Köszönjük, hogy felkereste a Nature.com weboldalt. Az Ön által használt böngészőverzió korlátozottan támogatja a CSS-t. A legjobb élmény érdekében javasoljuk, hogy használjon egy frissített böngészőt (vagy kapcsolja ki a kompatibilitási módot az Internet Explorerben). Időközben a folyamatos támogatás biztosítása érdekében stílusok és JavaScript nélkül jelenítjük meg az oldalt.
A biofilmek fontos szerepet játszanak a krónikus fertőzések kialakulásában, különösen, ha orvostechnikai eszközökről van szó. Ez a probléma hatalmas kihívást jelent az orvosi közösség számára, mivel a standard antibiotikumok csak nagyon korlátozott mértékben tudják elpusztítani a biofilmeket. A biofilmképződés megelőzése különféle bevonási módszerek és új anyagok kifejlesztéséhez vezetett. Ezek a módszerek a felületek olyan módon történő bevonását célozzák, amely gátolja a biofilmképződést. A fémes üvegötvözetek, különösen a réz- és titánfémeket tartalmazók, ideális antimikrobiális bevonatként jelentek meg. Ugyanakkor a hidegpermetezéses technológia alkalmazása is megnőtt, mivel ez alkalmas módszer a hőmérséklet-érzékeny anyagok feldolgozására. A tanulmány céljai közé tartozott egy új, antibakteriális, háromkomponensű Cu-Zr-Ni-ből álló fémes üvegfólia kifejlesztése mechanikus ötvözési technikákkal. A végterméket alkotó gömb alakú port alapanyagként használják rozsdamentes acél felületek hidegpermetezéses bevonásához alacsony hőmérsékleten. A fémes üveggel bevont hordozók a rozsdamentes acélhoz képest legalább 1 log-tal képesek voltak jelentősen csökkenteni a biofilmképződést.
Az emberiség történelme során minden társadalom képes volt olyan új anyagokat tervezni és bevezetni, amelyek megfelelnek az adott követelményeknek, ami a globalizált gazdaságban elért jobb teljesítményhez és rangsoroláshoz vezetett.1 Mindig is az emberi képességnek tulajdonították, hogy anyagokat és gyártóberendezéseket, valamint anyagok gyártására és jellemzésére szolgáló terveket fejlesszen ki, hogy az egészségügyben, az oktatásban, az iparban, a gazdaságban, a kultúrában és más területeken előnyöket érjen el egyik országtól vagy régiótól a másikig. A haladást országtól vagy régiótól függetlenül mérik.2 60 éven át az anyagtudósok idejük nagy részét egyetlen fő problémára összpontosították: az új és élvonalbeli anyagok kutatására. A legújabb kutatások a meglévő anyagok minőségének és teljesítményének javítására, valamint teljesen új típusú anyagok szintetizálására és feltalálására összpontosítottak.
Az ötvözőelemek hozzáadása, az anyag mikroszerkezetének módosítása, valamint a termikus, mechanikai vagy termomechanikus feldolgozási technikák alkalmazása jelentős javulást eredményezett számos különböző anyag mechanikai, kémiai és fizikai tulajdonságaiban. Ezenkívül eddig ismeretlen vegyületeket sikerült szintetizálni ezen a ponton. Ezek a kitartó erőfeszítések egy új, innovatív anyagok családját hozták létre, amelyeket összefoglaló néven fejlett anyagoknak2 neveznek. A nanokristályok, nanorészecskék, nanocsövek, kvantumpöttyök, nulldimenziós, amorf fémes üvegek és nagy entrópiájú ötvözetek csak néhány példa a fejlett anyagokra, amelyeket a múlt század közepe óta vezettek be a világba. Az új, kiváló tulajdonságokkal rendelkező ötvözetek gyártásakor és fejlesztésekor, akár a végtermékben, akár a gyártás köztes szakaszaiban, gyakran felmerül az egyensúlyhiány problémája. Az egyensúlytól jelentős eltérést eredményező új gyártási technikák bevezetésének eredményeként egy teljesen új metastabil ötvözetosztályt, úgynevezett fémes üvegeket fedeztek fel.
1960-ban a Caltech-nél végzett munkája forradalmasította a fémötvözetek koncepcióját, amikor üvegszerű Au-25 at.% Si ötvözeteket szintetizált folyadékok gyors, közel egymillió fok/másodperc sebességű megszilárdításával.4 Pol Duwezs professzor felfedezése nemcsak a fémüvegek (MG) történetének kezdetét jelezte, hanem paradigmaváltáshoz is vezetett a fémötvözetekről alkotott képben. Az MG ötvözetek szintézisének legkorábbi úttörő tanulmányai óta szinte az összes fémüveget teljes egészében a következő módszerek valamelyikével állították elő: (i) az olvadék vagy gőz gyors megszilárdítása, (ii) a rács atomi rendezetlensége, (iii) szilárd fázisú amorfizációs reakciók tiszta fémes elemek között, és (iv) metastabil fázisok szilárd fázisú átmenetei.
Az MG-ket az különbözteti meg, hogy hiányzik belőlük a kristályokra jellemző hosszú távú atomrendezettség, ami a kristályok meghatározó jellemzője. Napjainkban nagy előrelépés történt a fémüvegek területén. Ezek újszerű anyagok érdekes tulajdonságokkal, amelyek nemcsak a szilárdtestfizikában, hanem a kohászatban, a felületkémiában, a technológiában, a biológiában és sok más területen is érdekesek. Ez az új típusú anyag a szilárd fémektől eltérő tulajdonságokkal rendelkezik, így érdekes jelölt lehet a technológiai alkalmazásokhoz számos területen. Néhány fontos tulajdonsággal rendelkeznek: (i) nagy mechanikai képlékenység és folyáshatár, (ii) nagy mágneses permeabilitás, (iii) alacsony koercitív tényező, (iv) szokatlan korrózióállóság, (v) hőmérsékletfüggetlenség. A 6,7 vezetőképessége...
A mechanikus ötvözés (MA)1,8 egy viszonylag új technika, amelyet először 1983-ban9 vezetett be CC Kock professzor és kollégái. Amorf Ni60Nb40 porokat állítottak elő tiszta elemek keverékének szobahőmérséklethez nagyon közeli környezeti hőmérsékleten történő őrlésével. Az MA reakciót jellemzően a reagens anyag porainak diffúz kapcsolása között hajtják végre egy reaktorban, amely általában rozsdamentes acélból készül egy golyósmalomban 10 (1a., b. ábra). Azóta ezt a mechanikusan indukált szilárd fázisú reakciótechnikát alkalmazzák új amorf/fémes üvegötvözet porok előállítására alacsony (1c. ábra) és nagy energiájú golyósmalmokban, valamint rúdmalmokban 11,12,13,14,15, 16. Ezt a módszert különösen nem elegyedő rendszerek, például Cu-Ta17, valamint magas olvadáspontú ötvözetek, például Al-átmenetifém-rendszerek (TM; Zr, Hf, Nb és Ta)18,19 és Fe-W20 előállítására használták, amelyeket a hagyományos előállítási eljárásokkal nem lehet előállítani. Továbbá, az MA-t az egyik legerősebb nanotechnológiai eszköznek tekintik fém-oxidok, karbidok, nitridek, hidridek, szén nanocsövek, nanogyémántok ipari méretű nanokristályos és nanokompozit porrészecskék előállításához, valamint széleskörű stabilizáció felülről lefelé irányuló megközelítésen 1 és metastabil szakaszokon keresztül.
A Cu50(Zr50−xNix) fémüveg (MG) bevonat/SUS 304 előállításához használt gyártási módszer vázlata ebben a tanulmányban. (a) Különböző Ni koncentrációjú x (x; 10, 20, 30 és 40 at.%) MG ötvözetporok előállítása alacsony energiájú golyósőrlési technikával. (a) A kiindulási anyagot szerszámacél golyókkal együtt szerszámhengerbe töltik, és (b) He atmoszférával töltött kesztyűs dobozban lezárják. (c) Az őrlőedény átlátszó modellje, amely a golyó mozgását szemlélteti az őrlés során. Az 50 óra elteltével kapott por végtermékét hidegszórásos módszerrel vonták be az SUS 304 hordozóval (d).
Ami a tömeges anyagok felületeit (hordozóit) illeti, a felületkezelés magában foglalja a felületek (hordozók) tervezését és módosítását, hogy olyan fizikai, kémiai és műszaki tulajdonságokat biztosítsanak, amelyek nem szerepelnek az eredeti tömeges anyagban. Néhány olyan tulajdonság, amely hatékonyan javítható felületkezelésekkel, többek között a kopásállóság, az oxidációs és korrózióállóság, a súrlódási együttható, a bioinercialitás, az elektromos tulajdonságok és a hőszigetelés. A felület minősége javítható kohászati, mechanikai vagy kémiai technikák alkalmazásával. Közismert eljárásként a bevonat egyszerűen egy vagy több anyagrétegként definiálható, amelyet mesterségesen vittek fel egy másik anyagból készült tömeges tárgy (hordozó) felületére. Így a bevonatokat részben valamilyen kívánt műszaki vagy dekoratív tulajdonság elérésére, valamint az anyagoknak a környező környezettel való várható kémiai és fizikai kölcsönhatásoktól való védelmére használják.
A néhány mikrométertől (10-20 mikrométer alatt) a 30 mikrométer feletti vagy akár néhány milliméteres vastagságig terjedő megfelelő felületvédő rétegek felviteléhez számos módszer és technika alkalmazható. Általánosságban elmondható, hogy a bevonási eljárások két kategóriába sorolhatók: (i) nedves bevonási módszerek, beleértve a galvanizálást, a galvanizálás nélküli bevonatolást és a tűzihorganyzási módszereket, és (ii) száraz bevonási módszerek, beleértve a forrasztást, a felületkezelést, a fizikai gőzfázisú leválasztást (PVD), a kémiai gőzfázisú leválasztást (CVD), a termikus porlasztási technikákat és újabban a hidegporlasztási technikákat 24 (1d. ábra).
A biofilmek olyan mikrobiális közösségek, amelyek visszafordíthatatlanul kapcsolódnak a felületekhez, és amelyeket öntermelő extracelluláris polimerek (EPS) vesznek körül. A felületesen érett biofilmképződés jelentős veszteségekhez vezethet számos ipari szektorban, beleértve az élelmiszeripart, a vízrendszereket és az egészségügyi környezetet. Embereknél a biofilmképződés során a mikrobiális fertőzések (beleértve az Enterobacteriaceae és a Staphylococcusokat) több mint 80%-át nehéz kezelni. Továbbá a kifejlett biofilmekről kimutatták, hogy 1000-szer ellenállóbbak az antibiotikum-kezeléssel szemben a planktonikus baktériumsejtekhez képest, ami jelentős terápiás kihívásnak számít. A hagyományos szerves vegyületekből származó antimikrobiális felületbevonó anyagokat történelmileg használták. Bár az ilyen anyagok gyakran tartalmaznak mérgező összetevőket, amelyek potenciálisan kockázatosak az emberre nézve,25,26 segíthet elkerülni a baktériumok átvitelét és az anyag pusztulását.
A baktériumok széles körben elterjedt antibiotikum-kezelésekkel szembeni rezisztenciája a biofilmképződés miatt szükségessé tette egy hatékony, antimikrobiális, membránnal bevont felület kifejlesztését, amely biztonságosan alkalmazható27. Az első megközelítés ebben a folyamatban egy olyan fizikai vagy kémiai tapadásgátló felület kifejlesztése, amelyhez a baktériumsejtek adhézió révén nem kötődnek és nem építenek biofilmet27. A második technológia olyan bevonatok fejlesztése, amelyek lehetővé teszik az antimikrobiális vegyszerek pontos eljuttatását oda, ahol szükség van rájuk, nagy koncentrációban és testreszabott mennyiségben. Ezt egyedi bevonóanyagok, például grafén/germánium28, fekete gyémánt29 és ZnO-val adalékolt gyémántszerű szén bevonatok30 fejlesztésével érik el, amelyek rezisztensek a baktériumokkal szemben, ez a technológia maximalizálja a toxicitást és a biofilmképződés miatti rezisztencia kialakulását. Ezenkívül egyre népszerűbbek azok a bevonatok, amelyek germicid vegyszereket építenek be a felületekbe a bakteriális szennyeződés elleni hosszú távú védelem érdekében. Bár mindhárom eljárás képes antimikrobiális hatást kiváltani a bevont felületeken, mindegyiknek megvannak a maga korlátai, amelyeket figyelembe kell venni az alkalmazási stratégiák kidolgozásakor.
A jelenleg piacon lévő termékeket hátráltatja, hogy nincs elég idő a biológiailag aktív összetevők védőbevonatainak elemzésére és tesztelésére. A vállalatok azt állítják, hogy termékeik kívánatos funkcionális tulajdonságokat biztosítanak a felhasználóknak; Ez azonban akadályozta a jelenleg piacon lévő termékek sikerét. Az ezüstből származó vegyületeket a fogyasztók számára jelenleg elérhető antimikrobiális terápiák túlnyomó többségében használják. Ezeket a termékeket a felhasználók mikroorganizmusok potenciálisan veszélyes hatásaitól való védelmére fejlesztették ki. Az ezüstvegyületek késleltetett antimikrobiális hatása és a kapcsolódó toxicitás növeli a kutatókra nehezedő nyomást, hogy kevésbé káros alternatívát fejlesszenek ki36,37. Egy olyan globális antimikrobiális bevonat létrehozása, amely beltéren és kültéren is működik, továbbra is ijesztő feladatnak bizonyul. Ez az egészségügyi és biztonsági kockázatok miatt van. Egy olyan antimikrobiális szer felfedezése, amely kevésbé káros az emberre, és annak kitalálása, hogyan lehet azt hosszabb eltarthatósági idejű bevonó aljzatokba beépíteni, rendkívül keresett cél38. A legújabb antimikrobiális és biofilm elleni anyagokat úgy tervezték, hogy közelről, akár közvetlen érintkezés útján, akár a hatóanyag felszabadulása után elpusztítsák a baktériumokat. Ezt a kezdeti bakteriális adhézió gátlásával (beleértve a felületen lévő fehérjeréteg kialakulásának megakadályozását) vagy a sejtfallal való interakció révén elpusztítsák a baktériumokat.
Alapvetően a felületbevonás az a folyamat, amelynek során egy másik réteget helyeznek az alkatrész felületére a felülettel kapcsolatos tulajdonságok javítása érdekében. A felületbevonás célja az alkatrész felületközeli régiójának mikroszerkezetének és/vagy összetételének testreszabása39. A felületbevonási technikák különböző módszerekre oszthatók, amelyeket a 2a. ábra foglal össze. A bevonatok termikus, kémiai, fizikai és elektrokémiai kategóriákra oszthatók, a bevonat létrehozásához használt módszertől függően.
(a) A felülethez használt főbb gyártási technikákat bemutató kép, és (b) a hidegszórásos technika kiválasztott előnyei és hátrányai.
A hidegszóró technológia számos hasonlóságot mutat a hagyományos termikus szóró módszerekkel. Van azonban néhány olyan alapvető tulajdonság is, amelyek a hidegszóró eljárást és a hidegszóró anyagokat különösen egyedivé teszik. A hidegszóró technológia még gyerekcipőben jár, de fényes jövő áll előtte. Bizonyos alkalmazásokban a hidegszóró egyedi tulajdonságai nagy előnyöket kínálnak, leküzdve a tipikus termikus szóró módszerek inherens korlátait. Lehetőséget kínál a hagyományos termikus szóró technológia jelentős korlátainak leküzdésére, amely során a port meg kell olvasztani ahhoz, hogy az aljzatra lerakódjon. Nyilvánvaló, hogy ez a hagyományos bevonási eljárás nem alkalmas nagyon hőmérséklet-érzékeny anyagokhoz, például nanokristályokhoz, nanorészecskékhez, amorf és fémes üvegekhez40, 41, 42. Továbbá a termikus szóró bevonóanyagok mindig nagy porozitást és oxidokat mutatnak. A hidegszóró technológiának számos jelentős előnye van a termikus szóró technológiával szemben, mint például (i) minimális hőbevitel az aljzatba, (ii) rugalmasság az aljzat bevonatának megválasztásában, (iii) fázisátalakulás és szemcsenövekedés hiánya, (iv) nagy kötési szilárdság1,39 (2b. ábra). Ezenkívül a hidegszóró bevonóanyagok nagy korrózióállósággal, nagy szilárdsággal és keménységgel, nagy... elektromos vezetőképesség és nagy sűrűség41. A hidegszórási eljárás előnyeivel ellentétben ennek a technikának továbbra is vannak hátrányai, amint azt a 2b. ábra mutatja. Tiszta kerámia porok, például Al2O3, TiO2, ZrO2, WC stb. bevonásakor a hidegszórási módszer nem alkalmazható. Másrészt a kerámia/fém kompozit porok bevonatok alapanyagaként használhatók. Ugyanez vonatkozik más termikus szórási módszerekre is. A bonyolult felületek és a belső csőfelületek továbbra is nehezen szórhatók.
Tekintettel arra, hogy a jelenlegi munka célja fémes üvegporok nyers bevonóanyagként való felhasználása, egyértelmű, hogy a hagyományos termikus permetezés nem alkalmazható erre a célra. Ez azért van, mert a fémes üvegporok magas hőmérsékleten kristályosodnak.
Az orvosi és élelmiszeriparban használt szerszámok többsége ausztenites rozsdamentes acélötvözetekből (SUS316 és SUS304) készül, 12 és 20 tömeg% közötti krómtartalommal, sebészeti eszközök gyártásához. Általánosan elfogadott, hogy a krómfém ötvözőelemként való használata acélötvözetekben jelentősen javíthatja a standard acélötvözetek korrózióállóságát. A rozsdamentes acélötvözetek a magas korrózióállóságuk ellenére nem mutatnak jelentős antimikrobiális tulajdonságokat38,39. Ez ellentétben áll a magas korrózióállóságukkal. Ezt követően fertőzés és gyulladás kialakulása várható, amelyet főként a baktériumok tapadása és kolonizációja okoz a rozsdamentes acél bioanyagok felületén. Jelentős nehézségek merülhetnek fel a bakteriális tapadással és a biofilmképződési útvonalakkal kapcsolatos jelentős nehézségek miatt, ami egészségromláshoz vezethet, aminek számos olyan következménye lehet, amelyek közvetlenül vagy közvetve befolyásolhatják az emberi egészséget.
Ez a tanulmány a Kuvaiti Tudományfejlesztési Alapítvány (KFAS) által finanszírozott, 2010-550401 számú szerződésszámú projekt első fázisa, melynek célja fémes üvegszerű Cu-Zr-Ni háromkomponensű porok MA technológiával történő előállításának megvalósíthatóságának vizsgálata (1. táblázat) antibakteriális film/SUS304 felületvédő bevonat előállításához. A projekt második fázisa, amely várhatóan 2023 januárjában indul, részletesen vizsgálja a rendszer elektrokémiai korróziós jellemzőit és mechanikai tulajdonságait. Részletes mikrobiológiai vizsgálatokat végeznek majd különböző baktériumfajokon.
Ebben a cikkben a Zr ötvözőelem-tartalom üvegképző képességre (GFA) gyakorolt ​​hatását tárgyaljuk morfológiai és szerkezeti jellemzők alapján. Ezenkívül a bevont fémüveg porbevonat/SUS304 kompozit antibakteriális tulajdonságait is tárgyaltuk. Továbbá, jelenleg is folyik munka a fémüveg porok szerkezeti átalakulásának lehetőségének vizsgálatára, amely hideg permetezés során következik be a gyártott fémüveg rendszerek túlhűtött folyékony tartományában. Reprezentatív példaként a Cu50Zr30Ni20 és Cu50Zr20Ni30 fémüveg ötvözeteket használtuk ebben a tanulmányban.
Ebben a szakaszban az elemi Cu, Zr és Ni porok morfológiai változásait mutatjuk be alacsony energiájú golyósőrlés során. Szemléltető példaként két különböző, Cu50Zr20Ni30-ból és Cu50Zr40Ni10-ből álló rendszert használunk reprezentatív példaként. Az MA folyamat három különálló szakaszra osztható, amint azt az őrlési szakasz során előállított por metallográfiai jellemzése is mutatja (3. ábra).
A mechanikus ötvözet (MA) porok metallográfiai jellemzői, amelyeket különböző golyósőrlési szakaszok után kaptunk. Az MA és Cu50Zr40Ni10 porok téremissziós pásztázó elektronmikroszkópos (FE-SEM) képei, amelyeket 3, 12 és 50 órás alacsony energiájú golyósőrlési idők után kaptunk, az (a), (c) és (e) ábrákon láthatók a Cu50Zr20Ni30 rendszer esetében, míg ugyanazon MA esetében a Cu50Zr40Ni10 rendszer megfelelő, idő elteltével készített képei a (b), (d) és (f) ábrákon láthatók.
Golyósőrlés során a fémporra átvihető effektív kinetikus energiát a paraméterek kombinációja befolyásolja, amint az az 1a. ábrán látható. Ez magában foglalja a golyók és a porok ütközését, az őrlőközegek közé vagy közé szorult por nyomó nyírását, a leeső golyók ütését, a mozgó golyósőrlő közegek közötti porhúzás miatti nyírást és kopást, valamint a leeső golyókon áthaladó lökéshullámot (1a. ábra). Az elemi Cu, Zr és Ni porok a MA korai szakaszában (3 óra) a hideghegesztés miatt súlyosan deformálódtak, ami nagy porrészecskéket eredményezett (>1 mm átmérőjű). Ezeket a nagy kompozit részecskéket az ötvözőelemek (Cu, Zr, Ni) vastag rétegeinek képződése jellemzi, amint az a 3a, b ábrán látható. Az MA idő 12 órára (köztes szakasz) történő növelése a golyósmalom kinetikus energiájának növekedését eredményezte, ami a kompozit por finomabb porokká (200 µm-nél kisebb) bomlását eredményezte, amint az a 3c, d ábrán látható. Ebben a szakaszban az alkalmazott nyíróerő a következőhöz vezet: egy új fémfelület kialakulása finom Cu, Zr, Ni hint rétegekkel, ahogy az a 3c, d ábrán látható. A rétegfinomítás eredményeként szilárd fázisú reakciók mennek végbe a pelyhek határfelületén, új fázisokat létrehozva.
Az MA folyamat tetőpontján (50 óra elteltével) a pelyhes metallográfia csak halványan volt látható (3e., f. ábra), de a por polírozott felülete tükörsima metallográfiát mutatott. Ez azt jelenti, hogy az MA folyamat befejeződött, és egyetlen reakciófázis jött létre. A 3e. ábrán indexelt régiók (I, II, III), f, v, vi) elemi összetételét téremissziós pásztázó elektronmikroszkópiával (FE-SEM) és energiadiszperzív röntgenspektroszkópiával (EDS) (IV) kombinálva határoztuk meg.
A 2. táblázatban az ötvözőelemek elemi koncentrációit a 3e, f ábrán kiválasztott egyes régiók teljes tömegének százalékában mutatjuk be. Ha ezeket az eredményeket összehasonlítjuk az 1. táblázatban felsorolt ​​Cu50Zr20Ni30 és Cu50Zr40Ni10 kiindulási névleges összetételével, látható, hogy e két végtermék összetétele nagyon hasonló értékeket mutat a névleges összetételhez. Továbbá a 3e, f ábrán felsorolt ​​régiók relatív komponensértékei nem jelentik az egyes minták összetételének jelentős romlását vagy ingadozását az egyik régióról a másikra. Ezt bizonyítja az a tény, hogy az összetétel nem változik egyik régióról a másikra. Ez homogén ötvözetporok előállítására utal, amint azt a 2. táblázat mutatja.
A végtermék, a Cu50(Zr50−xNix) por FE-SEM mikroszkópos felvételeit 50 MA-szoros őrlés után készítették, amint az a 4a–d. ábrán látható, ahol x értéke 10, 20, 30 és 40 at.%. Ezt az őrlési lépést követően a por a van der Waals-effektus miatt aggregálódik, ami 73–126 nm átmérőjű ultrafinom részecskékből álló nagy aggregátumok képződését eredményezi, amint az a 4. ábrán látható.
A Cu50(Zr50−xNix) porok morfológiai jellemzői 50 órás mozgóátalakítás után. A Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30, Cu50Zr10Ni40 rendszerek esetében az 50 mozgóátalakítás után kapott porok FE-SEM képeit az (a), (b), (c) és (d) ábrák mutatják.
Mielőtt a porokat hideg szórófejes adagolóba töltöttük volna, először 15 percig analitikai minőségű etanolban ultrahanggal kezeltük őket, majd 2 órán át 150°C-on szárítottuk. Ezt a lépést meg kell tenni az agglomeráció sikeres leküzdéséhez, amely gyakran számos jelentős problémát okoz a bevonási folyamat során. Az MA folyamat befejezése után további jellemzéseket végeztünk az ötvözetporok homogenitásának vizsgálatára. Az 5a-d. ábra a Cu50Zr30Ni20 ötvözet Cu, Zr és Ni ötvözőelemeinek FE-SEM mikrográfjait és a hozzájuk tartozó EDS képeket mutatja, amelyeket 50 óra M idő után kaptunk. Meg kell jegyezni, hogy az e lépés után előállított ötvözetporok homogének, mivel nem mutatnak semmilyen összetételbeli ingadozást a nanométer alatti szinten túl, amint az az 5. ábrán is látható.
Az MG Cu50Zr30Ni20 por morfológiája és lokális elemeloszlása ​​50 MA-s elegyítés után FE-SEM/energiadiszperzív röntgenspektroszkópiával (EDS) meghatározva. (a) (b) Cu-Kα, (c) Zr-Lα és (d) Ni-Kα képek SEM és röntgen EDS térképezése.
Az 50 órás őrlési idő után mechanikusan ötvözött Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30 és Cu50Zr20Ni30 porok XRD-mintázatait a 6a–d. ábra mutatja. Az őrlés ezen szakasza után az összes különböző Zr-koncentrációjú minta amorf szerkezetet mutatott, jellegzetes haló diffúziós mintázatokkal, amelyeket a 6. ábra mutat be.
Az (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 és (d) Cu50Zr20Ni30 porok XRD-mintázatai 50 óra MA után. Kivétel nélkül minden minta haló diffúziós mintázatot mutatott, ami amorf fázis képződésére utal.
A különböző MA ​​időpontokban golyósőrlésből származó porok szerkezeti változásainak megfigyelésére és lokális szerkezetének megértésére téremissziós nagyfelbontású transzmissziós elektronmikroszkópiát (FE-HRTEM) alkalmaztunk. A Cu50Zr30Ni20 és Cu50Zr40Ni10 porok őrlésének korai (6 óra) és köztes (18 óra) szakasza után kapott porok FE-HRTEM képei a 7a. és c. ábrán láthatók. A 6 órás MA után előállított por világos látóterű képe (BFI) szerint a por nagy szemcsékből áll, amelyek az fcc-Cu, hcp-Zr és fcc-Ni elemek jól definiált határaival rendelkeznek, és nincs jele annak, hogy a reakciófázis kialakult volna, amint az a 7a. ábrán látható. Továbbá az (a) középső régiójából vett korrelált kiválasztott területű diffrakciós minta (SADP) egy cusp diffrakciós mintázatot mutatott (7b. ábra), ami nagy kristályok jelenlétére és reaktív fázis hiányára utal.
A korai (6 óra) és a köztes (18 óra) szakaszok után kapott MA por lokális szerkezeti jellemzése. (a) A Cu50Zr30Ni20 por téremissziós nagyfelbontású transzmissziós elektronmikroszkópia (FE-HRTEM), és (b) a megfelelő kiválasztott terület diffrakciós mintázata (SADP) 6 órás MA kezelés után. A Cu50Zr40Ni10 FE-HRTEM képe, amelyet 18 órás MA kezelés után kaptunk, a (c) ábrán látható.
Amint a 7c. ábrán látható, az MA időtartamának 18 órára való kiterjesztése súlyos rácshibákat és képlékeny deformációt eredményezett. Az MA folyamat ezen köztes szakaszában a por különféle hibákat mutat, beleértve a halmozási hibákat, rácshibákat és ponthibákat (7. ábra). Ezek a hibák azt okozzák, hogy a nagy szemcsék a szemcsehatárok mentén 20 nm-nél kisebb méretű alszemcsékre hasadnak (7c. ábra).
A 36 órás őrlési idővel előállított Cu50Z30Ni20 por lokális szerkezete amorf finom mátrixba ágyazott ultrafinom nanoszemcsék képződését mutatja, amint az a 8a. ábrán látható. A lokális EDS-analízis azt mutatta, hogy a 8a. ábrán látható nanoklaszterek feldolgozatlan Cu, Zr és Ni por ötvözőelemekhez kapcsolódnak. Ugyanakkor a mátrix Cu-tartalma ~32 at.% (sovány terület) és ~74 at.% (dús terület) között ingadozott, ami heterogén termékek képződésére utal. Továbbá az ebben a szakaszban őrölt porok megfelelő SADP-értékei halogén-diffúziós amorf fázisú primer és szekunder gyűrűket mutatnak, amelyek átfedésben vannak a nyers ötvözőelemekhez kapcsolódó éles csúcsokkal, amint az a 8b. ábrán látható.
A 36 h-Cu50Zr30Ni20 por nanoskálájú lokális szerkezeti jellemzőin túl. (a) A Cu50Zr30Ni20 por világos látóterű képe (BFI) és a hozzá tartozó (b) SADP-je, amelyet 36 órás MA-idő után kaptunk.
Az MA folyamat vége felé (50 óra) a Cu50(Zr50−xNix), X; 10, 20, 30 és 40 at.% porok változatlanul labirintusszerű amorf fázismorfológiát mutatnak, amint az a 9a–d. ábrán látható. Az egyes összetételek megfelelő SADP-jében sem pontszerű diffrakciók, sem éles gyűrűs mintázatok nem mutathatók ki. Ez arra utal, hogy nincs jelen feldolgozatlan kristályos fém, hanem amorf ötvözetpor képződik. Ezeket a korrelált, halo diffúziós mintázatokat mutató SADP-ket a végtermék anyagában az amorf fázisok kialakulásának bizonyítékaként is felhasználták.
Az MG Cu50 (Zr50−xNix) rendszer végtermékének lokális szerkezete. Az (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 és (d) Cu50Zr10Ni40 50 órás MA után kapott FE-HRTEM és korrelált nanosugaras diffrakciós mintázatai (NBDP).
Az amorf Cu50(Zr50−xNix) rendszer üvegesedési hőmérsékletének (Tg), túlhűtött folyadéktartományának (ΔTx) és kristályosodási hőmérsékletének (Tx) termikus stabilitását a Ni-tartalom (x) függvényében differenciális pásztázó kalorimetriával (DSC) vizsgálták He gázáram alatti tulajdonságok vizsgálatával. Az 50 órás amorf amorf ciklus után kapott Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20 és Cu50Zr10Ni40 amorf ötvözetporok DSC-görbéit a 10a., b. és e. ábra mutatja. Az amorf Cu50Zr20Ni30 DSC-görbéjét külön a 10c. ábra mutatja. Eközben a DSC-ben ~700 °C-ra melegített Cu50Zr30Ni20 minta a 10d. ábra mutatja.
Az 50 órás őrlési idő után kapott Cu50(Zr50−xNix) MG porok termikus stabilitása, amelyet az üvegesedési hőmérséklet (Tg), a kristályosodási hőmérséklet (Tx) és az utóhűtött folyadéktartomány (ΔTx) határoz meg. Az (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 és (e) Cu50Zr10Ni40 MG ötvözetporok differenciális pásztázó kaloriméteres (DSC) termogramjai 50 órás őrlési idő után. A DSC-ben ~700 °C-ra melegített Cu50Zr30Ni20 minta röntgendiffrakciós (XRD) mintázata a (d) ábrán látható.
Amint a 10. ábrán látható, az összes különböző Ni-koncentrációjú (x) összetétel DSC-görbéi két különböző esetet mutatnak, az egyik endoterm, a másik exoterm. Az első endoterm esemény a Tg-nek, míg a második a Tx-hez kapcsolódik. A Tg és Tx közötti vízszintes tartományt túlhűtött folyadéktartománynak nevezzük (ΔTx = Tx – Tg). Az eredmények azt mutatják, hogy az 526 °C-on és 612 °C-on elhelyezett Cu50Zr40Ni10 minta (10a. ábra) Tg és Tx értékei a Ni-tartalom (x) növekedésével a tartalmat (x) 20 at.%-ra tolják el a 482 °C-os, illetve 563 °C-os alacsony hőmérsékleti oldal felé, amint az a 10b. ábrán látható. Következésképpen a Cu50Zr40Ni10 ΔTx-e 86 °C-ról (10a. ábra) 81 °C-ra csökken a Cu50Zr30Ni20 esetében (10a. ábra). 10b). Az MG Cu50Zr40Ni10 ötvözet esetében azt is megfigyelték, hogy a Tg, Tx és ΔTx értékei 447°C, 526°C és 79°C szintre csökkentek (10b. ábra). Ez azt jelzi, hogy a Ni-tartalom növekedése az MG ötvözet hőstabilitásának csökkenéséhez vezet. Ezzel szemben az MG Cu50Zr20Ni30 ötvözet Tg értéke (507 °C) alacsonyabb, mint az MG Cu50Zr40Ni10 ötvözeté; mindazonáltal a Tx értéke az előbbihez hasonló (612 °C). Ezért a ΔTx magasabb értéket mutat (87°C), amint az a 10c. ábrán látható.
Az MG Cu50(Zr50−xNix) rendszer, példaként véve az MG Cu50Zr20Ni30 ötvözetet, egy éles exoterm csúcson keresztül kristályosodik fcc-ZrCu5, ortorombos-Zr7Cu10 és ortorombos-ZrNi kristályfázisokká (10c. ábra). Ezt az amorfból kristályos fázisátalakulást az MG minta röntgendiffrakciója (10d. ábra) igazolta, amelyet DSC-ben 700 °C-ra melegítettek.
A 11. ábra a jelenlegi munkában alkalmazott hidegszórási eljárás során készített fényképeket mutatja. Ebben a tanulmányban 50 órás MA idő után szintetizált fémüvegszerű porrészecskéket (példaként Cu50Zr20Ni30-at véve alapul) használtunk antibakteriális alapanyagként, és a rozsdamentes acéllemezt (SUS304) hidegszórási technológiával vontuk be. A hidegszórási módszert választottuk a termikus szórási technológiai sorozatban a bevonáshoz, mert ez a leghatékonyabb módszer a termikus szórási sorozatban, és fém metastabil hőmérséklet-érzékeny anyagokhoz, például amorf és nanokristályos porokhoz alkalmazható, amelyek nem vannak kitéve fázisátalakulásoknak. Ez a fő tényező a módszer kiválasztásában. A hidegszórási eljárást nagy sebességű részecskék felhasználásával végzik, amelyek a részecskék kinetikus energiáját képlékeny deformációvá, feszültséggé és hővé alakítják az aljzattal vagy a korábban lerakódott részecskékkel való ütközéskor.
A terepi fotók az MG bevonat/SUS 304 öt egymást követő előállításához 550 °C-on alkalmazott hidegszórási eljárást mutatják.
A részecskék kinetikus energiáját, és így az egyes részecskék lendületét a bevonatképződésben, más energiaformákká kell átalakítani olyan mechanizmusokon keresztül, mint a képlékeny deformáció (a hordozóban lévő kezdeti részecske és részecske-részecske kölcsönhatások, valamint a részecskék kölcsönhatásai), az üregek konszolidációja, a részecske-részecske forgása, a feszültség és végül a hő 39. Továbbá, ha nem minden bejövő kinetikus energia alakul át hővé és feszültségenergiává, az eredmény egy rugalmas ütközés, ami azt jelenti, hogy a részecskék az ütközés után egyszerűen visszapattannak. Kiemelték, hogy a részecske/hordozó anyagra alkalmazott ütközési energia 90%-a lokális hővé alakul 40. Továbbá, amikor ütőfeszültséget alkalmaznak, nagyon rövid idő alatt nagy képlékeny feszültség érhető el a részecske/hordozó érintkezési régiójában 41,42.
A képlékeny alakváltozást általában energiaelnyelésnek, vagy pontosabban hőforrásnak tekintik a határfelületi régióban. A határfelületi régió hőmérséklet-emelkedése azonban általában nem elegendő a határfelületi olvadáshoz vagy az atomok közötti diffúzió jelentős elősegítéséhez. A szerzők által ismert publikáció nem vizsgálja ezen fémes üvegporok tulajdonságainak hatását a por tapadására és lerakódására, amelyek hidegszórási módszerek alkalmazásakor következnek be.
Az MG Cu50Zr20Ni30 ötvözetpor BFI-értéke a 12a. ábrán látható, amelyet SUS 304 hordozóra vontak be (11., 12b. ábra). Amint az ábrán látható, a bevont porok megőrzik eredeti amorf szerkezetüket, mivel finom labirintusszerkezettel rendelkeznek, kristályos jellemzők vagy rácshibák nélkül. Másrészt a kép egy idegen fázis jelenlétét jelzi, amint azt az MG-vel bevont por mátrixba beépült nanorészecskék sugallják (12a. ábra). A 12c. ábra az I. régióhoz kapcsolódó indexelt nanonyaláb diffrakciós mintázatot (NBDP) ábrázolja (12a. ábra). Amint a 12c. ábrán látható, az NBDP gyenge haló diffúziós mintázatot mutat az amorf szerkezetben, és éles foltokkal együtt létezik, amelyek a kristályos nagy köbös Zr2Ni metastabil plusz tetragonális CuO fázisnak felelnek meg. A CuO képződése a por oxidációjának tulajdonítható, amikor a szórópisztoly fúvókájától a SUS 304-hez jut a szabad levegőn, szuperszonikus áramlás alatt. Másrészt a A fémes üvegporok devitrifikációja 550 °C-on 30 percig tartó hideg porlasztásos kezelést követően nagy köbös fázisok képződését eredményezte.
(a) SUS 304 hordozóra felvitt MG porfesték FE-HRTEM képe (b) (az ábra betétje). Az (a) ábrán látható kör alakú szimbólum NBDP indexe (c) ábrán látható.
A nagy, köbös Zr2Ni nanorészecskék képződésének ezen lehetséges mechanizmusának ellenőrzésére egy független kísérletet végeztek. Ebben a kísérletben a porokat 550 °C-on szórópisztollyal permetezték a SUS 304 szubsztrátum irányába; azonban a porok lágyító hatásának tisztázása érdekében a lehető leggyorsabban (kb. 60 másodperc alatt) eltávolították azokat a SUS304 csíkról. Egy másik kísérletsorozatban a port a lerakódás után körülbelül 180 másodperccel távolították el a szubsztrátumról.
A 13a. és 13b. ábrák sötét látóterű képeket (DFI) mutatnak, amelyeket pásztázó transzmissziós elektronmikroszkóppal (STEM) kaptak két, SUS 304 hordozóra 60, illetve 180 másodpercig felvitt porlasztott anyagról. A 60 másodpercig felvitt por képe nem tartalmaz morfológiai részleteket, jellemzőtlenséget mutat (13a. ábra). Ezt a röntgendiffrakció is megerősítette, amely azt mutatta, hogy ezeknek a poroknak az általános szerkezete amorf, amint azt a 14a. ábrán látható széles elsődleges és másodlagos diffrakciós maximumok is mutatják. Ezek a metastabil/mezofázisos kicsapódás hiányát jelzik, ahol a por megtartja eredeti amorf szerkezetét. Ezzel szemben az ugyanazon a hőmérsékleten (550 °C) permetezett, de 180 másodpercig a hordozón hagyott por nanoméretű szemcsék kicsapódását mutatta, amint azt a 13b. ábrán látható nyilak is mutatják.