Dankon pro via vizito al Nature.com. La retumilversio, kiun vi uzas, havas limigitan subtenon por CSS. Por la plej bona sperto, ni rekomendas, ke vi uzu ĝisdatigitan retumilon (aŭ malŝaltu kongruecan reĝimon en Internet Explorer). Dume, por certigi daŭran subtenon, ni montros la retejon sen stiloj kaj JavaScript.
Biofilmoj estas grava komponanto en la disvolviĝo de kronikaj infektoj, precipe kiam temas pri medicinaj aparatoj. Ĉi tiu problemo prezentas grandegan defion al la medicina komunumo, ĉar normaj antibiotikoj povas ekstermi biofilmojn nur tre limigite. Malhelpi la formadon de biofilmo kondukis al la disvolviĝo de diversaj tegaĵaj metodoj kaj novaj materialoj. Ĉi tiuj metodoj celas kovri surfacojn tiel, ke ili malhelpas la formadon de biofilmo. Metalaj vitraj alojoj, precipe tiuj enhavantaj kupro- kaj titanio-metalojn, aperis kiel idealaj antimikrobaj tegaĵoj. Samtempe, la uzo de malvarma ŝpructeknologio pliiĝis, ĉar ĝi estas taŭga metodo por prilabori temperatur-sentemajn materialojn. Parto de la celo de ĉi tiu studo estis disvolvi novan antibakterian filman metalan vitron konsistantan el ternara Cu-Zr-Ni uzante mekanikajn alojadajn teknikojn. La sfera pulvoro, kiu konsistigas la finan produkton, estas uzata kiel krudmaterialo por malvarma ŝpructegaĵo de rustorezistaj ŝtalaj surfacoj je malaltaj temperaturoj. Substratoj kovritaj per metala vitro kapablis signife redukti la formadon de biofilmo je almenaŭ 1 log kompare kun rustorezista ŝtalo.
Tra la homa historio, ĉiu socio kapablis desegni kaj antaŭenigi la enkondukon de novaj materialoj, kiuj plenumas ĝiajn specifajn postulojn, kio rezultigis plibonigitan rendimenton kaj rangon en tutmondigita ekonomio1. Ĝi ĉiam estis atribuita al la homa kapablo disvolvi materialojn kaj fabrikadan ekipaĵon kaj dezajnojn por materialfabrikado kaj karakterizado por atingi plibonigojn en sano, edukado, industrio, ekonomiko, kulturo kaj aliaj kampoj de unu lando aŭ regiono al alia. Progreso estas mezurata sendepende de lando aŭ regiono.2 Dum 60 jaroj, materialsciencistoj dediĉis multon da sia tempo al fokuso sur unu grava zorgo: la serĉado de novaj kaj avangardaj materialoj. Lastatempa esplorado fokusiĝis al plibonigo de la kvalito kaj rendimento de ekzistantaj materialoj, same kiel al sintezado kaj inventado de tute novaj specoj de materialoj.
La aldono de alojaj elementoj, la modifo de la materiala mikrostrukturo, kaj la apliko de termikaj, mekanikaj aŭ termomekanikaj prilaboraj teknikoj rezultigis signifajn plibonigojn en la mekanikaj, kemiaj kaj fizikaj ecoj de diversaj materialoj. Krome, ĝis nun neaŭditaj kombinaĵoj estis sukcese sintezitaj. Ĉi tiuj persistaj klopodoj naskis novan familion de novigaj materialoj, kolektive konataj kiel Altnivelaj Materialoj2. Nanokristaloj, nanopartikloj, nanotuboj, kvantumpunktoj, nul-dimensiaj, amorfaj metalaj vitroj, kaj alt-entropiaj alojoj estas nur kelkaj ekzemploj de progresintaj materialoj enkondukitaj en la mondon ekde la mezo de la pasinta jarcento. Dum fabrikado kaj evoluigado de novaj alojoj kun pli bonaj ecoj, ĉu en la fina produkto aŭ en la interaj stadioj de ĝia produktado, ofte aldoniĝas la problemo de malekvilibro. Rezulte de la efektivigo de novaj fabrikadaj teknikoj por signife devii de ekvilibro, tuta nova klaso de metastabilaj alojoj, konataj kiel metalaj vitroj, estis malkovrita.
Lia laboro ĉe Caltech en 1960 alportis revolucion en la koncepto de metalaj alojoj kiam li sintezis vitrecajn Au-25 je .% Si alojojn per rapida solidigo de likvaĵoj je preskaŭ miliono da gradoj po sekundo. La malkovro de Profesoro Pol Duwez ne nur anoncis la komencon de la historio de metalaj vitroj (MG), sed ankaŭ kondukis al paradigmoŝanĝo en la maniero kiel homoj pensas pri metalaj alojoj. Ekde la plej fruaj pioniraj studoj pri la sintezo de MG-alojoj, preskaŭ ĉiuj metalaj vitroj estis produktitaj tute per unu el la jenaj metodoj; (i) rapida solidigo de la fandita aŭ vaporo, (ii) atoma malordado de la krado, (iii) solidstataj amorfigaj reakcioj inter puraj metalaj elementoj, kaj (iv) solidstataj transiroj de metastabilaj fazoj.
MG-oj distingiĝas per sia manko de la longdistanca atomordo asociita kun kristaloj, kio estas difina karakterizaĵo de kristaloj. En la hodiaŭa mondo, granda progreso estis farita en la kampo de metala vitro. Ili estas novaj materialoj kun interesaj ecoj, kiuj interesas ne nur en solidstata fiziko, sed ankaŭ en metalurgio, surfaca kemio, teknologio, biologio kaj multaj aliaj kampoj. Ĉi tiu nova tipo de materialo montras apartajn ecojn de solidaj metaloj, igante ĝin interesa kandidato por teknologiaj aplikoj en diversaj kampoj. Ili havas kelkajn gravajn ecojn; (i) alta mekanika duktileco kaj limo, (ii) alta magneta permeablo, (iii) malalta koerciveco, (iv) nekutima korodrezisto, (v) temperatura sendependeco. La konduktiveco de 6,7.
Mekanika alojado (MA)1,8 estas relative nova tekniko, unue enkondukita en 19839 de Profesoro CC Kock kaj kolegoj. Ili preparis amorfajn Ni60Nb40-pulvorojn per muelado de miksaĵo de puraj elementoj je ĉirkaŭaj temperaturoj tre proksimaj al ĉambra temperaturo. Tipe, la MA-reakcio estas efektivigita inter difuza kuplado de la reakciantaj materialaj pulvoroj en reaktoro, kutime farita el rustorezista ŝtalo, en pilmuelilon 10 (Fig. 1a, b). Ekde tiam, ĉi tiu meĥanike induktita solidstata reakcia tekniko estis uzata por prepari novajn amorfajn/metalajn vitralojajn pulvorojn uzante malalt-(Fig. 1c) kaj alt-energiajn pilmuelilojn, same kiel stangomuelilojn 11,12,13,14,15, 16. Aparte, ĉi tiu metodo estis uzata por prepari nemikseblajn sistemojn kiel Cu-Ta17, same kiel altfandopunktajn alojojn kiel Al-transirmetalaj sistemoj (TM; Zr, Hf, Nb kaj Ta)18,19 kaj Fe-W20, kiuj ne povas esti akiritaj per konvenciaj preparaj vojoj. Krome, MA estas konsiderata unu el la plej potencaj nanoteknologiaj iloj por la preparado de industri-skalaj nanokristalaj kaj nanokompozitaj pulvoraj partikloj de metaloksidoj, karbidoj, nitridoj, hidridoj, karbonaj nanotuboj. nanodiamantoj, Kaj ankaŭ larĝa stabiligo per desupra aliro 1 kaj metastabilaj stadioj.
Skemo montranta la fabrikadmetodon uzitan por prepari Cu50(Zr50−xNix) metalvitran (MG) tegaĵon/SUS 304 en ĉi tiu studo. (a) Preparado de MG-alojpulvoroj kun malsamaj Ni-koncentriĝoj x (x; 10, 20, 30 kaj 40 at.%) uzante malalt-energian pilkmuelteknikon. (a) La startmaterialo estas ŝarĝita en ilcilindron kune kun ilŝtalaj pilkoj, kaj (b) estas sigelita en gantujo plenigita per He-atmosfero. (c) Travidebla modelo de la muelujo ilustranta la pilkmovon dum muelado. La fina produkto de la pulvoro akirita post 50 horoj estis uzita por kovri la SUS 304-substraton uzante la malvarman ŝprucmetodon (d).
Kiam temas pri surfacoj de grocaj materialoj (substratoj), surfaca inĝenierarto implikas la projektadon kaj modifon de surfacoj (substratoj) por provizi certajn fizikajn, kemiajn kaj teknikajn kvalitojn ne enhavitajn en la originala groca materialo. Kelkaj ecoj, kiujn oni povas efike plibonigi per surfacaj traktadoj, inkluzivas abrazioreziston, oksidiĝan kaj korodan reziston, koeficienton de frikcio, bioinertecon, elektrajn ecojn kaj termikan izoladon, por nomi kelkajn. Surfaca kvalito povas esti plibonigita per uzado de metalurgiaj, mekanikaj aŭ kemiaj teknikoj. Kiel konata procezo, tegaĵo estas simple difinita kiel unu aŭ pluraj tavoloj de materialo artefarite deponitaj sur la surfaco de groca objekto (substrato) farita el alia materialo. Tiel, tegaĵoj estas uzataj parte por atingi iujn deziratajn teknikajn aŭ dekoraciajn ecojn, same kiel por protekti materialojn de atendataj kemiaj kaj fizikaj interagoj kun la ĉirkaŭa medio23.
Por deponi taŭgajn surfacajn protektajn tavolojn kun dikecoj variantaj de kelkaj mikrometroj (sub 10-20 mikrometroj) ĝis pli ol 30 mikrometroj aŭ eĉ kelkaj milimetroj, multaj metodoj kaj teknikoj povas esti aplikitaj. Ĝenerale, tegaj procezoj povas esti dividitaj en du kategoriojn: (i) malsekaj tegaj metodoj, inkluzive de galvanizado, senelektra tegado kaj varm-trempaj galvanizaj metodoj, kaj (ii) sekaj tegaj metodoj, inkluzive de lutado, surfacado, fizika vapora demetado (PVD), kemia vapora demetado (CVD), termikaj ŝprucaj teknikoj kaj pli lastatempe malvarmaj ŝprucaj teknikoj 24 (Fig. 1d).
Biofilmoj estas difinitaj kiel mikrobaj komunumoj, kiuj estas nerevokeble ligitaj al surfacoj kaj ĉirkaŭitaj de memproduktitaj eksterĉelaj polimeroj (EPS). Supraĵe matura biofilma formado povas konduki al signifaj perdoj en multaj industriaj sektoroj, inkluzive de la nutraĵa industrio, akvosistemoj kaj sanservaj medioj. Ĉe homoj, kiam biofilmoj formiĝas, pli ol 80% de kazoj de mikrobaj infektoj (inkluzive de Enterobacteriaceae kaj Staphylococci) estas malfacile trakteblaj. Krome, maturaj biofilmoj estis raportitaj esti 1000-oble pli rezistemaj al antibiotika traktado kompare kun planktonaj bakteriaj ĉeloj, kio estas konsiderata grava terapia defio. Antimikrobaj surfacaj tegaĵmaterialoj derivitaj de konvenciaj organikaj kombinaĵoj estis historie uzitaj. Kvankam tiaj materialoj ofte enhavas toksajn komponantojn, kiuj estas eble riskaj por homoj,25,26 ĝi povas helpi eviti bakterian transdonon kaj materialan detruon.
La ĝeneraligita rezisto de bakterioj al antibiotikaj traktadoj pro biofilma formado kondukis al la bezono disvolvi efikan antimikroban membran-kovritan surfacon, kiu povas esti sekure aplikata27. La disvolviĝo de fizika aŭ kemia kontraŭ-adhera surfaco, al kiu bakteriaj ĉeloj estas inhibiciitaj por ligiĝi kaj konstrui biofilmojn pro adhero, estas la unua aliro en ĉi tiu procezo27. La dua teknologio estas disvolvi tegaĵojn, kiuj ebligas liveri antimikrobajn kemiaĵojn precize kie ili estas bezonataj, en tre koncentritaj kaj adaptitaj kvantoj. Ĉi tio estas atingita per disvolvado de unikaj tegaĵmaterialoj kiel grafeno/germanio28, nigra diamanto29 kaj ZnO-dopitaj diamant-similaj karbonaj tegaĵoj30, kiuj estas rezistemaj al bakterioj, teknologio kiu maksimumigas la toksecon kaj la disvolviĝo de rezisteco pro biofilma formado estas signife reduktita. Krome, tegaĵoj, kiuj enkorpigas baktericidajn kemiaĵojn en surfacojn por provizi longdaŭran protekton kontraŭ bakteria poluado, fariĝas pli popularaj. Kvankam ĉiuj tri proceduroj kapablas produkti antimikrobajn efikojn sur tegitaj surfacoj, ili ĉiu havas siajn proprajn limigojn, kiujn oni devas konsideri dum disvolvado de aplikaj strategioj.
Produktoj nuntempe sur la merkato estas malhelpataj de nesufiĉa tempo por analizi kaj testi protektajn tegaĵojn por biologie aktivaj ingrediencoj. Firmaoj asertas, ke iliaj produktoj provizos al uzantoj dezirindajn funkciajn aspektojn; tamen, tio estis obstaklo al la sukceso de produktoj nuntempe sur la merkato. Komponaĵoj derivitaj de arĝento estas uzataj en la vasta plimulto de antimikrobaj terapioj nun haveblaj al konsumantoj. Ĉi tiuj produktoj estas evoluigitaj por protekti uzantojn kontraŭ la eble danĝeraj efikoj de mikroorganismoj. La malfrua antimikroba efiko kaj asociita tokseco de arĝentaj kombinaĵoj pliigas la premon sur esploristoj por evoluigi malpli damaĝan alternativon36,37. Krei tutmondan antimikroban tegaĵon, kiu funkcias endome kaj ekstere, ankoraŭ montriĝas esti malfacila tasko. Tio estas pro la asociitaj riskoj por kaj sano kaj sekureco. Malkovri antimikroban agenton, kiu estas malpli damaĝa por homoj, kaj eltrovi kiel integri ĝin en tegaĵajn substratojn kun pli longa bretovivo estas tre dezirata celo38. La plej novaj antimikrobaj kaj kontraŭbiofilmaj materialoj estas desegnitaj por mortigi bakteriojn proksime, ĉu per rekta kontakto aŭ post kiam la aktiva agento estas liberigita. Ili povas fari tion per inhibicio de komenca bakteria adhero (inkluzive de kontraŭagado de la formado de proteina tavolo sur la surfaco) aŭ per mortigado de bakterioj per interrompo kun la ĉela muro.
Fundamente, surfactegado estas la procezo de metado de alia tavolo sur la surfacon de komponanto por plibonigi surfac-rilatajn kvalitojn. La celo de surfactegado estas adapti la mikrostrukturon kaj/aŭ konsiston de la preskaŭ-surfaca regiono de la komponanto39. Surfactegadaj teknikoj povas esti dividitaj en malsamajn metodojn, kiuj estas resumitaj en Fig. 2a. Tegaĵoj povas esti subdividitaj en termikajn, kemiajn, fizikajn kaj elektrokemiajn kategoriojn, depende de la metodo uzata por krei la tegaĵon.
(a) Enmetitaĵo montranta la ĉefajn fabrikadteknikojn uzitajn por la surfaco, kaj (b) elektitajn avantaĝojn kaj malavantaĝojn de la malvarma ŝpructekniko.
Malvarma ŝpructeknologio havas multajn similecojn kun konvenciaj termikaj ŝprucmetodoj. Tamen, ekzistas ankaŭ kelkaj ŝlosilaj fundamentaj ecoj, kiuj faras la malvarman ŝprucprocezon kaj malvarmajn ŝprucmaterialojn aparte unikaj. Malvarma ŝpructeknologio ankoraŭ estas en sia komenca stadio, sed havas brilan estontecon. En certaj aplikoj, la unikaj ecoj de malvarma ŝpructeknologio ofertas grandajn avantaĝojn, superante la enecajn limigojn de tipaj termikaj ŝprucmetodoj. Ĝi provizas manieron superi la signifajn limigojn de tradicia termika ŝpructeknologio, dum kiu la pulvoro devas esti fandita por deponi sur la substraton. Evidente, ĉi tiu tradicia tegaĵprocezo ne taŭgas por tre temperatur-sentemaj materialoj kiel nanokristaloj, nanopartikloj, amorfaj kaj metalaj vitroj40, 41, 42. Krome, termikaj ŝpructegaĵmaterialoj ĉiam montras altajn nivelojn de poreco kaj oksidoj. Malvarma ŝpructeknologio havas multajn signifajn avantaĝojn super termika ŝpructeknologio, kiel ekzemple (i) minimuma varmenigo al la substrato, (ii) fleksebleco en substrataj tegaĵelektoj, (iii) foresto de faztransformo kaj grenkresko, (iv) alta ligforto1,39 (Fig. 2b). Krome, malvarmaj ŝpructegaĵmaterialoj havas altan korodreziston, altan... forto kaj malmoleco, alta elektra konduktiveco kaj alta denseco41. Kontraŭe al la avantaĝoj de la malvarma ŝprucprocezo, ankoraŭ ekzistas kelkaj malavantaĝoj uzi ĉi tiun teknikon, kiel montrite en Figuro 2b. Kiam oni kovras purajn ceramikajn pulvorojn kiel Al2O3, TiO2, ZrO2, WC, ktp., la malvarma ŝprucmetodo ne povas esti uzata. Aliflanke, ceramikaj/metalaj kompozitaj pulvoroj povas esti uzataj kiel krudmaterialoj por tegaĵoj. La samo validas por aliaj termikaj ŝprucmetodoj. Komplikajn surfacojn kaj internajn tubsurfacojn ankoraŭ malfacilas ŝpruci.
Ĉar la nuna laboro celas uzi metalajn vitrecajn pulvorojn kiel krudajn tegaĵojn, estas klare, ke konvencia termika ŝprucado ne povas esti uzata por ĉi tiu celo. Tio estas ĉar metalaj vitrecaj pulvoroj kristaliĝas je altaj temperaturoj1.
La plej multaj iloj uzataj en la medicina kaj nutraĵa industrioj estas faritaj el aŭstenitaj rustorezistaj ŝtalaj alojoj (SUS316 kaj SUS304) kun kroma enhavo inter 12 kaj 20 pez% por la produktado de kirurgiaj instrumentoj. Ĝenerale oni akceptas, ke la uzo de kroma metalo kiel aloja elemento en ŝtalaj alojoj povas multe plibonigi la korodreziston de normaj ŝtalaj alojoj. Nerustorezistaj ŝtalaj alojoj, malgraŭ sia alta korodrezisto, ne montras signifajn antimikrobajn ecojn38,39. Ĉi tio kontrastas kun ilia alta korodrezisto. Post tio, oni povas antaŭdiri la disvolviĝon de infekto kaj inflamo, kiu estas ĉefe kaŭzita de bakteria adhero kaj koloniigo sur la surfaco de rustorezistaj ŝtalaj biomaterialoj. Signifaj malfacilaĵoj povas ekesti pro signifaj malfacilaĵoj asociitaj kun bakteria adhero kaj biofilmformaj vojoj, kiuj povas konduki al sanmalboniĝo, kiu povas havi multajn sekvojn, kiuj povas rekte aŭ nerekte influi homan sanon.
Ĉi tiu studo estas la unua fazo de projekto financita de la Kuvajta Fonduso por la Antaŭenigo de Scienco (KFAS), Kontrakto N-ro 2010-550401, por esplori la fareblecon de produktado de metalaj vitrecaj Cu-Zr-Ni ternaraj pulvoroj uzante MA-teknologion (Tabelo 1) por la produktado de kontraŭbakteria filmo/SUS304-surfaca protekta tegaĵo. La dua fazo de la projekto, planita komenciĝi en januaro 2023, detale ekzamenos la elektrokemiajn korodajn karakterizaĵojn kaj mekanikajn ecojn de la sistemo. Detalaj mikrobiologiaj testoj estos faritaj por malsamaj bakteriaj specioj.
En ĉi tiu artikolo, la efiko de la enhavo de Zr-alojaj elementoj sur la vitroformiĝkapablon (GFA) estas diskutita surbaze de morfologiaj kaj strukturaj karakterizaĵoj. Krome, la antibakteriaj ecoj de la tegitaj metalaj vitropulvoraj tegaĵoj/SUS304-kompozitaĵoj ankaŭ estis diskutitaj. Plue, nuna laboro estis efektivigita por esplori la eblecon de struktura transformo de metalaj vitropulvoroj okazanta dum malvarma ŝprucado ene de la submalvarmigita likva regiono de fabrikitaj metalaj vitrosistemoj. Kiel reprezentaj ekzemploj, metalaj vitroalojoj Cu50Zr30Ni20 kaj Cu50Zr20Ni30 estis uzitaj en ĉi tiu studo.
En ĉi tiu sekcio, la morfologiaj ŝanĝoj de elementaj pulvoroj de Cu, Zr kaj Ni en malalt-energia pilmuelado estas prezentitaj. Kiel ilustraj ekzemploj, du malsamaj sistemoj konsistantaj el Cu50Zr20Ni30 kaj Cu50Zr40Ni10 estos uzataj kiel reprezentaj ekzemploj. La MA-procezo povas esti dividita en tri apartajn stadiojn, kiel montrite per la metalografia karakterizado de la pulvoro produktita dum la muelado (Figuro 3).
Metalografiaj karakterizaĵoj de mekanikaj alojaj (MA) pulvoroj akiritaj post malsamaj stadioj de pilmuelado. Kampa emisia skana elektrona mikroskopio (FE-SEM) bildoj de MA kaj Cu50Zr40Ni10 pulvoroj akiritaj post malaltenergiaj pilmueladotempoj de 3, 12 kaj 50 horoj estas montritaj en (a), (c) kaj (e) por la Cu50Zr20Ni30 sistemo, dum en la sama MA korespondaj bildoj de la Cu50Zr40Ni10 sistemo prenitaj post tempo estas montritaj en (b), (d) kaj (f).
Dum pilmuelado, la efika kineta energio, kiu povas esti transdonita al la metala pulvoro, estas influita de la kombinaĵo de parametroj, kiel montrite en Fig. 1a. Ĉi tio inkluzivas koliziojn inter pilkoj kaj pulvoroj, kunpreman ŝiradon de pulvoro blokita inter aŭ inter muelmaterialoj, efikon de falantaj pilkoj, ŝiradon kaj eluziĝon pro pulvora trenado inter moviĝantaj pilkmuelmaterialoj, kaj ŝokondon trapasantan. Falantaj pilkoj disvastiĝas tra rikoltaĵŝarĝoj (Fig. 1a). Elementaj Cu, Zr kaj Ni pulvoroj estis grave deformitaj pro malvarma veldado en la frua stadio de MA (3 h), rezultante en grandaj pulvoraj partikloj (>1 mm en diametro). Ĉi tiuj grandaj kompozitaj partikloj estas karakterizitaj per la formado de dikaj tavoloj de alojaj elementoj (Cu, Zr, Ni), kiel montrite en Fig. 3a,b. Pligrandigo de la MA-tempo al 12 h (meza stadio) rezultigis pliiĝon de la kineta energio de la pilmuelilo, rezultante en la malkomponiĝo de la kompozita pulvoro en pli fajnajn pulvorojn (malpli ol 200 µm), kiel montrite en Fig. 3c,d. En ĉi tiu stadio, la aplikita ŝirforto kondukas al la formado de nova metala surfaco kun fajnaj tavoloj de Cu, Zr, Ni, kiel montrite en Fig. 3c,d. Rezulte de tavolrafinado, solidfazaj reakcioj okazas ĉe la interfaco de la flokoj por generi novajn fazojn.
Ĉe la kulmino de la MA-procezo (post 50 horoj), la floka metalografio estis nur malforte videbla (Fig. 3e,f), sed la polurita surfaco de la pulvoro montris spegulan metalografion. Tio signifas, ke la MA-procezo estas kompletigita kaj la kreado de ununura reakcia fazo okazis. La elementa konsisto de la regionoj indeksitaj en Fig. 3e (I, II, III), f, v, vi) estis determinita per kampa emisia skana elektrona mikroskopio (FE-SEM) kombinita kun energi-dispersa rentgen-spektroskopio (EDS) (IV).
En Tabelo 2, la elementaj koncentriĝoj de alojaj elementoj estas montritaj kiel procento de la tuta pezo de ĉiu regiono elektita en Fig. 3e,f. Kiam oni komparas ĉi tiujn rezultojn kun la komencaj nominalaj konsistoj de Cu50Zr20Ni30 kaj Cu50Zr40Ni10 listigitaj en Tabelo 1, oni povas vidi, ke la konsistoj de ĉi tiuj du finaj produktoj havas tre similajn valorojn al la nominalaj konsistoj. Krome, la relativaj komponaj valoroj por la regionoj listigitaj en Fig. 3e,f ne implicas signifan difektiĝon aŭ fluktuon en la konsisto de ĉiu specimeno de unu regiono al alia. Ĉi tion pruvas la fakto, ke ne estas ŝanĝo en konsisto de unu regiono al alia. Ĉi tio indikas la produktadon de homogenaj alojpulvoroj, kiel montrite en Tabelo 2.
FE-SEM-mikrografoj de la fina produkto Cu50(Zr50−xNix)-pulvoro estis akiritaj post 50 MA-tempoj, kiel montrite en Fig. 4a–d, kie x estas 10, 20, 30 kaj 40 at.%, respektive. Post ĉi tiu muelada paŝo, la pulvoro agregiĝas pro la van der Waals-efiko, rezultante en la formado de grandaj agregaĵoj konsistantaj el ultrafajnaj partikloj kun diametroj variantaj de 73 ĝis 126 nm, kiel montrite en Figuro 4.
Morfologiaj karakterizaĵoj de Cu50(Zr50−xNix) pulvoroj akiritaj post MA-tempo de 50 horoj. Por la sistemoj Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30, Cu50Zr10Ni40, la FE-SEM bildoj de la pulvoroj akiritaj post 50 MA-tempoj estas montritaj en (a), (b), (c) kaj (d), respektive.
Antaŭ ol ŝarĝi la pulvorojn en malvarman ŝprucigilon, ili unue estis sonigitaj en analiza grado de etanolo dum 15 minutoj kaj poste sekigitaj je 150 °C dum 2 horoj. Ĉi tiu paŝo devas esti farita por sukcese kontraŭbatali aglomeradon, kiu ofte kaŭzas multajn signifajn problemojn dum la tuta tega procezo. Post kiam la MA-procezo estis kompletigita, pliaj karakterizadoj estis faritaj por esplori la homogenecon de la alojpulvoroj. Figuro 5a-d montras la FE-SEM-mikrografojn kaj la respondajn EDS-bildojn de la Cu, Zr kaj Ni-alojaj elementoj de la Cu50Zr30Ni20-alojo akiritaj post 50 horoj da M-tempo, respektive. Notindas, ke la alojpulvoroj produktitaj post ĉi tiu paŝo estas homogenaj, ĉar ili ne montras iujn ajn komponajn fluktuojn preter la subnanometra nivelo, kiel montrite en Figuro 5.
Morfologio kaj loka elementa distribuo de MG Cu50Zr30Ni20 pulvoro akirita post 50 MA-tempoj per FE-SEM/energi-dispersa rentgen-spektroskopio (EDS). (a) SEM kaj rentgen-EDS-mapado de (b) Cu-Kα, (c) Zr-Lα kaj (d) Ni-Kα bildoj.
La XRD-bildoj de la meĥanike alojitaj pulvoroj Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30 kaj Cu50Zr20Ni30, akiritaj post MA-tempo de 50 horoj, estas montritaj en Fig. 6a-d, respektive. Post ĉi tiu etapo de muelado, ĉiuj specimenoj kun malsamaj Zr-koncentriĝoj montris amorfajn strukturojn kun karakterizaj aŭreolaj difuzbildoj montritaj en Fig. 6.
XRD-bildoj de (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 kaj (d) Cu50Zr20Ni30 pulvoroj post MA-tempo de 50 horoj. Ĉiuj specimenoj senescepte montris aŭreolan difuzbildon, implicante la formiĝon de amorfa fazo.
Kampa emisia alt-rezolucia transmisia elektrona mikroskopio (FE-HRTEM) estis uzata por observi strukturajn ŝanĝojn kaj kompreni la lokan strukturon de la pulvoroj rezultantaj el pilmuelado je malsamaj MA-tempoj. FE-HRTEM-bildoj de la pulvoroj akiritaj post la fruaj (6 h) kaj mezaj (18 h) stadioj de muelado por la pulvoroj Cu50Zr30Ni20 kaj Cu50Zr40Ni10 estas montritaj en Fig. 7a,c, respektive. Laŭ la hela kampa bildo (BFI) de la pulvoro produktita post MA 6 h, la pulvoro konsistas el grandaj grajnoj kun klare difinitaj limoj de la elementoj fcc-Cu, hcp-Zr kaj fcc-Ni, kaj ne estas signo, ke la reakcia fazo formiĝis, kiel montrite en Fig. 7a. Krome, la korelaciita elektita areo-difrakta padrono (SADP) prenita de la meza regiono de (a) rivelis kuspan difraktan padronon (Fig. 7b), indikante la ĉeeston de grandaj kristaloj kaj la foreston de reaktiva fazo.
Loka struktura karakterizado de MA-pulvoro akirita post fruaj (6 h) kaj mezaj (18 h) stadioj. (a) Kampa emisia alt-rezolucia transmisia elektrona mikroskopio (FE-HRTEM), kaj (b) la koresponda elektita area difrakta padrono (SADP) de Cu50Zr30Ni20-pulvoro post MA-traktado dum 6 h. La FE-HRTEM-bildo de Cu50Zr40Ni10 akirita post MA-tempo de 18 h estas montrita en (c).
Kiel montrite en Fig. 7c, plilongigo de la MA-daŭro al 18 horoj rezultigis severajn kraddifektojn kombinitajn kun plasta deformado. Dum ĉi tiu meza stadio de la MA-procezo, la pulvoro montras diversajn difektojn, inkluzive de stakigaj faŭltoj, kraddifektoj kaj punktaj difektoj (Figuro 7). Ĉi tiuj difektoj kaŭzas, ke la grandaj grajnoj disiĝas laŭ siaj grajnlimoj en subgrajnojn kun grandecoj malpli ol 20 nm (Fig. 7c).
La loka strukturo de Cu50Z30Ni20-pulvoro muelita dum 36 horoj da MA-tempo montras la formadon de ultrafajnaj nanograjnoj enigitaj en amorfan fajnan matricon, kiel montrite en Fig. 8a. Loka EDS-analizo indikis, ke tiuj nanoaretoj montritaj en Fig. 8a estis asociitaj kun neprilaboritaj Cu, Zr kaj Ni-pulvoraj alojelementoj. Samtempe, la Cu-enhavo de la matrico fluktuis de ~32 at.% (malriĉa areo) ĝis ~74 at.% (riĉa areo), indikante la formadon de heterogenaj produktoj. Krome, la respondaj SADP-oj de la pulvoroj akiritaj post muelado en ĉi tiu stadio montras aŭreol-difuzajn primarajn kaj sekundarajn ringojn de amorfa fazo, interkovrantajn kun akraj pintoj asociitaj kun tiuj krudaj alojelementoj, kiel montrite en Fig. 8b.
Preter 36 h-Cu50Zr30Ni20-pulvoro nanoskalaj lokaj strukturaj trajtoj. (a) Helkampa bildo (BFI) kaj koresponda (b) SADP de Cu50Zr30Ni20-pulvoro akirita post muelado dum 36 h MA-tempo.
Proksime al la fino de la MA-procezo (50 h), Cu50(Zr50−xNix), X; 10, 20, 30 kaj 40 at.% pulvoroj kutime havas labirintan amorfan fazmorfologion kiel montrite en Fig. 9a-d. En la koresponda SADP de ĉiu komponaĵo, nek punkt-similaj difraktoj nek akraj ringoformaj padronoj povus esti detektitaj. Ĉi tio indikas, ke neniu neprilaborita kristala metalo ĉeestas, sed prefere amorfa alojpulvoro formiĝas. Ĉi tiuj korelaciitaj SADP-oj montrantaj aŭreolajn difuzpadronojn ankaŭ estis uzitaj kiel pruvo por la evoluo de amorfaj fazoj en la fina produkta materialo.
Loka strukturo de la fina produkto de la MG Cu50 (Zr50−xNix) sistemo. FE-HRTEM kaj korelaciitaj nanotrabaj difraktaj padronoj (NBDP) de (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 kaj (d) Cu50Zr10Ni40 akiritaj post 50 horoj da MA.
La termika stabileco de la vitra transira temperaturo (Tg), submalvarmigita likva regiono (ΔTx) kaj kristaliĝa temperaturo (Tx) kiel funkcio de la Ni-enhavo (x) de la amorfa Cu50(Zr50−xNix) sistemo estis esplorita uzante diferencialan skanadan kalorimetrion (DSC) de ecoj sub He-gasa fluo. La DSC-spuroj de la amorfaj alojpulvoroj Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20 kaj Cu50Zr10Ni40 akiritaj post MA-tempo de 50 horoj estas montritaj en Fig. 10a, b, e, respektive. Dum la DSC-kurbo de amorfa Cu50Zr20Ni30 estas montrita aparte en Fig. 10c. Dume, la Cu50Zr30Ni20 specimeno varmigita ĝis ~700 °C en DSC estas montrita en Fig. 10d.
Termika stabileco de Cu50(Zr50−xNix) MG-pulvoroj akiritaj post MA-tempo de 50 horoj, kiel indeksite de vitra transira temperaturo (Tg), kristaliĝa temperaturo (Tx), kaj submalvarmigita likva regiono (ΔTx). Diferencialaj skanadaj kalorimetraj (DSC) termogramoj de (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 kaj (e) Cu50Zr10Ni40 MG-alojpulvoroj post MA-tempo de 50 horoj. La rentgen-difrakta (XRD) bildo de la Cu50Zr30Ni20-provaĵo varmigita ĝis ~700 °C en DSC estas montrita en (d).
Kiel montrite en Figuro 10, la DSC-kurboj de ĉiuj komponaĵoj kun malsamaj Ni-koncentriĝoj (x) indikas du malsamajn kazojn, unu endoterman kaj la alian eksoterman. La unua endoterma evento respondas al Tg, dum la dua rilatas al Tx. La horizontala interspaco, kiu ekzistas inter Tg kaj Tx, nomiĝas la submalvarmigita likva regiono (ΔTx = Tx – Tg). La rezultoj montras, ke la Tg kaj Tx de la Cu50Zr40Ni10-provaĵo (Fig. 10a), metita je 526°C kaj 612°C, ŝovas la enhavon (x) al 20 at.% direkte al la malalta temperatura flanko de 482°C kaj 563°C kun kreskanta Ni-enhavo (x), respektive, kiel montrite en Figuro 10b. Sekve, la ΔTx de Cu50Zr40Ni10 malpliiĝas de 86 °C (Fig. 10a) al 81 °C por Cu50Zr30Ni20 (Fig. 10b). Por la alojo MG Cu50Zr40Ni10, oni ankaŭ observis, ke la valoroj de Tg, Tx kaj ΔTx malpliiĝis ĝis la nivelo de 447°C, 526°C kaj 79°C (Fig. 10b). Ĉi tio indikas, ke la pliiĝo de Ni-enhavo kondukas al malpliiĝo de la termika stabileco de la MG-alojo. Kontraste, la Tg-valoro (507 °C) de la alojo MG Cu50Zr20Ni30 estas pli malalta ol tiu de la alojo MG Cu50Zr40Ni10; tamen, ĝia Tx montras kompareblan valoron al la unua (612 °C). Tial, ΔTx montras pli altan valoron (87°C), kiel montrite en Fig. 10c.
La sistemo MG Cu50(Zr50−xNix), prenante la alojon MG Cu50Zr20Ni30 kiel ekzemplon, kristaliĝas tra akra eksoterma pinto en la kristalajn fazojn de fcc-ZrCu5, ortoromba-Zr7Cu10 kaj ortoromba-ZrNi (Fig. 10c). Ĉi tiu amorfa al kristala faztransiro estis konfirmita per XRD de la MG-specimeno (Fig. 10d), kiu estis varmigita ĝis 700 °C en DSC.
Figuro 11 montras fotojn prenitajn dum la malvarma ŝprucprocezo efektivigita en la nuna laboro. En ĉi tiu studo, la metalaj vitrosimilaj pulvoraj partikloj sintezitaj post MA-tempo de 50 horoj (ekzemple Cu50Zr20Ni30) estis uzitaj kiel antibakteriaj krudmaterialoj, kaj la rustorezista ŝtala plato (SUS304) estis kovrita per malvarma ŝpructeknologio. La malvarma ŝprucmetodo estis elektita por kovrado en la termika ŝpructeknologia serio ĉar ĝi estas la plej efika metodo en la termika ŝprucserio kaj povas esti uzata por metalaj metastabilaj temperatur-sentemaj materialoj kiel amorfaj kaj nanokristalaj pulvoroj, kiuj ne estas submetitaj al faztransiroj. Ĉi tio estas la ĉefa faktoro en la elekto de ĉi tiu metodo. La malvarma ŝprucprocezo estas efektivigita per uzado de alt-rapidaj partikloj, kiuj konvertas la kinetikan energion de la partikloj en plastan deformadon, streĉon kaj varmon ĉe kolizio kun la substrato aŭ antaŭe deponitaj partikloj.
Kampaj fotoj montras la malvarman ŝprucproceduron uzitan por kvin sinsekvaj preparoj de MG-tegaĵo/SUS 304 je 550 °C.
La kineta energio de la partikloj, kaj tiel la movokvanto de ĉiu partiklo en la tegaĵa formacio, devas esti konvertita en aliajn formojn de energio per mekanismoj kiel plasta deformado (komencaj partiklaj kaj partiklo-partiklaj interagoj en la substrato kaj partiklaj interagoj), malpleniĝa konsolidiĝo, partiklo-partikla rotacio, streĉo kaj finfine varmo 39. Krome, se ne la tuta alvenanta kineta energio estas konvertita en varmon kaj streĉenergion, la rezulto estas elasta kolizio, kio signifas, ke la partikloj simple resaltas post la frapo. Oni atentigis, ke 90% de la frapa energio aplikita al la partiklo/substrata materialo estas konvertita en lokan varmon 40. Krome, kiam frapa streĉo estas aplikita, altaj plastaj streĉrapidecoj estas atingitaj en la kontakta partiklo/substrata regiono en tre mallonga tempo 41,42.
Plasta deformado estas ĝenerale konsiderata procezo de energidisipado, aŭ pli specife, varmofonto en la interfaca regiono. Tamen, la temperaturpliiĝo en la interfaca regiono kutime ne sufiĉas por produkti interfacan fandadon aŭ por signife antaŭenigi atoman interdifuzon. Neniu publikaĵo konata al la aŭtoroj esploras la efikon de la ecoj de ĉi tiuj metalaj vitrecaj pulvoroj sur pulvora adhero kaj deponado, kiu okazas kiam malvarmaj ŝprucmetodoj estas uzataj.
La BFI de MG Cu50Zr20Ni30-alojpulvoro videblas en Fig. 12a, kiu estis kovrita sur SUS 304-substrato (Fig. 11, 12b). Kiel videblas el la figuro, la kovritaj pulvoroj konservas sian originalan amorfan strukturon, ĉar ili havas delikatan labirintan strukturon sen iuj kristalaj trajtoj aŭ kraddifektoj. Aliflanke, la bildo indikas la ĉeeston de fremda fazo, kiel sugestas nanopartikloj enigitaj en la MG-kovritan pulvormatricon (Fig. 12a). Figuro 12c prezentas la indeksitan nanotraban difraktan padronon (NBDP) asociitan kun regiono I (Figuro 12a). Kiel montrite en Fig. 12c, NBDP montras malfortan aŭreolan difuzan padronon de amorfa strukturo kaj kunekzistas kun akraj makuloj respondantaj al la kristala granda kuba Zr2Ni metastabila plus tetragonala CuO-fazo. La formado de CuO povas esti atribuita al la oksidiĝo de la pulvoro dum vojaĝado de la ajuto de la ŝprucpistolo al SUS 304 en la libera aero sub... supersona fluo. Aliflanke, la devitriĝo de la metalaj vitrecaj pulvoroj atingis la formadon de grandaj kubaj fazoj post malvarma ŝpructraktado je 550 °C dum 30 minutoj.
(a) FE-HRTEM bildo de MG-pulvora tegaĵo sur (b) SUS 304-substrato (enmetita en la figuro). La indekso NBDP de la cirkla simbolo montrita en (a) estas montrita en (c).
Por kontroli ĉi tiun eblan mekanismon por la formado de grandaj kubaj Zr2Ni-nanopartikloj, sendependa eksperimento estis farita. En ĉi tiu eksperimento, la pulvoroj estis ŝprucigitaj per ŝprucpistolo je 550 °C en la direkto de la SUS 304-substrato; tamen, por pliklarigi la kalcinadan efikon de la pulvoroj, ili estis forigitaj de la SUS304-strio kiel eble plej rapide (ĉirkaŭ 60 sekundoj). Alia aro da eksperimentoj estis farita, en kiuj la pulvoro estis forigita de la substrato ĉirkaŭ 180 sekundojn post la deponado.
Figuroj 13a,b montras malhelkampajn bildojn (DFI) akiritajn per skana transmisia elektrona mikroskopio (STEM) de du ŝprucitaj materialoj deponitaj sur SUS 304-substratoj dum 60 kaj 180 sekundoj, respektive. La pulvora bildo deponita dum 60 sekundoj havas neniun morfologian detalon, montrante senkarakterecon (Fig. 13a). Ĉi tio ankaŭ estis konfirmita per XRD, kiu indikis, ke la ĝenerala strukturo de ĉi tiuj pulvoroj estis amorfa, kiel indikite de la larĝaj primaraj kaj sekundaraj difraktaj maksimumoj montritaj en Figuro 14a. Ĉi tiuj indikas la foreston de metastabila/mezofaza precipitaĵo, kie la pulvoro retenas sian originan amorfan strukturon. Kontraste, la pulvoro ŝprucita je la sama temperaturo (550 °C), sed lasita sur la substrato dum 180 sekundoj, montris la precipitaĵon de nanograndaj grajnoj, kiel indikite de la sagoj en Fig. 13b.