Хвала вам што сте посетили Nature.com. Верзија прегледача коју користите има ограничену подршку за CSS. За најбоље искуство, препоручујемо вам да користите ажурирани прегледач (или да онемогућите режим компатибилности у Internet Explorer-у). У међувремену, како бисмо осигурали континуирану подршку, приказиваћемо сајт без стилова и JavaScript-а.
Биофилмови су важна компонента у развоју хроничних инфекција, посебно када су у питању медицински уређаји. Овај проблем представља огроман изазов за медицинску заједницу, јер стандардни антибиотици могу уништити биофилмове само у веома ограниченој мери. Спречавање формирања биофилма довело је до развоја различитих метода премазивања и нових материјала. Ове технике имају за циљ да премажу површине на начин који спречава формирање биофилма. Легуре стакластог метала, посебно оне које садрже бакар и титанијум, постале су идеални антимикробни премази. Истовремено, употреба технологије хладног прскања се повећала јер је то погодна метода за обраду материјала осетљивих на температуру. Део циља овог истраживања био је развој новог антибактеријског филма од металног стакла састављеног од тернарног једињења Cu-Zr-Ni коришћењем техника механичког легирања. Сферични прах који чини финални производ користи се као сировина за хладно прскање површина нерђајућег челика на ниским температурама. Подлоге обложене металним стаклом биле су у стању да значајно смање формирање биофилма за најмање 1 лог у поређењу са нерђајућим челиком.
Кроз људску историју, свако друштво је било у стању да развија и промовише увођење нових материјала како би задовољило своје специфичне захтеве, што је резултирало повећаном продуктивношћу и рангирањем у глобализованој економији1. То се одувек приписивало људској способности да пројектује материјале и производну опрему, као и да пројектује производњу и карактеризује материјале ради постизања здравствених, образовних, индустријских, економијских, културних и других области од једне земље или региона до друге. Напредак се мери без обзира на земљу или регион2. Већ 60 година, научници који се баве материјалима посветили су много времена једном главном задатку: потрази за новим и напредним материјалима. Недавна истраживања су се фокусирала на побољшање квалитета и перформанси постојећих материјала, као и на синтезу и изум потпуно нових врста материјала.
Додавање легирајућих елемената, модификација микроструктуре материјала и примена термичких, механичких или термомеханичких метода обраде довели су до значајног побољшања механичких, хемијских и физичких својстава различитих материјала. Поред тога, успешно су синтетизована до сада непозната једињења. Ови упорни напори довели су до нове породице иновативних материјала заједнички познатих као Напредни материјали2. Нанокристали, наночестице, наноцеви, квантне тачке, нултодимензионална, аморфна метална стакла и легуре високе ентропије само су неки примери напредних материјала који су се појавили у свету од средине прошлог века. У производњи и развоју нових легура са побољшаним својствима, како у финалном производу, тако и у међуфазама његове производње, често се додаје проблем неравнотеже. Као резултат увођења нових техника производње које омогућавају значајна одступања од равнотеже, откривена је потпуно нова класа метастабилних легура, познатих као метална стакла.
Његов рад на Калтеху 1960. године револуционисао је концепт металних легура када је синтетизовао стакласте легуре Au-25 at.% Si брзим очвршћавањем течности брзином од скоро милион степени у секунди. 4 Откриће професора Пола Дувеса не само да је означило почетак историје металних стакала (MS), већ је довело и до промене парадигме у начину на који људи размишљају о металним легурама. Од првог пионирског истраживања у синтези MS легура, скоро сва метална стакла су у потпуности добијена коришћењем једне од следећих метода: (i) брзо очвршћавање растопа или паре, (ii) поремећај атомске решетке, (iii) реакције аморфизације чврстог стања између чистих металних елемената и (iv) прелази метастабилних фаза у чврстој фази.
MG се одликују одсуством атомског реда дугог домета повезаног са кристалима, што је карактеристична карактеристика кристала. У савременом свету, велики напредак је постигнут у области металног стакла. То су нови материјали са занимљивим својствима која су од интереса не само за физику чврстог стања, већ и за металургију, површинску хемију, технологију, биологију и многе друге области. Ова нова врста материјала има својства која се разликују од тврдих метала, што је чини занимљивим кандидатом за технолошке примене у различитим областима. Имају нека важна својства: (i) високу механичку дуктилност и границу течења, (ii) високу магнетну пермеабилност, (iii) ниску коерцитивност, (iv) неуобичајену отпорност на корозију, (v) независност од температуре. Проводљивост 6.7.
Механичко легирање (МА)1,8 је релативно нова метода, коју је први пут представио 1983. године проф. К. К. Кок и његове колеге. Они су произвели аморфне прахове Ni60Nb40 млевењем смеше чистих елемената на собној температури веома близу собној температури. Типично, МА реакција се изводи између дифузионог везивања прахова реактаната у реактору, обично направљеном од нерђајућег челика, у кугличном млину.10 (Сл. 1а, б). Од тада, ова метода механички индуковане реакције чврстог стања се користи за припрему нових прахова аморфних/металних легура стакла коришћењем кугличних млинова ниске (Сл. 1ц) и високе енергије и млинова са штапом11,12,13,14,15,16. Конкретно, ова метода је коришћена за припрему немешљивих система као што је Cu-Ta17, као и легура високе тачке топљења као што су Al-прелазни метал (TM, Zr, Hf, Nb и Ta)18,19 и Fe-W20 системи, који се не могу добити конвенционалним методама кувања. Поред тога, МА се сматра једним од најмоћнијих нанотехнолошких алата за производњу нанокристалних и нанокомпозитних прашкастих честица металних оксида, карбида, нитрида, хидрида, угљеничних наноцеви, нанодијаманта у индустријским размерама, као и за широку стабилизацију коришћењем приступа одозго надоле. 1 и метастабилне фазе.
Шематски приказ методе израде која се користи за припрему металног стакленог премаза Cu50(Zr50-xNix)/SUS 304 у овој студији. (а) Припрема прахова MC легуре са различитим концентрацијама Ni x (x; 10, 20, 30 и 40 ат.%) коришћењем методе млињања куглицама ниске енергије. (а) Почетни материјал се ставља у цилиндар алата заједно са куглицама од алатног челика и (б) затвара у кутији за рукавице испуњеној атмосфером He. (ц) Транспарентни модел посуде за млевење који илуструје кретање куглице током млевења. Коначни прашкасти производ добијен након 50 сати коришћен је за хладно прскање премаза SUS 304 подлоге (д).
Када су у питању површине расутих материјала (подлога), инжењерство површина подразумева дизајнирање и модификацију површина (подлога) како би се обезбедила одређена физичка, хемијска и техничка својства која нису присутна у оригиналном расутом материјалу. Нека од својстава која се могу ефикасно побољшати површинском обрадом укључују отпорност на абразију, оксидацију и корозију, коефицијент трења, биоинертност, електрична својства и топлотну изолацију, да набројимо само нека. Квалитет површине може се побољшати металуршким, механичким или хемијским методама. Као добро познати процес, премаз се једноставно дефинише као један или више слојева материјала вештачки нанетих на површину расутог предмета (подлоге) направљеног од другог материјала. Стога се премази делимично користе за постизање жељених техничких или декоративних својстава, као и за заштиту материјала од очекиваних хемијских и физичких интеракција са околином23.
Различите методе и технике могу се користити за наношење одговарајућих заштитних слојева од неколико микрометара (испод 10-20 микрометара) до више од 30 микрометара или чак неколико милиметара дебљине. Генерално, процеси премазивања могу се поделити у две категорије: (i) методе влажног премазивања, укључујући галванизацију, галванизацију и вруће цинковање, и (ii) методе сувог премазивања, укључујући лемљење, тврдо наваривање, физичко наношење паре (PVD), хемијско наношење паре (CVD), технике термичког прскања и, у скорије време, технике хладног прскања 24 (слика 1д).
Биофилмови се дефинишу као микробне заједнице које су неповратно везане за површине и окружене самопроизведеним екстрацелуларним полимерима (EPS). Формирање површински зрелог биофилма може довести до значајних губитака у многим индустријама, укључујући прераду хране, водоснабдевање и здравствену заштиту. Код људи, са формирањем биофилмова, више од 80% случајева микробних инфекција (укључујући Enterobacteriaceae и Staphylococci) је тешко лечити. Поред тога, пријављено је да су зрели биофилмови 1000 пута отпорнији на лечење антибиотицима у поређењу са планктонским бактеријским ћелијама, што се сматра великим терапијским изазовом. Историјски гледано, коришћени су антимикробни материјали за површинске премазе добијени од уобичајених органских једињења. Иако такви материјали често садрже токсичне компоненте потенцијално штетне за људе,25,26 ово може помоћи у спречавању преношења бактерија и деградације материјала.
Широко распрострањена бактеријска отпорност на третман антибиотицима због формирања биофилма довела је до потребе за развојем ефикасне површине обложене антимикробном мембраном која се може безбедно применити27. Развој физичке или хемијске антиадхезивне површине за коју бактеријске ћелије не могу да се вежу и формирају биофилмове због адхезије је први приступ у овом процесу27. Друга технологија је развој премаза који испоручују антимикробне хемикалије тачно тамо где су потребне, у високо концентрованим и прилагођеним количинама. Ово се постиже развојем јединствених материјала за премазе као што су графен/германијум28, црни дијамант29 и премази на бази дијаманта сличног угљеника допираног ZnO30 који су отпорни на бактерије, технологија која максимизира развој токсичности и отпорности због формирања биофилма. Поред тога, премази који садрже гермицидне хемикалије које пружају дугорочну заштиту од бактеријске контаминације постају све популарнији. Иако су сва три поступка способна да врше антимикробно дејство на обложеним површинама, сваки има свој скуп ограничења која треба узети у обзир приликом развоја стратегије примене.
Производи који су тренутно на тржишту су отежани недостатком времена за анализу и тестирање заштитних премаза за биолошки активне састојке. Компаније тврде да ће њихови производи пружити корисницима жељене функционалне аспекте, међутим, то је постало препрека успеху производа који су тренутно на тржишту. Једињења добијена из сребра користе се у великој већини антимикробних средстава која су тренутно доступна потрошачима. Ови производи су дизајнирани да заштите кориснике од потенцијално штетног излагања микроорганизмима. Одложени антимикробни ефекат и повезана токсичност једињења сребра повећавају притисак на истраживаче да развију мање штетну алтернативу36,37. Стварање глобалног антимикробног премаза који делује изнутра и споља остаје изазов. Ово долази са повезаним здравственим и безбедносним ризицима. Откривање антимикробног средства које је мање штетно за људе и схватање како га уградити у подлоге за премазивање са дужим роком трајања је веома тражен циљ38. Најновији антимикробни и антибиофилм материјали су дизајнирани да убијају бактерије из непосредне близине, било директним контактом или након ослобађања активног средства. Они то могу учинити инхибирањем почетне адхезије бактерија (укључујући спречавање формирања протеинског слоја на површини) или убијањем бактерија ометањем ћелијског зида.
У суштини, површинско премазивање је процес наношења још једног слоја на површину компоненте ради побољшања површинских карактеристика. Сврха површинског премазивања је промена микроструктуре и/или састава близу површине компоненте39. Методе површинског премазивања могу се поделити на различите методе, које су сумиране на слици 2а. Премази се могу поделити на термичке, хемијске, физичке и електрохемијске категорије у зависности од методе која се користи за стварање премаза.
(а) Уметак који приказује главне технике израде површине и (б) одабране предности и мане методе хладног прскања.
Технологија хладног прскања има много тога заједничког са традиционалним техникама термичког прскања. Међутим, постоје и нека кључна фундаментална својства која чине процес хладног прскања и материјале за хладно прскање посебно јединственим. Технологија хладног прскања је још увек у повојима, али има велику будућност. У неким случајевима, јединствена својства хладног прскања нуде велике предности, превазилазећи ограничења конвенционалних техника термичког прскања. Она превазилази значајна ограничења традиционалне технологије термичког прскања, у којој се прах мора растопити да би се нанео на подлогу. Очигледно је да овај традиционални процес премазивања није погодан за материјале веома осетљиве на температуру као што су нанокристали, наночестице, аморфна и метална стакла40, 41, 42. Поред тога, материјали за термичко прскање увек имају висок ниво порозности и оксида. Технологија хладног прскања има многе значајне предности у односу на технологију термичког прскања, као што су (i) минималан унос топлоте у подлогу, (ii) флексибилност у избору премаза подлоге, (iii) без фазне трансформације и раста зрна, (iv) висока чврстоћа лепљења1,39 (Сл. 2б). Поред тога, материјали за хладно прскање имају високу отпорност на корозију, високу чврстоћу и тврдоћу, високу електричну проводљивост и високу густину41. Упркос предностима поступка хладног прскања, ова метода и даље има неке недостатке, као што је приказано на слици 2б. Приликом премазивања чистих керамичких прахова као што су Al2O3, TiO2, ZrO2, WC итд., метода хладног прскања се не може користити. С друге стране, керамичко-метални композитни прахови могу се користити као сировине за премазе. Исто важи и за друге методе термичког прскања. Тешке површине и унутрашњост цеви је и даље тешко прскати.
С обзиром на то да је овај рад усмерен на употребу металних стакластих прахова као почетних материјала за премазе, јасно је да се конвенционално термичко прскање не може користити у ову сврху. То је због чињенице да метални стакласти прахови кристалишу на високим температурама1.
Већина инструмената који се користе у медицинској и прехрамбеној индустрији направљена је од аустенитних легура нерђајућег челика (SUS316 и SUS304) са садржајем хрома од 12 до 20 теж.% за производњу хируршких инструмената. Опште је прихваћено да употреба металног хрома као легирајућег елемента у челичним легурама може значајно побољшати отпорност на корозију стандардних челичних легура. Легуре нерђајућег челика, упркос својој високој отпорности на корозију, немају значајна антимикробна својства38,39. То је у супротности са њиховом високом отпорношћу на корозију. Након тога, могуће је предвидети развој инфекције и упале, које су углавном последица адхезије и колонизације бактерија на површини биоматеријала од нерђајућег челика. Значајне потешкоће могу настати због значајних потешкоћа повезаних са путевима адхезије бактерија и формирања биофилма, што може довести до лошег здравља, што може имати многе последице које могу директно или индиректно утицати на људско здравље.
Ова студија је прва фаза пројекта који финансира Кувајтска фондација за унапређење науке (KFAS), уговор бр. 2010-550401, а чији је циљ испитивање изводљивости производње металних стакластих Cu-Zr-Ni тернарних прахова коришћењем MA технологије (табела). 1) За производњу антибактеријског површинског заштитног филма/премаза SUS304. Друга фаза пројекта, која би требало да почне у јануару 2023. године, детаљно ће проучити карактеристике галванске корозије и механичка својства система. Биће спроведени детаљни микробиолошки тестови за различите врсте бактерија.
Овај чланак разматра утицај садржаја Zr легуре на способност обликовања стакла (GFA) на основу морфолошких и структурних карактеристика. Поред тога, разматрана су и антибактеријска својства композита метално стакло/SUS304 са прашкастим премазом. Поред тога, спроведен је текући рад на истраживању могућности структурне трансформације праха металног стакла која се јавља током хладног прскања у области потхлађене течности произведених система металног стакла. Металне стаклене легуре Cu50Zr30Ni20 и Cu50Zr20Ni30 коришћене су као репрезентативни примери у овој студији.
Овај одељак приказује морфолошке промене у праховима елементарног Cu, Zr и Ni током нискоенергетског кугличног млевења. Као илустративни примери биће коришћена два различита система, која се састоје од Cu50Zr20Ni30 и Cu50Zr40Ni10. Процес MA може се поделити у три одвојене фазе, што се види на металографској карактеризацији праха добијеног у фази млевења (Сл. 3).
Металографске карактеристике прахова механичких легура (MA) добијених након различитих фаза млевења куглица. Слике добијене електронском микроскопијом пољске емисије (FE-SEM) прахова MA и Cu50Zr40Ni10 добијених након млевења куглица ниском енергијом током 3, 12 и 50 сати приказане су у (а), (ц) и (е) за систем Cu50Zr20Ni30, док је на истом MA. Одговарајуће слике система Cu50Zr40Ni10 снимљене након времена приказане су у (б), (д) ​​и (ф).
Током млевења куглица, ефективна кинетичка енергија која се може пренети на метални прах је под утицајем комбинације параметара, као што је приказано на слици 1а. То укључује сударе између куглица и прахова, смицајну компресију праха заглављеног између или између медија за млевење, ударе од падајућих куглица, смицање и хабање изазвано отимањем праха између покретних тела млина куглица и ударни талас који пролази кроз падајуће куглице које се шире кроз напуњену културу (слика 1а). Елементарние прахи Цу, Зр и Ни били су силно деформисани из-за хладне сварки на раној фази МА (3 ч), что привели к формирању крупних честица праха (> 1 мм у дијаметру). Елементарни прахови Cu, Zr и Ni су били јако деформисани услед хладног заваривања у раној фази MA (3 h), што је довело до формирања великих честица праха (пречника > 1 mm).Ове велике композитне честице карактерише формирање дебелих слојева легирајућих елемената (Cu, Zr, Ni), као што је приказано на слици 3а,б. Повећање времена МА на 12 сати (међуфаза) довело је до повећања кинетичке енергије кугличног млина, што је довело до разградње композитног праха на мање прахове (мање од 200 μм), као што је приказано на слици 3ц, град. У овој фази, примењена сила смицања доводи до формирања нове металне површине са танким слојевима Cu, Zr, Ni, као што је приказано на слици 3ц, д. Као резултат млевења слојева на граници љуспица, долази до реакција чврсте фазе са формирањем нових фаза.
На врхунцу МА процеса (након 50 сати), љуспичаста металографија је била једва приметна (Сл. 3е, ф), а огледалска металографија је примећена на полираној површини праха. То значи да је МА процес завршен и да је створена једна реакциона фаза. Елементарни састав региона назначених на сликама 3е (I, II, III), ф, в, ви) одређен је коришћењем скенирајуће електронске микроскопије пољске емисије (FE-SEM) у комбинацији са енергетски дисперзивном рендгенском спектроскопијом (EDS). (IV).
У табели 2 елементарне концентрације легирајућих елемената приказане су као проценат укупне масе сваког региона изабраног на слици 3е, ф. Поређење ових резултата са почетним номиналним саставима Cu50Zr20Ni30 и Cu50Zr40Ni10 датим у Табели 1 показује да су састави ова два финална производа веома блиски номиналним саставима. Поред тога, релативне вредности компоненти за регионе наведене на слици 3е, ф не указују на значајно погоршање или варијације у саставу сваког узорка од једног региона до другог. То је доказано чињеницом да нема промене у саставу од једног региона до другог. Ово указује на производњу униформних прахова легуре као што је приказано у Табели 2.
FE-SEM микрографије финалног праха производа Cu50(Zr50-xNix) добијене су након 50 MA пута, као што је приказано на сликама 4a-d, где је x 10, 20, 30 и 40 ат.%, респективно. Након овог корака млевења, прах се агрегира због ван дер Валсовог ефекта, што доводи до формирања великих агрегата који се састоје од ултрафиних честица пречника од 73 до 126 nm, као што је приказано на слици 4.
Морфолошке карактеристике прахова Cu50(Zr50-xNix) добијених након 50-часовне МА. За системе Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30, Cu50Zr10Ni40, FE-SEM слике прахова добијених након 50 МА приказане су у (а), (б), (ц) и (д), респективно.
Пре него што су прашкови убачени у уређај за хладно распршивање, прво су соницирани у етанолу аналитичког квалитета током 15 минута, а затим сушени на 150°C током 2 сата. Овај корак се мора предузети како би се успешно борило против агломерације, која често узрокује многе озбиљне проблеме у процесу наношења премаза. Након завршетка МА процеса, спроведена су даља истраживања како би се испитала хомогеност прахова легуре. На сликама 5a–d приказани су FE-SEM микрографије и одговарајући EDS снимци легирајућих елемената Cu, Zr и Ni легуре Cu50Zr30Ni20 снимљени након 50 сати времена M, респективно. Треба напоменути да су прашкови легуре добијени након овог корака хомогени, јер не показују никакве флуктуације састава изнад субнанометарског нивоа, као што је приказано на слици 5.
Морфологија и локална дистрибуција елемената у праху MG Cu50Zr30Ni20 добијеном након 50 MA помоћу FE-SEM/енергетски дисперзивне рендгенске спектроскопије (EDS). (а) SEM и рендгенска EDS слика (б) Cu-Kα, (ц) Zr-Lα и (д) Ni-Kα.
Рендгенски дифрактограми механички легираних прахова Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30 и Cu50Zr20Ni30 добијених након 50-часовне МА приказани су на сликама 6a–d, респективно. Након ове фазе млевења, сви узорци са различитим концентрацијама Zr имали су аморфне структуре са карактеристичним обрасцима дифузије халоа приказаним на слици 6.
Рендгенски дифрактограми прахова Cu50Zr40Ni10 (а), Cu50Zr30Ni20 (б), Cu50Zr20Ni30 (ц) и Cu50Zr20Ni30 (д) након МА током 50 сати. Хало-дифузиони образац је примећен у свим узорцима без изузетка, што указује на формирање аморфне фазе.
Трансмисиона електронска микроскопија високе резолуције са емисијом поља (FE-HRTEM) коришћена је за посматрање структурних промена и разумевање локалне структуре прахова који настају мљевенем куглицама у различитим временима MA. Слике прахова добијених FE-HRTEM методом након ране (6 сати) и средње (18 сати) фазе млевења прахова Cu50Zr30Ni20 и Cu50Zr40Ni10 приказане су на сликама 7а, респективно. Према слици светлог поља (BFI) праха добијеног након 6 сати MA, прах се састоји од великих зрна са јасно дефинисаним границама елемената fcc-Cu, hcp-Zr и fcc-Ni, и нема знакова формирања реакционе фазе, као што је приказано на слици 7а. Поред тога, дифракциони дијаграм корелиране одабране површине (SADP) узет из средњег региона (а) открио је оштар дифракциони дијаграм (слика 7б) који указује на присуство великих кристалита и одсуство реактивне фазе.
Локалне структурне карактеристике МА праха добијеног након ране (6 сати) и средње (18 сати) фазе. (а) Трансмисиона електронска микроскопија високе резолуције помоћу пољске емисије (FE-HRTEM) и (б) одговарајући дифрактограм одабране површине (SADP) праха Cu50Zr30Ni20 након МА третмана током 6 сати. FE-HRTEM слика Cu50Zr40Ni10 добијена након 18-часовне МА је приказана у (ц).
Као што је приказано на слици 7ц, повећање трајања МА на 18 сати довело је до озбиљних дефеката решетке у комбинацији са пластичном деформацијом. У овој међуфази МА процеса, у праху се појављују различити дефекти, укључујући грешке слагања, дефекте решетке и тачкасте дефекте (слика 7). Ови дефекти узрокују фрагментацију великих зрна дуж граница зрна у подзрна мања од 20 nm (слика 7ц).
Локална структура праха Cu50Z30Ni20 млевеног током 36 сати МА карактерише се формирањем ултрафиних нанозрна уграђених у танку аморфну ​​матрицу, као што је приказано на слици 8а. Локална анализа ЕМП-а показала је да су нанокластери приказани на слици 8а повезани са необрађеним легурама праха Cu, Zr и Ni. Садржај Cu у матрици варирао је од ~32 ат.% (сиромашна зона) до ~74 ат.% (богата зона), што указује на формирање хетерогених производа. Поред тога, одговарајуће САДП прахова добијених након млевења у овом кораку показују примарне и секундарне хало-дифузионе аморфне фазне прстенове који се преклапају са оштрим врховима повезаним са овим необрађеним легирајућим елементима, као што је приказано на слици 8б.
Наноразмерне локалне структурне карактеристике праха Beyond 36 h-Cu50Zr30Ni20. (а) Слика светлог поља (BFI) и одговарајућа (б) САДП праха Cu50Zr30Ni20 добијеног након млевења током 36 h MA.
Пред крај МА процеса (50 h), прахови Cu50(Zr50-xNix), X, 10, 20, 30 и 40 at.%, без изузетка, имају лавиринтску морфологију аморфне фазе, као што је приказано на слици . Ни тачкаста дифракција нити оштри прстенасти обрасци нису могли бити детектовани у одговарајућим САДС-има сваког састава. Ово указује на одсуство необрађеног кристалног метала, већ на формирање аморфног праха легуре. Ови корелирани САДС-ови који показују обрасце хало дифузије такође су коришћени као доказ за развој аморфних фаза у финалном материјалу производа.
Локална структура финалног производа Cu50 MS система (Zr50-xNix). FE-HRTEM и корелирани дифракциони дијаграми наноснопа (NBDP) (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 и (d) Cu50Zr10Ni40 добијени након 50 h MA.
Коришћењем диференцијалне скенирајуће калориметрије, проучавана је термичка стабилност температуре прелаза у стакласто стање (Tg), прехлађене течне области (ΔTx) и температуре кристализације (Tx) у зависности од садржаја Ni (x) у аморфном систему Cu50(Zr50-xNix). (DSC) својства у току He гаса. DSC криве прахова аморфних легура Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20 и Cu50Zr10Ni40 добијених након MA током 50 h приказане су на сликама 10a, b, e, респективно. Док је DSC крива аморфног Cu50Zr20Ni30 приказана одвојено на слици 10. века. У међувремену, узорак Cu50Zr30Ni20 загрејан на ~700°C у DSC приказан је на слици 10g.
Термичка стабилност прахова Cu50(Zr50-xNix) MG добијених након MA током 50 сати одређена је температуром прелаза у стакласто стање (Tg), температуром кристализације (Tx) и прехлађеном течном облашћу (ΔTx). Термограми прахова диференцијалног скенирајућег калориметра (DSC) Cu50Zr40Ni10 (a), Cu50Zr30Ni20 (b), Cu50Zr20Ni30 (c) и (e) прахова легуре Cu50Zr10Ni40 MG након MA током 50 сати. Дифракциони дијаграм X-зрака (XRD) узорка Cu50Zr30Ni20 загрејаног на ~700°C у DSC је приказан у (d).
Као што је приказано на слици 10, DSC криве за све саставе са различитим концентрацијама никла (x) указују на два различита случаја, један ендотермни и други егзотермни. Први ендотермни догађај одговара Tg, а други је повезан са Tx. Хоризонтална површина распона која постоји између Tg и Tx назива се површина потхлађене течности (ΔTx = Tx – Tg). Резултати показују да Tg и Tx узорка Cu50Zr40Ni10 (слика 10a) постављеног на 526°C и 612°C померају садржај (x) до 20 ат. % ка страни нижих температура од 482°C и 563°C са повећањем садржаја Ni (x), респективно, као што је приказано на слици 10b. Сходно томе, ΔTx Cu50Zr40Ni10 се смањује са 86°C (слика 10a) на 81°C за Cu50Zr30Ni20 (слика 10b). Код легуре MC Cu50Zr40Ni10, такође је примећен пад вредности Tg, Tx и ΔTx на нивое од 447°C, 526°C и 79°C (Сл. 10б). Ово указује да повећање садржаја Ni доводи до смањења термичке стабилности MS легуре. Напротив, вредност Tg (507 °C) легуре MC Cu50Zr20Ni30 је нижа од вредности легуре MC Cu50Zr40Ni10; ипак, њена Tx показује вредност упоредиву са њом (612 °C). Стога, ΔTx има већу вредност (87°C) као што је приказано на сл. 10. век
Систем Cu50(Zr50-xNix) MC, користећи легуру Cu50Zr20Ni30 MC као пример, кристалише кроз оштар егзотермни пик у fcc-ZrCu5, орторомбску-Zr7Cu10 и орторомбску-ZrNi кристалне фазе (Сл. 10ц). Овај фазни прелаз из аморфне у кристалну фазу потврђен је рендгенском дифракцијском анализом MG узорка (Сл. 10д) који је загрејан на 700 °C у DSC.
На слици 11 приказане су фотографије снимљене током процеса хладног прскања спроведеног у овом раду. У овој студији, честице металног стакластог праха синтетизоване након МА током 50 сати (користећи Cu50Zr20Ni30 као пример) коришћене су као антибактеријска сировина, а плоча од нерђајућег челика (SUS304) је хладно прскана. Метода хладног прскања је изабрана за премазивање у серији технологије термичког прскања јер је то најефикаснија метода у серији технологије термичког прскања где се може користити за металне метастабилне материјале осетљиве на топлоту, као што су аморфни и нанокристални прахови. Није подложан фазним прелазима. Ово је главни фактор у избору ове методе. Процес хладног наношења се изводи коришћењем честица велике брзине које претварају кинетичку енергију честица у пластичну деформацију, деформацију и топлоту при удару са подлогом или претходно депонованим честицама.
Теренске фотографије приказују поступак хладног прскања који се користи за пет узастопних припрема MG/SUS 304 на 550°C.
Кинетичка енергија честица, као и импулс сваке честице током формирања премаза, морају се претворити у друге облике енергије путем механизама као што су пластична деформација (примарне честице и међучестичне интеракције у матрици и интеракције честица), међучетворни чворови чврстих материја, ротација између честица, деформација и ограничавајуће загревање 39. Поред тога, ако се сва долазна кинетичка енергија не претвори у топлотну енергију и енергију деформације, резултат ће бити еластични судар, што значи да се честице једноставно одбијају након удара. Примећено је да се 90% енергије удара примењене на материјал честице/подлоге претвара у локалну топлоту 40. Поред тога, када се примени ударно напрезање, високе брзине пластичне деформације се постижу у контактном подручју честице/подлоге за веома кратко време41,42.
Пластична деформација се обично сматра процесом дисипације енергије, или боље речено, као извор топлоте у међуповршинској области. Међутим, повећање температуре у међуповршинској области обично није довољно за појаву међуповршинског топљења или значајну стимулацију међусобне дифузије атома. Ниједна публикација позната ауторима није истраживала утицај својстава ових металних стакластих прахова на адхезију и таложење праха које се јавља при коришћењу техника хладног прскања.
BFI праха легуре MG Cu50Zr20Ni30 може се видети на слици 12а, која је нанесена на подлогу SUS 304 (слике 11, 12б). Као што се може видети на слици, пресвучени прахови задржавају своју оригиналну аморфну ​​структуру јер имају деликатну лавиринтску структуру без икаквих кристалних карактеристика или дефеката решетке. С друге стране, слика указује на присуство стране фазе, што је доказано наночестицама укљученим у матрицу праха пресвученог MG (слика 12а). Слика 12ц приказује индексирани дифракциони дијаграм наноснопа (NBDP) повезан са регионом I (слика 12а). Као што је приказано на слици 12ц, NBDP показује слаб хало-дифузијски дијаграм аморфне структуре и коегзистира са оштрим тачкама које одговарају кристалној великој кубној метастабилној Zr2Ni фази плус тетрагоналној CuO фази. Формирање CuO може се објаснити оксидацијом праха при кретању од млазнице пиштоља за прскање до SUS 304 на отвореном у надзвучном току. С друге стране, девитрификација металних стакластих прахова резултирала је формирањем великих кубних фаза након хладног прскања на 550°C током 30 минута.
(а) FE-HRTEM слика MG праха нанетог на (б) SUS 304 подлогу (уметнута слика). NBDP индекс округлог симбола приказаног у (а) приказан је у (ц).
Да би се тестирао овај потенцијални механизам за формирање великих кубних Zr2Ni наночестица, спроведен је независни експеримент. У овом експерименту, прахови су прскани из атомизера на 550°C у правцу SUS 304 подлоге; међутим, да би се утврдио ефекат жарења, прахови су уклоњени са SUS304 траке што је брже могуће (око 60 s). Спроведена је још једна серија експеримената у којима је прах уклоњен са подлоге приближно 180 секунди након наношења.
Слике 13а, б приказују слике тамног поља (DFI) добијене скенирајућом трансмисионом електронском микроскопијом (STEM) два распршена материјала депонована на SUS 304 подлоге током 60 с и 180 с, респективно. Слика праха депонованог током 60 секунди нема морфолошке детаље, што показује безликовност (Сл. 13а). Ово је такође потврђено XRD-ом, који је показао да је укупна структура ових прахова аморфна, што је назначено широким примарним и секундарним дифракционим врховима приказаним на Слици 14а. Ово указује на одсуство метастабилних/мезофазних талога, у којима прах задржава своју оригиналну аморфну ​​структуру. Насупрот томе, прах депонован на истој температури (550°C), али остављен на подлози 180 с, показао је таложење нанозрна, као што је приказано стрелицама на Слици 13б.