Tack för att du besöker Nature.com.Webbläsarversionen du använder har begränsat CSS-stöd.För bästa upplevelse rekommenderar vi att du använder en uppdaterad webbläsare (eller inaktiverar kompatibilitetsläge i Internet Explorer).Under tiden, för att säkerställa fortsatt support, kommer vi att rendera webbplatsen utan stilar och JavaScript.
Biofilmer är en viktig komponent i utvecklingen av kroniska infektioner, särskilt när det kommer till medicintekniska produkter.Detta problem utgör en enorm utmaning för det medicinska samfundet, eftersom standardantibiotika bara kan förstöra biofilmer i mycket begränsad utsträckning.Förebyggandet av biofilmbildning har lett till utvecklingen av olika beläggningsmetoder och nya material.Dessa tekniker syftar till att belägga ytor på ett sätt som förhindrar biofilmbildning.Glasaktiga metallegeringar, särskilt de som innehåller koppar- och titanmetaller, har blivit idealiska antimikrobiella beläggningar.Samtidigt har användningen av kallsprayteknik ökat då det är en lämplig metod för att bearbeta temperaturkänsliga material.En del av målet med denna forskning var att utveckla en ny antibakteriell film av metalliskt glas bestående av Cu-Zr-Ni ternärt med hjälp av mekaniska legeringstekniker.Det sfäriska pulvret som utgör slutprodukten används som råvara för kallsprutning av rostfria ytor vid låga temperaturer.Metallglasbelagda substrat kunde avsevärt minska biofilmbildning med minst 1 log jämfört med rostfritt stål.
Genom hela mänsklighetens historia har vilket samhälle som helst kunnat utveckla och främja introduktionen av nya material för att möta sina specifika krav, vilket resulterat i ökad produktivitet och ranking i en globaliserad ekonomi1.Det har alltid tillskrivits människans förmåga att designa material och tillverkningsutrustning, såväl som design för att tillverka och karakterisera material för att uppnå hälsa, utbildning, industri, ekonomi, kultur och andra områden från ett land eller en region till en annan.Framsteg mäts oavsett land eller region2.I 60 år har materialvetare ägnat mycket tid åt en huvuduppgift: sökandet efter nya och avancerade material.Ny forskning har fokuserat på att förbättra kvaliteten och prestandan hos befintliga material, samt att syntetisera och uppfinna helt nya typer av material.
Tillsatsen av legeringselement, modifieringen av materialets mikrostruktur och tillämpningen av termiska, mekaniska eller termomekaniska behandlingsmetoder har lett till en betydande förbättring av de mekaniska, kemiska och fysikaliska egenskaperna hos olika material.Dessutom har hittills okända föreningar syntetiserats framgångsrikt.Dessa ihärdiga ansträngningar har gett upphov till en ny familj av innovativa material som gemensamt kallas Advanced Materials2.Nanokristaller, nanopartiklar, nanorör, kvantprickar, nolldimensionella, amorfa metallglas och högentropilegeringar är bara några exempel på avancerade material som har dykt upp i världen sedan mitten av förra seklet.Vid tillverkning och utveckling av nya legeringar med förbättrade egenskaper, både i slutprodukten och i dess mellanstadier, tillkommer ofta problemet med obalans.Som ett resultat av införandet av nya tillverkningstekniker som tillåter betydande avvikelser från jämvikt, har en helt ny klass av metastabila legeringar, kända som metallglas, upptäckts.
Hans arbete på Caltech 1960 revolutionerade konceptet med metallegeringar när han syntetiserade Au-25 at.% Si glasartade legeringar genom att snabbt stelna vätskor med nästan en miljon grader per sekund.4 Professor Paul Duves upptäckt markerade inte bara historiens början metallglasögon (MS), utan ledde också till ett paradigmskifte i hur människor tänker om metallegeringar.Sedan den allra första banbrytande forskningen inom syntesen av MS-legeringar har nästan alla metallglas helt erhållits med någon av följande metoder: (i) snabb stelning av smältan eller ånga, (ii) atomgitterstörning, (iii) amorfiseringsreaktioner i fast tillstånd mellan rena metalliska element och (iv) fastfasövergångar av metastabila faser.
MG:er kännetecknas av frånvaron av långväga atomär ordning associerad med kristaller, vilket är en definierande egenskap hos kristaller.I den moderna världen har stora framsteg gjorts inom området metalliskt glas.Dessa är nya material med intressanta egenskaper som är av intresse inte bara för fasta tillståndets fysik, utan också för metallurgi, ytkemi, teknik, biologi och många andra områden.Denna nya typ av material har egenskaper som skiljer sig från hårdmetaller, vilket gör det till en intressant kandidat för tekniska tillämpningar inom en mängd olika områden.De har några viktiga egenskaper: (i) hög mekanisk duktilitet och sträckgräns, (ii) hög magnetisk permeabilitet, (iii) låg koercitivitet, (iv) ovanlig korrosionsbeständighet, (v) temperaturoberoende.Konduktivitet 6.7.
Mekanisk legering (MA)1,8 är en relativt ny metod, som först introducerades 19839 av Prof. KK Kok och hans kollegor.De producerade amorfa Ni60Nb40-pulver genom att mala en blandning av rena grundämnen vid omgivningstemperatur mycket nära rumstemperatur.Vanligtvis utförs MA-reaktionen mellan diffusionsbindning av reaktantpulver i en reaktor, vanligtvis gjord av rostfritt stål, till en kulkvarn.10 (Fig. la, b).Sedan dess har denna mekaniskt inducerade fasta tillståndsreaktionsmetod använts för att framställa nya amorfa/metalliska glaslegeringspulver med användning av låg- (Fig. 1c) och högenergikulkvarnar och stavkvarnar11,12,13,14,15,16.I synnerhet har denna metod använts för att framställa oblandbara system såsom Cu-Ta17 såväl som legeringar med hög smältpunkt såsom Al-övergångsmetall (TM, Zr, Hf, Nb och Ta)18,19 och Fe-W20-system., som inte kan erhållas med konventionella tillagningsmetoder.Dessutom anses MA vara ett av de mest kraftfulla nanoteknologiska verktygen för produktion i industriell skala av nanokristallina och nanokompositpulverpartiklar av metalloxider, karbider, nitrider, hydrider, kolnanorör, nanodiamanter, såväl som bred stabilisering med en top-down-strategi.1 och metastabila stadier.
Schematisk som visar tillverkningsmetoden som användes för att förbereda Cu50(Zr50-xNix)/SUS 304 metallisk glasbeläggning i denna studie.(a) Beredning av MC-legeringspulver med olika koncentrationer av Ni x (x; 10, 20, 30 och 40 at.%) med användning av lågenergikulmalningsmetoden.(a) Utgångsmaterialet laddas i en verktygscylinder tillsammans med verktygsstålkulor och (b) förseglas i en Heatmosfär fylld handskbox.(c) Transparent modell av malningskärlet som illustrerar kulans rörelse under slipning.Den slutliga pulverprodukten som erhölls efter 50 timmar användes för att kallspraybelägga SUS 304-substratet (d).
När det gäller bulkmaterialytor (substrat) innebär ytteknik design och modifiering av ytor (substrat) för att ge vissa fysikaliska, kemiska och tekniska egenskaper som inte finns i det ursprungliga bulkmaterialet.Några av de egenskaper som effektivt kan förbättras genom ytbehandling är nötnings-, oxidations- och korrosionsbeständighet, friktionskoefficient, bioinerthet, elektriska egenskaper och värmeisolering, för att bara nämna några.Ytkvaliteten kan förbättras med metallurgiska, mekaniska eller kemiska metoder.Som en välkänd process definieras beläggning helt enkelt som ett eller flera lager av material som artificiellt appliceras på ytan av ett bulkföremål (substrat) tillverkat av ett annat material.Beläggningar används således delvis för att uppnå önskade tekniska eller dekorativa egenskaper, samt för att skydda material från förväntade kemiska och fysikaliska interaktioner med miljön23.
En mängd olika metoder och tekniker kan användas för att applicera lämpliga skyddsskikt från några mikrometer (under 10-20 mikrometer) till mer än 30 mikrometer eller till och med flera millimeter i tjocklek.I allmänhet kan beläggningsprocesser delas in i två kategorier: (i) våtbeläggningsmetoder, inklusive elektroplätering, galvanisering och varmförzinkning, och (ii) torrbeläggningsmetoder, inklusive lödning, hårdbeläggning, fysisk ångavsättning (PVD).kemisk ångavsättning (CVD), termiska spraytekniker och på senare tid kallspraytekniker 24 (figur Id).
Biofilmer definieras som mikrobiella samhällen som är irreversibelt fästa på ytor och omgivna av egenproducerade extracellulära polymerer (EPS).Bildandet av en ytligt mogen biofilm kan leda till betydande förluster i många industrier, inklusive livsmedelsförädling, vattensystem och hälsovård.Hos människor, med bildandet av biofilmer, är mer än 80 % av fallen av mikrobiella infektioner (inklusive Enterobacteriaceae och Staphylococci) svåra att behandla.Dessutom har mogna biofilmer rapporterats vara 1000 gånger mer resistenta mot antibiotikabehandling jämfört med planktoniska bakterieceller, vilket anses vara en stor terapeutisk utmaning.Historiskt har antimikrobiella ytbeläggningsmaterial härrörande från vanliga organiska föreningar använts.Även om sådana material ofta innehåller giftiga komponenter som potentiellt är skadliga för människor,25,26 kan detta hjälpa till att undvika bakteriell överföring och materialnedbrytning.
Utbredd bakteriell resistens mot antibiotikabehandling på grund av biofilmbildning har lett till behovet av att utveckla en effektiv antimikrobiell membranbelagd yta som kan appliceras säkert27.Utvecklingen av en fysisk eller kemisk anti-adhesiv yta till vilken bakterieceller inte kan binda och bilda biofilmer på grund av vidhäftning är det första tillvägagångssättet i denna process27.Den andra tekniken är att utveckla beläggningar som levererar antimikrobiella kemikalier precis där de behövs, i högkoncentrerade och skräddarsydda mängder.Detta uppnås genom utveckling av unika beläggningsmaterial som grafen/germanium28, black diamond29 och ZnO30-dopade diamantliknande kolbeläggningar som är resistenta mot bakterier, en teknologi som maximerar utvecklingen av toxicitet och resistens på grund av biofilmbildning.Dessutom blir beläggningar som innehåller bakteriedödande kemikalier som ger långvarigt skydd mot bakteriell kontaminering allt populärare.Även om alla tre procedurerna kan utöva antimikrobiell aktivitet på belagda ytor, har var och en sin egen uppsättning begränsningar som bör beaktas när man utvecklar en appliceringsstrategi.
De produkter som för närvarande finns på marknaden hämmas av bristen på tid för att analysera och testa skyddande beläggningar för biologiskt aktiva ingredienser.Företag hävdar att deras produkter kommer att ge användarna de önskade funktionella aspekterna, men detta har blivit ett hinder för framgången för de produkter som för närvarande finns på marknaden.Föreningar som härrör från silver används i de allra flesta antimikrobiella medel som för närvarande är tillgängliga för konsumenter.Dessa produkter är utformade för att skydda användare från potentiellt skadlig exponering för mikroorganismer.Den fördröjda antimikrobiella effekten och den tillhörande toxiciteten hos silverföreningar ökar pressen på forskarna att utveckla ett mindre skadligt alternativ36,37.Att skapa en global antimikrobiell beläggning som fungerar inifrån och ut är fortfarande en utmaning.Detta kommer med tillhörande hälso- och säkerhetsrisker.Att upptäcka ett antimikrobiellt medel som är mindre skadligt för människor och ta reda på hur man kan införliva det i beläggningssubstrat med längre hållbarhet är ett mycket eftertraktat mål38.De senaste antimikrobiella och antibiofilmmaterialen är designade för att döda bakterier på nära håll antingen genom direktkontakt eller efter frisättning av det aktiva medlet.De kan göra detta genom att hämma initial bakteriell vidhäftning (inklusive förhindra bildandet av ett proteinlager på ytan) eller genom att döda bakterier genom att störa cellväggen.
Ytbeläggning är i huvudsak processen att applicera ytterligare ett lager på ytan av en komponent för att förbättra ytegenskaperna.Syftet med en ytbeläggning är att ändra mikrostrukturen och/eller sammansättningen av en komponents ytnära region39.Ytbeläggningsmetoder kan delas in i olika metoder, vilka sammanfattas i fig. 2a.Beläggningar kan delas in i termiska, kemiska, fysikaliska och elektrokemiska kategorier beroende på vilken metod som används för att skapa beläggningen.
(a) En insats som visar de huvudsakliga yttillverkningsteknikerna och (b) utvalda fördelar och nackdelar med kallspraymetoden.
Kallsprayteknik har mycket gemensamt med traditionella termiska spraytekniker.Men det finns också några viktiga grundläggande egenskaper som gör kallsprayprocessen och kallspraymaterial särskilt unika.Kallspraytekniken är fortfarande i sin linda, men den har en stor framtid.I vissa fall erbjuder de unika egenskaperna hos kallsprutning stora fördelar och övervinner begränsningarna med konventionella termiska spruttekniker.Det övervinner de betydande begränsningarna hos traditionell termisk sprayteknik, där pulvret måste smältas för att avsättas på ett substrat.Uppenbarligen är denna traditionella beläggningsprocess inte lämplig för mycket temperaturkänsliga material som nanokristaller, nanopartiklar, amorfa och metalliska glas40, 41, 42. Dessutom har termiska spraybeläggningsmaterial alltid en hög nivå av porositet och oxider.Kallsprayteknik har många betydande fördelar jämfört med termisk sprayteknik, såsom (i) minimal värmetillförsel till substratet, (ii) flexibilitet vid val av substratbeläggning, (iii) ingen fasomvandling och korntillväxt, (iv) hög vidhäftningsstyrka1 ,39 (fig. 2b).Dessutom har kallspraybeläggningsmaterial hög korrosionsbeständighet, hög hållfasthet och hårdhet, hög elektrisk ledningsförmåga och hög densitet41.Trots fördelarna med kallsprutningsprocessen har denna metod fortfarande vissa nackdelar, som visas i figur 2b.Vid beläggning av rena keramiska pulver som Al2O3, TiO2, ZrO2, WC, etc., kan kallspraymetoden inte användas.Å andra sidan kan keramiska/metallkompositpulver användas som råmaterial för beläggningar.Detsamma gäller andra termiska sprutningsmetoder.Svåra ytor och rörinredning är fortfarande svåra att spraya.
Med tanke på att föreliggande arbete är inriktat på användningen av metalliska glasaktiga pulver som utgångsmaterial för beläggningar, är det klart att konventionell termisk sprutning inte kan användas för detta ändamål.Detta beror på att metalliska glasaktiga pulver kristalliserar vid höga temperaturer1.
De flesta instrument som används inom medicin- och livsmedelsindustrin är tillverkade av austenitiska rostfria stållegeringar (SUS316 och SUS304) med en kromhalt på 12 till 20 viktprocent för tillverkning av kirurgiska instrument.Det är allmänt accepterat att användningen av krommetall som ett legeringselement i stållegeringar avsevärt kan förbättra korrosionsbeständigheten hos standardstållegeringar.Rostfria legeringar har, trots sin höga korrosionsbeständighet, inte signifikanta antimikrobiella egenskaper38,39.Detta står i kontrast till deras höga korrosionsbeständighet.Därefter är det möjligt att förutsäga utvecklingen av infektion och inflammation, som främst beror på bakteriell vidhäftning och kolonisering på ytan av biomaterial av rostfritt stål.Betydande svårigheter kan uppstå på grund av de betydande svårigheter som är förknippade med bakteriell vidhäftning och biofilmbildningsvägar, vilket kan leda till dålig hälsa, vilket kan få många konsekvenser som direkt eller indirekt kan påverka människors hälsa.
Denna studie är den första fasen av ett projekt finansierat av Kuwait Foundation for the Advancement of Science (KFAS), kontrakt nr.2010-550401, för att undersöka möjligheten att producera metalliskt glasartade Cu-Zr-Ni-ternära pulver med hjälp av MA-teknik (tabell).1) För tillverkning av SUS304 antibakteriell ytskyddsfilm/beläggning.Den andra fasen av projektet, som ska starta i januari 2023, kommer att studera i detalj de galvaniska korrosionsegenskaperna och systemets mekaniska egenskaper.Detaljerade mikrobiologiska tester för olika typer av bakterier kommer att genomföras.
Den här artikeln diskuterar effekten av Zr-legeringsinnehåll på glasformningsförmåga (GFA) baserat på morfologiska och strukturella egenskaper.Dessutom diskuterades också de antibakteriella egenskaperna hos det pulverlackerade metallglaset/SUS304-kompositen.Dessutom har pågående arbete utförts för att undersöka möjligheten till strukturell omvandling av metalliska glaspulver som inträffar under kallsprutning i det underkylda vätskeområdet i tillverkade metalliska glassystem.Cu50Zr30Ni20 och Cu50Zr20Ni30 metalliska glaslegeringar användes som representativa exempel i denna studie.
Detta avsnitt presenterar de morfologiska förändringarna i pulver av elementärt Cu, Zr och Ni under lågenergikulmalning.Två olika system bestående av Cu50Zr20Ni30 och Cu50Zr40Ni10 kommer att användas som illustrativa exempel.MA-processen kan delas in i tre separata steg, vilket framgår av den metallografiska karakteriseringen av pulvret som erhålls i malningssteget (fig. 3).
Metallografiska egenskaper hos pulver av mekaniska legeringar (MA) erhållna efter olika stadier av kulslipning.Fältemissionsskanningelektronmikroskopbilder (FE-SEM) av MA- och Cu50Zr40Ni10-pulver erhållna efter kulmalning med låg energi i 3, 12 och 50 timmar visas i (a), (c) och (e) för Cu50Zr20Ni30-systemet, medan de är på samma MA.Motsvarande bilder av Cu50Zr40Ni10-systemet tagna efter tid visas i (b), (d) och (f).
Under kulmalning påverkas den effektiva kinetiska energin som kan överföras till metallpulvret av en kombination av parametrar, som visas i fig. la.Detta inkluderar kollisioner mellan kulor och pulver, skjuvkomprimering av pulver som fastnat mellan eller mellan malningsmedier, stötar från fallande kulor, skjuvning och slitage orsakat av pulvermotstånd mellan de rörliga kropparna i en kulkvarn och en stötvåg som passerar genom fallande kulor som fortplantar sig genom laddad kultur (Fig. 1a). Элементарные порошки Cu, Zr och Ni были сильно деформированы из-за холодной сварки на ранней стадии Мранней стадии Маривючо за за холодной сварки на ранней стадии Мранней стадии Маречо бречо чокра рупных частиц порошка (> 1 mm в диаметре). De elementära Cu-, Zr- och Ni-pulvren deformerades allvarligt på grund av kallsvetsning i ett tidigt skede av MA (3 timmar), vilket ledde till bildandet av stora pulverpartiklar (> 1 mm i diameter).Dessa stora kompositpartiklar kännetecknas av bildandet av tjocka lager av legeringselement (Cu, Zr, Ni), som visas i fig.3a,b.En ökning av MA-tiden till 12 h (mellanstadiet) ledde till en ökning av den kinetiska energin i kulkvarnen, vilket ledde till sönderdelningen av kompositpulvret till mindre pulver (mindre än 200 μm), som visas i Fig. 3c, city .I detta skede leder den applicerade skjuvkraften till bildandet av en ny metallyta med tunna Cu, Zr, Ni-hintskikt, som visas i Fig. 3c, d.Som ett resultat av malningen av skikten vid gränsytan mellan flingorna uppstår fastfasreaktioner med bildandet av nya faser.
Vid MA-processens klimax (efter 50 timmar), var flingmetallografi knappt märkbar (fig. 3e, f), och spegelmetallografi observerades på den polerade ytan av pulvret.Detta innebär att MA-processen avslutades och en enda reaktionsfas skapades.Elementarsammansättningen av regionerna som anges i Fig.3e (I, II, III), f, v, vi) bestämdes med användning av fältemissionssvepelektronmikroskopi (FE-SEM) i kombination med energidispersiv röntgenspektroskopi (EDS).(IV).
I tabell.2 grundämneskoncentrationer av legeringselement visas som en procentandel av den totala massan för varje region vald i fig.3e, f.Att jämföra dessa resultat med de initiala nominella sammansättningarna av Cu50Zr20Ni30 och Cu50Zr40Ni10 som anges i Tabell 1 visar att sammansättningarna av dessa två slutprodukter ligger mycket nära de nominella sammansättningarna.Dessutom antyder inte de relativa värdena för komponenterna för regionerna listade i fig. 3e,f signifikant försämring eller variation i sammansättningen av varje prov från en region till en annan.Detta bevisas av det faktum att det inte finns någon förändring i sammansättningen från en region till en annan.Detta indikerar produktionen av enhetliga legeringspulver som visas i tabell 2.
FE-SEM-mikrofotografier av Cu50(Zr50-xNix) slutproduktpulvret erhölls efter 50 MA gånger, såsom visas i Fig. 4a-d, där x är 10, 20, 30 respektive 40 at.%.Efter detta malningssteg aggregeras pulvret på grund av van der Waals-effekten, vilket leder till bildandet av stora aggregat bestående av ultrafina partiklar med en diameter på 73 till 126 nm, som visas i figur 4.
Morfologiska egenskaper hos Cu50(Zr50-xNix)-pulver erhållna efter 50 timmars MA.För Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30, Cu50Zr10Ni40-systemen visas FE-SEM-bilderna av pulver erhållna efter 50 MA i (a), (b), (c) respektive (d).
Innan pulvren laddades i den kalla spraymataren sonikerades de först i etanol av analytisk kvalitet under 15 minuter och torkades sedan vid 150°C under 2 timmar.Detta steg måste tas för att framgångsrikt bekämpa agglomeration, som ofta orsakar många allvarliga problem i beläggningsprocessen.Efter slutförandet av MA-processen genomfördes ytterligare studier för att undersöka legeringspulvrets homogenitet.På fig.5a–d visar FE-SEM-mikrofotografier och motsvarande EDS-bilder av Cu-, Zr- och Ni-legeringselementen i Cu50Zr30Ni20-legeringen tagna efter 50 timmars tid M, respektive.Det bör noteras att legeringspulvret som erhålls efter detta steg är homogena, eftersom de inte uppvisar några sammansättningsfluktuationer utöver subnanometernivån, som visas i figur 5.
Morfologi och lokal fördelning av element i MG Cu50Zr30Ni20-pulver erhållet efter 50 MA med FE-SEM/Energy Dispersive X-ray Spectroscopy (EDS).(a) SEM- och röntgen-EDS-avbildning av (b) Cu-Ka, (c) Zr-La och (d) Ni-Ka.
Röntgendiffraktionsmönstren för mekaniskt legerade Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30 och Cu50Zr20Ni30 pulver erhållna efter 50 timmars MA visas i Fig.6a–d, respektive.Efter detta malningssteg hade alla prover med olika Zr-koncentrationer amorfa strukturer med karakteristiska halodiffusionsmönster som visas i fig. 6.
Röntgendiffraktionsmönster av Cu50Zr40Ni10 (a), Cu50Zr30Ni20 (b), Cu50Zr20Ni30 (c) och Cu50Zr20Ni30 (d) pulver efter MA i 50 timmar.Ett halodiffusionsmönster observerades i alla prover utan undantag, vilket indikerar bildandet av en amorf fas.
Högupplöst fältemissionstransmissionselektronmikroskopi (FE-HRTEM) användes för att observera strukturella förändringar och förstå den lokala strukturen hos pulver som härrör från kulmalning vid olika MA-tider.Bilder av pulver erhållna med FE-HRTEM-metoden efter de tidiga (6 timmar) och mellanliggande (18 timmar) stadierna av malning av Cu50Zr30Ni20- och Cu50Zr40Ni10-pulver visas i figurerna.7a.Enligt ljusfältsbilden (BFI) av pulvret som erhålls efter 6 timmars MA består pulvret av stora korn med tydligt definierade gränser för elementen fcc-Cu, hcp-Zr och fcc-Ni, och det finns inga tecken på bildandet av en reaktionsfas, som visas i fig. 7a.Dessutom avslöjade ett korrelerat utvalt områdesdiffraktionsmönster (SADP) taget från mittområdet (a) ett skarpt diffraktionsmönster (fig. 7b) som indikerar närvaron av stora kristalliter och frånvaron av en reaktiv fas.
Lokala strukturella egenskaper hos MA-pulvret erhållet efter de tidiga (6 timmar) och mellanliggande (18 timmar) stadierna.(a) Högupplöst fältemissionstransmissionselektronmikroskopi (FE-HRTEM) och (b) motsvarande valt areadiffraktogram (SADP) av Cu50Zr30Ni20-pulver efter MA-behandling i 6 timmar.FE-HRTEM-bilden av Cu50Zr40Ni10 erhållen efter 18 timmars MA visas i (c).
Såsom visas i fig.7c ledde en ökning av varaktigheten av MA till 18 timmar till allvarliga gallerdefekter i kombination med plastisk deformation.I detta mellanstadium av MA-processen uppstår olika defekter i pulvret, inklusive staplingsfel, gallerdefekter och punktdefekter (fig. 7).Dessa defekter orsakar fragmentering av stora korn längs korngränserna till subkorn som är mindre än 20 nm i storlek (fig. 7c).
Den lokala strukturen av Cu50Z30Ni20-pulvret malt i 36 timmar MA kännetecknas av bildandet av ultrafina nanokorn inbäddade i en amorf tunn matris, som visas i Fig. 8a.En lokal analys av EMF visade att de nanokluster som visas i Fig.8a är associerade med obehandlade Cu-, Zr- och Ni-pulverlegeringar.Halten av Cu i matrisen varierade från ~32 at.% (fattig zon) till ~74 at.% (rik zon), vilket indikerar bildandet av heterogena produkter.Dessutom visar motsvarande SADP för pulvren som erhållits efter målning i detta steg primära och sekundära halodiffusionsringar i amorfa faser som överlappar med vassa spetsar associerade med dessa obehandlade legeringselement, såsom visas i fig. 8b.
Lokala strukturella egenskaper i nanoskala hos Beyond 36 h-Cu50Zr30Ni20-pulver.(a) Ljusfältsbild (BFI) och motsvarande (b) SADP av Cu50Zr30Ni20-pulver erhållet efter malning i 36 timmar MA.
Mot slutet av MA-processen (50 timmar), har Cu50(Zr50-xNix), X, 10, 20, 30 och 40 at.% pulver, utan undantag, en labyrintisk morfologi av den amorfa fasen, som visas i Fig. .Varken punktdiffraktion eller skarpa ringformiga mönster kunde detekteras i motsvarande SADS för varje komposition.Detta indikerar frånvaron av obehandlad kristallin metall, utan snarare bildandet av ett amorft legeringspulver.Dessa korrelerade SADP:er som visar halodiffusionsmönster användes också som bevis för utvecklingen av amorfa faser i det slutliga produktmaterialet.
Lokal struktur för slutprodukten av Cu50 MS-systemet (Zr50-xNix).FE-HRTEM och korrelerade nanostrålediffraktionsmönster (NBDP) av (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 och (d) Cu50Zr10Ni40 erhållen efter 50 timmars MA.
Med hjälp av differentiell skanningskalorimetri studerades den termiska stabiliteten för glasövergångstemperaturen (Tg), den underkyld vätskeregionen (ΔTx) och kristallisationstemperaturen (Tx) beroende på innehållet av Ni (x) i det amorfa systemet Cu50(Zr50-xNix).(DSC) egenskaper i He-gasflödet.DSC-kurvorna för pulver av Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20 och Cu50Zr10Ni40 amorfa legeringar erhållna efter MA under 50 timmar visas i Fig.10a, b, e, respektive.Medan DSC-kurvan för amorf Cu50Zr20Ni30 visas separat i Fig. 1000-talet. Samtidigt visas ett Cu50Zr30Ni20-prov uppvärmt till ~700°C i DSC i Fig. 10g.
Den termiska stabiliteten för Cu50(Zr50-xNix) MG-pulver erhållna efter MA i 50 timmar bestäms av glasövergångstemperaturen (Tg), kristallisationstemperaturen (Tx) och den underkyld vätskeregionen (ΔTx).Termogram av differentiell scanningkalorimeter (DSC) pulver av Cu50Zr40Ni10 (a), Cu50Zr30Ni20 (b), Cu50Zr20Ni30 (c) och (e) Cu50Zr10Ni40 MG legeringspulver efter MA i 50 timmar.Ett röntgendiffraktionsmönster (XRD) av ett Cu50Zr30Ni20-prov uppvärmt till ~700°C i DSC visas i (d).
Såsom visas i figur 10 indikerar DSC-kurvorna för alla kompositioner med olika nickelkoncentrationer (x) två olika fall, det ena endotermt och det andra exotermiskt.Den första endotermiska händelsen motsvarar Tg, och den andra är associerad med Tx.Det horisontella spännområdet som finns mellan Tg och Tx kallas det underkylda vätskeområdet (ΔTx = Tx – Tg).Resultaten visar att Tg och Tx för Cu50Zr40Ni10-provet (fig. 10a) placerat vid 526°C och 612°C flyttar innehållet (x) upp till 20 vid % mot lågtemperatursidan av 482°C och 563°C.°C med ökande Ni-halt (x), respektive, som visas i figur 10b.Följaktligen minskar ΔTx Cu50Zr40Ni10 från 86°С (fig. 10a) till 81°С för Cu50Zr30Ni20 (fig. 10b).För MC Cu50Zr40Ni10-legeringen observerades också en minskning av värdena för Tg, Tx och ΔTx till nivåerna 447°С, 526°С och 79°С (Fig. 10b).Detta indikerar att en ökning av Ni-halten leder till en minskning av den termiska stabiliteten hos MS-legeringen.Tvärtom är värdet på Tg (507 °C) för MC Cu50Zr20Ni30-legeringen lägre än värdet för MC Cu50Zr40Ni10-legeringen;ändå visar dess Tx ett värde som är jämförbart med det (612 °C).Därför har ΔTx ett högre värde (87°C) som visas i fig.900-talet
Cu50(Zr50-xNix) MC-systemet, som använder Cu50Zr20Ni30 MC-legeringen som ett exempel, kristalliseras genom en skarp exoterm topp till fcc-ZrCu5, ortorhombic-Zr7Cu10 och ortorhombic-ZrNi kristallina faser (Fig.).Denna fasövergång från amorf till kristallin bekräftades genom röntgendiffraktionsanalys av MG-provet (Fig. 10d) som upphettades till 700°C i DSC.
På fig.11 visar fotografier tagna under den kallsprayprocess som utförs i det aktuella arbetet.I denna studie användes glasartade metallpulverpartiklar syntetiserade efter MA i 50 timmar (med Cu50Zr20Ni30 som exempel) som ett antibakteriellt råmaterial, och en rostfri stålplåt (SUS304) var kallspraybelagd.Kallspraymetoden valdes för beläggning i termisk sprayteknikserien eftersom det är den mest effektiva metoden i termisk sprayteknikserie där den kan användas för metalliska metastabila värmekänsliga material såsom amorfa och nanokristallina pulver.Inte föremål för fas.övergångar.Detta är huvudfaktorn för att välja denna metod.Den kalla deponeringsprocessen utförs med hjälp av höghastighetspartiklar som omvandlar partiklarnas kinetiska energi till plastisk deformation, deformation och värme vid anslag mot substratet eller tidigare avsatta partiklar.
Fältfotografier visar den kalla sprayproceduren som användes för fem på varandra följande beredningar av MG/SUS 304 vid 550°C.
Partiklarnas kinetiska energi, såväl som varje partikels rörelsemängd under bildningen av beläggningen, måste omvandlas till andra energiformer genom sådana mekanismer som plastisk deformation (primärpartiklar och interpartikelinteraktioner i matrisen och interaktioner mellan partiklar), interstitiell knutar av fasta ämnen, rotation mellan partiklar, omvandling av all kinetisk energi, i tillsats av värme3 och begränsande till värme3, omvandlas den till kinetisk energi till 9. termisk energi och deformationsenergi, blir resultatet en elastisk kollision, vilket gör att partiklarna helt enkelt studsar av efter stöten.Det har noterats att 90 % av slagenergin som appliceras på partikel-/substratmaterialet omvandlas till lokal värme 40 .Dessutom, när slagpåkänning appliceras, uppnås höga plastiska töjningshastigheter i kontaktområdet partikel/substrat på mycket kort tid41,42.
Plastisk deformation betraktas vanligtvis som en process för energiavledning, eller snarare som en värmekälla i gränsytan.Emellertid är ökningen i temperatur i gränsytområdet vanligtvis inte tillräcklig för uppkomsten av gränsytsmältning eller signifikant stimulering av den inbördes diffusionen av atomer.Ingen publikation känd för författarna har undersökt effekten av egenskaperna hos dessa metalliska glasaktiga pulver på pulvervidhäftning och sedimentering som uppstår vid användning av kallspraytekniker.
BFI för MG Cu50Zr20Ni30-legeringspulvret kan ses i fig. 12a, som avsattes på SUS 304-substratet (fig. 11, 12b).Som framgår av figuren behåller de belagda pulvren sin ursprungliga amorfa struktur eftersom de har en delikat labyrintstruktur utan några kristallina egenskaper eller gallerdefekter.Å andra sidan indikerar bilden närvaron av en främmande fas, vilket framgår av nanopartiklarna som ingår i den MG-belagda pulvermatrisen (Fig. 12a).Figur 12c visar det indexerade nanostrålediffraktionsmönstret (NBDP) associerat med region I (Figur 12a).Såsom visas i fig.12c, NBDP uppvisar ett svagt halodiffusionsmönster av amorf struktur och samexisterar med skarpa fläckar som motsvarar en kristallin stor kubisk metastabil Zr2Ni-fas plus en tetragonal CuO-fas.Bildandet av CuO kan förklaras av oxidationen av pulvret vid förflyttning från sprutpistolens munstycke till SUS 304 i det fria i ett överljudsflöde.Å andra sidan resulterade devitrifiering av metallglasartade pulver i bildandet av stora kubiska faser efter kallspraybehandling vid 550°C under 30 min.
(a) FE-HRTEM-bild av MG-pulver avsatt på (b) SUS 304-substrat (figur infälld).NBDP-indexet för den runda symbolen som visas i (a) visas i (c).
För att testa denna potentiella mekanism för bildandet av stora kubiska Zr2Ni-nanopartiklar genomfördes ett oberoende experiment.I detta experiment sprutades pulver från en finfördelare vid 550°C i riktning mot SUS 304-substratet;för att bestämma glödgningseffekten avlägsnades emellertid pulvren från SUS304-remsan så snabbt som möjligt (cirka 60 s).).En annan serie experiment utfördes där pulvret avlägsnades från substratet cirka 180 sekunder efter applicering.
Figurerna 13a,b visar mörkfältsbilder (STEM) av två förstoftade material avsatta på SUS 304-substrat under 60 s respektive 180 s.Pulverbilden avsatt i 60 sekunder saknar morfologiska detaljer, vilket visar särdragslöshet (Fig. 13a).Detta bekräftades också av XRD, som visade att den övergripande strukturen för dessa pulver var amorf, vilket indikeras av de breda primära och sekundära diffraktionstopparna som visas i figur 14a.Detta indikerar frånvaron av metastabila/mesofasfällningar, i vilka pulvret behåller sin ursprungliga amorfa struktur.Däremot visade pulvret avsatt vid samma temperatur (550°C) men lämnat på substratet i 180 s avsättningen av korn i nanostorlek, som visas av pilarna i Fig. 13b.