Nature.com сайтына киргениңиз үчүн рахмат. Сиз колдонуп жаткан браузердин версиясында CSS колдоосу чектелүү. Эң жакшы тажрыйба алуу үчүн, жаңыртылган браузерди колдонууну сунуштайбыз (же Internet Explorerде шайкештик режимин өчүрүңүз). Ошол эле учурда, үзгүлтүксүз колдоону камсыз кылуу үчүн, биз сайтты стилдерсиз жана JavaScriptсиз көрсөтөбүз.
Биопленкалар өнөкөт инфекциялардын өнүгүшүндө, айрыкча медициналык шаймандарга келгенде, маанилүү компонент болуп саналат. Бул көйгөй медициналык коомчулук үчүн чоң кыйынчылык жаратат, анткени стандарттуу антибиотиктер биопленкаларды өтө чектелген өлчөмдө гана жок кыла алат. Биопленканын пайда болушунун алдын алуу ар кандай каптоо ыкмаларын жана жаңы материалдарды иштеп чыгууга алып келди. Бул ыкмалар беттерди биопленканын пайда болушуна жол бербегендей кылып каптоого багытталган. Айнек сымал металл эритмелери, айрыкча жез жана титан металлдарын камтыгандары, идеалдуу микробго каршы каптоолорго айланды. Ошол эле учурда, муздак чачыратуу технологиясын колдонуу көбөйдү, анткени ал температурага сезгич материалдарды иштетүү үчүн ылайыктуу ыкма болуп саналат. Бул изилдөөнүн максаттарынын бир бөлүгү механикалык кошулма ыкмаларын колдонуу менен Cu-Zr-Ni үчилтигинен турган жаңы антибактериалдык пленкалуу металл айнекти иштеп чыгуу болгон. Акыркы продуктуну түзгөн тоголок порошок дат баспас болоттон жасалган беттерди төмөнкү температурада муздак чачыратуу үчүн чийки зат катары колдонулат. Металл айнек менен капталган субстраттар дат баспас болотко салыштырмалуу биопленканын пайда болушун жок дегенде 1 логарифмге азайта алды.
Адамзат тарыхында кайсы гана коом болбосун өзүнүн белгилүү бир талаптарын канааттандыруу үчүн жаңы материалдарды иштеп чыгып, киргизүүнү жайылта алган, бул глобалдашкан экономикада өндүрүмдүүлүктүн жана рейтингдин жогорулашына алып келген1. Бул ар дайым адамдын материалдарды жана өндүрүш жабдууларын долбоорлоо, ошондой эле бир өлкөдөн же аймактан экинчисине саламаттыкты сактоо, билим берүү, өнөр жай, экономика, маданият жана башка тармактарга жетүү үчүн материалдарды өндүрүү жана мүнөздөө үчүн долбоорлорду иштеп чыгуу жөндөмүнө байланыштуу деп эсептелип келген. Прогресс кайсы өлкөдөн же аймактан көз карандысыз өлчөнөт2. 60 жылдан бери материал таануучулар бир негизги милдетке көп убакыт жумшап келишет: жаңы жана өнүккөн материалдарды издөө. Акыркы изилдөөлөр бар материалдардын сапатын жана иштешин жакшыртууга, ошондой эле таптакыр жаңы материалдардын түрлөрүн синтездөөгө жана ойлоп табууга багытталган.
Легирлөөчү элементтерди кошуу, материалдын микроструктурасын өзгөртүү жана жылуулук, механикалык же термомеханикалык иштетүү ыкмаларын колдонуу ар кандай материалдардын механикалык, химиялык жана физикалык касиеттеринин олуттуу жакшырышына алып келди. Мындан тышкары, буга чейин белгисиз кошулмалар ийгиликтүү синтезделген. Бул тынымсыз аракеттер Advanced Materials2 деп аталган жаңы инновациялык материалдардын үй-бүлөсүн пайда кылды. Нанокристалдар, нанобөлүкчөлөр, нанотүтүкчөлөр, кванттык чекиттер, нөлдүк өлчөмдүү, аморфтук металл айнектер жана жогорку энтропиялык эритмелер – бул өткөн кылымдын ортосунан бери дүйнөдө пайда болгон өнүккөн материалдардын бир нече гана мисалдары. Акыркы продуктта да, аны өндүрүүнүн ортоңку этаптарында да жакшыртылган касиеттери бар жаңы эритмелерди өндүрүүдө жана иштеп чыгууда көп учурда дисбаланс көйгөйү кошулат. Тең салмактуулуктан олуттуу четтөөгө мүмкүндүк берген жаңы өндүрүш ыкмаларын киргизүүнүн натыйжасында, металл айнектер деп аталган метастабилдүү эритмелердин таптакыр жаңы классы ачылды.
Анын 1960-жылы Калифорния технологиялык университетиндеги иши металл эритмелеринин концепциясында төңкөрүш жасап, ал суюктуктарды секундасына дээрлик миллион градус ылдамдыкта тез катыруу менен Au-25 at.% Si айнек сымал эритмелерин синтездеген. 4 Профессор Пол Дювстин ачылышы металл айнектердин (MS) тарыхынын башталышын гана белгилебестен, адамдардын металл эритмелери жөнүндө ой жүгүртүүсүнүн парадигмасынын өзгөрүшүнө алып келген. MS эритмелерин синтездөө боюнча алгачкы пионердик изилдөөлөрдөн бери дээрлик бардык металл айнектер төмөнкү ыкмалардын бири менен толугу менен алынган: (i) эритменин же буунун тез катышы, (ii) атомдук торчо бузулушу, (iii) таза металл элементтеринин ортосундагы катуу абалдагы аморфизация реакциялары жана (iv) метастабилдүү фазалардын катуу фазалык өткөөлдөрү.
МГ кристаллдар менен байланышкан узак аралыкка созулган атомдук тартиптин жоктугу менен айырмаланат, бул кристаллдардын аныктоочу мүнөздөмөсү. Заманбап дүйнөдө металл айнек жаатында чоң жетишкендиктерге жетишилди. Булар катуу абал физикасы үчүн гана эмес, металлургия, беттик химия, технология, биология жана башка көптөгөн тармактар ​​үчүн да кызыктуу касиеттерге ээ болгон жаңы материалдар. Бул жаңы типтеги материал катуу металлдардан айырмаланган касиеттерге ээ, бул аны ар кандай тармактарда технологиялык колдонмолор үчүн кызыктуу талапкер кылат. Алардын бир катар маанилүү касиеттери бар: (i) жогорку механикалык ийкемдүүлүк жана сыйымдуулук, (ii) жогорку магниттик өткөрүмдүүлүк, (iii) төмөнкү коэрцитивдүүлүк, (iv) адаттан тыш коррозияга туруктуулук, (v) температурадан көз карандысыздык. Өткөргүчтүк 6.7.
Механикалык кошулма (MA)1,8 салыштырмалуу жаңы ыкма болуп саналат, ал алгач 19839-жылы профессор К.К. Кок жана анын кесиптештери тарабынан киргизилген. Алар таза элементтердин аралашмасын бөлмө температурасына өтө жакын температурада айлана-чөйрөнүн температурасында майдалоо жолу менен аморфтук Ni60Nb40 порошокторун алышкан. Адатта, MA реакциясы реактивдүү порошоктордун диффузиялык байланыштарынын ортосунда, адатта дат баспас болоттон жасалган реактордо, шар тегирменине жүргүзүлөт. 10 (1a, b-сүрөт). Ошондон бери бул механикалык жол менен индукцияланган катуу абалдагы реакция ыкмасы аз (1c-сүрөт) жана жогорку энергиялуу шар тегирмендерин жана стержен тегирмендерин11,12,13,14,15,16 колдонуп, жаңы аморфтук/металлдык айнек эритме порошокторун даярдоо үчүн колдонулуп келет. Атап айтканда, бул ыкма Cu-Ta17 сыяктуу аралашпаган системаларды, ошондой эле Al-өткөөл металл (TM, Zr, Hf, Nb жана Ta)18,19 жана Fe-W20 системалары сыяктуу жогорку эрүү температурасы бар кошулмаларды даярдоо үчүн колдонулган. , аны кадимки бышыруу ыкмаларын колдонуу менен алууга мүмкүн эмес. Мындан тышкары, MA металл оксиддеринин, карбиддердин, нитриддердин, гидриддердин, көмүртек нанотүтүкчөлөрүнүн, наноалмаздардын нанокристаллдык жана нанокомпозиттик порошок бөлүкчөлөрүн өнөр жайлык масштабда өндүрүү, ошондой эле жогорудан төмөн карай ыкманы колдонуу менен кеңири турукташтыруу үчүн эң күчтүү нанотехнологиялык куралдардын бири деп эсептелет. 1 жана метастабилдүү баскычтар.
Бул изилдөөдө Cu50(Zr50-xNix)/SUS 304 металл айнек каптоосун даярдоо үчүн колдонулган жасоо ыкмасын көрсөткөн схема. (а) Аз энергиялуу шар фрезерлөө ыкмасын колдонуу менен ар кандай концентрациядагы Ni x (x; 10, 20, 30 жана 40 ат.%) кошулмалары бар MC эритме порошокторун даярдоо. (а) Баштапкы материал аспап цилиндрине аспап болот шарлары менен кошо жүктөлөт жана (б) He атмосферасы менен толтурулган кол кап кутучасына мөөр басылат. (в) Майдалоо учурунда шардын кыймылын көрсөткөн майдалоочу идиштин тунук модели. 50 сааттан кийин алынган акыркы порошок продуктусу SUS 304 негизин муздак чачыратуу менен каптоо үчүн колдонулган (г).
Көп көлөмдүү материал беттерине (негиздерине) келгенде, беттик инженерия баштапкы көп көлөмдүү материалда жок белгилүү бир физикалык, химиялык жана техникалык касиеттерди камсыз кылуу үчүн беттерди (негиздерди) долбоорлоону жана өзгөртүүнү камтыйт. Беттик иштетүү аркылуу натыйжалуу жакшыртылышы мүмкүн болгон касиеттердин айрымдарына абразия, кычкылданууга жана коррозияга туруктуулук, сүрүлүү коэффициенти, биоинерттүүлүк, электрдик касиеттер жана жылуулук изоляциясы кирет, бул бир нечесин гана атай кетсек болот. Беттин сапатын металлургиялык, механикалык же химиялык ыкмалар менен жакшыртууга болот. Белгилүү процесс катары каптоо жөн гана башка материалдан жасалган көп көлөмдүү объекттин (негиздин) бетине жасалма түрдө колдонулган бир же бир нече материал катмары катары аныкталат. Ошентип, каптоолор каалаган техникалык же декоративдик касиеттерге жетүү, ошондой эле материалдарды айлана-чөйрө менен күтүлгөн химиялык жана физикалык өз ара аракеттенүүдөн коргоо үчүн жарым-жартылай колдонулат23.
Бир нече микрометрден (10-20 микрометрден төмөн) 30 микрометрден ашык же ал тургай бир нече миллиметр калыңдыкка чейинки ылайыктуу коргоочу катмарларды колдонуу үчүн ар кандай ыкмаларды жана ыкмаларды колдонсо болот. Жалпысынан алганда, каптоо процесстерин эки категорияга бөлүүгө болот: (i) нымдуу каптоо ыкмалары, анын ичинде электрокаптоо, электрокаптоо жана ысык гальванизациялоо, жана (ii) кургак каптоо ыкмалары, анын ичинде ширетүү, катуу каптоо, физикалык буу менен чөктүрүү (PVD). ), химиялык буу менен чөктүрүү (CVD), термикалык чачыратуу ыкмалары жана жакында эле муздак чачыратуу ыкмалары 24 (1d-сүрөт).
Биопленкалар беттерге кайтарылгыс түрдө жабышкан жана өз алдынча өндүрүлгөн клеткадан тышкаркы полимерлер (EPS) менен курчалган микробдук жамааттар катары аныкталат. Үстүртөн жетилген биопленканын пайда болушу тамак-аш кайра иштетүү, суу системалары жана саламаттыкты сактоо сыяктуу көптөгөн тармактарда олуттуу жоготууларга алып келиши мүмкүн. Адамдарда биопленкалардын пайда болушу менен микробдук инфекциялардын 80% дан ашыгын (анын ичинде Enterobacteriaceae жана Staphylococci) дарылоо кыйын. Мындан тышкары, жетилген биопленкалар планктондук бактериялык клеткаларга салыштырмалуу антибиотикалык дарылоого 1000 эсе туруктуу экени кабарланган, бул негизги терапиялык кыйынчылык деп эсептелет. Тарыхый жактан алганда, кеңири таралган органикалык кошулмалардан алынган микробго каршы беттик каптоо материалдары колдонулган. Мындай материалдарда көбүнчө адамдар үчүн зыяндуу болушу мүмкүн болгон уулуу компоненттер болгону менен,25,26 бул бактериялардын жугуусуна жана материалдын бузулушуна жол бербөөгө жардам берет.
Биопленканын пайда болушунан улам антибиотиктерди дарылоого бактериялардын кеңири жайылган туруктуулугу коопсуз колдонула турган натыйжалуу микробго каршы мембрана менен капталган бетти иштеп чыгуу зарылдыгына алып келди27. Бактериялык клеткалар адгезиядан улам биопленкаларды байланыштырып, түзө албаган физикалык же химиялык адгезияга каршы бетти иштеп чыгуу бул процесстеги биринчи ыкма27. Экинчи технология - микробго каршы химиялык заттарды керектүү жерге, жогорку концентрацияланган жана ылайыкташтырылган өлчөмдө жеткирген каптоолорду иштеп чыгуу. Буга бактерияларга туруктуу графен/германий28, кара алмаз29 жана ZnO30 менен легирленген алмаз сымал көмүртек каптоолору сыяктуу уникалдуу каптоо материалдарын иштеп чыгуу аркылуу жетишилет, бул технология биопленканын пайда болушунан улам уулуулуктун жана туруктуулуктун өнүгүшүн максималдуу түрдө жогорулатат. Мындан тышкары, бактериялык булгануудан узак мөөнөттүү коргоону камсыз кылган микробго каршы химиялык заттарды камтыган каптоолор барган сайын популярдуу болуп баратат. Үч процедуранын баары капталган беттерге микробго каршы активдүүлүктү көрсөтө алса да, ар биринин колдонуу стратегиясын иштеп чыгууда эске алынышы керек болгон өзүнүн чектөөлөрү бар.
Учурда рынокто бар продукциялар биологиялык активдүү ингредиенттер үчүн коргоочу каптамаларды талдоо жана сыноо үчүн убакыттын жетишсиздигинен улам кыйынчылыкка туш болууда. Компаниялар өз продукциялары колдонуучуларга керектүү функционалдык аспектилерди берет деп ырасташат, бирок бул учурда рынокто бар продукциялардын ийгилигине тоскоолдук жаратууда. Күмүштөн алынган кошулмалар учурда керектөөчүлөргө жеткиликтүү болгон микробго каршы каражаттардын басымдуу көпчүлүгүндө колдонулат. Бул продукциялар колдонуучуларды микроорганизмдердин потенциалдуу зыяндуу таасиринен коргоо үчүн иштелип чыккан. Күмүш кошулмаларынын кечиктирилген микробго каршы таасири жана ага байланыштуу уулуулугу изилдөөчүлөргө анча зыяндуу эмес альтернатива иштеп чыгууга басымды күчөтөт36,37. Ичтен да, сырттан да иштеген глобалдык микробго каршы каптаманы түзүү кыйынчылык бойдон калууда. Бул ден соолукка жана коопсуздукка байланыштуу тобокелдиктер менен коштолот. Адамдар үчүн анча зыяндуу эмес микробго каршы агентти табуу жана аны узак сактоо мөөнөтү менен каптоочу субстраттарга кантип кошууну түшүнүү - бул абдан талап кылынган максат38. Эң акыркы микробго каршы жана антибиопленка материалдары бактерияларды жакын аралыкта түздөн-түз байланыш аркылуу же активдүү агент чыккандан кийин жок кылуу үчүн иштелип чыккан. Алар муну бактериялардын баштапкы адгезиясын басуу (анын ичинде бетинде белок катмарынын пайда болушуна жол бербөө) же клетка дубалына кийлигишүү менен бактерияларды өлтүрүү аркылуу жасай алышат.
Негизинен, беттик каптоо - бул компоненттин бетине беттик мүнөздөмөлөрүн жакшыртуу үчүн дагы бир катмарды колдонуу процесси. Беттик каптоонун максаты - компоненттин бетке жакын аймагынын микроструктурасын жана/же курамын өзгөртүү39. Беттик каптоо ыкмаларын ар кандай ыкмаларга бөлүүгө болот, алар 2a-сүрөттө кыскача көрсөтүлгөн. Каптоолорду каптоону түзүүдө колдонулган ыкмага жараша термикалык, химиялык, физикалык жана электрохимиялык категорияларга бөлүүгө болот.
(а) Беттик жасалгалоонун негизги ыкмаларын көрсөткөн кошумча маалымат жана (б) муздак чачыратуу ыкмасынын тандалган артыкчылыктары жана кемчиликтери.
Муздак чачыратуу технологиясы салттуу термикалык чачыратуу ыкмалары менен көп окшоштуктарга ээ. Бирок, муздак чачыратуу процессин жана муздак чачыратуу материалдарын өзгөчө уникалдуу кылган кээ бир негизги фундаменталдык касиеттер да бар. Муздак чачыратуу технологиясы али жаңыдан пайда болууда, бирок анын келечеги кең. Айрым учурларда, муздак чачыратуунун уникалдуу касиеттери чоң пайда алып келет, салттуу термикалык чачыратуу ыкмаларынын чектөөлөрүн жеңет. Ал салттуу термикалык чачыратуу технологиясынын олуттуу чектөөлөрүн жеңет, мында порошокту субстратка куюу үчүн эритүү керек. Албетте, бул салттуу каптоо процесси нанокристалдар, нанобөлүкчөлөр, аморфтук жана металл айнектер сыяктуу өтө температурага сезгич материалдар үчүн ылайыктуу эмес40, 41, 42. Мындан тышкары, термикалык чачыратуу каптоо материалдары ар дайым жогорку деңгээлдеги кеуектүүлүккө жана оксиддерге ээ. Муздак чачыратуу технологиясы термикалык чачыратуу технологиясына караганда көптөгөн маанилүү артыкчылыктарга ээ, мисалы: (i) субстратка минималдуу жылуулук киргизүү, (ii) субстрат каптоосун тандоодогу ийкемдүүлүк, (iii) фазалык трансформациянын жана дандын өсүшүнүн жоктугу, (iv) жогорку жабышчаак күч1 .39 (2b-сүрөт). Мындан тышкары, муздак чачыратуу менен капталган материалдар жогорку коррозияга туруктуулукка, жогорку бекемдикке жана катуулукка, жогорку электр өткөрүмдүүлүгүнө жана жогорку тыгыздыкка ээ41. Муздак чачыратуу процессинин артыкчылыктарына карабастан, бул ыкманын дагы эле кемчиликтери бар, бул 2b-сүрөттө көрсөтүлгөн. Al2O3, TiO2, ZrO2, WC ж.б. сыяктуу таза керамикалык порошокторду каптаганда муздак чачыратуу ыкмасын колдонууга болбойт. Башка жагынан алганда, керамикалык/металлдык композиттик порошокторду каптоо үчүн чийки зат катары колдонсо болот. Башка термикалык чачыратуу ыкмаларына да ушул эле нерсе тиешелүү. Татаал беттерди жана түтүктөрдүн ички беттерин чачуу дагы эле кыйын.
Учурдагы иш металл айнек сымал порошокторду каптоо үчүн баштапкы материал катары колдонууга багытталгандыгын эске алганда, кадимки термикалык чачыратууну бул максатта колдонууга болбой турганы айдан ачык. Бул металл айнек сымал порошоктор жогорку температурада кристаллдаша тургандыгына байланыштуу1.
Медициналык жана тамак-аш өнөр жайында колдонулган аспаптардын көпчүлүгү хирургиялык аспаптарды өндүрүү үчүн хромдун курамы 12ден 20% га чейин болгон аустениттик дат баспас болоттон жасалган эритмелерден (SUS316 жана SUS304) жасалат. Болот эритмелеринде хром металлын легирлөөчү элемент катары колдонуу стандарттуу болот эритмелеринин коррозияга туруктуулугун бир кыйла жакшырта алат деп жалпы кабыл алынган. Дат баспас болоттон жасалган эритмелер, жогорку коррозияга туруктуулугуна карабастан, олуттуу микробго каршы касиетке ээ эмес38,39. Бул алардын жогорку коррозияга туруктуулугуна карама-каршы келет. Андан кийин, инфекциянын жана сезгенүүнүн өнүгүшүн алдын ала айтууга болот, алар негизинен дат баспас болоттон жасалган биоматериалдардын бетинде бактериялардын адгезиясына жана колонизациясына байланыштуу. Бактериялык адгезия жана биофильмдин пайда болуу жолдору менен байланышкан олуттуу кыйынчылыктардан улам олуттуу кыйынчылыктар пайда болушу мүмкүн, бул ден соолуктун начарлашына алып келиши мүмкүн, бул адамдын ден соолугуна түздөн-түз же кыйыр түрдө таасир этиши мүмкүн болгон көптөгөн кесепеттерге алып келиши мүмкүн.
Бул изилдөө Кувейттин Илимди Өнүктүрүү Фонду (KFAS) тарабынан каржыланган, келишим № 2010-550401, MA технологиясын колдонуу менен металл айнек сымал Cu-Zr-Ni үчилтик порошокторун өндүрүү мүмкүнчүлүгүн изилдөө боюнча долбоордун биринчи этабы болуп саналат (таблица). 1) SUS304 антибактериалдык беттик коргоочу пленкасын/каптамасын өндүрүү үчүн. 2023-жылдын январында баштала турган долбоордун экинчи этабында гальваникалык коррозия мүнөздөмөлөрү жана системанын механикалык касиеттери деталдуу изилденет. Ар кандай бактериялардын түрлөрү боюнча деталдуу микробиологиялык сыноолор жүргүзүлөт.
Бул макалада морфологиялык жана структуралык мүнөздөмөлөрдүн негизинде айнек түзүү жөндөмүнө (GFA) Zr эритмесинин курамынын таасири талкууланат. Мындан тышкары, порошок менен капталган металл айнек/SUS304 композитинин антибактериалдык касиеттери да талкууланды. Мындан тышкары, жасалган металл айнек системаларынын өтө муздатылган суюк аймагында муздак чачыратуу учурунда металл айнек порошокторунун структуралык трансформациясынын мүмкүнчүлүгүн изилдөө боюнча үзгүлтүксүз иштер жүргүзүлүп келет. Бул изилдөөдө Cu50Zr30Ni20 жана Cu50Zr20Ni30 металл айнек эритмелери типтүү мисалдар катары колдонулган.
Бул бөлүмдө аз энергиялуу шар фрезерлөө учурунда элементардык Cu, Zr жана Ni порошокторунун морфологиялык өзгөрүүлөрү келтирилген. Cu50Zr20Ni30 жана Cu50Zr40Ni10дон турган эки башка система иллюстрациялык мисалдар катары колдонулат. MA процессин үч өзүнчө этапка бөлүүгө болот, муну майдалоо этабында алынган порошоктун металлографиялык мүнөздөмөсү далилдейт (3-сүрөт).
Шар майдалоонун ар кандай этаптарынан кийин алынган механикалык эритмелердин (MA) порошокторунун металлографиялык мүнөздөмөлөрү. 3, 12 жана 50 саат бою аз энергиялуу шар майдалоодон кийин алынган MA жана Cu50Zr40Ni10 порошокторунун талаа эмиссиясын сканерлөөчү электрондук микроскопия (FE-SEM) сүрөттөрү ошол эле MAда турган Cu50Zr20Ni30 системасы үчүн (а), (в) жана (д) көрсөтүлгөн. Cu50Zr40Ni10 системасынын убакыттан кийин тартылган тиешелүү сүрөттөрү (б), (г) жана (ф) көрсөтүлгөн.
Шар тегирмени учурунда металл порошогуна өткөрүлүп берилиши мүмкүн болгон эффективдүү кинетикалык энергия 1a-сүрөттө көрсөтүлгөндөй, параметрлердин айкалышынан көз каранды. Буга шарлар менен порошоктордун кагылышуусу, майдалоочу чөйрөнүн ортосунда же ортосунда тыгылып калган порошоктун жылышуу менен кысылышы, түшкөн шарлардын таасири, шар тегирменинин кыймылдуу денелеринин ортосундагы порошоктун сүйрөлүшүнөн келип чыккан жылышуу жана эскирүү жана жүктөлгөн культура аркылуу тараган түшкөн шарлар аркылуу өткөн сокку толкуну кирет (1a-сүрөт). Элементарные порошки Cu, Zr и Ni были сильно деформированы из-за холодной сварки на ранней стадии МА (3 ч), что привело к образованию крупных частиц порошка (> 1 в диаметре). Элементтик Cu, Zr жана Ni порошоктору MAнын алгачкы этабында (3 саат) муздак ширетүүдөн улам катуу деформацияланган, бул ири порошок бөлүкчөлөрүнүн (диаметри > 1 мм) пайда болушуна алып келген.Бул ири композиттик бөлүкчөлөр 3a,b сүрөттөрүндө көрсөтүлгөндөй, легирлөөчү элементтердин (Cu, Zr, Ni) калың катмарларынын пайда болушу менен мүнөздөлөт. MA убактысынын 12 саатка чейин (ортоңку этап) көбөйүшү шар тегирменинин кинетикалык энергиясынын жогорулашына алып келди, бул композиттик порошоктун кичирээк порошокторго (200 мкмден аз) ажыроосуна алып келди, бул 3c-сүрөттө, шаар . Бул этапта колдонулган кесүү күчү 3c, d сүрөттөрүндө көрсөтүлгөндөй, жука Cu, Zr, Ni уч катмарлары бар жаңы металл бетинин пайда болушуна алып келет. Кабырчыктардын чек арасындагы катмарларды майдалоонун натыйжасында жаңы фазалардын пайда болушу менен катуу фаза реакциялары жүрөт.
MA процессинин кульминациясында (50 сааттан кийин) кабырчыктуу металлография дээрлик байкалган эмес (3e, f-сүрөт), ал эми порошоктун жылмаланган бетинде күзгү металлографиясы байкалган. Бул MA процесси аяктаганын жана бир реакция фазасы түзүлгөнүн билдирет. 3e (I, II, III), f, v, vi) сүрөттөрүндө көрсөтүлгөн аймактардын элементтик курамы талаа эмиссиясын сканерлөөчү электрондук микроскопия (FE-SEM) энергияны дисперсиялык рентген спектроскопиясы (EDS) менен айкалыштырып аныкталган. (IV).
Таблицада 2 элементтик концентрация 3e, f сүрөттөрүндө тандалган ар бир аймактын жалпы массасынын пайызы катары көрсөтүлгөн. Бул жыйынтыктарды 1-таблицада берилген Cu50Zr20Ni30 жана Cu50Zr40Ni10 баштапкы номиналдык курамдары менен салыштыруу бул эки акыркы продуктунун курамдары номиналдык курамдарга абдан жакын экенин көрсөтүп турат. Мындан тышкары, 3e, f сүрөттөрүндө көрсөтүлгөн аймактар ​​үчүн компоненттердин салыштырмалуу маанилери ар бир үлгүнүн курамынын бир аймактан экинчи аймакка олуттуу начарлашын же өзгөрүшүн көрсөтпөйт. Муну бир аймактан экинчи аймакка курамдын өзгөрүшү жок экендиги далилдейт. Бул 2-таблицада көрсөтүлгөндөй, бирдей эритме порошокторунун өндүрүлүшүн көрсөтүп турат.
Cu50(Zr50-xNix) акыркы продукт порошогунун FE-SEM микрографиялары 4a-d сүрөттө көрсөтүлгөндөй, 50 MA жолунан кийин алынган, мында x тиешелүү түрдө 10, 20, 30 жана 40 ат.% түзөт. Бул майдалоо этабынан кийин, порошок агрегаттары ван-дер-Ваальс эффектинин натыйжасында пайда болот, бул 4-сүрөттө көрсөтүлгөндөй, диаметри 73төн 126 нмге чейинки ультрамайда бөлүкчөлөрдөн турган ири агрегаттардын пайда болушуна алып келет.
50 сааттык MAдан кийин алынган Cu50(Zr50-xNix) порошокторунун морфологиялык мүнөздөмөлөрү. Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30, Cu50Zr10Ni40 системалары үчүн 50 MAдан кийин алынган порошоктордун FE-SEM сүрөттөрү тиешелүүлүгүнө жараша (a), (b), (c) жана (d) көрсөтүлгөн.
Порошокторду муздак чачыраткычка жүктөөрдөн мурун, алар алгач аналитикалык класстагы этанолдо 15 мүнөт ультраүн менен иштетилип, андан кийин 150°C температурада 2 саат кургатылды. Бул кадам каптоо процессинде көптөгөн олуттуу көйгөйлөрдү жаратуучу агломерацияга каршы ийгиликтүү күрөшүү үчүн жасалышы керек. MA процесси аяктагандан кийин, эритме порошокторунун бир тектүүлүгүн изилдөө үчүн андан ары изилдөөлөр жүргүзүлдү. 5a–d сүрөттө Cu50Zr30Ni20 эритмесинин Cu, Zr жана Ni эритме элементтеринин FE-SEM микрографтары жана тиешелүү EDS сүрөттөрү тиешелүү түрдө 50 сааттык M убакыттан кийин тартылган. Белгилей кетүүчү нерсе, бул кадамдан кийин алынган эритме порошоктору бир тектүү, анткени алар 5-сүрөттө көрсөтүлгөндөй, субнанометрдик деңгээлден жогору курамдык өзгөрүүлөрдү көрсөтпөйт.
FE-SEM/Энергияны дисперсиялык рентген спектроскопиясы (ЭДС) аркылуу 50 MAдан кийин алынган MG Cu50Zr30Ni20 порошогундагы элементтердин морфологиясы жана жергиликтүү таралышы. (а) (b) Cu-Kα, (c) Zr-Lα жана (d) Ni-Kαнын ЭДС жана рентгендик сүрөткө тартуу.
50 сааттык MAдан кийин алынган механикалык кошулмалуу Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30 жана Cu50Zr20Ni30 порошокторунун рентген дифракциялык үлгүлөрү тиешелүүлүгүнө жараша 6a–d сүрөттөрүндө көрсөтүлгөн. Бул майдалоо этабынан кийин, ар кандай Zr концентрациясындагы бардык үлгүлөр 6-сүрөттө көрсөтүлгөн мүнөздүү гало диффузия үлгүлөрү менен аморфтук түзүлүштөргө ээ болгон.
Cu50Zr40Ni10 (a), Cu50Zr30Ni20 (b), Cu50Zr20Ni30 (c) жана Cu50Zr20Ni30 (d) порошокторунун рентгендик дифракциялык үлгүлөрү MAдан кийин 50 саат бою байкалган. Бардык үлгүлөрдө гало-диффузия үлгүсү байкалган, бул аморфтук фазанын пайда болгонун көрсөтүп турат.
Ар кандай MA убакыттарында шар майдалоодон келип чыккан порошоктордун структуралык өзгөрүүлөрүн байкоо жана жергиликтүү түзүлүшүн түшүнүү үчүн жогорку чечилиштеги талаа эмиссиялык өткөрүүчү электрондук микроскопия (FE-HRTEM) колдонулган. Cu50Zr30Ni20 жана Cu50Zr40Ni10 порошокторун майдалоонун алгачкы (6 саат) жана ортоңку (18 саат) этаптарынан кийин FE-HRTEM ыкмасы менен алынган порошоктордун сүрөттөрү тиешелүүлүгүнө жараша 7a-сүрөттө көрсөтүлгөн. MAнын 6 саатынан кийин алынган порошоктун жаркыраган талаа сүрөтүнө (BFI) ылайык, порошок fcc-Cu, hcp-Zr жана fcc-Ni элементтеринин так аныкталган чек аралары бар ири бүртүкчөлөрдөн турат жана 7a-сүрөттө көрсөтүлгөндөй, реакция фазасынын пайда болуу белгилери жок. Мындан тышкары, ортоңку аймактан (а) алынган корреляцияланган тандалган аймактык дифракциялык үлгү (SADP) чоң кристаллиттердин бар экендигин жана реактивдүү фазанын жоктугун көрсөткөн курч дифракциялык үлгүнү (7b-сүрөт) көрсөттү.
Алгачкы (6 саат) жана ортоңку (18 саат) этаптардан кийин алынган MA порошогунун жергиликтүү структуралык мүнөздөмөлөрү. (а) Жогорку чечилиштеги талаа эмиссиясынын өткөрүүчү электрондук микроскопиясы (FE-HRTEM) жана (b) 6 саат бою MA менен иштетилгенден кийин Cu50Zr30Ni20 порошогунун тиешелүү тандалган аймактык дифрактографиясы (SADP). 18 сааттык MAдан кийин алынган Cu50Zr40Ni10дун FE-HRTEM сүрөтү (с) сүрөтүндө көрсөтүлгөн.
7c-сүрөттө көрсөтүлгөндөй, MA узактыгынын 18 саатка чейин көбөйүшү пластикалык деформация менен айкалышкан олуттуу торчо кемчиликтерине алып келген. MA процессинин бул аралык этабында порошокто ар кандай кемчиликтер пайда болот, анын ичинде үймөктөө кемчиликтери, торчо кемчиликтери жана чекит кемчиликтери (7-сүрөт). Бул кемчиликтер дандын чек аралары боюнча ири дандардын 20 нмден кичине субдандарга бөлүнүшүнө алып келет (7c-сүрөт).
36 сааттык мамыча менен майдаланган Cu50Z30Ni20 порошогунун жергиликтүү түзүлүшү 8a-сүрөттө көрсөтүлгөндөй, аморфтук жука матрицага киргизилген ультрамайда нанобүчүрлөрдүн пайда болушу менен мүнөздөлөт. ЭМФтин жергиликтүү анализи 8a-сүрөттө көрсөтүлгөн нанокластерлер иштетилбеген Cu, Zr жана Ni порошок эритмелери менен байланышканын көрсөттү. Матрицадагы Cu курамы ~32 ат.% дан (начар зона) ~74 ат.% га чейин (бай зона) өзгөрүп турган, бул гетерогендик продуктулардын пайда болушун көрсөтөт. Мындан тышкары, бул этапта майдалангандан кийин алынган порошоктордун тиешелүү SADPлери 8b-сүрөттө көрсөтүлгөндөй, бул иштетилбеген эритме элементтери менен байланышкан курч учтар менен биринчилик жана экинчилик гало-диффузиялык аморфтук фазалык шакекчелердин дал келгенин көрсөтөт.
Beyond 36 h-Cu50Zr30Ni20 порошогунун наноөлчөмдөгү жергиликтүү структуралык өзгөчөлүктөрү. (а) Жарык талаа сүрөтү (BFI) жана ага тиешелүү (b) 36 сааттык мамыча тегирменинен кийин алынган Cu50Zr30Ni20 порошогунун SADPси.
MA процессинин аягында (50 саат), Cu50(Zr50-xNix), X, 10, 20, 30 жана 40 ат.% порошоктор, өзгөчөлөнбөстөн, аморфтук фазанын лабиринт морфологиясына ээ, бул сүрөттө көрсөтүлгөн. Ар бир курамдын тиешелүү SADS'теринде чекиттик дифракция да, курч шакекче сымал үлгүлөр да аныкталган жок. Бул иштетилбеген кристаллдык металлдын жоктугун, тескерисинче, аморфтук эритме порошогунун пайда болгонун көрсөтүп турат. Гало диффузия үлгүлөрүн көрсөткөн бул корреляцияланган SADPлер акыркы продукт материалында аморфтук фазалардын өнүгүшүнүн далили катары да колдонулган.
Cu50 MS системасынын (Zr50-xNix) акыркы продуктунун локалдык түзүлүшү. 50 сааттык MAдан кийин алынган (а) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 жана (d) Cu50Zr10Ni40тун FE-HRTEM жана корреляцияланган нано-нур дифракциялык үлгүлөрү (NBDP).
Дифференциалдык сканерлөө калориметриясын колдонуу менен, айнек өтүү температурасынын (Tg), ашыкча муздатылган суюктук аймагынын (ΔTx) жана кристаллдашуу температурасынын (Tx) жылуулук туруктуулугу Cu50(Zr50-xNix) аморфтук системасындагы Ni(x) курамына жараша изилденген. (DSC) He газ агымындагы касиеттери. 50 саат бою MAдан кийин алынган Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20 жана Cu50Zr10Ni40 аморфтук эритмелеринин порошокторунун DSC ийри сызыктары тиешелүүлүгүнө жараша 10a, b, e сүрөттөрүндө көрсөтүлгөн. Ал эми аморфтук Cu50Zr20Ni30 DSC ийри сызыгы 10-кылымдын сүрөтүндө өзүнчө көрсөтүлгөн. Ошол эле учурда, DSCде ~700°C чейин ысытылган Cu50Zr30Ni20 үлгүсү 10g сүрөтүндө көрсөтүлгөн.
50 саат бою MAдан кийин алынган Cu50(Zr50-xNix) MG порошокторунун жылуулук туруктуулугу айнек өтүү температурасы (Tg), кристаллдашуу температурасы (Tx) жана өтө муздатылган суюктук аймагы (ΔTx) менен аныкталат. 50 саат бою MAдан кийин Cu50Zr40Ni10 (a), Cu50Zr30Ni20 (b), Cu50Zr20Ni30 (c) жана (e) Cu50Zr10Ni40 MG эритме порошокторунун дифференциалдык сканерлөөчү калориметрдик (DSC) порошокторунун термограммалары. DSCде ~700°C чейин ысытылган Cu50Zr30Ni20 үлгүсүнүн рентген дифракциялык схемасы (XRD) (d)де көрсөтүлгөн.
10-сүрөттө көрсөтүлгөндөй, ар кандай никель концентрациялары (x) бар бардык курамдар үчүн DSC ийри сызыктары эки башка учурду көрсөтөт, бири эндотермикалык, экинчиси экзотермикалык. Биринчи эндотермикалык окуя Tgге туура келет, ал эми экинчиси Tx менен байланышкан. Tg менен Txтин ортосундагы горизонталдык мейкиндик аянты муздатылган суюктук аянты деп аталат (ΔTx = Tx – Tg). Жыйынтыктар көрсөткөндөй, 526°C жана 612°C температурада жайгаштырылган Cu50Zr40Ni10 үлгүсүнүн (10a-сүрөт) Tg жана Tx курамын (x) тиешелүүлүгүнө жараша 482°C жана 563°C. °C төмөнкү температура тарабына карай % менен 20га чейин жылдырат, 10b-сүрөттө көрсөтүлгөндөй. Натыйжада, Cu50Zr30Ni20 үчүн ΔTx Cu50Zr40Ni10 86°Cден (10a-сүрөт) 81°Cге чейин төмөндөйт (10b-сүрөт). MC Cu50Zr40Ni10 эритмеси үчүн Tg, Tx жана ΔTx маанилеринин 447°C, 526°C жана 79°C деңгээлге чейин төмөндөшү да байкалган (10b-сүрөт). Бул Ni курамынын көбөйүшү MS эритмесинин термикалык туруктуулугунун төмөндөшүнө алып келерин көрсөтүп турат. Тескерисинче, MC Cu50Zr20Ni30 эритмесинин Tg мааниси (507 °C) MC Cu50Zr40Ni10 эритмесине караганда төмөн; ошого карабастан, анын Tx мааниси ага салыштырмалуу маанини көрсөтөт (612 °C). Ошондуктан, ΔTx 10-сүрөттө көрсөтүлгөндөй жогорку мааниге ээ (87°C).
Cu50(Zr50-xNix) MC системасы, мисал катары Cu50Zr20Ni30 MC эритмесин колдонуп, курч экзотермикалык чоку аркылуу fcc-ZrCu5, орторомбикалык-Zr7Cu10 жана орторомбикалык-ZrNi кристаллдык фазаларына кристаллдашат (10c-сүрөт). Аморфтуктан кристаллдыкка өтүү бул фазалык өтүү DSCде 700 °C чейин ысытылган MG үлгүсүнүн рентгендик дифракциялык анализи менен тастыкталган (10d-сүрөт).
11-сүрөттө учурдагы иште жүргүзүлгөн муздак чачыратуу процессинде тартылган сүрөттөр көрсөтүлгөн. Бул изилдөөдө 50 саат бою MAдан кийин синтезделген металл айнек сымал порошок бөлүкчөлөрү (мисалы, Cu50Zr20Ni30 колдонулуп) антибактериалдык чийки зат катары колдонулган жана дат баспас болоттон жасалган плита (SUS304) муздак чачыратуу менен капталган. Муздак чачыратуу ыкмасы термикалык чачыратуу технологиялары сериясындагы каптоо үчүн тандалып алынган, анткени ал аморфтук жана нанокристаллдык порошоктор сыяктуу металл метастабилдүү ысыкка сезгич материалдар үчүн колдонулушу мүмкүн болгон термикалык чачыратуу технологиялары сериясындагы эң натыйжалуу ыкма болуп саналат. Фазалык өтүүлөргө дуушар болбойт. Бул ыкманы тандоодогу негизги фактор. Муздак чөктүрүү процесси бөлүкчөлөрдүн кинетикалык энергиясын субстрат же мурда чөктүрүлгөн бөлүкчөлөр менен кагылышуудагы пластикалык деформацияга, деформацияга жана ысыкка айландырган жогорку ылдамдыктагы бөлүкчөлөрдү колдонуу менен жүргүзүлөт.
Талаа сүрөттөрүндө MG/SUS 304тү 550°C температурада беш жолу катары менен даярдоо үчүн колдонулган муздак чачыратуу процедурасы көрсөтүлгөн.
Бөлүкчөлөрдүн кинетикалык энергиясы, ошондой эле каптоо пайда болгон учурда ар бир бөлүкчөнүн импульсу пластикалык деформация (матрицадагы баштапкы бөлүкчөлөр жана бөлүкчөлөр аралык өз ара аракеттенүү жана бөлүкчөлөрдүн өз ара аракеттенүүсү), катуу заттардын аралык түйүндөрү, бөлүкчөлөрдүн ортосундагы айлануу, деформация жана ысытууну чектөө 39 сыяктуу механизмдер аркылуу башка энергия түрлөрүнө айландырылышы керек. Мындан тышкары, эгерде кирүүчү кинетикалык энергиянын баары жылуулук энергиясына жана деформация энергиясына айландырылбаса, натыйжада серпилгич кагылышуу болот, бул бөлүкчөлөр соккудан кийин жөн гана секирип кетет дегенди билдирет. Бөлүкчө/субстрат материалына колдонулган сокку энергиясынын 90% жергиликтүү жылуулукка айландырылаары белгиленген 40. Мындан тышкары, сокку чыңалуусу колдонулганда, бөлүкчө/субстрат байланыш аймагында өтө кыска убакыттын ичинде жогорку пластикалык деформация ылдамдыктарына жетишилет41,42.
Пластикалык деформация, адатта, энергиянын чачырап кетүү процесси катары, же тагыраагы, беттик аймактагы жылуулук булагы катары каралат. Бирок, беттик аймактагы температуранын жогорулашы, адатта, беттик эрүүнүн пайда болушу же атомдордун өз ара диффузиясынын олуттуу стимулдашуусу үчүн жетишсиз. Авторлорго белгилүү болгон бир дагы басылмада бул металл айнек сымал порошоктордун касиеттеринин муздак чачыратуу ыкмаларын колдонууда пайда болгон порошоктун адгезиясына жана чөгүүсүнө тийгизген таасири изилденген эмес.
MG Cu50Zr20Ni30 эритме порошогунун BFIсин SUS 304 негизине чөктүрүлгөн 12a-сүрөттөн көрүүгө болот (11, 12b-сүрөт). Сүрөттөн көрүнүп тургандай, капталган порошоктор баштапкы аморфтук түзүлүшүн сактап калат, анткени аларда кристаллдык өзгөчөлүктөр же торчо кемчиликтери жок назик лабиринттик түзүлүш бар. Башка жагынан алганда, сүрөт бөтөн фазанын бар экендигин көрсөтүп турат, муну MG менен капталган порошок матрицасына кирген нанобөлүкчөлөр далилдейт (12a-сүрөт). 12c-сүрөттө I аймагы менен байланышкан индекстелген нанонушта дифракциялык схема (NBDP) көрсөтүлгөн (12a-сүрөт). 12c-сүрөттө көрсөтүлгөндөй, NBDP аморфтук түзүлүштүн алсыз гало-диффузия схемасын көрсөтөт жана кристаллдык чоң кубдук метастабилдүү Zr2Ni фазасына жана тетрагоналдык CuO фазасына туура келген курч тактар ​​менен бирге жашайт. CuOнун пайда болушун порошоктун чачыраткыч пистолеттин соплосунан SUS 304кө ачык абада үн ылдамдыгынан жогору агымда жылганда кычкылдануусу менен түшүндүрсө болот. Башка жагынан алганда, металл айнек сымал порошоктордун девитрификациясы 550°C температурада 30 мүнөт муздак чачыратуудан кийин чоң куб фазаларынын пайда болушуна алып келген.
(а) (b) SUS 304 субстратына чөктүрүлгөн MG порошогунун FE-HRTEM сүрөтү (сүрөттө). (а)да көрсөтүлгөн тегерек белгинин NBDP индекси (с)да көрсөтүлгөн.
Чоң куб Zr2Ni нанобөлүкчөлөрүнүн пайда болушунун бул потенциалдуу механизмин текшерүү үчүн көз карандысыз эксперимент жүргүзүлдү. Бул экспериментте порошоктор атомайзерден 550°C температурада SUS 304 субстраты багытында чачыратылган; бирок, күйгүзүү эффектин аныктоо үчүн порошоктор SUS304 тилкесинен мүмкүн болушунча тезирээк (болжол менен 60 сек) алынып салынган. Дагы бир серия эксперименттер жүргүзүлдү, анда порошок колдонулгандан болжол менен 180 секунддан кийин субстраттан алынып салынган.
13a,b сүрөттөрүндө SUS 304 субстраттарына 60 секунд жана 180 секунд бою чачыратылган эки материалдын сканерлөөчү өткөргүч электрондук микроскопиясынын (STEM) караңгы талаасынын (DFI) сүрөттөрү көрсөтүлгөн. 60 секунд бою чачыратылган порошоктун сүрөтүндө морфологиялык деталдар жок, өзгөчөлүксүздүктү көрсөтөт (13a-сүрөт). Бул ошондой эле рентгендик резонанс менен тастыкталган, ал бул порошоктордун жалпы түзүлүшү аморфтук экенин көрсөткөн, бул 14a-сүрөттө көрсөтүлгөн кеңири баштапкы жана экинчилик дифракциялык чокулар менен көрсөтүлгөн. Бул метастабилдүү/мезофазалык чөкмөлөрдүн жоктугун көрсөтүп турат, анда порошок баштапкы аморфтук түзүлүшүн сактап калат. Ал эми, ошол эле температурада (550°C) чөккөн, бирок субстратта 180 секунд калган порошок 13b-сүрөттөгү жебелер менен көрсөтүлгөндөй, наноөлчөмдүү бүртүкчөлөрдүн чөккөнүн көрсөткөн.