er et belegg ganske enkelt definert som et enkelt eller flere lag av materiale som er kunstig avsatt på overflaten av en bulkgjenstand (substrat) laget av et annet materiale.Derfor brukes belegg delvis for å oppnå noen ønskede tekniske eller dekorative egenskaper, samt for å beskytte materialer fra forventede kjemiske og fysiske interaksjoner med det omkringliggende miljøet23.
For å avsette egnede overflatebeskyttelseslag med tykkelser fra noen få mikrometer (under 10-20 mikrometer) til over 30 mikrometer eller til og med noen få millimeter, kan mange metoder og teknikker brukes. Generelt kan belegningsprosesser deles inn i to kategorier: (i) våtbelegningsmetoder, inkludert galvanisering, strømløs plettering, og inklusiv varmgalvaniseringsmetode, loddebeleggingsmetode, tørrgalvaniseringsmetode. fysisk dampavsetning (PVD), kjemisk dampavsetning (CVD), termiske sprøyteteknikker og mer nylig kaldsprøyteteknikker 24 (fig. Id).
Biofilmer er definert som mikrobielle samfunn som er irreversibelt festet til overflater og omgitt av egenproduserte ekstracellulære polymerer (EPS). Overfladisk moden biofilmdannelse kan føre til betydelige tap i mange industrisektorer, inkludert næringsmiddelindustrien, vannsystemer og helsemiljøer. Hos mennesker, når biofilmer dannes, er mer enn 80 % av tilfellene av mikrobakterielle infeksjoner (mikrobakterier) vanskelige (mikrobakterier) å behandle. Videre har modne biofilmer blitt rapportert å være 1000 ganger mer motstandsdyktige mot antibiotikabehandling sammenlignet med planktoniske bakterieceller, som anses som en stor terapeutisk utfordring. Antimikrobielle overflatebeleggmaterialer avledet fra konvensjonelle organiske forbindelser har historisk blitt brukt. Selv om slike materialer ofte inneholder giftige stoffer,25 kan det bidra til overføring av mennesker,2 og de kan bidra til overføring2.
Bakteriers utbredte resistens mot antibiotikabehandlinger på grunn av biofilmdannelse har ført til behovet for å utvikle en effektiv antimikrobiell membranbelagt overflate som trygt kan påføres27.Utviklingen av en fysisk eller kjemisk anti-adherent overflate som bakterieceller hindres i å binde seg til og bygge biofilmer på grunn av adhesjon er den første tilnærmingen som kan utvikle en27 anti-kjemisk belegg i denne prosessen. nøyaktig der de trengs, i svært konsentrerte og skreddersydde mengder. Dette oppnås ved å utvikle unike beleggsmaterialer som grafen/germanium28, svart diamant29 og ZnO-dopet diamantlignende karbonbelegg30 som er motstandsdyktige mot bakterier, en teknologi som maksimerer toksisitet og resistensutvikling på grunn av biofilmdannelse som gir betydelig reduserte kjemiske overflater, og gir betydelig redusert overflatebelegg. termisk beskyttelse mot bakteriell forurensning blir stadig mer populært. Selv om alle tre prosedyrene er i stand til å gi antimikrobielle effekter på belagte overflater, har de hvert sitt sett med begrensninger som bør vurderes når man utvikler påføringsstrategier.
Produkter som for tiden er på markedet er hindret av utilstrekkelig tid til å analysere og teste beskyttende belegg for biologisk aktive ingredienser. Selskaper hevder at deres produkter vil gi brukerne ønskelige funksjonelle aspekter;Dette har imidlertid vært en hindring for suksessen til produktene som for tiden er på markedet. Forbindelser avledet fra sølv brukes i det store flertallet av antimikrobielle terapier som nå er tilgjengelige for forbrukere. Disse produktene er utviklet for å beskytte brukere mot potensielt farlige effekter av mikroorganismer. Den forsinkede antimikrobielle effekten og tilhørende toksisitet av sølvforbindelser øker presset på forskerne til å utvikle et alternativt3 a6, mindre skadelig 3 a6, og det er mindre skadelig for forskere 7 å utvikle et 3 a6-belegg globalt. innendørs og utendørs viser seg fortsatt å være en skremmende oppgave. Dette er på grunn av den tilknyttede risikoen for både helse og sikkerhet. Å oppdage et antimikrobielt middel som er mindre skadelig for mennesker og finne ut hvordan det kan inkorporeres i beleggsubstrater med lengre holdbarhet er et svært ettertraktet mål38. De siste antimikrobielle stoffene er utviklet for direkte kontakt med aktive stoffer og antibakterielle stoffer, enten ved direkte kontakt med aktive filmer eller antibakterielle stoffer. y kan gjøre dette ved å hemme initial bakteriell adhesjon (inkludert å motvirke dannelsen av et proteinlag på overflaten) eller ved å drepe bakterier ved å forstyrre celleveggen.
I bunn og grunn er overflatebelegg prosessen med å plassere et nytt lag på overflaten av en komponent for å forbedre overflaterelaterte kvaliteter. Målet med overflatebelegg er å skreddersy mikrostrukturen og/eller sammensetningen av komponentens nær overflateområdet39. Overflatebeleggingsteknikker kan deles inn i forskjellige metoder, som er oppsummert i figur 2a, avhengig av fysiske, elektrokjemiske, kjemiske, kjemiske og kjemiske kategorier. på metoden som ble brukt for å lage belegget.
(a) Innsats som viser hovedfremstillingsteknikkene som brukes for overflaten, og (b) utvalgte fordeler og ulemper ved kaldsprayteknikken.
Kaldsprayteknologi deler mange likheter med konvensjonelle termiske spraymetoder. Det er imidlertid også noen viktige grunnleggende egenskaper som gjør kaldsprøyteprosessen og kaldspraymaterialer spesielt unike.Kaldsprøyteteknologien er fortsatt i sin spede begynnelse, men har en lysende fremtid. I visse applikasjoner gir de unike egenskapene til kaldspray store fordeler, og overvinner de iboende begrensningene til tradisjonelle sprøytemetoder. stråleteknologi, hvor pulveret må smeltes for å avsettes på underlaget. Denne tradisjonelle belegningsprosessen er åpenbart ikke egnet for svært temperaturfølsomme materialer som nanokrystaller, nanopartikler, amorfe og metalliske glass40, 41, 42. Videre har termisk spraybeleggmaterialer alltid en betydelig fordel av porositets- og spray-teknologien i forhold til sprayteknologien. som (i) minimal varmetilførsel til substratet, (ii) fleksibilitet i valg av substratbelegg, (iii) fravær av fasetransformasjon og kornvekst, (iv) høy bindingsstyrke1,39 (fig.2b).I tillegg har kaldsprøytebeleggsmaterialer høy korrosjonsbestandighet, høy styrke og hardhet, høy elektrisk ledningsevne og høy tetthet41.I motsetning til fordelene med kaldsprøyteprosessen, er det fortsatt noen ulemper ved å bruke denne teknikken, som vist i figur 2b.Når belegging av rene keramiske pulvere som Al2O3, TiO2, kan ikke den kalde metoden brukes På andre måter. keramisk/metallkomposittpulver kan brukes som råmateriale for belegg. Det samme gjelder andre termiske sprøytemetoder. Kompliserte overflater og innvendige røroverflater er fortsatt vanskelige å sprøyte.
Gitt at det nåværende arbeidet tar sikte på å bruke metalliske glassaktige pulvere som råbeleggsmaterialer, er det klart at konvensjonell termisk sprøyting ikke kan brukes til dette formålet. Dette er fordi metalliske glassaktige pulvere krystalliserer ved høye temperaturer1.
De fleste verktøyene som brukes i medisinsk og næringsmiddelindustrien er laget av austenittiske rustfrie stållegeringer (SUS316 og SUS304) med et krominnhold mellom 12 og 20 vekt% for produksjon av kirurgiske instrumenter. Det er generelt akseptert at bruken av krommetall som legeringselement i stållegeringer, kan forbedre korrosjonsbestandigheten i legeringer av stål, legeringer av legert stål betraktelig. resistens, viser ikke signifikante antimikrobielle egenskaper38,39.Dette står i kontrast til deres høye korrosjonsbestandighet.Etter dette kan utviklingen av infeksjon og betennelse forutsies, som hovedsakelig er forårsaket av bakteriell adhesjon og kolonisering på overflaten av rustfrie biomaterialer. Betydelige vanskeligheter kan oppstå på grunn av betydelige vanskeligheter forbundet med og kan ha biobakterier som kan føre til deformering av bly, som kan ha mange biobakterier. 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 metalliske glassaktige Cu-Zr-Ni ternære pulvere ved bruk av MA-teknologi (Tabell 1 ) for produksjon av antibakteriell film av overflatebelegget i januar204 i januar 203,20. vil undersøke de elektrokjemiske korrosjonsegenskapene og de mekaniske egenskapene til systemet i detalj.Det vil bli utført detaljerte mikrobiologiske tester for ulike bakteriearter.
I denne artikkelen diskuteres effekten av Zr-legeringselementinnhold på glassdannende evne (GFA) basert på morfologiske og strukturelle egenskaper. I tillegg ble de antibakterielle egenskapene til det belagte metalliske glasspulverbelegget/SUS304-kompositten også diskutert. Videre har det blitt utført nåværende arbeid for å undersøke muligheten for at strukturell pulverforming av metallisk pulver i metallisk pulverglass kan oppstå i metallisk pulverforming av metallisk glass. Som representative eksempler har Cu50Zr30Ni20 og Cu50Zr20Ni30 metalliske glasslegeringer blitt brukt i denne studien.
I dette avsnittet presenteres de morfologiske endringene av elementært Cu, Zr og Ni-pulver i lavenergikulefresing. Som illustrerende eksempler vil to forskjellige systemer bestående av Cu50Zr20Ni30 og Cu50Zr40Ni10 bli brukt som representative eksempler. MA-prosessen kan deles inn i tre forskjellige stadier, som vist av det metallografiske pulveret som ble produsert under den metallografiske karakteriseringen.
Metallografiske egenskaper til pulvere av mekanisk legering (MA) oppnådd etter forskjellige stadier av kulefresetid. Feltutslipp skanningselektronmikroskopi (FE-SEM) bilder av MA og Cu50Zr40Ni10 pulvere oppnådd etter lavenergikulemaletider på 3, 12 og 50 timer er vist i (a), (c) og (e) i MA0, (c) og (e) de samme bildene i MA0N2 og (e). 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 kombinasjonen av parametere, som vist i fig. 1a. Dette inkluderer kollisjoner mellom kuler og pulver, kompressiv skjæring av pulver som sitter fast mellom eller mellom slipemedier, påvirkning av fallende kuler, skjær og slitasje på grunn av pulvermotstand mellom bevegelige kulefresemedier som passerer gjennom crop wa1 (E støtkraftkule som går gjennom crop wa1). al Cu-, Zr- og Ni-pulver ble alvorlig deformert på grunn av kaldsveising i det tidlige stadiet av MA (3 timer), noe som resulterte i store pulverpartikler (>1 mm i diameter). Disse store komposittpartiklene er karakterisert ved dannelsen av tykke lag av legeringselementer (Cu, Zr, Ni), som vist i Fig. 3a,b. kulemøllen, noe som resulterer i dekomponering av komposittpulveret til finere pulver (mindre enn 200 µm), som vist i fig. 3c,d. På dette stadiet fører den påførte skjærkraften til dannelsen av en ny metalloverflate med fine Cu, Zr, Ni hintlag, som vist i fig. 3c,d. Som et resultat av lagforfining oppstår reaksjonen i fast fase ved ny fase.
Ved klimakset av MA-prosessen (etter 50 timer) var den flassete metallografien bare svakt synlig (Fig. 3e,f), men den polerte overflaten av pulveret viste speilmetallografi. Dette betyr at MA-prosessen er fullført og opprettelsen av en enkelt reaksjonsfase har funnet sted. Elementsammensetningen av områdene indeksert i Fig. II, vi) ble indeksert ved hjelp av electroscanning ved hjelp av illustrasjon II, vi) (I, 3e). n mikroskopi (FE-SEM) kombinert med energidispersiv røntgenspektroskopi (EDS) (IV).
I tabell 2 er grunnstoffkonsentrasjonene av legeringselementer vist som en prosentandel av den totale vekten av hver region valgt i fig. 3e,f. Når man sammenligner disse resultatene med de nominelle startsammensetningene av Cu50Zr20Ni30 og Cu50Zr40Ni10 oppført i tabell 1, kan det ses at disse to sluttsammensetningene har den relative, nominale sammensetningen av disse to endelige sammensetningene. e-komponentverdiene for regionene oppført i fig. 3e,f innebærer ikke en betydelig forringelse eller fluktuasjon 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 peker på produksjon av homogene legeringspulvere, som vist i tabell 2.
FE-SEM-mikrofotografier av sluttproduktet Cu50(Zr50−xNix)-pulver ble oppnådd etter 50 MA ganger, som vist i fig. 4a–d, hvor x er henholdsvis 10, 20, 30 og 40 at.%. Etter dette maletrinnet består pulveraggregatene på grunn av van der Waals-dannelsen av 3 fine aggregater-effekter av 3 fine aggregater fra 7. til 126 nm, som vist i figur 4.
Morfologiske egenskaper til Cu50(Zr50−xNix)-pulvere oppnådd etter MA-tid på 50 timer. For Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30, Cu50Zr10Ni40-systemene, er FE-SEM-bildene av pulverene oppnådd i respektivt (b) og (b) vist (b) og (b) ganger oppnådd etter (b).
Før pulverene ble lastet inn i en kald spraymater, 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 agglomerasjon som ofte forårsaker mange betydelige problemer gjennom hele belegningsprosessen. Etter at MA-prosessen var fullført, ble ytterligere karakteriseringer utført for å undersøke alle mikro-EM-pulverets homogenitet. grafer og de tilsvarende EDS-bildene av Cu-, Zr- og Ni-legeringselementene til Cu50Zr30Ni20-legeringen oppnådd etter 50 timers M-tid, henholdsvis. Det skal bemerkes at legeringspulverene produsert etter dette trinnet er homogene da de ikke viser noen komposisjonssvingninger utover subnanometernivået, som vist i figur 5.
Morfologi og lokal grunnstofffordeling av MG Cu50Zr30Ni20-pulver oppnådd etter 50 MA ganger ved FE-SEM/energidispersiv røntgenspektroskopi (EDS).(a) SEM- og røntgen-EDS-kartlegging av (b) Cu-Kα, (c) Zr-La- og (d) Ni-Kα-bilder.
XRD-mønstrene til mekanisk legerte Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30 og Cu50Zr20Ni30 pulvere oppnådd etter MA-tid på 50 timer er vist i henholdsvis fig. 6a–d. Etter dette stadiet med forskjellig diffusjonsmønster, viser alle prøver med forskjellig konsentrasjonsmønster i 200 ha, med forskjellig fresing. 6.
XRD-mønstre av (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 og (d) Cu50Zr20Ni30-pulvere etter MA-tid på 50 timer. Alle prøver uten unntak viste et halodiffusjonsmønster, noe som antydet dannelsen av en amisk fase.
Feltutslipp høyoppløselig transmisjonselektronmikroskopi (FE-HRTEM) ble brukt for å observere strukturelle endringer og forstå den lokale strukturen til pulverene som følge av kulemaling ved forskjellige MA-tider. FE-HRTEM-bilder av pulverene oppnådd etter de tidlige (6 t) og mellomliggende (18 t) stadiene av fresing for Cu50Zr30Ni20 pulver, Fig. 15, 20 CuNi20 og Fig. ly.I henhold til det lyse feltbildet (BFI) av pulveret produsert etter MA​​ 6 timer, er pulveret sammensatt av store korn med veldefinerte grenser av elementene fcc-Cu, hcp-Zr og fcc-Ni, og det er ingen tegn på at reaksjonsfasen har dannet seg, som vist i Fig. 7a. Videre viser den midtre delen av mønsteret diffrakus (SA) diffraksjonsmønster (fig. 7b), som indikerer tilstedeværelsen av store krystallitter og fravær av en reaktiv fase.
Lokal strukturell karakterisering av MA-pulver oppnådd etter tidlige (6 timer) og mellomliggende (18 timer) stadier. (a) Feltemisjon høyoppløselig transmisjonselektronmikroskopi (FE-HRTEM), og (b) det korresponderende utvalgte området diffraksjonsmønster (SADP) av Cu50Zr30Ni20-pulver etter MA-behandling i 6 timer. FE-HRTEM14-bildet er vist et FE-H0RT14-tidsbilde etter MA014-tid. i (c).
Som vist i fig. 7c, resulterte utvidelse av MA-varigheten til 18 timer i alvorlige gitterdefekter kombinert med plastisk deformasjon. Under dette mellomstadiet av MA-prosessen viser pulveret forskjellige defekter, inkludert stablingsfeil, gitterdefekter og punktdefekter (Figur 7). Disse defektene medfører at de store kornene deler seg i mindre korn enn 2 g. nm (fig. 7c).
Den lokale strukturen til Cu50Z30Ni20-pulver malt i 36 timer MA-tid har dannelsen av ultrafine nanokorn innebygd i en amorf fin matrise, som vist i Fig. 8a. Lokal EDS-analyse indikerte at de nanoclusterne vist i Fig. 8a var assosiert med ubehandlet Cu, Zr og Ni pulveret som legerte den samme matrisen ved % f3-tid. (magert areal) til ~74 at.% (rikt område), noe som indikerer dannelsen av heterogene produkter. Videre viser de tilsvarende SADP-ene til pulverene oppnådd etter maling på dette stadiet halodiffuserende primære og sekundære ringer av amorf fase, overlappende med skarpe punkter assosiert med disse rålegeringselementene, som vist i fig. 8b.
Utover 36 h-Cu50Zr30Ni20 pulver nanoskala lokale strukturelle trekk.(a) Lysfeltbilde (BFI) og tilsvarende (b) SADP av Cu50Zr30Ni20-pulver oppnådd etter fresing i 36 timer MA-tid.
Nær slutten av MA-prosessen (50 timer), Cu50(Zr50−xNix), X;10, 20, 30 og 40 at.% pulvere har alltid en labyrintisk amorf fasemorfologi som vist i fig. 9a–d. I den tilsvarende SADP for hver sammensetning kunne verken punktlignende diffraksjoner eller skarpe ringformede mønstre påvises. Dette indikerer at ingen ubehandlet krystallinsk metall er tilstede, men heller et amorfisk pulver er tilstede. halodiffusjonsmønstre ble også brukt som bevis for utviklingen av amorfe faser i det endelige produktmaterialet.
Lokal struktur av sluttproduktet til MG Cu50 (Zr50−xNix)-systemet.FE-HRTEM og korrelerte nanostrålediffraksjonsmønstre (NBDP) av (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 og (d) Cu50Zr40Ni30 og (d) 0N 50i oppnådd etter 4 h.
Den termiske stabiliteten til glassovergangstemperaturen (Tg), det underkjølte væskeområdet (ΔTx) og krystalliseringstemperaturen (Tx) som en funksjon av Ni-innholdet (x) i det amorfe Cu50(Zr50−xNix)-systemet har blitt undersøkt ved bruk av differensiell skanningskalorimetri (DSC) av egenskaper under He-gassstrømmen til Cu50Z0r, Cu50Z0r, Cu50Z0r 0 og Cu50Zr10Ni40 amorfe legeringspulvere oppnådd etter MA-tid på 50 timer er vist i henholdsvis fig. 10a, b, e. Mens DSC-kurven til amorf Cu50Zr20Ni30 er vist separat i fig. 10c. I mellomtiden er Cu50Zr1003-prøven oppvarmet i ~N1003 DSC. .
Termisk stabilitet av Cu50(Zr50−xNix) MG-pulvere oppnådd etter en MA-tid på 50 timer, indeksert av glassovergangstemperatur (Tg), krystalliseringstemperatur (Tx) og underkjølt væskeområde (ΔTx). Cu50Zr20Ni30 og (e) Cu50Zr10Ni40 MG legeringspulvere etter MA-tid på 50 timer. Røntgendiffraksjonsmønsteret (XRD) til Cu50Zr30Ni20-prøven oppvarmet til ~700 °C i DSC er vist i (d).
Som vist i figur 10, indikerer DSC-kurvene for alle sammensetninger med forskjellige Ni-konsentrasjoner (x) to forskjellige tilfeller, det ene endotermt og det andre eksotermt. Den første endoterme hendelsen tilsvarer Tg, mens den andre er relatert til Tx. Den horisontale spennregionen som eksisterer mellom Tg og Tx kalles det underkjølte væskeområdet (ΔTg = Tx – Tx – Tx – Txn0i). 0 prøve (fig. 10a), plassert ved 526°C og 612°C, forskyv innholdet (x) til 20 at.% mot lavtemperatursiden på henholdsvis 482°C og 563°C med økende Ni-innhold (x), som vist i figur 10b. Følgelig reduseres ΔTx4 til 0Ni.6Fig0s til 0Ni.6°C. 81 °C for Cu50Zr30Ni20 (Fig. 10b). For MG Cu50Zr40Ni10-legeringen ble det også observert at verdiene av Tg, Tx og ΔTx sank til nivået 447 °C, 526 °C og 79 °C (fig. 79 °C i blyinnholdet til b). MG-legering. I motsetning til dette er Tg-verdien (507 °C) for MG Cu50Zr20Ni30-legeringen lavere enn for MG Cu50Zr40Ni10-legeringen;ikke desto mindre viser dens Tx en sammenlignbar verdi med den tidligere (612 °C). Derfor viser ΔTx en høyere verdi (87 °C), som vist i fig. 10c.
MG Cu50(Zr50−xNix)-systemet, som tar MG Cu50Zr20Ni30-legeringen som et eksempel, krystalliserer gjennom en skarp eksoterm topp inn i krystallfasene til fcc-ZrCu5, ortorhombic-Zr7Cu10 og ortorhombic-ZrNi30-fasen ble bekreftet av krystallinsk overgang til XRD (fig). av MG-prøven (fig. 10d), som ble oppvarmet til 700 °C i DSC.
Figur 11 viser fotografier tatt under den kalde sprayprosessen som ble utført i det nåværende arbeidet. I denne studien ble metallglasslignende pulverpartikler syntetisert etter Ma-tid på 50 timer (å ta Cu50ZR20NI30 som et eksempel) som antibakteriell råstoff, og den mest mulig å være i den mostiske sprayen som den er i den meste av den meste av den meste av den meste metoden (SUS30) ble brukt til å være den som ble brukt for den som ble brukt for den som ble brukt for den som ble brukt for den som ble brukt, og den som er brukt for den som ble brukt for den som ble brukt for den som ble brukt, og den som er brukt for Ma-tid på MA-tid på 50 timer. ermal sprøyteserie og kan brukes til metallmetastbare temperaturfølsomme materialer som amorfe og nanokrystallinske pulver, som ikke er utsatt for faseovergang
Feltbilder viser kaldsprayprosedyren brukt for fem påfølgende preparater av MG-belegg/SUS 304 ved 550 °C.
Den kinetiske energien til partiklene, og dermed bevegelsesmengden til hver partikkel i beleggsformasjonen, må omdannes til andre energiformer gjennom mekanismer som plastisk deformasjon (initielle partikkel- og partikkel-partikkel-interaksjoner i substratet og partikkel-interaksjoner), hulrom Konsolidering, partikkel-partikkel-rotasjon, tøyning og til slutt omdannes all varme og mer kinetisk energi 39. energi, blir resultatet en elastisk kollisjon, som betyr at partiklene rett og slett spretter tilbake etter støt. Det er påpekt at 90 % av slagenergien som påføres partikkelen/substratmaterialet omdannes til lokal varme 40 . Videre, når støtspenning påføres, oppnås høye plastiske tøyningshastigheter i kontaktpartikkel/substratområdet på svært kort tid,421.
Plastisk deformasjon betraktes generelt som en prosess for energispredning, eller mer spesifikt, en varmekilde i grenseflateregionen. Imidlertid er temperaturøkningen i grenseflateregionen vanligvis ikke tilstrekkelig til å produsere grenseflatesmelting eller til å fremme atomisk interdiffusjon i betydelig grad. Ingen publikasjon kjent for forfatterne undersøker effekten av egenskapene til disse metalliske glassaktige pulverene som brukes når pulver som brukes ved spray-metoden som adhesjon i pulverform oppstår.
BFI av MG Cu50Zr20Ni30 legeringspulver kan sees i Fig. 12a, som ble belagt på SUS 304 substrat (Fig. 11, 12b).Som det kan sees av figuren, opprettholder de belagte pulverene sin opprinnelige amorfe struktur, da de har en delikat labyrintstruktur uten noen ekstra hånddefekter, indikerer tilstedeværelsen av andre hånddefekter. ny fase, som antydet av nanopartikler inkorporert i den MG-belagte pulvermatrisen (Fig. 12a). Figur 12c viser det indekserte nanostrålediffraksjonsmønsteret (NBDP) assosiert med region I (Figur 12a). Som vist i figur 12c, viser NBDP som tilsvarer et svakt ha- eller flekk-diffraksjonsmønster med amstall-diffraksjonsmønster og skarpe flekker. stor kubisk Zr2Ni metastabil pluss tetragonal CuO-fase. Dannelsen av CuO kan tilskrives oksidasjonen av pulveret når man beveger seg fra dysen til sprøytepistolen til SUS 304 i friluft under supersonisk strømning. På den annen side oppnådde devitrifiseringen av de metalliske glassaktige pulverene dannelsen av kald 350 kubikkfase for kald 350C min behandling.
(a) FE-HRTEM-bilde av MG pulverlakkert på (b) SUS 304-substrat (innsatt figur). Indeksen NBDP for det sirkulære symbolet vist i (a) er vist i (c).
For å verifisere denne potensielle mekanismen for dannelse av store kubiske Zr2Ni nanopartikler, ble det utført et uavhengig eksperiment. I dette eksperimentet ble pulverene sprayet fra en sprøytepistol ved 550 °C i retning av SUS 304-substratet;For å belyse pulverenes utglødningseffekt ble de imidlertid fjernet fra SUS304-stripen så raskt som mulig (ca. 60 sekunder). Et annet sett med eksperimenter ble utført hvor pulveret ble fjernet fra substratet ca. 180 sekunder etter avsetning.
Figurene 13a,b viser mørkefeltsbilder (DFI) oppnådd ved skannetransmisjonselektronmikroskopi (STEM) av to sprayede materialer avsatt på SUS 304-substrater i henholdsvis 60 s og 180 s. Pulverbildet avsatt i 60 sekunder har ingen morfologiske detaljer, og viser funksjonsløshet av disse pulverene (fig. am 13) som også ble bekreftet av strukturen til pulveret (fig. am 13). phous, som indikert av de brede primære og sekundære diffraksjonsmaksima vist i figur 14a. Disse indikerer fravær av metastabil/mesofase-utfelling, hvor pulveret beholder sin opprinnelige amorfe struktur. I motsetning til dette viste pulveret som ble sprayet ved samme temperatur (550 °C), men etterlatt på underlaget for 180 na-sip, substratet for 180 na-insipit. s i fig. 13b.