Tack för att du besöker Nature.com. Webbläsarversionen du använder har begränsat stöd för CSS. För bästa upplevelse rekommenderar vi att du använder en uppdaterad webbläsare (eller stänger av kompatibilitetsläget i Internet Explorer). Under tiden, för att säkerställa fortsatt support, kommer vi att visa webbplatsen utan stilar och JavaScript.
Biofilmer är en viktig komponent i utvecklingen av kroniska infektioner, särskilt när medicintekniska produkter är inblandade. Det här problemet utgör en stor utmaning för det medicinska samhället, eftersom standardantibiotika endast kan utrota biofilmer i mycket begränsad omfattning. Att förhindra biofilmbildning har lett till utvecklingen av olika beläggningsmetoder och nya material. Dessa metoder syftar till att belägga ytor på ett sätt som innehåller alla biofilms- och samfilmsskyddade ytor som i synnerhet innehåller biofilm och glas. iummetaller, har dykt upp som idealiska antimikrobiella beläggningar. Samtidigt har användningen av kallsprayteknik ökat eftersom det är en lämplig metod för bearbetning av temperaturkänsliga material. En del av syftet med denna studie var att utveckla en ny antibakteriell film av metalliskt glas som består av ternär Cu-Zr-Ni med hjälp av mekaniska legeringstekniker som används för att bearbeta en sfärisk stålyta i pulverform som en sfärisk ytbeläggning av stål. vid låga temperaturer.Substrat belagda med metalliskt glas kunde avsevärt minska biofilmbildningen med minst 1 log jämfört med rostfritt stål.
Genom hela mänsklighetens historia har vilket samhälle som helst kunnat designa och främja introduktionen av nya material som uppfyller dess specifika krav, vilket har resulterat i förbättrad prestanda och rankning i en globaliserad ekonomi1. Det har alltid tillskrivits människans förmåga att utveckla material och tillverkningsutrustning och design för materialtillverkning och karaktärisering för att uppnå vinster inom hälsa, utbildning, industri, ekonomi, kultur och andra områden från ett land eller ett annat land eller region utan mått på utvecklingsland eller region.2 I 60 år har materialforskare ägnat mycket av sin tid åt att fokusera på ett stort problem: jakten på nya och banbrytande material. Senare forskning har fokuserat på att förbättra kvaliteten och prestandan hos befintliga material, samt att syntetisera och uppfinna helt nya typer av material.
Tillägget av legeringselement, modifieringen av materialets mikrostruktur och tillämpningen av termiska, mekaniska eller termomekaniska bearbetningstekniker har resulterat i betydande förbättringar av de mekaniska, kemiska och fysikaliska egenskaperna hos en mängd olika material. Dessutom har hittills ohörda föreningar framgångsrikt syntetiserats vid denna punkt. Dessa ihärdiga nya material och avancerade ansträngningar har gett upphov till innovativa 2N-material i familjen. , nanopartiklar, nanorör, kvantprickar, nolldimensionella, amorfa metalliska glas och högentropilegeringar är bara några exempel på avancerade material som introducerats i världen sedan mitten av förra seklet. När man tillverkar och utvecklar nya legeringar med överlägsna egenskaper, antingen i slutskedet av produkten eller i en ny produktionsteknik, läggs ofta till ett problem i slutprodukten eller i en ny produktion. För att avsevärt avvika från jämvikt har en helt ny klass av metastabila legeringar, känd som metallglas, upptäckts.
Hans arbete på Caltech 1960 gav en revolution i begreppet metallegeringar när han syntetiserade glasartade Au-25 at.% Si-legeringar genom att snabbt stelna vätskor med nästan en miljon grader per sekund. studier i syntesen av MG-legeringar, nästan alla metallglas har tillverkats helt med hjälp av någon av följande metoder;(i) snabb stelning av smältan eller ångan, (ii) atomär störning av gittret, (iii) amorfiseringsreaktioner i fast tillstånd mellan rena metallelement och (iv) övergångar i fast tillstånd av metastabila faser.
MG:er kännetecknas av sin avsaknad av den långväga atomordningen som är förknippad med kristaller, vilket är en avgörande egenskap hos kristaller.I dagens värld har stora framsteg gjorts inom området metalliskt glas. De är nya material med intressanta egenskaper som är av intresse inte bara i fasta tillståndets fysik, utan också inom metallurgi och många nya ämnen i ytkemikalier, biologi och andra ytkemikalier. t egenskaper från fasta metaller, 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. Konduktiviteten på 6,7.
Mekanisk legering (MA)1,8 är en relativt ny teknik, som först introducerades 19839 av Prof. CC Kock och kollegor. De framställde amorfa Ni60Nb40-pulver genom att mala en blandning av rena grundämnen vid omgivningstemperaturer mycket nära rumstemperatur.Vanligtvis utförs MA-reaktionen mellan diffusiv koppling av reaktantmaterialpulvret i en reaktor, vanligtvis gjord av rostfritt stål till en kulkvarn 10 (Fig. 1a, b). Sedan dess har denna mekaniskt inducerade fasta tillståndsreaktionsteknik använts för att framställa nya amorfa/metalliska glaslegeringspulver med användning av lågenergikvarn, 1 stav, 1 kvarn, 1 kvarn, 1 kvarn och 1 kvarn med hög energi och 1 kvarn. ,13,14,15 , 16. I synnerhet har denna metod använts för att framställa oblandbara system som Cu-Ta17, såväl som legeringar med hög smältpunkt som Al-övergångsmetallsystem (TM; Zr, Hf, Nb och Ta)18,19 och Fe-W20 , som inte kan erhållas med konventionella beredningsvägar, utan anses vara den mest kraftfulla av industriella beredningsvägar, naFur är den mest kraftfulla av industriella beredningsvägar. okristallina och nanokompositpulverpartiklar av metalloxider, karbider, nitrider, hydrider, kolnanorör, nanodiamanter, samt bred stabilisering via en top-down approach 1 och metastabila stadier.
Schematisk beskrivning av tillverkningsmetoden som används för att framställa Cu50(Zr50−xNix) metallisk glasbeläggning (MG)/SUS 304 i denna studie.(a) Framställning av MG-legeringspulver med olika Ni-koncentrationer x (x; 10, 20, 30 och 40 at.%) med hjälp av kulfräsningsteknik med låg energi. låda fylld med He-atmosfär.(c) En transparent modell av malningskärlet som illustrerar kulrörelse under malning. Slutprodukten av pulvret som erhölls efter 50 timmar användes för att belägga SUS 304-substratet med kallspraymetoden (d).
När det gäller bulkmaterialytor (substrat) involverar ytteknik design och modifiering av ytor (substrat) för att tillhandahålla vissa fysikaliska, kemiska och tekniska egenskaper som inte finns i det ursprungliga bulkmaterialet. Vissa egenskaper som effektivt kan förbättras genom ytbehandlingar inkluderar nötningsbeständighet, oxidations- och korrosionsbeständighet, friktionskoefficient, bio-tröghet, för att nämna några få elektriska egenskaper, förbättrade elektriska egenskaper, särdrag. metallurgiska, mekaniska eller kemiska tekniker. Som en välkänd process definieras en beläggning helt enkelt som ett enstaka eller flera lager av material som artificiellt avsatts på ytan av ett bulkföremål (substrat) tillverkat av ett annat material. Således används beläggningar delvis för att uppnå vissa önskade tekniska eller dekorativa egenskaper, samt för att skydda material från förväntade kemiska och fysiska interaktioner med den omgivande miljön23.
För att avsätta lämpliga ytskyddsskikt med tjocklekar som sträcker sig från några mikrometer (under 10-20 mikrometer) till över 30 mikrometer eller till och med några millimeter, kan många metoder och tekniker användas. Generellt kan beläggningsprocesser delas in i två kategorier: (i) våtbeläggningsmetoder, inklusive galvanisering, strömlös plätering, och inkluderande varmförzinkning, ytförzinkning, lödning, lödning, lödning, fysikalisk ångavsättning (PVD), kemisk ångavsättning (CVD), termiska spraytekniker och på senare tid kallspraytekniker 24 (fig. Id).
Biofilmer definieras som mikrobiella samhällen som är irreversibelt fästa på ytor och omgivna av egenproducerade extracellulära polymerer (EPS). Ytmogen biofilmbildning kan leda till betydande förluster i många industrisektorer, inklusive livsmedelsindustrin, vattensystem och hälsovårdsmiljöer. Hos människor, när biofilmer bildas, är mer än 80 % av fallen av mikrobakterier svåra infektioner (mikrobakterier) 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.Antimikrobiella ytbeläggningsmaterial som härrör från konventionella organiska föreningar har historiskt använts. Även om sådana material ofta innehåller toxiska komponenter,5 kan det hjälpa till att förhindra mänskliga infektioner2,2 kan de förhindra överföring av bakterier2.
Bakteriers utbredda resistens mot antibiotikabehandlingar på grund av biofilmbildning har lett till behovet av att utveckla en effektiv antimikrobiell membranbelagd yta som säkert kan appliceras27.Utvecklingen av en fysisk eller kemisk antividhäftande yta till vilken bakterieceller hämmas att binda och bygga biofilmer på grund av vidhäftning är det första tillvägagångssättet för att utveckla en27 kemisk beläggning i denna process. precis där de behövs, i högkoncentrerade och skräddarsydda mängder. Detta uppnås genom att utveckla unika beläggningsmaterial som grafen/germanium28, black diamond29 och ZnO-dopade diamantliknande kolbeläggningar30 som är resistenta mot bakterier, en teknologi som maximerar toxicitet och resistensutveckling på grund av biofilmsbildning som avsevärt minskar kemiska ytskikt och ger en betydande minskning av kemiska ytbeläggningar. termiskt skydd mot bakteriell kontaminering blir mer populärt. Även om alla tre procedurerna kan ge antimikrobiella effekter på belagda ytor, har de var och en sin uppsättning begränsningar som bör beaktas när man utvecklar appliceringsstrategier.
Produkter som för närvarande finns på marknaden hämmas av otillräcklig tid för att analysera och testa skyddande beläggningar för biologiskt aktiva ingredienser. Företag hävdar att deras produkter kommer att ge användarna önskvärda funktionella aspekter;detta har dock varit ett hinder för framgången för produkter som för närvarande finns på marknaden. Föreningar som härrör från silver används i de allra flesta antimikrobiella terapier som nu är tillgängliga för konsumenter. Dessa produkter är utvecklade för att skydda användare från de potentiellt farliga effekterna av mikroorganismer. Den fördröjda antimikrobiella effekten och tillhörande toxiciteten hos silverföreningar ökar trycket på en global antimikrobiell beläggning7, vilket minskar trycket på forskare36, vilket är mindre skadligt737. inomhus och utomhus visar sig fortfarande vara en skrämmande uppgift. Detta är på grund av de associerade riskerna för både hälsa och säkerhet. 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. Det senaste antimikrobiella medlet är utformat för att antingen släppa ut aktiva ämnen i direkt kontakt med antibiotikum och antibakterier. y kan göra detta genom att hämma initial bakteriell vidhäftning (inklusive att motverka bildandet av ett proteinskikt på ytan) eller genom att döda bakterier genom att interferera med cellväggen.
I grund och botten är ytbeläggning processen att placera ytterligare ett lager på ytan av en komponent för att förbättra ytrelaterade kvaliteter. Målet med ytbeläggning är att skräddarsy mikrostrukturen och/eller sammansättningen av komponentens ytnära region39. Ytbeläggningstekniker kan delas in i olika metoder, som sammanfattas i Fig. 2a. på metoden som används för att skapa beläggningen.
(a) Insats som visar de huvudsakliga tillverkningsteknikerna som används för ytan, och (b) valda fördelar och nackdelar med kallspraytekniken.
Kallspraytekniken delar många likheter med konventionella termiska spraymetoder. Det finns dock också några viktiga grundläggande egenskaper som gör kallsprayprocessen och kallspraymaterial särskilt unika.Kallspraytekniken är fortfarande i sin linda, men har en ljus framtid. I vissa applikationer erbjuder de unika egenskaperna hos kallspray stora fördelar och övervinner de inneboende begränsningarna för traditionella spraymetoder. strålteknik, under vilken pulvret måste smältas för att avsättas på substratet. Uppenbarligen är denna traditionella beläggningsprocess inte lämplig för mycket temperaturkänsliga material såsom nanokristaller, nanopartiklar, amorfa och metalliska glas40, 41, 42. Dessutom har termisk spraybeläggningsmaterial alltid en betydande fördel av porositet och sprayteknologi, som har en hög spray-teknik jämfört med sprayteknologi. som (i) minimal värmetillförsel till substratet, (ii) flexibilitet i val av substratbeläggning, (iii) frånvaro av fasomvandling och korntillväxt, (iv) hög bindningsstyrka1,39 (Fig.2b). Dessutom har kallspraybeläggningsmaterial hög korrosionsbeständighet, hög hållfasthet och hårdhet, hög elektrisk ledningsförmåga och hög densitet41.Tvärtemot fördelarna med kallsprayprocessen finns det fortfarande vissa nackdelar med att använda denna teknik, som visas i figur 2b.När beläggning av rena keramiska pulver såsom Al2O3, TiO2, kan inte den kalla metoden användas. keramiska/metallkompositpulver kan användas som råmaterial för beläggningar. Detsamma gäller andra termiska sprutmetoder.Komplicerade ytor och invändiga rörytor är fortfarande svåra att spruta.
Med tanke på att det nuvarande arbetet syftar till att använda metalliska glasartade pulver som råmaterial för beläggning är det tydligt att konventionell termisk sprutning inte kan användas för detta ändamål. Detta beror på att metalliska glasartade pulver kristalliserar vid höga temperaturer1.
De flesta verktyg som används inom medicin- och livsmedelsindustrin är gjorda av austenitiska rostfria stållegeringar (SUS316 och SUS304) med en kromhalt mellan 12 och 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 legeringar av legerat stål avsevärt. resistens, uppvisar inte signifikanta antimikrobiella egenskaper38,39.Detta står i kontrast till deras höga korrosionsbeständighet.Därefter kan utvecklingen av infektion och inflammation förutsägas, vilket främst orsakas av bakteriell vidhäftning och kolonisering på ytan av rostfria biomaterial.Betydande svårigheter kan uppstå på grund av betydande svårigheter förknippade med biobakterier, som kan leda till avsevärda adhesion och deformationer av bly, som kan ha biobakterier, 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 metalliska glasartade Cu-Zr-Ni-ternära pulver med hjälp av MA-teknik (tabell 1) för produktion av antibakteriell film av ytskydd i januari 204/S3,204 startar i januari 2004/S3,20. kommer att undersöka systemets elektrokemiska korrosionsegenskaper och mekaniska egenskaper i detalj. Detaljerade mikrobiologiska tester kommer att utföras för olika bakteriearter.
I denna artikel diskuteras effekten av Zr-legeringselementinnehållet på glasformningsförmågan (GFA) baserat på morfologiska och strukturella egenskaper. Dessutom diskuterades också de antibakteriella egenskaperna hos den belagda metalliska glaspulverbeläggningen/SUS304-kompositen. Vidare har pågående arbete utförts för att undersöka möjligheten att strukturell pulverformning av metalliskt glas i vätskeformigt glas i vätskeformig glasregion inträffar i vätskeformigt glas. Som representativa exempel har Cu50Zr30Ni20 och Cu50Zr20Ni30 metalliska glaslegeringar använts i denna studie.
I det här avsnittet presenteras de morfologiska förändringarna av elementärt Cu-, Zr- och Ni-pulver vid lågenergikulmalning. Som illustrativa exempel kommer två olika system bestående av Cu50Zr20Ni30 och Cu50Zr40Ni10 att användas som representativa exempel. MA-processen kan delas in i tre distinkta steg, vilket framgår av det metallografiska pulvret som produceras under den metallografiska karaktäriseringen (3).
Metallografiska egenskaper hos pulver av mekaniska legeringar (MA) erhållna efter olika stadier av kulmalningstid. Fältemissionsskanningelektronmikroskopi (FE-SEM) bilder av MA och Cu50Zr40Ni10 pulver erhållna efter lågenergikulmalningstider på 3, 12 och 50 timmar visas i (a), (c) och (e) i MA0, (c) och (e) samma bilder för MA0, (c) och (e) för MA-, (e)- och i Corponi-systemet. av Cu50Zr40Ni10-systemet tagna efter tid visas i (b), (d) och (f).
Under kulfräsning påverkas den effektiva kinetiska energin som kan överföras till metallpulvret av kombinationen av parametrar, som visas i fig. 1a. Detta inkluderar kollisioner mellan kulor och puder, tryckskjuvning av pulver som fastnat mellan eller mellan slipmedier, stötar från fallande kulor, skjuvning och slitage på grund av pulvermotstånd mellan rörliga kulfräsningsmedier som passerar genom Crop. al Cu-, Zr- och Ni-pulver deformerades allvarligt på grund av kallsvetsning i det tidiga skedet av MA (3 timmar), vilket resulterade i 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. kulkvarnen, vilket resulterar i sönderdelning av kompositpulvret till finare pulver (mindre än 200 µm), som visas i Fig. 3c,d.I detta skede leder den applicerade skjuvkraften till bildandet av en ny metallyta med fina Cu, Zr, Ni-hintskikt, som visas i Fig. 3c,d. Som ett resultat av fastfasskiktsförfining uppstår gränssnittet i fast fas för att generera gränsskiktet i fast fas.
Vid MA-processens klimax (efter 50 timmar) var den flagnande metallografin endast svagt synlig (Fig. 3e,f), men den polerade ytan på pulvret visade spegelmetallografi. Detta betyder att MA-processen har avslutats och skapandet av en enstaka reaktionsfas har inträffat. Elementarsammansättningen av regionerna indexerade i Fig. II, vi) indexerades med hjälp av f, I, vi) (elektronisk scanning) n mikroskopi (FE-SEM) kombinerat med energidispersiv röntgenspektroskopi (EDS) (IV).
I tabell 2 visas grundämneskoncentrationerna av legeringsämnen som en procentandel av den totala vikten av varje region vald i fig. 3e,f. När man jämför dessa resultat med de nominella startsammansättningarna av Cu50Zr20Ni30 och Cu50Zr40Ni10 som anges i tabell 1, kan man se att de två slutliga sammansättningarna har mycket liknande sammansättningar av dessa två slutliga sammansättningar. e-komponentvärdena för de regioner som anges i figur 3e,f innebär inte en signifikant försämring eller fluktuation 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 pekar på produktionen av homogena legeringspulver, som visas i Tabell 2.
FE-SEM-mikrofotografier av slutprodukten Cu50(Zr50−xNix)-pulver erhölls efter 50 MA gånger, som visas i Fig. 4a–d, där x är 10, 20, 30 respektive 40 at.%. Efter detta malningssteg består pulveraggregaten på grund av van der Waals-bildningen av ultrafina aggregat-effekter från 7, vilket resulterar i 3 fina aggregat i diameter. till 126 nm, som visas i figur 4.
Morfologiska egenskaper hos Cu50(Zr50−xNix)-pulver erhållna efter MA-tid på 50 timmar. För Cu50Zr40Ni10-, Cu50Zr30Ni20-, Cu50Zr20Ni30-, Cu50Zr10Ni40-systemen, visas FE-SEM-bilderna av pulvren i FE-SEM i respektive 50, (b) och (b.c) gånger erhållna efter (b.c).
Innan pulvren laddades i en kall spraymatare, sonikerades de först i etanol av analytisk kvalitet i 15 minuter och torkades sedan vid 150°C i 2 timmar. Detta steg måste tas för att framgångsrikt bekämpa agglomeration som ofta orsakar många betydande problem under hela beläggningsprocessen. Efter att MA-processen avslutats, utfördes ytterligare karakteriseringar för att undersöka pulvrets 5 homogenitet. grafer och motsvarande EDS-bilder av Cu-, Zr- och Ni-legeringselementen i Cu50Zr30Ni20-legeringen erhållna efter 50 timmars M-tid, respektive. Det bör noteras att legeringspulvret som produceras efter detta steg är homogena eftersom de inte visar några sammansättningsfluktuationer utöver subnanometernivån, som visas i figur 5.
Morfologi och lokal elementarfördelning av MG Cu50Zr30Ni20-pulver erhållet efter 50 MA gånger genom FE-SEM/energidispersiv röntgenspektroskopi (EDS).(a) SEM- och röntgen-EDS-kartläggning av (b) Cu-Kα, (c) Zr-La och (d) Ni-Kα-bilder.
XRD-mönstren för mekaniskt legerade Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30 och Cu50Zr20Ni30-pulver erhållna efter MA-tid på 50 timmar visas i respektive Fig. 6a–d. Efter detta steg med olika spridningsmönster med olika malningsmönster visar alla prover med olika spridningsmönster med Zphlo-mönstret. 6.
XRD-mönster av (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 och (d) Cu50Zr20Ni30-pulver efter en MA-tid på 50 timmar. Alla prover visade utan undantag ett halodiffusionsmönster, vilket antyder bildningen av en ammoniumfas.
Fältemission högupplöst transmissionselektronmikroskopi (FE-HRTEM) användes för att observera strukturella förändringar och förstå den lokala strukturen hos pulvren som resulterar från kulmalning vid olika MA-tider. FE-HRTEM-bilder av pulvren som erhållits efter de tidiga (6 timmar) och mellanliggande (18 timmar) stadierna av malning för Cu50Zr30Ni20 pulver, Fig. 5i20, CuNi20 och Fig. ly. Enligt den ljusa fältbilden (BFI) av pulvret som producerats efter MA​​ 6 timmar, är pulvret sammansatt av stora korn med väldefinierade gränser av elementen fcc-Cu, hcp-Zr och fcc-Ni, och det finns inga tecken på att reaktionsfasen har bildats, som visas i Fig. 7a.Dessutom visar den mellersta delen av mönsterområdet diffrcus (SA) diffraktionsmönster (fig. 7b), vilket indikerar närvaron av stora kristalliter och frånvaron av en reaktiv fas.
Lokal strukturell karakterisering av MA-pulver erhållet efter tidiga (6 timmar) och mellanliggande (18 timmar) stadier. (a) Fältemission högupplöst transmissionselektronmikroskopi (FE-HRTEM), och (b) motsvarande utvalda områdesdiffraktionsmönster (SADP) av Cu50Zr30Ni20-pulver efter MA-behandling i 6 timmar. FE-HRT10iN-bilden av MA01014 visas en bild av en MA01014-tid. i (c).
Som visas i Fig. 7c, resulterade en förlängning av MA-varaktigheten till 18 timmar i allvarliga gallerdefekter kombinerat med plastisk deformation. Under detta mellanstadium av MA-processen uppvisar pulvret olika defekter, inklusive staplingsfel, gallerdefekter och punktdefekter (Figur 7). Dessa defekter orsakar att kornstorleken delas upp i mindre korn än 2-kornen. nm (fig. 7c).
Den lokala strukturen av Cu50Z30Ni20 pulver malt under 36 timmar MA-tid har bildandet av ultrafina nanokorn inbäddade i en amorf fin matris, som visas i Fig. 8a. Lokal EDS-analys indikerade att de nanokluster som visas i Fig. 8a var associerade med obearbetad Cu, Zr och Ni pulvret som legerades med samma % f3 tidpunkt. (mager yta) till ~74 at.% (rik yta), vilket indikerar bildandet av heterogena produkter.Dessutom visar motsvarande SADP:er av pulvren som erhålls efter malning i detta skede halodiffuserande primära och sekundära ringar av amorf fas, överlappande med skarpa spetsar associerade med dessa obearbetade legeringselement, som visas i Fig. 8b.
Bortom 36 h-Cu50Zr30Ni20 pulver nanoskala lokala strukturella egenskaper.(a) Ljusfältsbild (BFI) och motsvarande (b) SADP av Cu50Zr30Ni20-pulver erhållen efter fräsning i 36 timmar MA-tid.
Nära slutet av MA-processen (50 h), Cu50(Zr50−xNix), X;10, 20, 30 och 40 at.% pulver har undantagslöst en labyrintisk amorf fasmorfologi som visas i fig. 9a–d. I motsvarande SADP för varje komposition kunde varken punktliknande diffraktioner eller skarpa ringformiga mönster detekteras. Detta indikerar att ingen obearbetad kristallin metall är närvarande för SADP, utan att det finns någon obearbetad kristallin metall, utan att det finns någon korrelaterad kristallin metall för SADP. halodiffusionsmönster användes också som bevis för utvecklingen av amorfa faser i det slutliga produktmaterialet.
Lokal struktur för slutprodukten av MG Cu50 (Zr50−xNix)-systemet. FE-HRTEM och korrelerade nanostrålediffraktionsmönster (NBDP) av (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 och (d) Cu50Zr40Ni30 och (d) Cu50Ni30 och (d) 0N h.
Den termiska stabiliteten för glasövergångstemperaturen (Tg), den underkylda vätskeregionen (ΔTx) och kristallisationstemperaturen (Tx) som en funktion av Ni-innehållet (x) i det amorfa Cu50(Zr50−xNix)-systemet har undersökts med hjälp av differentiell skanningskalorimetri (DSC) av egenskaper under He-gasflödet i Cu50Z0r, Cu50Z0r, Cu50Z0r. 0 och Cu50Zr10Ni40 amorfa legeringspulver erhållna efter en MA-tid på 50 timmar visas i respektive fig. 10a, b, e. Medan DSC-kurvan för amorf Cu50Zr20Ni30 visas separat i fig. 10c. Under tiden visas Cu50Zr20Ni30-provet upphettat i ~N°C03-provet i Fig. .
Termisk stabilitet för Cu50(Zr50−xNix) MG-pulver erhållna efter en MA-tid på 50 timmar, indexerad av glasövergångstemperatur (Tg), kristallisationstemperatur (Tx) och underkylt vätskeområde (ΔTx). Cu50Zr20Ni30 och (e) Cu50Zr10Ni40 MG legeringspulver efter MA-tid på 50 timmar. Röntgendiffraktionsmönstret (XRD) för Cu50Zr30Ni20-provet uppvärmt till ~700 °C i DSC visas i (d).
Som visas i figur 10 indikerar DSC-kurvorna för alla sammansättningar med olika Ni-koncentrationer (x) två olika fall, det ena endotermiskt och det andra exotermiskt. Den första endotermiska händelsen motsvarar Tg, medan den andra är relaterad till Tx. Den horisontella spannregionen som finns mellan Tg och Tx kallas den underkylda vätskeregionen (ΔTg = Tx – TxN0i). 0 prov (Fig. 10a), placerat vid 526°C och 612°C, flytta innehållet (x) till 20 at.% mot lågtemperatursidan av 482°C respektive 563°C med ökande Ni-halt (x), respektive, som visas i Figur 10b. Följaktligen minskar ΔTx4 för CuNi.0s till 8Ni.0s till 8Ni.0s. 81 °C för Cu50Zr30Ni20 (Fig. 10b). För legeringen MG Cu50Zr40Ni10 observerades det också att värdena för Tg, Tx och ΔTx minskade till nivån 447 °C, 526 °C och 79 °C och 79 °C (fig. 1-halten i r-halten) indikerar minskningen av blyhalten till b). MG-legering. Däremot är Tg-värdet (507 °C) för MG Cu50Zr20Ni30-legeringen lägre än för MG Cu50Zr40Ni10-legeringen;ändå visar dess Tx ett värde som är jämförbart med det förra (612°C). Därför uppvisar ATx ett högre värde (87°C), såsom visas i fig. 10c.
MG Cu50(Zr50−xNix)-systemet, med MG Cu50Zr20Ni30-legeringen som ett exempel, kristalliseras genom en skarp exoterm topp till kristallfaserna av fcc-ZrCu5, ortorhombic-Zr7Cu10 och ortorhombic-ZrNi30-fasen bekräftades av XRD-transit till XRD (Fig). av MG-provet (Fig. 10d), som värmdes till 700 °C i DSC.
Figur 11 visar fotografier tagna under den kalla sprayprocessen som genomfördes i det aktuella arbetet. I denna studie användes de metallglasliknande pulverpartiklarna syntetiserade efter MA-tiden på 50 timmar (ta Cu50ZR20NI30 som exempel) som antibakteriella råvaror, och den rostfria stålen (Sus304) var täckt av kallt spray. Används för metastabla temperaturkänsliga material såsom amorfa och nanokristallina pulver, som inte utsätts för fasövergångar. Detta är huvudfaktorn för att välja denna metod. Kylsprayprocessen utförs genom att använda höghastighetspartiklar som omvandlar partiklarnas kinetenergi.
Fältfoton visar den kalla sprayproceduren som användes för fem på varandra följande förberedelser av MG-beläggning/SUS 304 vid 550 °C.
Partiklarnas kinetiska energi, och därmed rörelsemängden för varje partikel i beläggningsformationen, måste omvandlas till andra former av energi genom mekanismer som plastisk deformation (initial partikel- och partikel-partikel-interaktioner i substratet och partikel-interaktioner), hålrumskonsolidering, partikel-partikelrotation, töjning och i slutändan omvandlas all värmekommando 39 och i slutändan värmekommande energi 39. energi, blir resultatet en elastisk kollision, vilket innebär att partiklarna helt enkelt studsar tillbaka efter stöten. Det har påpekats att 90% av slagenergin som appliceras på partikeln/substratmaterialet omvandlas till lokal värme 40 . Vidare, när slagpåkänning appliceras, uppnås höga plastiska töjningshastigheter i kontaktpartikel/substratområdet på mycket kort tid,421.41
Plastisk deformation anses allmänt vara en process för energiavledning, eller mer specifikt, en värmekälla i gränsytan. Temperaturökningen i gränsytan är dock vanligtvis inte tillräcklig för att producera gränssnittssmältning eller för att avsevärt främja atomär interdiffusion. Ingen publikation som är känd för författarna undersöker effekten av egenskaperna hos dessa metalliska glasartade pulver som används när pulver vid spraymetoden vidhäftar med kall pulver.
BFI för MG Cu50Zr20Ni30 legeringspulver kan ses i Fig. 12a, som belades på SUS 304-substrat (Fig. 11, 12b). Som framgår av figuren, bibehåller de belagda pulvren sin ursprungliga amorfa struktur eftersom de har en känslig labyrintstruktur utan någon extra handdefekt bild, visar förekomsten av andra handdefekter på handen. ny fas, vilket föreslås av nanopartiklar inkorporerade i den MG-belagda pulvermatrisen (Fig. 12a). Figur 12c visar det indexerade nanostråldiffraktionsmönstret (NBDP) associerat med region I (Figur 12a). Som visas i Fig. 12c, uppvisar NBDP som motsvarar den svaga ha- eller c-diffraktionsstrukturen och den skarpa diffusionsmönstret av coexryn och cstall. stor kubisk Zr2Ni metastabil plus tetragonal CuO-fas. Bildandet av CuO kan tillskrivas oxidationen av pulvret vid färd från munstycket på sprutpistolen till SUS 304 i det fria under överljudsflöde. Å andra sidan uppnådde devitrifieringen av de metalliska glasartade pulvren bildningen av 350°C kyliga faser efter 350°C kall strålebehandling.
(a) FE-HRTEM-bild av MG-pulverlackerad på (b) SUS 304-substrat (infogad figur). Index NBDP för den cirkulära symbolen som visas i (a) visas i (c).
För att verifiera denna potentiella mekanism för bildandet av stora kubiska Zr2Ni-nanopartiklar utfördes ett oberoende experiment. I detta experiment sprutades pulvren från en sprutpistol vid 550 °C i riktning mot SUS 304-substratet;men för att klargöra glödgningseffekten av pulvren togs de bort från SUS304-remsan så snabbt som möjligt (ca 60 sekunder). En annan uppsättning experiment utfördes där pulver avlägsnades från substratet cirka 180 sekunder efter avsättning.
Figurerna 13a,b visar mörka fältbilder (DFI) erhållna genom sveptransmissionselektronmikroskopi (STEM) av två sprutade material avsatta på SUS 304-substrat under 60 s respektive 180 s. Pulverbilden som deponerats under 60 sekunder har inga morfologiska detaljer, vilket visar särdragslöshet av dessa pulver (Fig. 13, vilket också bekräftades av att dessa pulver var strukturlösa (fig. 13). phous, vilket indikeras av de breda primära och sekundära diffraktionsmaxima som visas i figur 14a. Dessa indikerar frånvaron av metastabil/mesofasutfällning, där pulvret behåller sin ursprungliga amorfa struktur. Däremot visade pulvret som sprutades vid samma temperatur (550 °C), men som lämnades på substratet för 180 na-ins, substratet av 180 na-in-utfällning. s i fig. 13b.