Дякуємо, що відвідали Nature.com.Версія браузера, яку ви використовуєте, має обмежену підтримку CSS.Для найкращої роботи радимо використовувати оновлений браузер (або вимкнути режим сумісності в Internet Explorer).Тим часом, щоб забезпечити постійну підтримку, ми відтворюємо сайт без стилів і JavaScript.
Біоплівки є важливим компонентом у розвитку хронічних інфекцій, особливо коли мова йде про медичні прилади.Ця проблема становить величезний виклик для медичної спільноти, оскільки стандартні антибіотики можуть знищити біоплівки лише в дуже обмеженій мірі.Запобігання утворенню біоплівки призвело до розробки різних методів покриття та нових матеріалів.Ці методи спрямовані на покриття поверхонь таким чином, що запобігає утворенню біоплівки.Сплави склоподібних металів, особливо ті, що містять мідь і титан, стали ідеальними антимікробними покриттями.У той же час, використання технології холодного розпилення збільшилося, оскільки це придатний метод для обробки чутливих до температури матеріалів.Частково метою цього дослідження було розробити нове металеве скло з антибактеріальною плівкою, що складається з потрійної суміші Cu-Zr-Ni, використовуючи методи механічного легування.Сферичний порошок, з якого складається кінцевий продукт, використовується як сировина для холодного напилення поверхонь з нержавіючої сталі при низьких температурах.Підкладки з металевим скляним покриттям змогли значно зменшити утворення біоплівки щонайменше на 1 log порівняно з нержавіючої сталлю.
Протягом історії людства будь-яке суспільство могло розвивати та сприяти впровадженню нових матеріалів для задоволення своїх конкретних потреб, що призвело до підвищення продуктивності та рейтингу в глобалізованій економіці1.Його завжди приписували людській здатності проектувати матеріали та виробниче обладнання, а також проекти для виробництва та характеристики матеріалів для досягнення здоров’я, освіти, промисловості, економіки, культури та інших галузей від однієї країни чи регіону до іншої.Прогрес вимірюється незалежно від країни чи регіону2.Протягом 60 років матеріалознавці приділяли багато часу одному головному завданню: пошуку нових і прогресивних матеріалів.Останні дослідження були зосереджені на покращенні якості та продуктивності існуючих матеріалів, а також на синтезі та винаході абсолютно нових типів матеріалів.
Додавання легуючих елементів, модифікація мікроструктури матеріалу та застосування методів термічної, механічної або термомеханічної обробки призвели до значного поліпшення механічних, хімічних і фізичних властивостей різних матеріалів.Крім того, вдалося синтезувати невідомі досі сполуки.Ці наполегливі зусилля дали початок новому сімейству інноваційних матеріалів, які спільно називають Advanced Materials2.Нанокристали, наночастинки, нанотрубки, квантові точки, нульвимірні аморфні металеві скла та високоентропійні сплави – лише деякі приклади передових матеріалів, які з’явилися у світі з середини минулого століття.При виготовленні та розробці нових сплавів із покращеними властивостями як у кінцевому продукті, так і на проміжних стадіях його виробництва часто додається проблема дисбалансу.У результаті впровадження нових технологій виробництва, які допускають значні відхилення від рівноваги, було відкрито цілий новий клас метастабільних сплавів, відомих як металеві скла.
Його робота в Каліфорнійському технологічному інституті в 1960 році зробила революцію в концепції металевих сплавів, коли він синтезував склоподібні сплави Au-25 ат.% Si шляхом швидкого затвердіння рідин зі швидкістю майже мільйон градусів за секунду.4 Відкриття професора Пола Дювеса не тільки поклало початок історії металевих окулярів (MS), але й призвело до зміни парадигми у тому, як люди думають про металеві сплави.З моменту перших піонерських досліджень у синтезі MS сплавів майже всі металеві скла були повністю отримані за допомогою одного з таких методів: (i) швидке затвердіння розплаву або пари, (ii) розлад атомної решітки, (iii) реакції аморфізації твердого тіла між чистими металевими елементами та (iv) твердофазові переходи метастабільних фаз.
MG відрізняються відсутністю далекого атомного порядку, пов’язаного з кристалами, що є визначальною характеристикою кристалів.У сучасному світі великий прогрес досягнуто в області металевого скла.Це нові матеріали з цікавими властивостями, які представляють інтерес не тільки для фізики твердого тіла, а й для металургії, хімії поверхні, технології, біології та багатьох інших областей.Цей новий тип матеріалу має властивості, відмінні від властивостей твердих металів, що робить його цікавим кандидатом для технологічного застосування в різних сферах.Вони мають деякі важливі властивості: (i) високу механічну пластичність і межу текучості, (ii) високу магнітну проникність, (iii) низьку коерцитивну силу, (iv) незвичайну стійкість до корозії, (v) температурну незалежність.Провідність 6.7.
Механічне сплавлення (MA)1,8 є відносно новим методом, вперше представленим у 19839 році професором KK Kok та його колегами.Вони виготовили аморфні порошки Ni60Nb40 шляхом подрібнення суміші чистих елементів при температурі навколишнього середовища, дуже близької до кімнатної.Як правило, реакція МА здійснюється між дифузійним зв’язуванням порошків реагентів у реакторі, зазвичай виготовленому з нержавіючої сталі, у кульовому млині.10 (рис. 1а, б).З тих пір цей метод механічно викликаної реакції в твердому стані використовувався для приготування нових порошків аморфного/металевого скляного сплаву з використанням низькоенергетичних (рис. 1c) і високоенергетичних кульових млинів і стрижневих млинів11,12,13,14,15,16.Зокрема, цей метод використовувався для отримання незмішуваних систем, таких як Cu-Ta17, а також сплавів з високою температурою плавлення, таких як Al-перехідний метал (TM, Zr, Hf, Nb і Ta)18,19 і системи Fe-W20., які неможливо отримати звичайними методами приготування.Крім того, МА вважається одним із найпотужніших нанотехнологічних інструментів для промислового виробництва нанокристалічних і нанокомпозитних порошкових частинок оксидів, карбідів, нітридів, гідридів металів, вуглецевих нанотрубок, наноалмазів, а також широкої стабілізації з використанням підходу зверху вниз.1 і метастабільна стадії.
Схема, яка показує метод виготовлення, використаний для виготовлення металевого скляного покриття Cu50(Zr50-xNix)/SUS 304 у цьому дослідженні.(а) Приготування порошків МС сплаву з різними концентраціями Ni x (x; 10, 20, 30 і 40 ат.%) методом низькоенергетичного кульового помелу.(a) Вихідний матеріал завантажують у інструментальний циліндр разом із інструментальними сталевими кульками та (b) герметично заповнюють бардачкову камеру, заповнену атмосферою He.(c) Прозора модель шліфувальної посудини, що ілюструє рух кулі під час помелу.Кінцевий порошкоподібний продукт, отриманий через 50 годин, використовували для покриття підкладки SUS 304 холодним розпиленням (d).
Що стосується поверхонь сипучих матеріалів (субстратів), інженерія поверхні передбачає проектування та модифікацію поверхонь (субстратів) для надання певних фізичних, хімічних і технічних властивостей, яких немає у вихідного сипучого матеріалу.Деякі з властивостей, які можна ефективно покращити за допомогою обробки поверхні, включають стійкість до стирання, окислення та корозії, коефіцієнт тертя, біоінертність, електричні властивості та теплоізоляцію, і це лише деякі з них.Якість поверхні можна поліпшити металургійними, механічними або хімічними методами.Як добре відомий процес, покриття просто визначається як один або більше шарів матеріалу, штучно нанесених на поверхню об’ємного об’єкта (субстрату), виготовленого з іншого матеріалу.Таким чином, покриття використовуються частково для досягнення бажаних технічних або декоративних властивостей, а також для захисту матеріалів від очікуваної хімічної та фізичної взаємодії з навколишнім середовищем23.
Для нанесення відповідних захисних шарів товщиною від кількох мікрометрів (нижче 10-20 мікрометрів) до понад 30 мікрометрів або навіть кількох міліметрів можна використовувати різноманітні методи та техніки.Загалом процеси нанесення покриттів можна розділити на дві категорії: (i) вологі методи нанесення покриттів, включаючи гальванічне покриття, гальванічне покриття та гаряче цинкування, і (ii) сухі методи нанесення покриттів, включаючи паяння, наплавлення, фізичне осадження з парової фази (PVD).), хімічне осадження з парової фази (CVD), методи термічного розпилення та останнім часом методи холодного розпилення 24 (рис. 1d).
Біоплівки визначаються як мікробні спільноти, які необоротно прикріплюються до поверхонь і оточені позаклітинними полімерами (EPS), що виробляються самостійно.Утворення поверхнево зрілої біоплівки може призвести до значних втрат у багатьох галузях промисловості, включаючи харчову промисловість, водопостачання та охорону здоров’я.У людини з утворенням біоплівок більше 80% випадків мікробних інфекцій (включаючи ентеробактеріальні та стафілококові) важко піддаються лікуванню.Крім того, повідомляється, що зрілі біоплівки в 1000 разів стійкіші до лікування антибіотиками порівняно з планктонними бактеріальними клітинами, що вважається основною терапевтичною проблемою.Історично використовувалися антимікробні матеріали для покриття поверхні, отримані зі звичайних органічних сполук.Хоча такі матеріали часто містять токсичні компоненти, потенційно шкідливі для людини,25,26 це може допомогти уникнути передачі бактерій і деградації матеріалу.
Широко поширена резистентність бактерій до лікування антибіотиками через утворення біоплівки призвела до необхідності розробки ефективної антимікробної поверхні з мембранним покриттям, яку можна безпечно застосовувати27.Створення фізичної або хімічної антиадгезивної поверхні, з якою бактеріальні клітини не можуть зв’язуватися та утворювати біоплівки через адгезію, є першим підходом у цьому процесі27.Друга технологія полягає в розробці покриттів, які доставляють антимікробні хімічні речовини саме туди, куди вони потрібні, у висококонцентрованих та підібраних кількостях.Це досягається завдяки розробці унікальних матеріалів для покриття, таких як графен/германій28, чорний алмаз29 і алмазоподібні вуглецеві покриття, леговані ZnO30, які є стійкими до бактерій, технологія, яка максимізує розвиток токсичності та стійкості через утворення біоплівки.Крім того, дедалі популярнішими стають покриття, що містять бактерицидні хімічні речовини, які забезпечують тривалий захист від бактеріального зараження.Хоча всі три процедури здатні проявляти антимікробну дію на покритих поверхнях, кожна з них має власний набір обмежень, які слід враховувати при розробці стратегії застосування.
Продукція, що зараз є на ринку, ускладнюється браком часу для аналізу та тестування захисних покриттів на біологічно активні інгредієнти.Компанії стверджують, що їхні продукти забезпечать користувачам бажані функціональні аспекти, однак це стало перешкодою для успіху продуктів, які зараз є на ринку.Сполуки, отримані зі срібла, використовуються в переважній більшості протимікробних препаратів, які зараз доступні споживачам.Ці продукти призначені для захисту користувачів від потенційно шкідливого впливу мікроорганізмів.Відстрочений антимікробний ефект і пов’язана з ним токсичність сполук срібла збільшують тиск на дослідників щодо розробки менш шкідливої ​​альтернативи36,37.Створення глобального антимікробного покриття, яке працює всередині та зовні, залишається проблемою.Це пов’язано з ризиками для здоров’я та безпеки.Відкриття антимікробного агента, який є менш шкідливим для людини, і з’ясування того, як включити його в покривні субстрати з довшим терміном придатності, є дуже важливою метою38.Новітні антимікробні та антибіоплівкові матеріали розроблені для знищення бактерій на близькій відстані шляхом прямого контакту або після вивільнення активного агента.Вони можуть зробити це, пригнічуючи початкову адгезію бактерій (включаючи запобігання утворенню білкового шару на поверхні) або вбиваючи бактерії, втручаючись у клітинну стінку.
По суті, покриття поверхні — це процес нанесення ще одного шару на поверхню компонента для покращення характеристик поверхні.Метою поверхневого покриття є зміна мікроструктури та/або складу приповерхневої області компонента39.Методи нанесення покриття на поверхню можна розділити на різні методи, які підсумовано на рис. 2а.Покриття можна розділити на термічні, хімічні, фізичні та електрохімічні категорії залежно від методу, який використовується для створення покриття.
(a) Вставка, що показує основні методи виготовлення поверхні, і (b) вибрані переваги та недоліки методу холодного розпилення.
Технологія холодного розпилення має багато спільного з традиційними методами термічного розпилення.Однак є також деякі ключові фундаментальні властивості, які роблять процес холодного розпилення та матеріали холодного розпилення особливо унікальними.Технологія холодного розпилення ще знаходиться в зародковому стані, але у неї велике майбутнє.У деяких випадках унікальні властивості холодного розпилення пропонують великі переваги, долаючи обмеження звичайних методів термічного розпилення.Він долає значні обмеження традиційної технології термічного розпилення, за якої порошок необхідно розплавити, щоб нанести його на підкладку.Очевидно, що цей традиційний процес покриття не підходить для дуже чутливих до температури матеріалів, таких як нанокристали, наночастинки, аморфне та металеве скло40, 41, 42. Крім того, матеріали для покриття термічним розпиленням завжди мають високий рівень пористості та оксидів.Технологія холодного розпилення має багато суттєвих переваг перед технологією термічного розпилення, таких як (i) мінімальне підведення тепла до підкладки, (ii) гнучкість у виборі покриття підкладки, (iii) відсутність фазового перетворення та зростання зерен, (iv) висока адгезійна міцність1.39 (рис. 2b).Крім того, матеріали для покриття холодним розпиленням мають високу корозійну стійкість, високу міцність і твердість, високу електропровідність і високу щільність41.Незважаючи на переваги процесу холодного розпилення, цей метод все ще має деякі недоліки, як показано на малюнку 2b.При нанесенні чистих керамічних порошків, таких як Al2O3, TiO2, ZrO2, WC тощо, метод холодного розпилення не можна використовувати.З іншого боку, композитні порошки кераміка/метал можна використовувати як сировину для покриттів.Те ж саме стосується інших методів термічного напилення.Складні поверхні та внутрішню частину труб все ще важко розпилювати.
Враховуючи, що дана робота спрямована на використання металевих склоподібних порошків як вихідних матеріалів для покриттів, зрозуміло, що традиційне термічне напилення для цієї мети використовувати не можна.Це пояснюється тим, що металеві склоподібні порошки кристалізуються при високих температурах1.
Більшість інструментів, які використовуються в медичній і харчовій промисловості, виготовлені з аустенітних сплавів нержавіючої сталі (SUS316 і SUS304) з вмістом хрому від 12 до 20 мас.% для виробництва хірургічних інструментів.Загальновизнано, що використання металевого хрому як легуючого елемента в сталевих сплавах може значно підвищити корозійну стійкість стандартних сталевих сплавів.Сплави нержавіючої сталі, незважаючи на їх високу корозійну стійкість, не мають значних антимікробних властивостей38,39.Це контрастує з їх високою стійкістю до корозії.Після цього можна передбачити розвиток інфекції та запалення, які в основному зумовлені адгезією та колонізацією бактерій на поверхні біоматеріалів з нержавіючої сталі.Значні труднощі можуть виникнути через значні труднощі, пов’язані з адгезією бактерій і шляхами утворення біоплівки, що може призвести до погіршення здоров’я, що може мати багато наслідків, які можуть прямо чи опосередковано впливати на здоров’я людини.
Це дослідження є першою фазою проекту, що фінансується Кувейтським фондом сприяння розвитку науки (KFAS), контракт №.2010-550401, для дослідження доцільності виробництва металевих склоподібних потрійних порошків Cu-Zr-Ni за технологією МА (таблиця).1) Для виробництва антибактеріальної плівки/покриття SUS304 для захисту поверхні.Другий етап проекту, який має розпочатися в січні 2023 року, детально вивчатиме характеристики гальванічної корозії та механічні властивості системи.Будуть проведені детальні мікробіологічні дослідження на різні види бактерій.
У цій статті обговорюється вплив вмісту сплаву Zr на здатність до склоутворення (GFA) на основі морфологічних і структурних характеристик.Крім того, обговорювалися антибактеріальні властивості композиту металеве скло/SUS304 з порошковим покриттям.Крім того, була проведена поточна робота з дослідження можливості структурної трансформації порошків металевого скла, що відбувається під час холодного напилення в переохолодженій рідинній області систем металевого скла.Сплави металевого скла Cu50Zr30Ni20 і Cu50Zr20Ni30 використовувалися як типові приклади в цьому дослідженні.
У цьому розділі представлені морфологічні зміни в порошках елементарних Cu, Zr і Ni під час низькоенергетичного кульового помелу.Дві різні системи, що складаються з Cu50Zr20Ni30 і Cu50Zr40Ni10, будуть використані як ілюстративні приклади.Процес МА можна розділити на три окремі стадії, про що свідчить металографічна характеристика порошку, отриманого на стадії подрібнення (рис. 3).
Металографічні характеристики порошків механічних сплавів (МС), отриманих після різних стадій кульового помелу.Зображення порошків MA і Cu50Zr40Ni10, отримані після низькоенергетичного кульового помелу протягом 3, 12 і 50 годин, показані на (a), (c) і (e) для системи Cu50Zr20Ni30 під час того самого MA.Відповідні зображення системи Cu50Zr40Ni10, зроблені через час, показані на (b), (d) і (f).
Під час кульового помелу на ефективну кінетичну енергію, яка може бути передана металевому порошку, впливає комбінація параметрів, як показано на рис. 1а.Сюди входять зіткнення між кульками та порошками, стиснення порошку, що застряг між або між шліфувальними середовищами, удари від падаючих кульок, зсув і знос, спричинені опором порошку між рухомими тілами кульового млина, і ударна хвиля, що проходить через падаючі кульки, що поширюється через завантажену культуру (рис. 1a). Елементарні порошки Cu, Zr і Ni були сильно деформовані з-за холодної зварки на ранній стадії МА (3 год), що привело до утворення крупних частинок порошку (> 1 мм в діаметрі). Елементарні порошки Cu, Zr, Ni були сильно деформовані внаслідок холодного зварювання на ранній стадії МА (3 год), що призвело до утворення великих частинок порошку (> 1 мм у діаметрі).Ці великі композитні частинки характеризуються утворенням товстих шарів легуючих елементів (Cu, Zr, Ni), як показано на рис.3а,б.Збільшення часу МА до 12 год (проміжна стадія) призвело до збільшення кінетичної енергії кульового млина, що призвело до розкладання порошку композиту на більш дрібні порошки (менше 200 мкм), як показано на рис. 3в, місто .На цьому етапі прикладена зсувна сила призводить до формування нової металевої поверхні з тонкими натяками Cu, Zr, Ni, як показано на рис. 3c, d.В результаті подрібнення шарів на межі розділу пластівців відбуваються твердофазні реакції з утворенням нових фаз.
На кульмінації процесу МА (через 50 год) лускова металографія була ледь помітною (рис. 3д, е), а на полірованій поверхні порошку спостерігалася дзеркальна металографія.Це означає, що процес МА завершився і була створена єдина фаза реакції.Елементний склад областей, зазначених на рис.3e (I, II, III), f, v, vi) визначали за допомогою скануючої електронної мікроскопії (FE-SEM) у поєднанні з енергодисперсійною рентгенівською спектроскопією (EDS).(IV).
У табл.2 елементні концентрації легуючих елементів показані у відсотках від загальної маси кожної області, вибраної на рис.3e, f.Порівняння цих результатів з початковими номінальними складами Cu50Zr20Ni30 і Cu50Zr40Ni10, наведеними в таблиці 1, показує, що склади цих двох кінцевих продуктів дуже близькі до номінальних складів.Крім того, відносні значення компонентів для регіонів, перелічених на рис. 3e,f, не свідчать про значне погіршення або зміну складу кожного зразка від одного регіону до іншого.Про це свідчить той факт, що немає зміни складу від одного регіону до іншого.Це вказує на виробництво однорідних порошків сплаву, як показано в таблиці 2.
Мікрофотографії FE-SEM порошку кінцевого продукту Cu50(Zr50-xNix) були отримані після 50 разів MA, як показано на рис. 4a-d, де x становить 10, 20, 30 і 40 ат.%, відповідно.Після цього етапу подрібнення порошок агрегатується завдяки ефекту Ван-дер-Ваальса, що призводить до утворення великих агрегатів, що складаються з наддрібних частинок діаметром від 73 до 126 нм, як показано на малюнку 4.
Морфологічні характеристики порошків Cu50(Zr50-xNix), отриманих після 50-годинної МА.Для систем Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30, Cu50Zr10Ni40 зображення FE-SEM порошків, отримані після 50 MA, показані на (a), (b), (c) і (d) відповідно.
Перед завантаженням порошків у живильник холодного розпилення їх спочатку обробили ультразвуком в етанолі аналітичного сорту протягом 15 хвилин, а потім висушили при 150°C протягом 2 годин.Цей крок необхідно зробити для успішної боротьби з агломерацією, яка часто викликає багато серйозних проблем у процесі нанесення покриття.Після завершення процесу МА були проведені подальші дослідження для дослідження однорідності порошків сплаву.На рис.5a–d показують мікрофотографії FE-SEM та відповідні зображення EDS легуючих елементів Cu, Zr та Ni сплаву Cu50Zr30Ni20, зроблені через 50 годин часу M відповідно.Слід зазначити, що порошки сплаву, отримані після цього етапу, є однорідними, оскільки вони не виявляють будь-яких коливань складу за межами субнанометрового рівня, як показано на малюнку 5.
Морфологія та локальний розподіл елементів у порошку MG Cu50Zr30Ni20, отриманому після 50 MA методом FE-SEM/енергодисперсійної рентгенівської спектроскопії (EDS).(a) SEM та рентгенівське EDS зображення (b) Cu-Kα, (c) Zr-Lα та (d) Ni-Kα.
Рентгенограми механічно легованих порошків Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30 та Cu50Zr20Ni30, отримані після 50-годинної МА, наведено на рис.6а–г відповідно.Після цієї стадії подрібнення всі зразки з різними концентраціями Zr мали аморфні структури з характерними картинами гало-дифузії, показаними на рис. 6.
Рентгенограми порошків Cu50Zr40Ni10 (а), Cu50Zr30Ni20 (б), Cu50Zr20Ni30 (в), Cu50Zr20Ni30 (г) після МА протягом 50 год.У всіх без винятку зразках спостерігалася галодифузійна картина, що свідчить про утворення аморфної фази.
Просвічуюча електронна мікроскопія з високою роздільною здатністю (FE-HRTEM) була використана для спостереження за структурними змінами та розуміння локальної структури порошків, отриманих у результаті помелу в кульовому млині в різний час MA.Зображення порошків, отриманих методом FE-HRTEM після ранньої (6 год) та проміжної (18 год) стадій подрібнення порошків Cu50Zr30Ni20 та Cu50Zr40Ni10 наведено на рис.7а відповідно.Згідно зі світлопольним зображенням (BFI) порошку, отриманого через 6 год МА, порошок складається з великих зерен з чітко окресленими межами ГЦК-Cu, ГПУ-Zr та ГЦК-Ni елементів і відсутні ознаки утворення фази реакції, як показано на рис. 7а.Крім того, корельована вибрана площа дифракційної картини (SADP), взята з середньої області (a), виявила чітку дифракційну картину (рис. 7b), що вказує на наявність великих кристалітів і відсутність реактивної фази.
Локальні структурні характеристики порошку МА, отриманого після ранньої (6 год) та проміжної (18 год) стадій.(a) Просвічуюча електронна мікроскопія з високою роздільною здатністю (FE-HRTEM) і (b) відповідна дифрактограмма обраної площі (SADP) порошку Cu50Zr30Ni20 після обробки MA протягом 6 годин.Зображення FE-HRTEM Cu50Zr40Ni10, отримане після 18-годинної MA, показано на (c).
Як показано на рис.7в, збільшення тривалості МА до 18 год призвело до серйозних дефектів ґратки в поєднанні з пластичною деформацією.На цій проміжній стадії процесу МА в порошку з’являються різні дефекти, включаючи дефекти упаковки, дефекти решітки та точкові дефекти (рис. 7).Ці дефекти викликають фрагментацію великих зерен уздовж меж зерен на субзерна розміром менше 20 нм (рис. 7в).
Локальна структура порошку Cu50Z30Ni20, подрібненого протягом 36 годин MA, характеризується утворенням ультрадрібних нанозерен, вбудованих в аморфну ​​тонку матрицю, як показано на рис. 8а.Локальний аналіз ЕМП показав, що нанокластери, зображені на рис.8а пов'язані з необробленими порошковими сплавами Cu, Zr і Ni.Вміст Cu в матриці коливався від ~32 ат.% (бідна зона) до ~74 ат.% (багата зона), що свідчить про утворення неоднорідних продуктів.Крім того, відповідні SADP порошків, отриманих після помелу на цьому етапі, демонструють кільця первинної та вторинної галодифузії аморфної фази, що перекриваються гострими точками, пов’язаними з цими необробленими легуючими елементами, як показано на рис. 8b.
Нанорозмірні локальні структурні особливості порошку Beyond 36 h-Cu50Zr30Ni20.(a) Зображення в яскравому полі (BFI) і відповідне (b) SADP порошку Cu50Zr30Ni20, отриманого після помелу протягом 36 годин MA.
Ближче до кінця процесу МА (50 год) без винятку порошки Cu50(Zr50-xNix), X, 10, 20, 30 і 40 ат.% мають лабіринтну морфологію аморфної фази, як показано на рис.Ні точкова дифракція, ні різкі кільцеві візерунки не можуть бути виявлені у відповідних SADS кожної композиції.Це свідчить про відсутність необробленого кристалічного металу, а про утворення порошку аморфного сплаву.Ці корельовані SADP, що демонструють картини дифузії гало, також використовувалися як доказ розвитку аморфних фаз у кінцевому матеріалі продукту.
Локальна структура кінцевого продукту системи Cu50 MS (Zr50-xNix).FE-HRTEM і корельовані нанопучкові дифракційні картини (NBDP) (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 і (d) Cu50Zr10Ni40, отримані після 50 годин МА.
За допомогою диференціальної скануючої калориметрії досліджено термостабільність температури склування (Tg), області переохолодженої рідини (ΔTx) і температури кристалізації (Tx) залежно від вмісту Ni (x) в аморфній системі Cu50(Zr50-xNix).(DSC) властивості в потоці газу He.Криві ДСК порошків аморфних сплавів Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20 та Cu50Zr10Ni40, отримані після МА протягом 50 год, наведено на рис.10а, б, д відповідно.У той час як крива ДСК аморфного Cu50Zr20Ni30 показана окремо на рис. 10 століття. Тим часом зразок Cu50Zr30Ni20, нагрітий до ~700°C у ДСК, показаний на рис. 10g.
Термостабільність порошків Cu50(Zr50-xNix) MG, отриманих після МА протягом 50 годин, визначається температурою склування (Tg), температурою кристалізації (Tx) і областю переохолодженої рідини (ΔTx).Термограми порошків диференційного скануючого калориметра (ДСК) порошків сплаву Cu50Zr40Ni10 (а), Cu50Zr30Ni20 (б), Cu50Zr20Ni30 (в) та (д) порошків сплаву Cu50Zr10Ni40 MG після МА протягом 50 годин.Картина рентгенівської дифракції (XRD) зразка Cu50Zr30Ni20, нагрітого до ~700°C у DSC, показана на (d).
Як показано на малюнку 10, криві DSC для всіх композицій з різними концентраціями нікелю (x) вказують на два різні випадки, один ендотермічний, а інший екзотермічний.Перша ендотермічна подія відповідає Tg, а друга пов'язана з Tx.Горизонтальна площа проміжку, яка існує між Tg і Tx, називається областю переохолодженої рідини (ΔTx = Tx – Tg).Результати показують, що Tg і Tx зразка Cu50Zr40Ni10 (рис. 10а), розміщеного при 526°C і 612°C, зміщують вміст (x) до 20 ат.% у бік низької температури 482°C і 563°C.°C зі збільшенням вмісту Ni (x), відповідно, як показано на малюнку 10b.Отже, ΔTx Cu50Zr40Ni10 зменшується від 86°С (рис. 10а) до 81°С для Cu50Zr30Ni20 (рис. 10б).Для сплаву MC Cu50Zr40Ni10 також спостерігалося зниження значень Tg, Tx і ΔTx до рівнів 447°С, 526°С і 79°С (рис. 10б).Це свідчить про те, що збільшення вмісту Ni призводить до зниження термостійкості сплаву МС.Навпаки, значення Tg (507 °C) сплаву MC Cu50Zr20Ni30 нижче, ніж у сплаву MC Cu50Zr40Ni10;тим не менш, його Tx показує порівнянне з ним значення (612 °C).Тому ΔTx має вище значення (87°C), як показано на рис.10 століття
Система Cu50(Zr50-xNix) MC, використовуючи як приклад сплав Cu50Zr20Ni30 MC, кристалізується через різкий екзотермічний пік у кристалічні фази ГЦК-ZrCu5, орторомбічної Zr7Cu10 та орторомбічної ZrNi (рис. 10c).Цей фазовий перехід від аморфного до кристалічного був підтверджений рентгенівським дифракційним аналізом зразка MG (рис. 10d), який був нагрітий до 700 °C у ДСК.
На рис.11 показує фотографії, зроблені під час процесу холодного розпилення, який виконується в поточній роботі.У цьому дослідженні частинки металевого склоподібного порошку, синтезовані після МА протягом 50 годин (з використанням Cu50Zr20Ni30 як приклад), використовувалися як антибактеріальна сировина, а пластина з нержавіючої сталі (SUS304) була покрита холодним розпиленням.Метод холодного розпилення було обрано для покриття в серії технологій термічного розпилення, оскільки це найефективніший метод у серії технологій термічного розпилення, де його можна використовувати для металевих метастабільних термочутливих матеріалів, таких як аморфні та нанокристалічні порошки.Не підлягає фазі.переходи.Це головний фактор при виборі цього методу.Процес холодного осадження здійснюється за допомогою високошвидкісних частинок, які перетворюють кінетичну енергію частинок в пластичну деформацію, деформацію і тепло при ударі об підкладку або раніше нанесені частинки.
Польові фотографії показують процедуру холодного розпилення, використану для п’яти послідовних приготування MG/SUS 304 при 550°C.
Кінетична енергія частинок, а також імпульс кожної частинки під час утворення покриття повинні бути перетворені в інші форми енергії за допомогою таких механізмів, як пластична деформація (первинні частинки та міжчастинкові взаємодії в матриці та взаємодії частинок), міжвузлові вузли твердих тіл, обертання між частинками, деформація та граничне нагрівання 39. Крім того, якщо не вся вхідна кінетична енергія перетворюється Перетворені на теплову енергію та енергію деформації, результатом буде пружне зіткнення, що означає, що частинки просто відскакують після удару.Було відмічено, що 90% енергії удару, прикладеної до частинки/матеріалу підкладки, перетворюється на локальне тепло 40 .Крім того, при застосуванні ударної напруги досягаються високі швидкості пластичної деформації в області контакту частинок/субстрату за дуже короткий час41,42.
Пластичну деформацію зазвичай розглядають як процес розсіювання енергії, а точніше, як джерело тепла в міжфазній області.Проте підвищення температури в міжфазній області зазвичай недостатньо для виникнення міжфазного плавлення або значної стимуляції взаємної дифузії атомів.Жодна публікація, відома авторам, не досліджувала вплив властивостей цих металевих склоподібних порошків на адгезію та осідання порошку, які відбуваються під час використання методів холодного розпилення.
BFI порошку сплаву MG Cu50Zr20Ni30 можна побачити на рис. 12а, який було нанесено на підкладку SUS 304 (рис. 11, 12b).Як видно з малюнка, покриті порошки зберігають свою початкову аморфну ​​структуру, оскільки вони мають делікатну лабіринтову структуру без будь-яких кристалічних особливостей або дефектів решітки.З іншого боку, зображення вказує на присутність сторонньої фази, про що свідчать наночастинки, включені в порошкову матрицю з MG-покриттям (рис. 12а).На малюнку 12c показано індексовану дифракційну картину нанопучка (NBDP), пов’язану з областю I (малюнок 12a).Як показано на рис.12c, NBDP демонструє слабку картину гало-дифузії аморфної структури та співіснує з різкими плямами, що відповідають кристалічній великій кубічній метастабільній фазі Zr2Ni плюс тетрагональній фазі CuO.Утворення CuO можна пояснити окисленням порошку при русі від сопла фарбопульта до SUS 304 на відкритому повітрі в надзвуковому потоці.З іншого боку, девитрифікація металевих склоподібних порошків призвела до утворення великих кубічних фаз після обробки холодним розпиленням при 550 °C протягом 30 хвилин.
(a) FE-HRTEM зображення порошку MG, нанесеного на (b) підкладку SUS 304 (вставка на малюнку).Індекс NBDP круглого символу, показаного в (a), показано в (c).
Щоб перевірити цей потенційний механізм утворення великих кубічних наночастинок Zr2Ni, було проведено незалежний експеримент.У цьому експерименті порошки розпилювали з розпилювача при 550°C у напрямку підкладки SUS 304;однак, щоб визначити ефект відпалу, порошки видаляли зі смужки SUS304 якомога швидше (приблизно 60 с).).Була проведена інша серія експериментів, у яких порошок видаляли з субстрату приблизно через 180 секунд після нанесення.
На малюнках 13a,b показано зображення темного поля (DFI) скануючої трансмісійної електронної мікроскопії (STEM) двох матеріалів, нанесених напиленням, нанесених на підкладки SUS 304 протягом 60 с і 180 с відповідно.На порошковому зображенні, нанесеному на 60 секунд, відсутні морфологічні деталі, що демонструє безрисковість (рис. 13а).Це також було підтверджено XRD, який показав, що загальна структура цих порошків була аморфною, на що вказують широкі первинні та вторинні дифракційні піки, показані на малюнку 14a.Це вказує на відсутність метастабільних/мезофазних преципітатів, у яких порошок зберігає свою початкову аморфну ​​структуру.Навпаки, порошок, осаджений при тій же температурі (550°C), але залишений на підкладці протягом 180 с, показав осадження нанорозмірних зерен, як показано стрілками на рис. 13b.