Дзякуй за наведванне сайта Nature.com. Версія браўзера, якой вы карыстаецеся, мае абмежаваную падтрымку CSS. Для найлепшага карыстання рэкамендуем выкарыстоўваць абноўлены браўзер (або адключыць рэжым сумяшчальнасці ў Internet Explorer). Тым часам, каб забяспечыць бесперапынную падтрымку, мы будзем адлюстроўваць сайт без стыляў і JavaScript.
Біяплёнкі з'яўляюцца важным кампанентам у развіцці хранічных інфекцый, асабліва калі выкарыстоўваюцца медыцынскія прылады. Гэтая праблема ўяўляе вялікую праблему для медыцынскай супольнасці, паколькі стандартныя антыбіётыкі могуць знішчыць біяплёнкі толькі ў вельмі абмежаванай ступені. Прадухіленне ўтварэння біяплёнкі прывяло да распрацоўкі розных метадаў пакрыцця і новых матэрыялаў. Гэтыя метады накіраваны на пакрыццё паверхняў такім чынам, каб гэта перашкаджала ўтварэнню біяплёнкі. Металічныя шклопадобныя сплавы, асабліва тыя, што змяшчаюць медзь і тытан, сталі ідэальнымі антымікробнымі пакрыццямі. У той жа час выкарыстанне тэхналогіі халоднага напылення пашырылася, паколькі гэта прыдатны метад для апрацоўкі тэмпературна-адчувальных матэрыялаў. Часткай мэты гэтага даследавання была распрацоўка новай антыбактэрыйнай плёнкі з металічнага шкла, якая складаецца з трайной сплаву Cu-Zr-Ni, з выкарыстаннем метадаў механічнага легіравання. Сферычны парашок, які ўваходзіць у склад канчатковага прадукту, выкарыстоўваецца ў якасці сыравіны для халоднага напылення на паверхні з нержавеючай сталі пры нізкіх тэмпературах. Падкладкі, пакрытыя металічным шклом, змаглі значна знізіць утварэнне біяплёнкі як мінімум на 1 логарифм у параўнанні з нержавеючай сталлю.
На працягу ўсёй гісторыі чалавецтва любое грамадства магло распрацоўваць і прасоўваць укараненне новых матэрыялаў, якія адпавядаюць яго канкрэтным патрабаванням, што прыводзіла да паляпшэння прадукцыйнасці і рэйтынгу ў глабалізаванай эканоміцы1. Гэта заўсёды тлумачылася здольнасцю чалавека распрацоўваць матэрыялы і вытворчае абсталяванне, а таксама канструкцыі для вырабу і характарыстыкі матэрыялаў для дасягнення поспехаў у ахове здароўя, адукацыі, прамысловасці, эканоміцы, культуры і іншых галінах ад адной краіны або рэгіёна да іншага. Прагрэс вымяраецца незалежна ад краіны або рэгіёна.2 На працягу 60 гадоў навукоўцы-матэрыялолагі прысвячалі значную частку свайго часу адной важнай праблеме: пошуку новых і перадавых матэрыялаў. Нядаўнія даследаванні былі сканцэнтраваны на паляпшэнні якасці і прадукцыйнасці існуючых матэрыялаў, а таксама на сінтэзе і вынаходніцтве цалкам новых тыпаў матэрыялаў.
Даданне легіруючых элементаў, мадыфікацыя мікраструктуры матэрыялу і прымяненне тэрмічных, механічных або тэрмамеханічных метадаў апрацоўкі прывялі да значнага паляпшэння механічных, хімічных і фізічных уласцівасцей розных матэрыялаў. Акрамя таго, на дадзены момант былі паспяхова сінтэзаваны раней невядомыя злучэнні. Гэтыя пастаянныя намаганні спарадзілі новае сямейства інавацыйных матэрыялаў, вядомых пад агульнай назвай «Перадавыя матэрыялы»2. Нанакрышталі, наначасціцы, нанатрубкі, квантавыя кропкі, нульмерныя, аморфныя металічныя шклы і высокаэнтрапійныя сплавы — гэта толькі некаторыя прыклады перадавых матэрыялаў, якія з'явіліся ў свеце з сярэдзіны мінулага стагоддзя. Пры вытворчасці і распрацоўцы новых сплаваў з выдатнымі ўласцівасцямі, як у канчатковым прадукце, так і на прамежкавых стадыях яго вытворчасці, часта ўзнікае праблема парушэння раўнавагі. У выніку ўкаранення новых метадаў вырабу, якія значна адхіляюцца ад раўнавагі, быў адкрыты цэлы новы клас метастабільных сплаваў, вядомых як металічныя шклы.
Яго праца ў Каліфарнійскім тэхналагічным інстытуце ў 1960 годзе прывяла да рэвалюцыі ў канцэпцыі металічных сплаваў, калі ён сінтэзаваў шкляныя сплавы Au-25 ат.% Si шляхам хуткага зацвярдзення вадкасцей з хуткасцю амаль мільён градусаў у секунду. 4. Адкрыццё прафесара Пола Дувеза не толькі паклала пачатак гісторыі металічных шклоў (MG), але і прывяло да змены парадыгмы ў тым, як людзі думаюць пра металічныя сплавы. З моманту самых ранніх піянерскіх даследаванняў па сінтэзе сплаваў MG амаль усе металічныя шклы былі атрыманы цалкам з выкарыстаннем аднаго з наступных метадаў: (i) хуткае зацвярдзенне расплаву або пары, (ii) атамнае разупарадкаванне рашоткі, (iii) рэакцыі амарфізацыі ў цвёрдым стане паміж чыстымі металічнымі элементамі і (iv) цвёрдацельныя пераходы метастабільных фаз.
MG адрозніваюцца адсутнасцю далёкага атамнага парадку, уласцівага крышталям, які з'яўляецца вызначальнай характарыстыкай крышталяў. У сучасным свеце дасягнуты вялікі прагрэс у галіне металічнага шкла. Гэта новыя матэрыялы з цікавымі ўласцівасцямі, якія ўяўляюць цікавасць не толькі ў фізіцы цвёрдага цела, але і ў металургіі, хіміі паверхняў, тэхналогіях, біялогіі і многіх іншых галінах. Гэты новы тып матэрыялу валодае адрознымі ўласцівасцямі ад цвёрдых металаў, што робіць яго цікавым кандыдатам для тэхналагічнага прымянення ў розных галінах. Яны маюць некаторыя важныя ўласцівасці: (i) высокая механічная пластычнасць і мяжа цякучасці, (ii) высокая магнітная пранікальнасць, (iii) нізкая каэрцытыўная сіла, (iv) незвычайная каразійная ўстойлівасць, (v) незалежнасць ад тэмпературы. Праводнасць 6,7.
Механічнае легіраванне (МА)1,8 — гэта адносна новы метад, упершыню прадстаўлены ў 1983 годзе прафесарам К.К. Кокам і яго калегамі. Яны падрыхтавалі аморфныя парашкі Ni60Nb40 шляхам драбнення сумесі чыстых элементаў пры тэмпературах навакольнага асяроддзя, вельмі блізкіх да пакаёвай. Звычайна рэакцыя МА праводзіцца паміж дыфузійным спалучэннем парашкоў рэагентнага матэрыялу ў рэактары, звычайна вырабленым з нержавеючай сталі, у шаравым млыне 10 (мал. 1a, b). З таго часу гэты метад механічна індукаванай цвёрдафазнай рэакцыі выкарыстоўваецца для атрымання новых парашкоў аморфных/металічных шкляных сплаваў з выкарыстаннем нізкаэнергетычных (мал. 1c) і высокаэнергетычных шаровых млыноў, а таксама стрыжневых млыноў 11, 12, 13, 14, 15, 16. У прыватнасці, гэты метад выкарыстоўваецца для атрымання незмешвальных сістэм, такіх як Cu-Ta 17, а таксама сплаваў з высокай тэмпературай плаўлення, такіх як сістэмы Al-пераходныя металы (TM; Zr, Hf, Nb і Ta) 18, 19 і Fe-W 20, якія немагчыма атрымаць з выкарыстаннем традыцыйных спосабаў атрымання. Акрамя таго, МА лічыцца адным з самых магутных нанатэхналагічных інструментаў для атрымання нанакрышталічных і нанакампазітных парашковых часціц аксідаў металаў, карбідаў, нітрыдаў, гідрыдаў, вугляродных нанатрубак, нанаалмазаў, As у прамысловым маштабе. а таксама шырокая стабілізацыя з дапамогай падыходу "зверху ўніз" 1 і метастабільныя стадыі.
Схематычнае адлюстраванне метаду вырабу пакрыцця з металічнага шкла (MG) Cu50(Zr50−xNix)/SUS 304 у гэтым даследаванні.(a) Падрыхтоўка парашкоў сплаву MG з рознай канцэнтрацыяй Ni x (x; 10, 20, 30 і 40 ат.%) з выкарыстаннем тэхнікі нізкаэнергетычнага шаровага млына.(a) Зыходны матэрыял загружаецца ў цыліндр інструмента разам з шарыкамі з інструментальнай сталі і (b) герметычна змяшчаецца ў пальчаткавай камеры, запоўненай атмасферай He.(c) Празрыстая мадэль шліфавальнай ёмістасці, якая ілюструе рух шарыкаў падчас шліфавання. Канчатковы прадукт - парашок, атрыманы праз 50 гадзін, быў выкарыстаны для пакрыцця падложкі SUS 304 метадам халоднага напылення (d).
Калі гаворка ідзе пра паверхні сыпкіх матэрыялаў (падкладак), інжынерыя паверхняў прадугледжвае праектаванне і мадыфікацыю паверхняў (падкладак) для забеспячэння пэўных фізічных, хімічных і тэхнічных якасцей, якіх няма ў зыходным сыпкім матэрыяле. Некаторыя ўласцівасці, якія можна эфектыўна палепшыць з дапамогай апрацоўкі паверхняў, ўключаюць устойлівасць да ізаляцыі, устойлівасць да акіслення і карозіі, каэфіцыент трэння, біяінертнасць, электрычныя ўласцівасці і цеплаізаляцыю, і гэта толькі некаторыя з іх. Якасць паверхні можна палепшыць з дапамогай металургічных, механічных або хімічных метадаў. Як вядомы працэс, пакрыццё проста вызначаецца як адзін або некалькі слаёў матэрыялу, штучна нанесеных на паверхню сыпкага аб'екта (падкладкі), вырабленага з іншага матэрыялу. Такім чынам, пакрыцці выкарыстоўваюцца часткова для дасягнення некаторых жаданых тэхнічных або дэкаратыўных уласцівасцей, а таксама для абароны матэрыялаў ад чаканых хімічных і фізічных узаемадзеянняў з навакольным асяроддзем23.
Для нанясення адпаведных ахоўных слаёў паверхні таўшчынёй ад некалькіх мікраметраў (ніжэй за 10-20 мікраметраў) да больш за 30 мікраметраў ці нават некалькіх міліметраў можна ўжываць мноства метадаў і тэхнік. У цэлым, працэсы нанясення пакрыццяў можна падзяліць на дзве катэгорыі: (i) мокрыя метады пакрыцця, у тым ліку гальванічнае пакрыццё, хімічнае пакрыццё і гарачае ацынкаванне, і (ii) сухія метады пакрыцця, у тым ліку пайкі, наплаўкі, фізічнае асаджэнне з паравой фазы (PVD), хімічнае асаджэнне з паравой фазы (CVD), метады тэрмічнага напылення і, у апошні час, метады халоднага напылення 24 (мал. 1d).
Біяплёнкі вызначаюцца як мікробныя супольнасці, якія незваротна прымацаваны да паверхняў і акружаны самастойна выпрацоўваемымі пазаклеткавымі палімерамі (EPS). Утварэнне павярхоўна спелых біяплёнак можа прывесці да значных страт у многіх прамысловых сектарах, у тым ліку ў харчовай прамысловасці, водазабеспячэнні і ахове здароўя. У людзей, калі ўтвараюцца біяплёнкі, больш за 80% выпадкаў мікробных інфекцый (у тым ліку энтеробактерий і стафілакокаў) цяжка лячыць. Акрамя таго, паведамлялася, што спелыя біяплёнкі ў 1000 разоў больш устойлівыя да лячэння антыбіётыкамі ў параўнанні з планктоннымі бактэрыяльнымі клеткамі, што лічыцца сур'ёзнай тэрапеўтычнай праблемай. Гістарычна выкарыстоўваліся антымікробныя паверхневыя пакрыцці, атрыманыя з традыцыйных арганічных злучэнняў. Нягледзячы на ​​тое, што такія матэрыялы часта ўтрымліваюць таксічныя кампаненты, якія патэнцыйна небяспечныя для чалавека,25,26 гэта можа дапамагчы пазбегнуць перадачы бактэрый і разбурэння матэрыялу.
Шырока распаўсюджаная ўстойлівасць бактэрый да антыбіётыкаў з-за ўтварэння біяплёнкі прывяла да неабходнасці распрацоўкі эфектыўнай паверхні з антымікробным мембранным пакрыццём, якую можна бяспечна наносіць27. Першым падыходам у гэтым працэсе з'яўляецца распрацоўка фізічнай або хімічнай антыадгезійнай паверхні, да якой бактэрыяльныя клеткі не могуць звязвацца і ствараць біяплёнкі дзякуючы адгезіі27. Другая тэхналогія заключаецца ў распрацоўцы пакрыццяў, якія дазваляюць дастаўляць антымікробныя хімічныя рэчывы дакладна туды, куды яны патрэбныя, у высокаканцэнтраваных і зададзеных колькасцях. Гэта дасягаецца шляхам распрацоўкі унікальных пакрывальных матэрыялаў, такіх як графен/германій28, чорны алмаз29 і пакрыцці з алмазападобнага вугляроду, легаванага ZnO30, якія ўстойлівыя да бактэрый, тэхналогія, якая максімізуе таксічнасць і развіццё рэзістэнтнасці з-за ўтварэння біяплёнкі значна зніжаюцца. Акрамя таго, усё больш папулярнымі становяцца пакрыцці, якія ўключаюць у паверхні бактэрыцыдныя хімічныя рэчывы для забеспячэння доўгатэрміновай абароны ад бактэрыяльнага забруджвання. Нягледзячы на ​​тое, што ўсе тры працэдуры здольныя аказваць антымікробны эфект на пакрытых паверхнях, кожная з іх мае свой уласны набор абмежаванняў, якія варта ўлічваць пры распрацоўцы стратэгій прымянення.
Прадукты, якія зараз ёсць на рынку, стрымліваюцца недахопам часу для аналізу і тэставання ахоўных пакрыццяў на наяўнасць біялагічна актыўных інгрэдыентаў. Кампаніі сцвярджаюць, што іх прадукцыя забяспечыць карыстальнікам пажаданыя функцыянальныя аспекты; Аднак гэта стала перашкодай для поспеху прадуктаў, якія зараз ёсць на рынку. Злучэнні, атрыманыя з срэбра, выкарыстоўваюцца ў пераважнай большасці антымікробных тэрапій, даступных спажыўцам. Гэтыя прадукты распрацаваны для абароны карыстальнікаў ад патэнцыйна небяспечнага ўздзеяння мікраарганізмаў. Запаволены антымікробны эфект і звязаная з ім таксічнасць злучэнняў срэбра павялічваюць ціск на даследчыкаў, каб распрацаваць менш шкодную альтэрнатыву36,37. Стварэнне глабальнага антымікробнага пакрыцця, якое працуе ў памяшканні і на вуліцы, усё яшчэ аказваецца складанай задачай. Гэта звязана з звязанымі з гэтым рызыкамі як для здароўя, так і для бяспекі. Адкрыццё антымікробнага агента, які менш шкодны для чалавека, і высвятленне таго, як уключыць яго ў пакрыцці-падкладкі з больш працяглым тэрмінам захоўвання, з'яўляецца вельмі запатрабаванай мэтай38. Найноўшыя антымікробныя і антыбіяплёнкавыя матэрыялы прызначаны для знішчэння бактэрый на блізкай адлегласці, альбо праз непасрэдны кантакт, альбо пасля вызвалення актыўнага рэчыва. Яны могуць зрабіць гэта, інгібіруючы пачатковую адгезію бактэрый (у тым ліку супрацьдзейнічаючы ўтварэнню бялковага пласта на паверхні), альбо знішчаючы бактэрыі, умешваючыся ў клеткавую сценку.
Па сутнасці, павярхоўнае пакрыццё — гэта працэс нанясення яшчэ аднаго пласта на паверхню кампанента для паляпшэння яго ўласцівасцей. Мэта павярхоўнага пакрыцця — змяніць мікраструктуру і/або склад прыпавярхоўнай вобласці кампанента. Метады павярхоўнага пакрыцця можна падзяліць на розныя метады, якія коратка апісаны на мал. 2a. Пакрыцці можна падпадзяліць на тэрмічныя, хімічныя, фізічныя і электрахімічныя катэгорыі ў залежнасці ад метаду, які выкарыстоўваецца для стварэння пакрыцця.
(а) Устаўка, якая паказвае асноўныя метады вырабу паверхні, і (б) асобныя перавагі і недахопы метаду халоднага напылення.
Тэхналогія халоднага напылення мае шмат агульнага з традыцыйнымі метадамі тэрмічнага напылення. Аднак ёсць таксама некаторыя ключавыя фундаментальныя ўласцівасці, якія робяць працэс халоднага напылення і матэрыялы халоднага напылення асабліва ўнікальнымі. Тэхналогія халоднага напылення ўсё яшчэ знаходзіцца ў зачаткавым стане, але мае светлую будучыню. У некаторых выпадках унікальныя ўласцівасці халоднага напылення прапануюць вялікія перавагі, пераадольваючы ўласцівыя абмежаванні тыповых метадаў тэрмічнага напылення. Гэта дае магчымасць пераадолець значныя абмежаванні традыцыйнай тэхналогіі тэрмічнага напылення, падчас якой парашок павінен расплавіцца, каб нанесці яго на падкладку. Відавочна, што гэты традыцыйны працэс нанясення пакрыцця не падыходзіць для вельмі адчувальных да тэмпературы матэрыялаў, такіх як нанакрышталі, наначасціцы, аморфныя і металічныя шклы40, 41, 42. Акрамя таго, матэрыялы для пакрыццяў, атрыманых тэрмічным напыленнем, заўсёды маюць высокі ўзровень сітаватасці і аксідаў. Тэхналогія халоднага напылення мае шмат істотных пераваг перад тэхналогіяй тэрмічнага напылення, такіх як (i) мінімальная падача цяпла на падкладку, (ii) гнуткасць у выбары пакрыцця падкладкі, (iii) адсутнасць фазавага ператварэння і росту зерняў, (iv) высокая трываласць злучэння1,39 (мал. 2b). Акрамя таго, матэрыялы для пакрыццяў, атрыманых халодным напыленнем, маюць высокую каразійную стойкасць, высокую трываласць і цвёрдасць, высокая электраправоднасць і высокая шчыльнасць41. Насуперак перавагам халоднага напылення, гэты метад мае некаторыя недахопы, як паказана на малюнку 2b. Пры нанясенні пакрыццяў на чыстыя керамічныя парашкі, такія як Al2O3, TiO2, ZrO2, WC і г.д., халоднае напыленне нельга выкарыстоўваць. З іншага боку, керамічныя/металічныя кампазітныя парашкі можна выкарыстоўваць у якасці сыравіны для пакрыццяў. Тое ж самае тычыцца і іншых метадаў тэрмічнага напылення. Складаныя паверхні і ўнутраныя паверхні труб усё яшчэ цяжка напыляць.
Улічваючы, што мэтай бягучай працы з'яўляецца выкарыстанне металічных шклопадобных парашкоў у якасці сыравіны для пакрыцця, відавочна, што звычайнае тэрмічнае напыленне не можа быць выкарыстана для гэтай мэты. Гэта звязана з тым, што металічныя шклопадобныя парашкі крышталізуюцца пры высокіх тэмпературах1.
Большасць інструментаў, якія выкарыстоўваюцца ў медыцынскай і харчовай прамысловасці, вырабляюцца з аўстэнітных сплаваў нержавеючай сталі (SUS316 і SUS304) з утрыманнем хрому ад 12 да 20% па масе для вытворчасці хірургічных інструментаў. Агульнапрызнана, што выкарыстанне металічнага хрому ў якасці легіруючага элемента ў сталёвых сплавах можа значна палепшыць каразійную ўстойлівасць стандартных сталёвых сплаваў. Сплавы нержавеючай сталі, нягледзячы на ​​іх высокую каразійную ўстойлівасць, не праяўляюць значных антымікробных уласцівасцей38,39. Гэта кантрастуе з іх высокай каразійнай устойлівасцю. Пасля гэтага можна прагназаваць развіццё інфекцыі і запалення, якія ў асноўным выклікаюцца адгезіяй і каланізацыяй бактэрый на паверхні біяматэрыялаў з нержавеючай сталі. Значныя цяжкасці могуць узнікнуць з-за значных цяжкасцей, звязаных з адгезіяй бактэрый і шляхамі ўтварэння біяплёнкі, што можа прывесці да пагаршэння здароўя, што можа мець шмат наступстваў, якія могуць прама ці ўскосна паўплываць на здароўе чалавека.
Гэта даследаванне з'яўляецца першым этапам праекта, які фінансуецца Кувейцкім фондам садзейнічання развіццю навукі (KFAS), кантракт № 2010-550401, па вывучэнні магчымасці атрымання металічных шклопадобных трайных парашкоў Cu-Zr-Ni з выкарыстаннем тэхналогіі MA (табліца 1) для вытворчасці антыбактэрыйнай плёнкі/ахоўнага пакрыцця паверхні SUS304. Другі этап праекта, які павінен пачацца ў студзені 2023 года, будзе падрабязна вывучаць электрахімічныя каразійныя характарыстыкі і механічныя ўласцівасці сістэмы. Будуць праведзены падрабязныя мікрабіялагічныя выпрабаванні для розных відаў бактэрый.
У гэтай працы абмяркоўваецца ўплыў утрымання легіруючага элемента Zr на здольнасць да шклоўтварэння (GFA) на аснове марфалагічных і структурных характарыстык. Акрамя таго, былі абмеркаваны антыбактэрыйныя ўласцівасці кампазіта з пакрытага металічнага шкла парашковым пакрыццём/SUS304. Акрамя таго, у цяперашні час была праведзена праца па вывучэнні магчымасці структурнай трансфармацыі парашкоў металічнага шкла, якая адбываецца падчас халоднага распылення ў пераахалоджанай вадкай вобласці вырабленых металічных шкляных сістэм. У якасці тыповых прыкладаў у гэтым даследаванні былі выкарыстаны металічныя шкляныя сплавы Cu50Zr30Ni20 і Cu50Zr20Ni30.
У гэтым раздзеле прадстаўлены марфалагічныя змены элементарных парашкоў Cu, Zr і Ni пры нізкаэнергетычным шаровым млыне. У якасці ілюстрацыйных прыкладаў будуць выкарыстаны дзве розныя сістэмы, якія складаюцца з Cu50Zr20Ni30 і Cu50Zr40Ni10. Працэс МА можна падзяліць на тры розныя этапы, як паказана металаграфічнай характарыстыкай парашка, атрыманага падчас стадыі драбнення (малюнак 3).
Металаграфічныя характарыстыкі парашкоў механічных сплаваў (МА), атрыманых пасля розных этапаў шаровага памолу. Выявы палявой эмісійнай сканіруючай электроннай мікраскапіі (FE-SEM) парашкоў МА і Cu50Zr40Ni10, атрыманых пасля нізкаэнергетычнага шаровага памолу працягласцю 3, 12 і 50 гадзін, паказаны ў (a), (c) і (e) для сістэмы Cu50Zr20Ni30, у той жа час для сістэмы Cu50Zr40Ni10 адпаведныя выявы, атрыманыя пасля пэўнага часу, паказаны ў (b), (d) і (f) для сістэмы Cu50Zr40Ni10.
Падчас шаровага млына эфектыўная кінетычная энергія, якая можа быць перададзена металічнаму парашку, залежыць ад камбінацыі параметраў, як паказана на мал. 1a. Гэта ўключае ў сябе сутыкненні паміж шарамі і парашкамі, сціскальнае зрушэнне парашка, які затрымаўся паміж малольнымі целамі, удар падаючых шароў, зрух і знос з-за супраціўлення парашка паміж рухомымі шаровымі малольнымі целамі і ўдарную хвалю, якая праходзіць праз падаючыя шары, якія распаўсюджваюцца праз нагрузку збожжа (мал. 1a). Элементарныя парашкі Cu, Zr і Ni былі моцна дэфармаваныя з-за халоднай зваркі на ранняй стадыі МА (3 гадзіны), што прывяло да ўтварэння буйных часціц парашка (дыяметрам >1 мм). Гэтыя буйныя кампазітныя часціцы характарызуюцца ўтварэннем тоўстых слаёў легіруючых элементаў (Cu, Zr, Ni), як паказана на мал. 3a,b. Павелічэнне часу МА да 12 гадзін (прамежкавая стадыя) прывяло да павелічэння кінетычнай энергіі шаровага млына, што прывяло да раскладання кампазітнага парашка на больш дробныя парашкі (менш за 200 мкм), як паказана на мал. 3c,d. На гэтай стадыі прыкладзеная сіла зруху прыводзіць да... утварэнне новай паверхні металу з тонкімі пластамі Cu, Zr, Ni, як паказана на мал. 3c,d. У выніку ўдасканалення пласта на мяжы падзелу лускавінак адбываюцца цвёрдафазныя рэакцыі, якія ўтвараюць новыя фазы.
У кульмінацыі працэсу МА (праз 50 гадзін) лускаватая металаграфія была ледзь бачная (мал. 3e,f), але паліраваная паверхня парашка дэманстравала люстраную металаграфію. Гэта азначае, што працэс МА завершаны і адбылося стварэнне адзінай рэакцыйнай фазы. Элементны склад абласцей, пазначаных на мал. 3e (I, II, III), f, v, vi), быў вызначаны з дапамогай палявой эмісійнай сканіруючай электроннай мікраскапіі (FE-SEM) у спалучэнні з энергетычнай дысперсійнай рэнтгенаўскай спектраскапіяй (EDS) (IV).
У табліцы 2 паказаны элементарныя канцэнтрацыі легіруючых элементаў у працэнтах ад агульнай вагі кожнай вобласці, абранай на мал. 3e,f. Пры параўнанні гэтых вынікаў з пачатковымі намінальнымі складамі Cu50Zr20Ni30 і Cu50Zr40Ni10, пералічанымі ў табліцы 1, можна ўбачыць, што склады гэтых двух канчатковых прадуктаў маюць вельмі падобныя значэнні да намінальных складаў. Акрамя таго, адносныя значэнні кампанентаў для абласцей, пералічаных на мал. 3e,f, не азначаюць значнага пагаршэння або ваганняў складу кожнага ўзору ад адной вобласці да іншай. Гэта пацвярджаецца тым фактам, што няма змены складу ад адной вобласці да іншай. Гэта сведчыць аб атрыманні аднародных парашкоў сплаваў, як паказана ў табліцы 2.
Мікрафатаграфіі FE-SEM гатовага прадукту — парашка Cu50(Zr50−xNix) — былі атрыманы пасля 50 МА, як паказана на мал. 4a–d, дзе x складае 10, 20, 30 і 40 ат.% адпаведна. Пасля гэтага этапу памолу парашок агрэгуе з-за эфекту Ван-дэр-Ваальса, што прыводзіць да ўтварэння буйных агрэгатаў, якія складаюцца з ультратонкіх часціц дыяметрам ад 73 да 126 нм, як паказана на мал. 4.
Марфалагічныя характарыстыкі парашкоў Cu50(Zr50−xNix), атрыманых пасля 50-гадзіннага МА. Для сістэм Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30, Cu50Zr10Ni40 выявы FE-SEM парашкоў, атрыманых пасля 50-гадзіннага МА, паказаны ў (a), (b), (c) і (d) адпаведна.
Перад загрузкай парашкоў у халодны распыляльны падавальнік іх спачатку апрацоўвалі ультрагукам у этаноле аналітычнай ступені чысціні на працягу 15 хвілін, а затым сушылі пры тэмпературы 150°C на працягу 2 гадзін. Гэты крок неабходна зрабіць для паспяховай барацьбы з агламерацыяй, якая часта выклікае шмат істотных праблем на працягу ўсяго працэсу нанясення пакрыцця. Пасля завяршэння працэсу MA былі праведзены дадатковыя характарыстыкі для даследавання аднастайнасці парашкоў сплаваў. На малюнках 5a–d паказаны мікрафатаграфіі FE-SEM і адпаведныя EDS-выявы легіруючых элементаў Cu, Zr і Ni сплаву Cu50Zr30Ni20, атрыманых пасля 50 гадзін M адпаведна. Варта адзначыць, што парашкі сплаваў, атрыманыя пасля гэтага этапу, аднастайныя, бо яны не паказваюць ніякіх ваганняў складу, якія перавышаюць субнанаметровы ўзровень, як паказана на малюнку 5.
Марфалогія і лакальнае элементарнае размеркаванне парашка MG Cu50Zr30Ni20, атрыманага пасля 50 МА з дапамогай FE-SEM/энергетычнай дысперсійнай рэнтгенаўскай спектраскапіі (EDS). (a) SEM і рэнтгенаўская EDS-мапіраванне (b) Cu-Kα, (c) Zr-Lα і (d) Ni-Kα выяў.
Рэнтгенаўскія дыфрактограмы механічна легаваных парашкоў Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30 і Cu50Zr20Ni30, атрыманых пасля МА 50 гадзін, паказаны на мал. 6a–d адпаведна. Пасля гэтага этапу памолу ўсе ўзоры з рознай канцэнтрацыяй Zr прадэманстравалі аморфныя структуры з характэрнымі карцінамі дыфузіі гало, паказанымі на мал. 6.
Рэнтгенаўскія дыфрактограмы парашкоў (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 і (d) Cu50Zr20Ni30 пасля МА 50 гадзін. Усе ўзоры без выключэння прадэманстравалі гало-дыфузійную карціну, што сведчыць аб утварэнні аморфнай фазы.
Для назірання структурных змен і разумення лакальнай структуры парашкоў, атрыманых у выніку шаровага памолу пры розным часе MA, выкарыстоўвалася прасвечвальная электронная мікраскапія з высокім разрозненнем з палявым выпраменьваннем (FE-HRTEM). Выявы FE-HRTEM парашкоў, атрыманых пасля ранняй (6 гадзін) і прамежкавай (18 гадзін) стадый памолу для парашкоў Cu50Zr30Ni20 і Cu50Zr40Ni10, паказаны на мал. 7a,c адпаведна. Згодна з выявай светлага поля (BFI) парашка, атрыманага пасля 6 гадзін MA, парашок складаецца з буйных зерняў з добра акрэсленымі межамі элементаў ГЦК-Cu, ГЦК-Zr і ГЦК-Ni, і няма прыкмет таго, што рэакцыйная фаза ўтварылася, як паказана на мал. 7a. Акрамя таго, дыфракцыйная карціна карэляваных абраных участкаў (SADP), атрыманая з сярэдняй вобласці (а), паказала дыфракцыйную карціну ў выглядзе вострага ўзору (мал. 7b), што сведчыць аб наяўнасці буйных крышталітаў і адсутнасці рэакцыйнай фазы.
Лакальная структурная характарыстыка парашка MA, атрыманага пасля ранняй (6 гадзін) і прамежкавай (18 гадзін) стадый. (a) Прасвечвальная электронная мікраскапія высокага разрознення з палявым выпраменьваннем (FE-HRTEM) і (b) адпаведная дыфракцыйная карціна выбранай плошчы (SADP) парашка Cu50Zr30Ni20 пасля апрацоўкі MA на працягу 6 гадзін. На (c) паказана выява Cu50Zr40Ni10, атрыманая з дапамогай FE-HRTEM пасля апрацоўкі MA на працягу 18 гадзін.
Як паказана на мал. 7c, падаўжэнне працягласці МА да 18 гадзін прывяло да сур'ёзных дэфектаў рашоткі ў спалучэнні з пластычнай дэфармацыяй. Падчас гэтай прамежкавай стадыі працэсу МА парашок праяўляе розныя дэфекты, у тым ліку дэфекты ўпакоўкі, дэфекты рашоткі і кропкавыя дэфекты (малюнак 7). Гэтыя дэфекты прыводзяць да падзелу буйных зерняў уздоўж межаў зерняў на субзерна памерам менш за 20 нм (мал. 7c).
Лакальная структура парашка Cu50Z30Ni20, здробненага на працягу 36 гадзін MA, мае ўтвараныя ультратонкія наназерні, убудаваныя ў аморфную дробную матрыцу, як паказана на мал. 8a. Лакальны EDS-аналіз паказаў, што нанакластары, паказаныя на мал. 8a, былі звязаны з неапрацаванымі легіруючымі элементамі парашка Cu, Zr і Ni. У той жа час утрыманне Cu ў матрыцы вагалася ад ~32 ат.% (збедненая зона) да ~74 ат.% (багатая зона), што сведчыць аб утварэнні гетэрагенных прадуктаў. Акрамя таго, адпаведныя SADP парашкоў, атрыманых пасля здрабнення на гэтым этапе, паказваюць гало-дыфузійныя першасныя і другасныя кольцы аморфнай фазы, якія перакрываюцца з вострымі кропкамі, звязанымі з гэтымі неапрацаванымі легіруючымі элементамі, як паказана на мал. 8b.
Лакальныя структурныя асаблівасці нанамаштабнага парашка Cu50Zr30Ni20 пасля 36 гадзін. (a) Яркапалявое выява (BFI) і адпаведная (b) садзейнічанне аднастайнасці парашка Cu50Zr30Ni20, атрыманага пасля драбнення на працягу 36 гадзін.
Бліжэй да канца працэсу MA (50 гадзін) парашкі Cu50(Zr50−xNix), X; 10, 20, 30 і 40 ат.% нязменна маюць лабірынтавую марфалогію аморфнай фазы, як паказана на мал. 9a–d. У адпаведным SADP кожнага складу не было выяўлена ні кропкавых дыфракцыяў, ні рэзкіх кальцавых узораў. Гэта сведчыць аб адсутнасці неапрацаванага крышталічнага металу, а хутчэй утвараецца аморфны парашок сплаву. Гэтыя карэляцыйныя SADP з гало-дыфузійнымі ўзорамі таксама выкарыстоўваліся ў якасці доказу развіцця аморфных фаз у канчатковым матэрыяле прадукту.
Лакальная структура канчатковага прадукту сістэмы MG Cu50 (Zr50−xNix). Дыфрактограмы FE-HRTEM і карэляваныя дыфракцыйныя карціны нанапрамяня (NBDP) (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 і (d) Cu50Zr10Ni40, атрыманыя пасля 50 гадзін MA.
Тэрмічная стабільнасць тэмпературы шкловання (Tg), вобласці пераахалоджанай вадкасці (ΔTx) і тэмпературы крышталізацыі (Tx) у залежнасці ад утрымання Ni (x) у аморфнай сістэме Cu50(Zr50−xNix) была даследавана з выкарыстаннем дыферэнцыяльнай сканіруючай каларыметрыі (ДСК) уласцівасцей пад уздзеяннем газу He. Крывыя ДСК аморфных сплаваў Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20 і Cu50Zr10Ni40, атрыманых пасля часу малярнай апрацоўкі 50 гадзін, паказаны на мал. 10a, b, e адпаведна. Крывая ДСК аморфнага Cu50Zr20Ni30 паказана асобна на мал. 10c. Тым часам узор Cu50Zr30Ni20, нагрэты да ~700 °C у ДСК, паказаны на мал. 10d.
Тэрмічная стабільнасць парашкоў MG Cu50(Zr50−xNix), атрыманых пасля 50-гадзіннага МА, якая вызначалася па тэмпературы шкловання (Tg), тэмпературы крышталізацыі (Tx) і вобласці пераахалоджанай вадкасці (ΔTx). Тэрмаграмы дыферэнцыяльнага сканіруючага каларыметра (ДСК) (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 і (e) парашкоў сплаву MG Cu50Zr10Ni40 пасля 50-гадзіннага МА. Дыфрактограма рэнтгенаструктурнага аналізу (XRD) узору Cu50Zr30Ni20, нагрэтага да ~700 °C у ДСК, паказана на (d).
Як паказана на малюнку 10, крывыя ДСК усіх складаў з рознай канцэнтрацыяй Ni (x) паказваюць два розныя выпадкі: адзін эндатэрмічны, а другі экзатэрмічны. Першы эндатэрмічны выпадак адпавядае Tg, а другі звязаны з Tx. Гарызантальная вобласць прамежку, якая існуе паміж Tg і Tx, называецца вобласцю пераахалоджанай вадкасці (ΔTx = Tx – Tg). Вынікі паказваюць, што Tg і Tx узору Cu50Zr40Ni10 (мал. 10a), размешчанага пры тэмпературах 526°C і 612°C, зрушваюць утрыманне (x) да 20 ат.% у бок нізкай тэмпературы 482°C і 563°C са павелічэннем утрымання Ni (x) адпаведна, як паказана на малюнку 10b. Адпаведна, ΔTx Cu50Zr40Ni10 памяншаецца з 86°C (мал. 10a) да 81°C для Cu50Zr30Ni20 (мал. 10b). Для сплаву MG Cu50Zr40Ni10 таксама назіралася зніжэнне значэнняў Tg, Tx і ΔTx да ўзроўню 447°C, 526°C і 79°C (мал. 10b). Гэта сведчыць аб тым, што павелічэнне ўтрымання Ni прыводзіць да зніжэння тэрмічнай стабільнасці сплаву MG. Наадварот, значэнне Tg (507°C) сплаву MG Cu50Zr20Ni30 ніжэйшае, чым у сплаву MG Cu50Zr40Ni10; тым не менш, яго Tx паказвае параўнальнае значэнне з першым (612°C). Такім чынам, ΔTx мае больш высокае значэнне (87°C), як паказана на мал. 10c.
Сістэма MG Cu50(Zr50−xNix), на прыкладзе сплаву MG Cu50Zr20Ni30, крышталізуецца праз рэзкі экзатэрмічны пік у крышталічныя фазы ГЦК-ZrCu5, ромбічна-Zr7Cu10 і ромбічна-ZrNi (мал. 10c). Гэты фазавы пераход з аморфнай у крышталічную фазу быў пацверджаны рэнтгенаўскай дыфракцыяй узору MG (мал. 10d), які быў нагрэты да 700 °C у ДСК.
На малюнку 11 паказаны фатаграфіі, зробленыя падчас працэсу халоднага напылення, які праводзіцца ў бягучай працы. У гэтым даследаванні ў якасці антыбактэрыйнай сыравіны выкарыстоўваліся часціцы металічнага шклопадобнага парашка, сінтэзаваныя пасля часу МА 50 гадзін (на прыкладзе Cu50Zr20Ni30), а пласціна з нержавеючай сталі (SUS304) была пакрыта тэхналогіяй халоднага напылення. Метад халоднага напылення быў абраны для пакрыцця ў серыі тэхналогій тэрмічнага напылення, таму што ён з'яўляецца найбольш эфектыўным метадам у серыі тэрмічнага напылення і можа быць выкарыстаны для метастабільных металічных матэрыялаў, адчувальных да тэмпературы, такіх як аморфныя і нанакрышталічныя парашкі, якія не схільныя да фазавых пераходаў. Гэта галоўны фактар ​​выбару гэтага метаду. Працэс халоднага напылення ажыццяўляецца з выкарыстаннем высакахуткасных часціц, якія пераўтвараюць кінетычную энергію часціц у пластычную дэфармацыю, напружанне і цяпло пры ўдары аб падкладку або раней нанесеныя часціцы.
На палявых фотаздымках паказаны працэдура халоднага напылення, якая выкарыстоўвалася для пяці паслядоўных падрыхтоўкі пакрыцця MG/SUS 304 пры тэмпературы 550 °C.
Кінетычная энергія часціц, і, такім чынам, імпульс кожнай часціцы пры ўтварэнні пакрыцця, павінны быць пераўтвораны ў іншыя формы энергіі праз такія механізмы, як пластычная дэфармацыя (пачатковае ўзаемадзеянне часціц і ўзаемадзеянне часціц у падкладцы і ўзаемадзеянне часціц), кансалідацыя пустэч, кручэнне часціц, дэфармацыя і, у рэшце рэшт, цяпло 39. Акрамя таго, калі не ўся ўваходная кінетычная энергія пераўтвараецца ў цяпло і энергію дэфармацыі, вынікам з'яўляецца пругкае сутыкненне, што азначае, што часціцы проста адскокваюць назад пасля ўдару. Было адзначана, што 90% энергіі ўдару, прыкладзенай да матэрыялу часціцы/падкладкі, пераўтвараецца ў лакальнае цяпло 40. Акрамя таго, пры ўжыванні ўдарнага напружання высокія хуткасці пластычнай дэфармацыі дасягаюцца ў вобласці кантакту часціцы/падкладкі за вельмі кароткі час 41,42.
Пластычная дэфармацыя звычайна лічыцца працэсам рассейвання энергіі, або, дакладней, крыніцай цяпла ў міжфазнай вобласці. Аднак павышэнне тэмпературы ў міжфазнай вобласці звычайна недастатковае для таго, каб выклікаць міжфазнае плаўленне або значна паскорыць атамную ўзаемную дыфузію. Аўтарам невядома ніводнай публікацыі, якая даследуе ўплыў уласцівасцей гэтых металічных шкляных парашкоў на адгезію і адклад парашка, якія адбываюцца пры выкарыстанні метадаў халоднага напылення.
На мал. 12a паказаны BFI парашка сплаву MG Cu50Zr20Ni30, які быў нанесены на падкладку SUS 304 (мал. 11, 12b). Як відаць з малюнка, пакрытыя парашкі захоўваюць сваю першапачатковую аморфную структуру, бо маюць далікатную лабірынтную структуру без якіх-небудзь крышталічных асаблівасцей або дэфектаў рашоткі. З іншага боку, выява паказвае на наяўнасць старонніх фаз, што відаць з-за наначасціц, уключаных у матрыцу парашка, пакрытую MG (мал. 12a). На мал. 12c паказана дыфракцыйная карціна індэксаванага нанапрамяня (NBDP), звязаная з вобласцю I (мал. 12a). Як паказана на мал. 12c, NBDP дэманструе слабую дыфузійную карціну гало аморфнай структуры і суіснуе з рэзкімі плямамі, якія адпавядаюць крышталічнай вялікай кубічнай метастабільнай плюс тэтраганальнай фазе CuO Zr2Ni. Утварэнне CuO можа быць звязана з акісленнем парашка пры яго перамяшчэнні ад сопла распыляльніка да SUS 304 на адкрытым паветры пад уздзеяннем звышгукавога патоку. З іншага боку, Расшклопадобныя металічныя парашкі пасля апрацоўкі халодным распыленнем пры тэмпературы 550 °C на працягу 30 хвілін дасягнулі ўтварэння буйных кубічных фаз.
(a) Выява MG, атрыманая з дапамогай FE-HRTEM, з парашковым пакрыццём на падкладцы з SUS 304 (b) (устаўка малюнка). Індэкс NBDP круглага сімвала, паказанага ў (a), паказаны ў (c).
Каб праверыць гэты патэнцыйны механізм утварэння вялікіх кубічных наначасціц Zr2Ni, быў праведзены незалежны эксперымент. У гэтым эксперыменце парашкі распыляліся з распыляльніка пры тэмпературы 550 °C у напрамку падкладкі SUS 304; аднак, каб высветліць эфект адпалу парашкоў, яны былі выдалены з палоскі SUS304 як мага хутчэй (каля 60 секунд). Быў праведзены яшчэ адзін набор эксперыментаў, у якім парашок быў выдалены з падкладкі прыкладна праз 180 секунд пасля нанясення.
На малюнках 13a,b паказаны выявы цёмнага поля (DFI), атрыманыя з дапамогай сканіруючай прасвечвальнай электроннай мікраскапіі (STEM) двух распыленых матэрыялаў, нанесеных на падкладкі SUS 304 на працягу 60 с і 180 с адпаведна. Выява парашка, нанесенага на працягу 60 секунд, не мае марфалагічных дэталяў, дэманструючы бязлітаснае адсутнасць асаблівасцей (мал. 13a). Гэта таксама было пацверджана рэнтгенаўскай дыфракцыяй, якая паказала, што агульная структура гэтых парашкоў была аморфнай, на што паказваюць шырокія першасныя і другасныя дыфракцыйныя максімумы, паказаныя на малюнку 14a. Гэта сведчыць аб адсутнасці метастабільных/мезафазных асадкаў, пры якіх парашок захоўвае сваю першапачатковую аморфную структуру. Наадварот, парашок, напылены пры той жа тэмпературы (550 °C), але пакінуты на падкладцы на 180 с, паказаў асадак нанапамерных зерняў, як паказана стрэлкамі на мал. 13b.