Благодарим вас за посещение Nature.com. Используемая вами версия браузера имеет ограниченную поддержку CSS. Для получения наилучших результатов мы рекомендуем вам использовать обновленный браузер (или отключить режим совместимости в Internet Explorer). Тем временем, чтобы обеспечить постоянную поддержку, мы будем отображать сайт без стилей и JavaScript.
Биопленки являются важным компонентом в развитии хронических инфекций, особенно когда речь идет о медицинских устройствах. Эта проблема представляет огромную проблему для медицинского сообщества, поскольку стандартные антибиотики могут уничтожить биопленки лишь в очень ограниченной степени. Предотвращение образования биопленок привело к разработке различных методов покрытия и новых материалов. , использование технологии холодного напыления увеличилось, поскольку это подходящий метод для обработки чувствительных к температуре материалов. Частью цели этого исследования была разработка нового металлического стекла с антибактериальной пленкой, состоящего из тройного Cu-Zr-Ni, с использованием методов механического сплавления. Сферический порошок, из которого состоит конечный продукт, используется в качестве сырья для покрытия холодным напылением поверхностей из нержавеющей стали при низких температурах. Подложки, покрытые металлическим стеклом, смогли значительно уменьшить образование биопленки, по крайней мере, на 1 log по сравнению с нержавеющей сталью.
На протяжении всей истории человечества любое общество могло разрабатывать и продвигать внедрение новых материалов, отвечающих его конкретным требованиям, что приводило к повышению производительности и рейтинга в глобализированной экономике.2 В течение 60 лет ученые-материаловеды посвящали большую часть своего времени сосредоточению внимания на одной главной задаче: поиске новых и передовых материалов. Недавние исследования были сосредоточены на улучшении качества и характеристик существующих материалов, а также на синтезе и изобретении совершенно новых типов материалов.
Добавление легирующих элементов, модификация микроструктуры материала и применение термических, механических или термомеханических методов обработки привели к значительному улучшению механических, химических и физических свойств множества различных материалов. Кроме того, на данный момент были успешно синтезированы ранее неизвестные соединения. Эти настойчивые усилия породили новое семейство инновационных материалов, известных под общим названием Advanced Materials2. Нанокристаллы, наночастицы, нанотрубки, квантовые точки, нульмерный, аморфный металл Жидкие стекла и высокоэнтропийные сплавы — это лишь некоторые примеры передовых материалов, появившихся в мире с середины прошлого века. При производстве и разработке новых сплавов с улучшенными свойствами, как в конечном продукте, так и на промежуточных стадиях его производства, часто добавляется проблема разбалансировки. В результате внедрения новых технологий изготовления, позволяющих значительно отклониться от равновесия, был открыт целый новый класс метастабильных сплавов, известных как металлические стекла.
Его работа в Калифорнийском технологическом институте в 1960 году произвела революцию в концепции металлических сплавов, когда он синтезировал стекловидные сплавы Au-25 ат.% Si путем быстрого затвердевания жидкостей со скоростью почти миллион градусов в секунду. lic очки были полностью изготовлены с использованием одного из следующих методов;(i) быстрое затвердевание расплава или пара, (ii) атомное разупорядочение решетки, (iii) реакции твердофазной аморфизации между чистыми металлическими элементами и (iv) твердофазные переходы метастабильных фаз.
МС отличаются отсутствием дальнего атомного порядка, характерного для кристаллов, что является определяющей характеристикой кристаллов. В современном мире достигнут большой прогресс в области металлического стекла. Это новые материалы с интересными свойствами, представляющие интерес не только для физики твердого тела, но и для металлургии, химии поверхности, технологии, биологии и многих других областей. свойства;(i) высокая механическая пластичность и предел текучести, (ii) высокая магнитная проницаемость, (iii) низкая коэрцитивность, (iv) необычная коррозионная стойкость, (v) независимость от температуры. Проводимость 6,7.
Механическое легирование (МА)1,8 является относительно новым методом, впервые представленным в 19839 году профессором К.К. Коком и его коллегами. Они приготовили аморфные порошки Ni60Nb40 путем измельчения смеси чистых элементов при температуре окружающей среды, очень близкой к комнатной.Как правило, реакция МА осуществляется между диффузионным соединением порошков реагентов в реакторе, обычно изготовленном из нержавеющей стали, в шаровой мельнице 10 (рис. 1а, б). С тех пор этот метод механически индуцированной твердофазной реакции использовался для приготовления новых порошков сплава аморфного/металлического стекла с использованием шаровых мельниц с низкой (рис. 1с) и высокой энергией, а также стержневых мельниц 11, 12, 13, 14, 15, 16. В частности, , этот метод использовался для получения несмешивающихся систем, таких как Cu-Ta17, а также сплавов с высокой температурой плавления, таких как системы Al-переходные металлы (TM, Zr, Hf, Nb и Ta)18,19 и Fe-W20, которые невозможно получить с помощью обычных способов получения. гидриды, углеродные нанотрубки, наноалмазы, а также широкая стабилизация с помощью нисходящего подхода 1 и метастабильных стадий.
Схема, показывающая метод изготовления, использованный для приготовления покрытия из металлического стекла (MG) Cu50(Zr50-xNix)/SUS 304 в этом исследовании. (a) Получение порошков сплава MG с различными концентрациями Ni x (x; 10, 20, 30 и 40 ат.%) с использованием низкоэнергетического шарового измельчения. c) Прозрачная модель размольной емкости, иллюстрирующая движение шара во время измельчения. Конечный продукт в виде порошка, полученного через 50 часов, использовали для покрытия подложки SUS 304 методом холодного распыления (d).
Когда речь идет о поверхностях сыпучих материалов (подложках), обработка поверхности включает проектирование и модификацию поверхностей (подложек) для обеспечения определенных физических, химических и технических свойств, которых нет в исходном сыпучем материале. Некоторые свойства, которые могут быть эффективно улучшены путем обработки поверхности, включают стойкость к истиранию, окислению и коррозии, коэффициент трения, биоинертность, электрические свойства и теплоизоляцию, и это лишь некоторые из них. Качество поверхности можно улучшить с помощью металлургических, механических или химических методов. или несколько слоев материала, искусственно нанесенных на поверхность объемного предмета (подложки) из другого материала. Таким образом, покрытия частично используются для достижения тех или иных желаемых технических или декоративных свойств, а также для защиты материалов от ожидаемых химических и физических взаимодействий с окружающей средой23.
Для нанесения подходящих защитных слоев толщиной от нескольких микрометров (ниже 10–20 микрометров) до более 30 микрометров или даже нескольких миллиметров можно применять множество методов и приемов. В целом, процессы нанесения покрытия можно разделить на две категории: (i) методы мокрого покрытия, включая гальванопокрытие, химическое покрытие и горячее цинкование погружением, и (ii) методы сухого покрытия, включая пайку, наплавку, физическое осаждение из паровой фазы (PVD), химическое осаждение из паровой фазы (CVD), методы термического напыления и, в последнее время, методы холодного напыления 24 (рис. 1d).
Биопленки определяются как микробные сообщества, которые необратимо прикреплены к поверхностям и окружены внеклеточными полимерами собственного производства (EPS). Образование зрелых биопленок на поверхности может привести к значительным потерям во многих отраслях промышленности, включая пищевую промышленность, системы водоснабжения и здравоохранение. У людей, когда образуются биопленки, более 80% случаев микробных инфекций (включая Enterobacteriaceae и Staphylococci) трудно поддаются лечению. быть в 1000 раз более устойчивыми к обработке антибиотиками по сравнению с планктонными бактериальными клетками, что считается серьезной терапевтической проблемой. Исторически использовались антимикробные материалы для поверхностного покрытия, полученные из обычных органических соединений. Хотя такие материалы часто содержат токсичные компоненты, которые потенциально опасны для человека,25,26 это может помочь избежать передачи бактерий и разрушения материала.
Широко распространенная резистентность бактерий к антибиотикам из-за образования биопленки привела к необходимости разработки эффективной поверхности, покрытой противомикробной мембраной, которую можно безопасно наносить. ен/германий28, черный алмаз29 и алмазоподобные углеродные покрытия, легированные ZnO30, устойчивые к бактериям, технологии, которая максимизирует токсичность и развитие резистентности из-за образования биопленки, значительно снижаются. Кроме того, покрытия, которые включают бактерицидные химические вещества в поверхности для обеспечения долговременной защиты от бактериального загрязнения, становятся все более популярными.
Продуктам, представленным в настоящее время на рынке, мешает нехватка времени для анализа и тестирования защитных покрытий для биологически активных ингредиентов. Компании утверждают, что их продукты предоставят пользователям желаемые функциональные аспекты;однако это стало препятствием на пути к успеху продуктов, представленных в настоящее время на рынке. Соединения, полученные из серебра, используются в подавляющем большинстве антимикробных препаратов, которые в настоящее время доступны потребителям. Эти продукты разработаны для защиты пользователей от потенциально опасного воздействия микроорганизмов. Отсроченный противомикробный эффект и связанная с ним токсичность соединений серебра увеличивают давление на исследователей с целью разработать менее вредную альтернативу36,37. связанные с этим риски как для здоровья, так и для безопасности. Обнаружение противомикробного агента, который менее вреден для человека, и выяснение того, как включить его в подложки для покрытия с более длительным сроком хранения, является очень востребованной целью38. Новейшие противомикробные и антибиопленочные материалы предназначены для уничтожения бактерий на близком расстоянии либо посредством прямого контакта, либо после высвобождения активного агента. стена.
По сути, поверхностное покрытие — это процесс нанесения еще одного слоя на поверхность компонента для улучшения свойств, связанных с поверхностью. Цель поверхностного покрытия — адаптировать микроструктуру и/или состав приповерхностной области компонента39. Методы поверхностного покрытия можно разделить на различные методы, которые обобщены на рис. 2а. Покрытия можно разделить на термические, химические, физические и электрохимические категории в зависимости от метода, используемого для создания покрытия.
(а) Вставка, показывающая основные методы изготовления поверхности, и (б) отдельные преимущества и недостатки метода холодного напыления.
Технология холодного напыления имеет много общего с традиционными методами термического напыления. Однако есть также некоторые ключевые фундаментальные свойства, которые делают процесс холодного напыления и материалы для холодного напыления особенно уникальными. Технология холодного напыления все еще находится в зачаточном состоянии, но у нее большое будущее. для очень чувствительных к температуре материалов, таких как нанокристаллы, наночастицы, аморфные и металлические стекла.2b). Кроме того, материалы для покрытий холодного напыления обладают высокой коррозионной стойкостью, высокой прочностью и твердостью, высокой электропроводностью и высокой плотностью41. Несмотря на преимущества процесса холодного напыления, использование этого метода все же имеет некоторые недостатки, как показано на рисунке 2b. для других методов термического напыления. Сложные поверхности и внутренние поверхности труб по-прежнему трудно распылять.
Учитывая, что текущая работа направлена ​​на использование металлических стекловидных порошков в качестве исходных материалов для покрытий, становится ясно, что обычное термическое напыление не может быть использовано для этой цели. Это связано с тем, что металлические стекловидные порошки кристаллизуются при высоких температурах1.
Большинство инструментов, используемых в медицинской и пищевой промышленности, изготавливаются из аустенитных сплавов нержавеющей стали (SUS316 и SUS304) с содержанием хрома от 12 до 20 мас.% для производства хирургических инструментов. Общепризнано, что использование металлического хрома в качестве легирующего элемента в стальных сплавах позволяет значительно повысить коррозионную стойкость стандартных стальных сплавов. контрастирует с их высокой коррозионной стойкостью. После этого можно прогнозировать развитие инфекций и воспалений, которые в основном обусловлены бактериальной адгезией и колонизацией на поверхности биоматериалов из нержавеющей стали. Значительные трудности могут возникнуть из-за значительных трудностей, связанных с бактериальной адгезией и путями формирования биопленок, что может привести к ухудшению здоровья, что может иметь множество последствий, которые могут прямо или косвенно повлиять на здоровье человека.
Это исследование является первой фазой проекта, финансируемого Кувейтским фондом развития науки (KFAS), контракт № 2010-550401, по изучению возможности производства металлических стеклообразных трехкомпонентных порошков Cu-Zr-Ni с использованием технологии MA (таблица 1) для производства антибактериальной пленки/поверхностного защитного покрытия SUS304. Вторая фаза проекта, которая должна начаться в январе 2023 года, будет изучать электрохимические коррозионные характеристики и механические свойства системы в деталях. Будут проведены подробные микробиологические испытания для различных видов бактерий.
В этой статье обсуждается влияние содержания легирующего элемента Zr на стеклообразующую способность (GFA) на основе морфологических и структурных характеристик. Кроме того, также обсуждались антибактериальные свойства покрытого порошкового покрытия металлического стекла / композита SUS304. Кроме того, текущая работа была проведена для исследования возможности структурного преобразования порошков металлического стекла, происходящего во время холодного напыления в области переохлажденной жидкости изготовленных систем металлического стекла. В качестве характерных примеров можно привести Cu50Zr30Ni20 и Cu5. В работе использовались сплавы металлического стекла 0Zr20Ni30.
В этом разделе представлены морфологические изменения элементарных порошков Cu, Zr и Ni при низкоэнергетическом шаровом измельчении. В качестве иллюстративных примеров будут использованы две различные системы, состоящие из Cu50Zr20Ni30 и Cu50Zr40Ni10. Процесс МА можно разделить на три отдельных этапа, как показано металлографической характеристикой порошка, полученного на этапе измельчения (рис. 3).
Металлографические характеристики порошков механических сплавов (МС), полученных после различных стадий шарового измельчения. Изображения порошков МА и Cu50Zr40Ni10, полученные с помощью полевой эмиссионной сканирующей электронной микроскопии (FE-SEM), полученные после низкоэнергетического шарового измельчения в течение 3, 12 и 50 ч, показаны на (a), (c) и (e) для системы Cu50Zr20Ni30, в то время как в той же МА соответствующие изображения Cu50Zr Система 40Ni10, снятая по истечении времени, показана на (b), (d) и (f).
Во время шарового измельчения эффективная кинетическая энергия, которая может быть передана металлическому порошку, зависит от комбинации параметров, как показано на рис. 1а. Сюда входят столкновения между шарами и порошками, сжатие порошка, застрявшего между мелющими телами или между ними, удары падающих шаров, сдвиг и износ из-за сопротивления порошка между движущимися телами шарового измельчения, а также ударная волна, проходящая через падающие шары, распространяющиеся через культуру (рис. 1а). Порошки элементарных меди, циркония и никеля сильно деформировались из-за холода. сварки на ранней стадии МА (3 ч), в результате чего образуются крупные частицы порошка (> 1 мм в диаметре). Эти крупные композитные частицы характеризуются образованием толстых слоев легирующих элементов (Cu, Zr, Ni), как показано на рис. Рис. 3в,г. На этом этапе приложенная сила сдвига приводит к формированию новой поверхности металла с тонкими слоями меди, циркония, никеля, как показано на рис. 3в,г. В результате измельчения слоев на границе раздела чешуек происходят твердофазные реакции с образованием новых фаз.
В кульминационный момент процесса МА (через 50 ч) чешуйчатая металлография была едва заметна (рис. 3д, е), но на полированной поверхности порошка наблюдалась зеркальная металлография. Это означает, что процесс МА завершился и произошло создание единой реакционной фазы. Элементный состав областей, обозначенных на рис. дисперсионная рентгеновская спектроскопия (ЭДС) (IV).
В таблице 2 элементные концентрации легирующих элементов показаны в процентах от общего веса каждой области, выбранной на рис. 3e,f. При сравнении этих результатов с исходными номинальными составами Cu50Zr20Ni30 и Cu50Zr40Ni10, приведенными в таблице 1, видно, что составы этих двух конечных продуктов имеют очень близкие значения к номинальным составам. Кроме того, относительные значения компонентов для областей, перечисленных на рис. 3e,f не предполагают значительного ухудшения или колебания состава каждого образца от одного региона к другому. Об этом свидетельствует тот факт, что нет изменения состава от одного региона к другому. Это указывает на получение однородных порошков сплава, как показано в таблице 2.
Микрофотографии FE-SEM конечного продукта порошка Cu50(Zr50-xNix) были получены после 50 МА раз, как показано на рис. 4a-d, где x составляет 10, 20, 30 и 40 ат.%, соответственно. , как показано на рисунке 4.
Морфологические характеристики порошков Cu50(Zr50-xNix), полученных после 50-часовой МА. Для систем Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30, Cu50Zr10Ni40 изображения порошков, полученных после 50 МА, показаны на (а), (б), (в) и (г) соответственно.
Перед загрузкой порошков в устройство подачи холодного распыления их сначала обрабатывали ультразвуком в этаноле аналитической чистоты в течение 15 минут, а затем сушили при 150 °C в течение 2 часов. Этот шаг необходимо предпринять для успешной борьбы с агломерацией, которая часто вызывает множество серьезных проблем на протяжении всего процесса нанесения покрытия. Cu, Zr и Ni, легирующие элементы сплава Cu50Zr30Ni20, полученные после 50 ч времени M, соответственно. Следует отметить, что порошки сплава, полученные после этого этапа, являются однородными, поскольку они не демонстрируют каких-либо колебаний состава за пределами субнанометрового уровня, как показано на рисунке 5.
Морфология и локальное распределение элементов в порошке MG Cu50Zr30Ni20, полученном после 50 МА раз, с помощью FE-SEM / энергодисперсионной рентгеновской спектроскопии (EDS). (a) SEM и рентгеновское EDS-картирование (b) Cu-Kα, (c) Zr-Lα и (d) изображений Ni-Kα.
Рентгенограммы механически легированных порошков Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30 и Cu50Zr20Ni30, полученные после МА в течение 50 ч, представлены на рис. 6a–d соответственно.
Рентгенограммы порошков Cu50Zr40Ni10 (а), Cu50Zr30Ni20 (б), Cu50Zr20Ni30 (в) и Cu50Zr20Ni30 (г) после МА в течение 50 ч. Все образцы без исключения показали галодиффузионную картину, свидетельствующую об образовании аморфной фазы.
Полевая эмиссионная просвечивающая электронная микроскопия высокого разрешения (FE-HRTEM) использовалась для наблюдения структурных изменений и понимания локальной структуры порошков, полученных в результате шарового измельчения при различном времени МА. FE-HRTEM изображения порошков, полученных после ранней (6 ч) и промежуточной (18 ч) стадий измельчения для порошков Cu50Zr30Ni20 и Cu50Zr40Ni10, показаны на рис. 7a, c соответственно. Согласно изображению в светлом поле (BFI) порошка, полученного после МА​ 6 ч, порошок состоит из крупных зерен с четко определенными границами элементов ГЦК-Cu, ГПУ-Zr и ГЦК-Ni, и нет никаких признаков образования реакционной фазы, как показано на рис. 7а. с и отсутствием реактивной фазы.
Локальная структурная характеристика порошка МА, полученного после ранней (6 ч) и промежуточной (18 ч) стадий. (а) Просвечивающая электронная микроскопия высокого разрешения с полевой эмиссией (FE-HRTEM) и (b) соответствующая выбранная область дифрактограммы (SADP) порошка Cu50Zr30Ni20 после обработки MA в течение 6 ч. Изображение Cu50Zr40Ni10 с помощью FE-HRTEM, полученное после 18-часовой МА, показано на (c).
Как показано на рис. 7в, увеличение продолжительности МА до 18 ч привело к возникновению серьезных дефектов решетки в сочетании с пластической деформацией. Во время этой промежуточной стадии процесса МА в порошке обнаруживаются различные дефекты, в том числе дефекты упаковки, дефекты решетки и точечные дефекты (рис. 7). Эти дефекты вызывают расщепление крупных зерен по границам зерен на субзерна размером менее 20 нм (рис. 7в).
Локальная структура порошка Cu50Z30Ni20, размолотого в течение 36 ч МА, характеризуется образованием ультрамелких нанозерен, внедренных в аморфную тонкую матрицу, как показано на рис. 8а. Локальный анализ ЭДС показал, что эти нанокластеры, показанные на рис. 8а, связаны с необработанными порошковыми легирующими элементами меди, циркония и никеля. % (обогащенная область), что указывает на образование гетерогенных продуктов. Кроме того, соответствующие SADP порошков, полученных после измельчения на этой стадии, показывают первичные и вторичные кольца аморфной фазы с гало-диффузией, перекрывающиеся с острыми точками, связанными с этими необработанными легирующими элементами, как показано на рис. 8b.
Наноразмерные локальные структурные особенности порошка Cu50Zr30Ni20 за пределами 36 ч. (a) Изображение в светлом поле (BFI) и соответствующее (b) SADP порошка Cu50Zr30Ni20, полученное после измельчения в течение 36 ч MA.
Ближе к концу процесса МА (50 ч) Cu50(Zr50-xNix), X;Порошки с концентрацией 10, 20, 30 и 40 ат. % неизменно имеют лабиринтную морфологию аморфной фазы, как показано на рис. 9a–d. В соответствующем SADP каждого состава не удалось обнаружить ни точечных дифракций, ни резких кольцевых структур. аморфных фаз в конечном продукте.
Локальная структура конечного продукта системы MG Cu50 (Zr50-xNix). FE-HRTEM и коррелированные картины дифракции нанопучка (NBDP) Cu50Zr40Ni10 (a), Cu50Zr30Ni20 (b), Cu50Zr20Ni30 (c) и Cu50Zr10Ni40 (d), полученные после 50 ч МА.
Термическая стабильность температуры стеклования (Tg), области переохлажденной жидкости (ΔTx) и температуры кристаллизации (Tx) в зависимости от содержания Ni (x) в аморфной системе Cu50(Zr50-xNix) была исследована с помощью дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК) свойств в потоке газа He. 0 порошки аморфного сплава, полученные после МА в течение 50 ч, показаны на рис. 10а, б, д соответственно. Кривая ДСК аморфного Cu50Zr20Ni30 показана отдельно на рис.
Термическая стабильность порошков Cu50(Zr50-xNix) MG, полученных после МА в течение 50 ч, по температуре стеклования (Tg), температуре кристаллизации (Tx) и области переохлажденной жидкости (ΔTx). Термограммы дифференциального сканирующего калориметра (DSC) Cu50Zr40Ni10 (a), Cu50Zr30Ni20 (b), Cu50Zr30Ni20 (c) Cu50Zr20Ni3 0 и (e) порошки сплава Cu50Zr10Ni40 MG после МА в течение 50 ч. Рентгеновская дифрактограмма (XRD) образца Cu50Zr30Ni20, нагретого до ~ 700 °C в ДСК, показана на (d).
Как показано на рисунке 10, кривые ДСК всех составов с разными концентрациями Ni (x) указывают на два различных случая, один эндотермический, а другой экзотермический. Первый эндотермический случай соответствует Tg, а второй связан с Tx. 10а), помещенные при 526°С и 612°С, смещают содержание (х) до 20 ат.% в сторону низких температур 482°С и 563°С с увеличением содержания никеля (х) соответственно, как показано на рис. Ni20 (рис. 10б). Для сплава МС Cu50Zr40Ni10 также наблюдалось снижение значений Tg, Tx и ΔTx до уровня 447°С, 526°С и 79°С (рис. 10б). Это свидетельствует о том, что увеличение содержания Ni приводит к снижению термостойкости сплава МС. сплав 0Zr20Ni30 ниже, чем у сплава MG Cu50Zr40Ni10;тем не менее, его Tx показывает сравнимое значение с первым (612 °C). Следовательно, ΔTx имеет более высокое значение (87 °C), как показано на рис. 10c.
Система МС Cu50(Zr50-xNix), на примере сплава МС Cu50Zr20Ni30, кристаллизуется через острый экзотермический пик в кристаллические фазы ГЦК-ZrCu5, орторомбической-Zr7Cu10 и ромбической-ZrNi (рис. 10в). нагревают до 700 °С в ДСК.
На рисунке 11 показаны фотографии, сделанные во время процесса холодного напыления, выполненного в данной работе. В этом исследовании в качестве антибактериального сырья использовались частицы металлического стеклоподобного порошка, синтезированные после 50-часового МА (на примере Cu50Zr20Ni30), а пластина из нержавеющей стали (SUS304) была покрыта технологией холодного напыления. стабильные термочувствительные материалы, такие как аморфные и нанокристаллические порошки, не подверженные фазовым переходам. Это является основным фактором при выборе данного метода. Процесс холодного напыления осуществляется с использованием высокоскоростных частиц, которые преобразуют кинетическую энергию частиц в пластическую деформацию, деформацию и тепло при ударе о подложку или ранее нанесенные частицы.
Полевые фотографии показывают процедуру холодного распыления, использованную для пяти последовательных приготовлений покрытия MG/SUS 304 при 550 °C.
Кинетическая энергия частиц и, следовательно, импульс каждой частицы при формировании покрытия должны быть преобразованы в другие формы энергии с помощью таких механизмов, как пластическая деформация (начальная частица и взаимодействие частиц между частицами в подложке и взаимодействия частиц), уплотнение пустот, вращение частиц между частицами, деформация и, в конечном счете, тепло 39. 90% энергии удара, воздействующей на материал частицы/подложки, преобразуется в локальное тепло 40 . Кроме того, при приложении ударного напряжения в области контакта частица/подложка за очень короткое время достигаются высокие скорости пластической деформации41,42.
Пластическая деформация обычно рассматривается как процесс диссипации энергии или, более конкретно, как источник тепла в межфазной области. Однако повышения температуры в межфазной области обычно недостаточно для возникновения межфазного плавления или значительного стимулирования атомной взаимной диффузии. Авторам не известно ни одной публикации, в которой исследуется влияние свойств этих металлических стеклообразных порошков на адгезию и осаждение порошка, происходящее при использовании методов холодного напыления.
BFI порошка сплава МС Cu50Zr20Ni30 можно увидеть на рис. 12а, который был нанесен на подложку SUS 304 (рис. 11, 12б). Как видно из рисунка, порошки с покрытием сохраняют свою первоначальную аморфную структуру, поскольку они имеют нежную лабиринтную структуру без каких-либо кристаллических особенностей или дефектов решетки. Порошковая матрица с покрытием (рис. 12а). На рис. 12с показана индексированная картина дифракции нанопучка (NBDP), связанная с областью I (рис. 12a). Как показано на рис. 12c, NBDP демонстрирует слабую гало-диффузионную картину аморфной структуры и сосуществует с острыми участками, соответствующими кристаллической крупной кубической метастабильной фазе Zr2Ni плюс тетрагональная фаза CuO. Образование CuO может быть связано с окислением порошка при движении из сопла распылителя SUS 304 на открытом воздухе в сверхзвуковом потоке. С другой стороны, расстеклование металлических стеклообразных порошков привело к образованию крупных кубических фаз после обработки холодным распылением при 550 ° C в течение 30 мин.
(a) Изображение FE-HRTEM порошка MG, нанесенного на (b) подложку SUS 304 (вставка на рисунке). Индекс NBDP круглого символа, показанного на (a), показан на (c).
Чтобы проверить этот потенциальный механизм образования больших кубических наночастиц Zr2Ni, был проведен независимый эксперимент. В этом эксперименте порошки распылялись из распылителя при 550 ° C в направлении подложки SUS 304;однако, чтобы выяснить эффект отжига порошков, их удаляли с полосы SUS304 как можно быстрее (около 60 секунд). Была проведена другая серия экспериментов, в которых порошок удалялся с подложки примерно через 180 секунд после осаждения.
На рисунках 13a,b показаны изображения в темном поле (DFI), полученные с помощью сканирующей просвечивающей электронной микроскопии (STEM) двух напыленных материалов, нанесенных на подложки SUS 304 в течение 60 с и 180 с соответственно. Изображение порошка, нанесенного на 60 секунд, не имеет морфологических деталей, демонстрируя бесхарактерность (рис. 13a). максимумы фракций показаны на рис. 14а. Они указывают на отсутствие метастабильного/мезофазного осаждения, при котором порошок сохраняет свою первоначальную аморфную структуру. Напротив, порошок, распыленный при той же температуре (550 °C), но оставленный на подложке на 180 с, показал осаждение наноразмерных зерен, как показано стрелками на рис. 13б.