Хвала вам што сте посетили Натуре.цом. Верзија претраживача коју користите има ограничену подршку за ЦСС. За најбоље искуство препоручујемо да користите ажурирани прегледач (или искључите режим компатибилности у Интернет Екплорер-у). У међувремену, да бисмо обезбедили сталну подршку, приказаћемо сајт без стилова и ЈаваСцрипт-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 само у ограниченој мери да искорене биофилмове. Спречавање формирања биофилма довело је до развоја различитих метода премаза и нових материјала. Ове методе имају за циљ да облажу површине на начин који инхибира стварање металног стакла, а посебно металног стакла који садржи биофилм. су се појавили као идеални антимикробни премази. Истовремено је повећана употреба технологије хладног распршивања јер је то погодна метода за обраду материјала осетљивих на температуру. Део сврхе ове студије је био да се развије нови антибактеријски филм металног стакла састављеног од троструког Цу-Зр-Ни применом техника механичког легирања. Бесферични прах је сферични прах који се користи као нискотемпературни материјал за завршни слој од челика. Подлоге обложене металним стаклом могле су значајно да смање формирање биофилма за најмање 1 лог у поређењу са нерђајућим челиком.
Током људске историје, свако друштво је било у могућности да дизајнира и промовише увођење нових материјала који испуњавају његове специфичне захтеве, што је резултирало побољшаним перформансама и рангирањем у глобализованој економији1. Увек се приписивало људској способности да развије материјале и опрему за производњу и дизајне за производњу и карактеризацију материјала како би се постигла добитка у здравству, образовању, индустрији, економији, од једне земље до друге земље или региона без обзира на регион или регион.2 Током 60 година, научници о материјалима су посветили велики део свог времена фокусирању на једну велику бригу: потрагу за новим и најсавременијим материјалима. Недавна истраживања су се фокусирала на побољшање квалитета и перформанси постојећих материјала, као и на синтетизовање и измишљање потпуно нових врста материјала.
Додавање легирајућих елемената, модификација микроструктуре материјала и примена техника термичке, механичке или термомеханичке обраде довели су до значајних побољшања механичких, хемијских и физичких својстава различитих материјала. Штавише, до сада нечувена једињења су успешно синтетизована у овој тачки. Ови упорни напори изнедрили су нове материјале. наночестице, наноцеви, квантне тачке, нул-димензионална, аморфна метална стакла и легуре високе ентропије само су неки од примера напредних материјала који су уведени у свет од средине прошлог века. Приликом производње и развоја нових легура са супериорним својствима, било у финалном производу или у међуфазама његове производње, често се додаје проблем нове технике производње. појео из равнотеже, откривена је читава нова класа метастабилних легура, познатих као метална стакла.
Његов рад на Калтеху 1960. донео је револуцију у концепту металних легура када је синтетизовао стакласте легуре Ау-25 ат.% Си брзим очвршћавањем течности при скоро милион степени у секунди. Највеће пионирске студије у синтези МГ легура, скоро сва метална стакла су произведена у потпуности коришћењем једне од следећих метода;(и) брзо очвршћавање растопа или паре, (ии) атомско неуређење решетке, (иии) реакције аморфизације у чврстом стању између чистих металних елемената и (ив) прелазе у чврстом стању метастабилних фаза.
МГ се одликују недостатком атомског поретка дугог домета повезаног са кристалима, што је дефинишућа карактеристика кристала. У данашњем свету је направљен велики напредак у области металног стакла. Они су нови материјали са интересантним својствима који су од интереса не само у физици чврстог стања, већ и у металургији, хемији површине, технологији, технологији, биологији и многим другим врстама материјала који се разликују од биолошких карактеристика метала. технолошке примене у разним областима. Имају неке важне особине;(и) висока механичка дуктилност и граница течења, (ии) висока магнетна пермеабилност, (иии) ниска коерцитивност, (ив) необична отпорност на корозију, (в) независност од температуре. Проводљивост од 6,7.
Механичко легирање (МА)1,8 је релативно нова техника, коју су први пут увели 19839. године проф. ЦЦ Коцк и колеге. Припремили су аморфне прахове Ни60Нб40 млевењем мешавине чистих елемената на температури околине која је веома близу собној.Типично, МА реакција се спроводи између дифузног спајања прахова реактантног материјала у реактору, обично направљеном од нерђајућег челика у млин са куглицама 10 (Слика 1а, б). Од тада се ова механички индукована техника реакције у чврстом стању користи за припрему нових аморфних/металних легура стакла, као и прахова од легура доброг стакла, као штапићи са ниском енергијом, ми1. 13,14,15, 16. Конкретно, ова метода је коришћена за припрему система који се не мешају као што је Цу-Та17, као и легура високе тачке топљења као што су системи Ал-прелазних метала (ТМ; Зр, Хф, Нб и Та)18,19 и Фе-В20, који се не могу добити коришћењем конвенционалних метода припреме за најмоћнији начин производње МАФ. нокристалне и нанокомпозитне честице праха металних оксида, карбида, нитрида, хидрида, угљеничних наноцеви, нанодијаманата, као и широка стабилизација путем приступа одозго према доле 1 и метастабилних фаза.
Шематски приказ методе производње коришћене за припрему превлаке Цу50(Зр50−кНик) металног стакла (МГ)/СУС 304 у овој студији. (а) Припрема прахова легуре МГ са различитим концентрацијама Ни к (к; 10, 20, 30 и 40 ат.%) коришћењем нискоенергетских кугличних глодалица, алата за глодање и материјал је заједно са оптерећењем. (а) затворен у претинцу за рукавице напуњен атмосфером Хе. (ц) Транспарентни модел посуде за млевење који илуструје кретање лопте током млевења. Коначни производ праха добијеног након 50 сати је коришћен за премазивање супстрата СУС 304 методом хладног прскања (д).
Када су у питању површине (подлоге) расутих материјала, површински инжењеринг укључује пројектовање и модификацију површина (подлога) да би се обезбедили одређени физички, хемијски и технички квалитети који нису садржани у оригиналном расутом материјалу. Нека својства која се могу ефикасно побољшати површинским третманима укључују отпорност на абразију, отпорност на оксидацију и корозију, коефицијент снаге, отпорност на термичко трење, називне карактеристике електричног исушивања. бити побољшан коришћењем металуршких, механичких или хемијских техника. Као добро познати процес, премаз се једноставно дефинише као један или више слојева материјала који се вештачки наносе на површину масивног предмета (подлоге) направљеног од другог материјала. Дакле, премази се делимично користе за постизање неких жељених техничких или декоративних својстава, као и за заштиту материјала од очекиване физичке интеракције2 са околином3.
Да би се наносили одговарајући површински заштитни слојеви дебљине од неколико микрометара (испод 10-20 микрометара) до преко 30 микрометара или чак неколико милиметара, могу се применити многе методе и технике. Генерално, процеси премаза се могу поделити у две категорије: (и) методе мокре превлаке, укључујући галванизацију, електробезгусну, суву галванизацију, методе наношења вруће превлаке и методе површинског превлачења. цинг , физичко таложење паре (ПВД), хемијско таложење паре (ЦВД), технике термичког распршивања и недавно технике хладног распршивања 24 (слика 1д).
Биофилмови су дефинисани као микробне заједнице које су неповратно везане за површине и окружене самопроизведеним екстрацелуларним полимерима (ЕПС). Површно зрело формирање биофилма може довести до значајних губитака у многим индустријским секторима, укључујући прехрамбену индустрију, системе за воду и здравствена окружења. ае и Стапхилоцоцци) је тешко лечити. Штавише, пријављено је да су зрели биофилми 1000 пута отпорнији на третман антибиотиком у поређењу са планктонским бактеријским ћелијама, што се сматра главним терапијским изазовом. Антимикробни материјали за површинске облоге добијени од конвенционалних органских једињења су историјски коришћени. Иако су потенцијално токсични материјали2 често коришћени за људе. пренос бактерија и уништавање материјала.
Широко распрострањена отпорност бактерија на антибиотске третмане због формирања биофилма довела је до потребе за развојем ефикасне површине обложене антимикробном мембраном која се може безбедно применити. , у високо концентрисаним и прилагођеним количинама.Ово се постиже развојем јединствених материјала за премазивање као што су графен/германијум28, црни дијамант29 и угљенични премази допирани ЗнО-ом који су отпорни на бактерије, технологија која максимизира развој токсичности и отпорности услед формирања биофилма су значајно смањени.Поред тога, премази од бактерија и дуготрајне хемијске заштите у површинским слојевима су отпорни. постају све популарније. Иако су све три процедуре способне да произведу антимикробне ефекте на обложеним површинама, свака од њих има сопствени скуп ограничења која треба узети у обзир при развоју стратегија примене.
Производе који су тренутно на тржишту отежано је недовољно времена за анализу и тестирање заштитних премаза за биолошки активне састојке. Компаније тврде да ће њихови производи корисницима пружити пожељне функционалне аспекте;међутим, ово је била препрека успеху производа који се тренутно налазе на тржишту. Једињења добијена од сребра се користе у великој већини антимикробних терапија које су сада доступне потрошачима. Ови производи су развијени да заштите кориснике од потенцијално опасних ефеката микроорганизама. Одложени антимикробни ефекат и повезана токсичност једињења сребра повећавају притисак на глобална антимикробна антимикробна средства која стварају мање штете37. рад у затвореном и напољу се и даље показује као застрашујући задатак. Ово је због повезаних ризика и по здравље и по безбедност. Откривање антимикробног агенса који је мање штетан за људе и проналажење начина да се угради у подлоге за премазе са дужим роком трајања је веома тражен циљ38. Најновији антимикробни агенси и антимикробни агенси су дизајнирани да директно испуштају бактерије и бактерије. може то учинити инхибирањем почетне бактеријске адхезије (укључујући спречавање формирања протеинског слоја на површини) или убијањем бактерија ометањем ћелијског зида.
У основи, површинско премазивање је процес постављања другог слоја на површину компоненте ради побољшања квалитета површине. Циљ површинског премаза је да се прилагоди микроструктура и/или састав приближне површине компоненте. користи се за стварање премаза.
(а) Уметак који приказује главне технике израде које се користе за површину и (б) одабране предности и недостатке технике хладног прскања.
Технологија хладног распршивања дели многе сличности са конвенционалним методама термичког распршивања. Међутим, постоје и неке кључне фундаменталне особине које процес хладног распршивања и материјале хладног распршивања чине посебно јединственим. Технологија хладног распршивања је још увек у повојима, али има светлу будућност. У одређеним применама, јединствена својства хладног спреја нуде велике предности, превазилазећи инхерентна ограничења термичке методе у односу на типичне термалне методе спИт технологије. , током којег се прах мора растопити да би се депоновао на подлогу. Очигледно, овај традиционални процес премазивања није погодан за материјале који су веома осетљиви на температуру као што су нанокристали, наночестице, аморфна и метална стакла40, 41, 42. Штавише, материјали за премазивање термичким распршивачем увек имају значајну предност технологије спраи порос у односу на стару технологију распршивања. (и) минимални унос топлоте у подлогу, (ии) флексибилност у избору премаза супстрата, (иии) одсуство фазне трансформације и раста зрна, (ив) висока чврстоћа везе1,39 (Сл.2б).Поред тога, материјали за облагање хладним прскањем имају високу отпорност на корозију, високу чврстоћу и тврдоћу, високу електричну проводљивост и високу густину41. Насупрот предностима процеса хладног прскања, још увек постоје неки недостаци коришћења ове технике, као што је приказано на слици 2б. Приликом облагања чистих керамичких прахова као што су Ал2, ЗЦ спраи методе не могу се користити хладне методе ТиО, ЗЦ, итд. С друге стране, керамичко/метални композитни прах се може користити као сировина за премазе. Исто важи и за друге методе термичког распршивања. Компликоване површине и унутрашње површине цеви још увек је тешко прскати.
С обзиром да садашњи рад има за циљ да користи металне стакласте прахове као сировине за облагање, јасно је да се конвенционално термичко распршивање не може користити у ту сврху. То је зато што метални стакласти прах кристалише на високим температурама1.
Већина алата који се користе у медицинској и прехрамбеној индустрији направљени су од легура аустенитног нерђајућег челика (СУС316 и СУС304) са садржајем хрома између 12 и 20 теж% за производњу хируршких инструмената. Опште је прихваћено да употреба метала хрома као легирајућег елемента у челику, упркос томе што њихове легуре без корозије могу у великој мери да побољшају високу отпорност челика на све легуре безбојног челика. сионску отпорност, не испољавају значајна антимикробна својства38,39.Ово је у супротности са њиховом високом отпорношћу на корозију.Након тога може се предвидети развој инфекције и упале, што је углавном узроковано бактеријском адхезијом и колонизацијом на површини биоматеријала од нерђајућег челика.Могу настати значајне потешкоће и са здравственим проблемом који може довести до развоја бактерија и формирања биоматеријала. имају многе последице које могу директно или индиректно утицати на здравље људи.
Ова студија је прва фаза пројекта финансираног од стране Кувајтске фондације за унапређење науке (КФАС), Уговор бр. 2010-550401, за испитивање изводљивости производње металних стакластих Цу-Зр-Ни тројних прахова коришћењем МА технологије (Табела 1) за производњу антибактеријског филма у САД-у, почетак друге фазе антибактеријског филма/С. 3, детаљно ће испитати карактеристике електрохемијске корозије и механичка својства система. Детаљна микробиолошка испитивања ће бити спроведена за различите врсте бактерија.
У овом раду се разматра утицај садржаја легирајућег елемента Зр на способност формирања стакла (ГФА) на основу морфолошких и структурних карактеристика. Поред тога, разматрана су и антибактеријска својства обложеног металног стакленог прашкастог премаза/СУС304 композита. Даље, тренутни рад је спроведен да се истражи могућност структурне трансформације течног стакленог праха у области хладног стакленог праха. .Као репрезентативни примери, у овој студији коришћене су легуре металног стакла Цу50Зр30Ни20 и Цу50Зр20Ни30.
У овом одељку су представљене морфолошке промене елементарних прахова Цу, Зр и Ни у нискоенергетском млевењу куглицама. Као илустративни примери, два различита система која се састоје од Цу50Зр20Ни30 и Цу50Зр40Ни10 биће коришћена као репрезентативни примери. МА процес се може поделити у три различите фазе, као што је приказано у фази металографског праха произведеног металографском карактеризацијом фазе 3).
Металографске карактеристике прахова механичких легура (МА) добијених након различитих фаза времена млевења куглица. Снимке емисионе емисионе скенирајуће електронске микроскопије (ФЕ-СЕМ) прахова МА и Цу50Зр40Ни10 добијене након времена млевења лоптице ниске енергије од 3, 12 и 50 х приказане су у (а), (ц) и (е) док исти снимци ЦуНи3, 0З система одговарају за Цу50. 0Зр40Ни10 систем узет након времена приказан је у (б), (д) ​​и (ф).
Током млевења куглицама, на ефективну кинетичку енергију која се може пренети на метални прах утиче комбинација параметара, као што је приказано на слици 1а. Ово укључује сударе између куглица и праха, компресивно смицање праха заглављеног између или између медија за млевење, утицај падајућих лоптица, смицање и хабање услед повлачења праха између покретних куглица које пролазе кроз медијуме за глодање, и кр. Зр, и Ни прахови су били јако деформисани услед хладног заваривања у раној фази МА (3 х), што је резултирало великим честицама праха (>1 мм у пречнику). Ове велике композитне честице карактерише формирање дебелих слојева легирајућих елемената (Цу, Зр, Ни), као што је приказано на слици 3а,б. лл, што резултира разлагањем композитног праха у финије прахове (мање од 200 µм), као што је приказано на слици 3ц,д. У овој фази, примењена сила смицања доводи до формирања нове металне површине са финим слојевима Цу, Зр, Ни наговештај, као што је приказано на слици 3ц,д.
На врхунцу МА процеса (после 50 х) металографија је била слабо видљива (сл. 3е,ф), али је полирана површина праха показивала металографију у огледалу. То значи да је МА процес завршен и да је дошло до стварања једне реакционе фазе. Елементарни састав региона индексираних на сл., ИИ сл. 3е је одређен коришћењем индексног поља в, в сл. 3е, елек. микроскопија (ФЕ-СЕМ) у комбинацији са енергетски дисперзивном рендгенском спектроскопијом (ЕДС) (ИВ).
У табели 2, елементарне концентрације легирајућих елемената су приказане као проценат укупне тежине сваког региона одабраног на слици 3е,ф. Када се упореде ови резултати са почетним номиналним саставима Цу50Зр20Ни30 и Цу50Зр40Ни10 наведеним у табели 1, може се видети да су састави ових двају номиналних производа веома сличних вредности за коначне вредности састава ове две компоненте. 3е,ф не имплицирају значајно погоршање или флуктуацију састава сваког узорка од једног региона до другог.О томе сведочи чињеница да нема промене у саставу од једног региона до другог.Ово указује на производњу хомогених прахова легуре, као што је приказано у табели 2.
ФЕ-СЕМ микрофотографије коначног производа Цу50(Зр50-кНик) праха су добијене након 50 МА пута, као што је приказано на слици 4а–д, где је к 10, 20, 30 и 40 ат.%, респективно. Након овог корака млевења, агрегати праха због ван дер Валсовог агрегата се састоје од ван дер Валсовог агрегата који се састоји од ефекта формирања великог пречника ван дер Валса. 73 до 126 нм, као што је приказано на слици 4.
Морфолошке карактеристике Цу50(Зр50−кНик) прахова добијених после МА времена од 50 х. За системе Цу50Зр40Ни10, Цу50Зр30Ни20, Цу50Зр20Ни30, Цу50Зр10Ни40 приказане су ФЕ-СЕМ слике прахова добијених након 50 МА времена (д), (д) ​​(д) и б, респективно.
Пре убацивања праха у хладну распршивачу, они су прво обрађени ултразвуком у етанолу аналитичког квалитета 15 минута, а затим сушени на 150°Ц током 2 сата. Овај корак се мора предузети да би се успешно сузбила агломерација која често изазива многе значајне проблеме током процеса наношења премаза. Након што је МА процес завршен, извршено је даље испитивање хомогености праха, спроведено је даље испитивање хомогености праха5. д приказују ФЕ-СЕМ микрофотографије и одговарајуће ЕДС слике легирајућих елемената Цу, Зр и Ни легуре Цу50Зр30Ни20 добијене након 50 х М времена, респективно. Треба напоменути да су прахови легуре произведени након овог корака хомогени јер не показују никакве композиционе флуктуације испод нивоа приказаног на слици 5.
Морфологија и локална елементарна дистрибуција праха МГ Цу50Зр30Ни20 добијеног након 50 МА пута помоћу ФЕ-СЕМ/енергетске дисперзивне рендгенске спектроскопије (ЕДС). (а) СЕМ и рендгенско ЕДС мапирање (б) Цу-Кα, (ц) Зр-Лα и (д) Ни-Кα слика.
КСРД узорци механички легираних Цу50Зр40Ни10, Цу50Зр30Ни20, Цу50Зр20Ни30 и Цу50Зр20Ни30 прахова добијени након МА времена од 50 х приказани су на слици 6а–д, респективно. Слика 6.
КСРД узорци прахова (а) Цу50Зр40Ни10, (б) Цу50Зр30Ни20, (ц) Цу50Зр20Ни30 и (д) Цу50Зр20Ни30 након МА времена од 50 х. Сви узорци без изузетка су показали хало дифузиони образац, што имплицира формирање морфне фазе.
Емисиона електронска микроскопија високе резолуције (ФЕ-ХРТЕМ) коришћена је за посматрање структурних промена и разумевање локалне структуре прахова који су резултат млевења куглица у различитим временима МА. ФЕ-ХРТЕМ слике прахова добијене након раних (6 х) и средњих (18 х) фаза млевења за прах Цу50Зр30Ц20, приказане су на сл. Према слици светлог поља (БФИ) праха произведеног након МА​​ 6 х, прах је састављен од великих зрна са добро дефинисаним границама елемената фцц-Цу, хцп-Зр и фцц-Ни, и нема знакова да се формирала фаза реакције, као што је приказано на Сл. је направио дифракциону шему (слика 7б), што указује на присуство великих кристалита и одсуство реактивне фазе.
Локална структурна карактеризација МА праха добијеног након раних (6 х) и средњих (18 х) фаза. (а) Емисиона трансмисиона електронска микроскопија високе резолуције (ФЕ-ХРТЕМ) и (б) одговарајући дијафракциони узорак (САДП) Цу50Зр30Ни20 праха након МА третмана у трајању од 6 х. х је приказано у (ц).
Као што је приказано на слици 7ц, продужење трајања МА на 18 х резултирало је озбиљним дефектима решетке у комбинацији са пластичном деформацијом. Током ове међуфазе МА процеса, прах показује различите дефекте, укључујући грешке у слагању, дефекте решетке и тачкасте дефекте (Слика 7). Ови зрнасти дефекти се везују за мању величину грана од 2 до сп. 0 нм (слика 7ц).
Локална структура праха Цу50З30Ни20 млевеног током 36 х МА времена има формирање ултрафиних нанозрнаца уграђених у аморфну ​​фину матрицу, као што је приказано на слици 8а. Локална ЕДС анализа је показала да су ти нанокластери приказани на слици 8а били повезани са непрерађеним садржајем Цу, Зр флу у праху и свим елементима Цу, Зрфлу и Нима. од ~32 ат.% (мршава површина) до ~74 ат.% (богата површина), што указује на формирање хетерогених производа. Штавише, одговарајући САДП прахова добијених након млевења у овој фази показују хало-дифузне примарне и секундарне прстенове аморфне фазе, преклапајући се са оштрим тачкама повезаним са онима као што је приказано на Сл.8.
Преко 36 х-Цу50Зр30Ни20 праха наноразмера локалних структурних карактеристика. (а) Слика светлог поља (БФИ) и одговарајући (б) САДП праха Цу50Зр30Ни20 добијеног након млевења током 36 х МА времена.
При крају МА процеса (50 х), Цу50(Зр50-кНик), Кс;10, 20, 30 и 40 ат.% прахова увек имају лавиринтску аморфну ​​фазну морфологију као што је приказано на слици 9а–д. У одговарајућем САДП-у сваке композиције, не могу се детектовати ни дифракције у облику тачака нити оштри прстенасти обрасци. Ово указује да ниједан необрађени кристални прах није присутан, већ формирани кристални метал је корестат. Обрасци хало дифузије су такође коришћени као доказ за развој аморфних фаза у материјалу финалног производа.
Локална структура финалног производа система МГ Цу50 (Зр50−кНик).ФЕ-ХРТЕМ и корелирани дијаграми дифракције нано снопа (НБДП) (а) Цу50Зр40Ни10, (б) Цу50Зр30Ни20, (ц) Цу50Зр20Ни30 и (д) Цу50Зр20Ни50 и (д) Цу50Зр20Ни50 и (д) Цу50Зр20Ни50 добијени (д) Цу50Ни50.
Термичка стабилност температуре стакластог прелаза (Тг), подручја потхлађене течности (ΔТк) и температуре кристализације (Тк) као функција садржаја Ни (к) аморфног Цу50(Зр50−кНик) система је испитана коришћењем диференцијалне скенирајуће калориметрије (ДСЦ) својстава под протоком Хе гаса. Прахови аморфне легуре 0Зр10Ни40 добијени након МА времена од 50 х приказани су на сл. 10а, б, е, респективно. Док је ДСЦ крива аморфног Цу50Зр20Ни30 приказана одвојено на слици 10ц. У међувремену, на слици 10ц је приказана топлота од Цу50Зр20Ни30 у узорку Ни до Цу50Зр3. .
Термичка стабилност Цу50(Зр50−кНик) МГ прахова добијених након МА времена од 50 х, индексирано температуром стакленог прелаза (Тг), температуром кристализације (Тк) и потхлађеним течним регионом (ΔТк). Термограми диференцијалног скенирајућег калориметра (ДСЦ) за (а) Цу50Цу50Зр (а) Цу50цНи0505 0Зр20Ни30 и (е) прах легуре Цу50Зр10Ни40 МГ након МА времена од 50 х. Рендгенска дифракција (КСРД) узорка Цу50Зр30Ни20 загрејаног на ~700 °Ц у ДСЦ је приказана у (д).
Као што је приказано на слици 10, ДСЦ криве за све композиције са различитим концентрацијама Ни (к) указују на два различита случаја, један ендотермни и други егзотермни. Први ендотермни догађај одговара Тг, док је други повезан са Тк. Хоризонтални распон распона који постоји између Тг и Тк назива се подручје потхлађене течности (ΔТк тхе Цубе = Тк – Тк0). узорак (слика 10а), постављен на 526°Ц и 612°Ц, помера садржај (к) на 20 ат.% према страни ниске температуре од 482°Ц и 563°Ц са повећањем садржаја Ни (к), респективно, као што је приказано на слици 10б. Последично, ΔТк за Цу50Зр опада од Фиг.80Зр до) за Цу50Зр30Ни20 (слика 10б). За легуру МГ Цу50Зр40Ни10, такође је примећено да су вредности Тг, Тк и ΔТк смањене на ниво од 447°Ц, 526°Ц и 79°Ц (слика 10б). г вредност (507 °Ц) легуре МГ Цу50Зр20Ни30 је нижа од оне легуре МГ Цу50Зр40Ни10;ипак, његов Тк показује упоредиву вредност са претходним (612 °Ц). Према томе, ΔТк показује вишу вредност (87 °Ц), као што је приказано на слици 10ц.
Систем МГ Цу50(Зр50−кНик), узимајући за пример легуру МГ Цу50Зр20Ни30, кристализује кроз оштар егзотермни врх у кристалне фазе фцц-ЗрЦу5, орторомбне-Зр7Цу10 и орторомбне-ЗрНиц). Слика 10д), који је загрејан на 700 °Ц у ДСЦ.
На слици 11 приказане су фотографије снимљене током процеса хладног распршивања спроведеног у овом раду. У овој студији, металне честице праха налик стаклу синтетизоване након МА времена од 50 х (узимајући Цу50Зр20Ни30 као пример) коришћене су као антибактеријске сировине, а плоча од нерђајућег челика (СУС304) је одабрана технологијом наношења топлотног распршивача у серији хладног прскања. најефикаснији метод у серији термичких распршивања и може се користити за металне метастабилне температурно осетљиве материјале као што су аморфни и нанокристални прахови, који нису подложни фазним прелазима. Ово је главни фактор у избору ове методе. Процес хладног распршивања се спроводи коришћењем честица велике брзине које претварају кинетичку енергију у претходну енергију деформисања пластичног слоја и деформисаног дела. .
Фотографије са терена показују поступак хладног прскања који се користи за пет узастопних припрема МГ премаза/СУС 304 на 550 °Ц.
Кинетичка енергија честица, а самим тим и импулс сваке честице у формирању превлаке, морају се претворити у друге облике енергије кроз механизме као што су пластична деформација (почетне интеракције честица и честица-честица у супстрату и интеракције честица), консолидација шупљина, честица-честица, коначна ротација честица-честица, коначна енергија која долази од топлоте се не претвара у деформацију39 и више се претвара у киФ. топлоте и енергије деформације, резултат је еластични судар, што значи да се честице једноставно одбијају након удара. Истакнуто је да се 90% енергије ударца примењене на материјал честице/подлоге претвара у локалну топлоту 40 . Надаље, када се примени ударни напон, постижу се високе стопе пластичне деформације у веома кратком временском региону честице44.
Пластична деформација се генерално сматра процесом дисипације енергије, или тачније, извором топлоте у међуфазном региону. Међутим, повећање температуре у међуфазном региону обично није довољно да произведе топљење на међуфазној површини или да значајно подстакне атомску међудифузију. Ниједна публикација позната ауторима не истражује утицај својстава ових металних и стаклених прахова када се користе методе наношења металног и стакластог праха.
БФИ праха легуре МГ Цу50Зр20Ни30 се може видети на слици 12а, која је премазана на супстрату СУС 304 (слике 11, 12б). Као што се може видети са слике, прахови са премазом задржавају своју оригиналну аморфну ​​структуру јер имају деликатну структуру кристала, без било каквог присуства лабиринта на руци. страна фаза, као што сугеришу наночестице уграђене у матрицу праха обложеног МГ (Слика 12а). Слика 12ц приказује индексирани узорак дифракције нано снопа (НБДП) повезан са регионом И (Слика 12а). Као што је приказано на Слици 12ц, НБДП показује слабу кристалну структуру са слабом коекспозицијом и оштром коекспозицијом. велика кубна метастабилна Зр2Ни плус тетрагонална фаза ЦуО. Формирање ЦуО се може приписати оксидацији праха када путује од млазнице пиштоља за прскање до СУС 304 на отвореном под надзвучним струјањем. С друге стране, девитрификација металних стакластих прахова постигла је формирање великих цубиспраи фазе за хладну фазу 30°Ц мин.
(а) ФЕ-ХРТЕМ слика МГ праха премазаног на (б) СУС 304 супстрату (уметак слике). Индекс НБДП кружног симбола приказаног у (а) је приказан у (ц).
Да би се потврдио овај потенцијални механизам за формирање великих кубних Зр2Ни наночестица, изведен је независни експеримент. У овом експерименту, прашкови су распршени из пиштоља за распршивање на 550 °Ц у правцу супстрата СУС 304;међутим, да би се разјаснио ефекат жарења прахова, они су уклоњени са СУС304 траке што је пре могуће (око 60 секунди). Изведен је још један сет експеримената у којима је прах уклоњен са супстрата око 180 секунди након наношења.
На сликама 13а,б приказане су слике тамног поља (ДФИ) добијене скенирајућом трансмисијском електронском микроскопијом (СТЕМ) два распршена материјала нанесена на супстрате СУС 304 у трајању од 60 с, односно 180 с. Слика праха депонована 60 секунди нема морфолошки детаљ, што показује да су ови облици праха без особина, што је такође потврђено на слици 13. (Слика 13). фоус, као што показују широки примарни и секундарни дифракциони максимуми приказани на слици 14а. Они указују на одсуство метастабилне/мезофазне преципитације, при чему прах задржава своју оригиналну аморфну ​​структуру. Насупрот томе, прах распршен на истој температури (550 °Ц), али остављен на подлози током 180 с. 13б.