Gratias tibi ago quod Nature.com invisisti. Versio navigatri quam uteris limitatam sustentationem CSS habet. Pro optima experientia, commendamus ut navigatro recentiore utaris (vel Modum Compatibilitatis in Internet Explorer deactivare). Interea, ut sustentationem continuam praestemus, situm sine stylis et JavaScript reddemus.
Biopelliculae pars magni momenti sunt in evolutione infectionum chronicarum, praesertim cum ad instrumenta medica venit. Haec difficultas magnum certamen communitati medicae praebet, cum antibiotica communia biopelliculas tantum admodum limitatas delere possint. Praeventio formationis biopelliculae ad evolutionem variarum methodorum obductionis et novarum materiarum duxit. Hae technicae superficies obducere student modo qui formationem biopelliculae impedit. Mixturae metallorum vitreorum, praesertim eae quae metalla cuprum et titanium continent, optima obductiona antimicrobialia factae sunt. Simul, usus technologiae aspersionis frigidae auctus est, cum methodus idonea sit ad materias temperaturae sensibiles tractandas. Pars finis huius investigationis erat novam pelliculam vitream metallicam antibacterialem ex Cu-Zr-Ni ternario compositam utens technicis mixtionis mechanicae evolvere. Pulvis sphaericus qui productum finale constituit ut materia rudis ad aspersionem frigidam superficierum chalybis inoxidabilis temperaturis humilibus adhibetur. Substrata vitreo-metallica obducta formationem biopelliculae saltem 1 logarithmicam significanter reducere potuerunt, comparata cum chalybe inoxidabili.
Per historiam humanam, quaevis societas potuit novas materias evolvere et promovere introductionem ad necessitates suas specificas implendas, unde et productivitas et ordo in oeconomia globalizata auctus est1. Semper attributum est facultati humanae materias et apparatum fabricationis designandi, necnon designandi ad fabricandas et describendas materias ad salutem, educationem, industriam, oeconomiam, culturam et alia campi ex una terra vel regione ad aliam consequendos. Progressus metitur sine discrimine terrae vel regionis2. Per sexaginta annos, periti materialium multum temporis uni muneri principali dedicaverunt: investigationi novarum et provectarum materiarum. Investigationes recentes in melioratione qualitatis et efficaciae materiarum existentium, necnon in synthesizatione et inventione omnino novorum generum materiarum intentae sunt.
Additio elementorum mixturae, modificatio microstructurae materiae et applicatio methodorum tractationis thermicarum, mechanicarum vel thermomechanicarum ad meliorationem significantem proprietatum mechanicarum, chemicarum et physicarum variarum materiarum perduxerunt. Praeterea, composita hactenus ignota feliciter synthesizata sunt. Hae perseverantes conatus novam familiam materiarum innovativarum, quae collective "Materiae Provectae" appellantur, pepererunt. Nanocrystalla, nanoparticulae, nanotubi, puncta quantica, vitra metallica amorpha zero-dimensionalia, et mixturae altae entropiae tantum nonnulla exempla sunt materiarum provectarum quae in mundo ab medio saeculo proximo apparuerunt. In fabricatione et evolutione novarum mixturarum cum proprietatibus emendatis, tam in producto finali quam in stadiis intermediis productionis, problema inaequalitatis saepe additur. Propter introductionem novarum technicarum fabricationis quae deviationes significantes ab aequilibrio permittunt, tota nova classis mixturarum metastabilium, quae vitra metallica appellantur, inventa est.
Opus eius apud Caltech anno 1960 conceptum mixturarum metallorum omnino mutavit, cum mixturas vitreas Au-25 at.% Si synthesizat, liquores celeriter solidificando fere decies centena milia graduum per secundum.4 Inventio Professoris Pauli Duves non solum initium historiae vitrorum metallicorum (MS) significavit, sed etiam ad mutationem paradigmatis in modo quo homines de mixturis metallorum cogitant duxit. Ab ipsis primis investigationibus innovativis in synthesi mixturarum MS, fere omnia vitra metallica omnino obtenta sunt una ex sequentibus methodis: (i) celeris solidificatio liquefacti vel vaporis, (ii) perturbatio clathri atomici, (iii) reactiones amorphizationis status solidi inter elementa metallica pura et (iv) transitiones phasium solidarum phasium metastabilium.
Metalli vitri metallici absentia ordinis atomici longi intervalli cum crystallis consociati distinguuntur, quod est proprietas crystallorum propria. In mundo moderno, magnus progressus in campo vitri metallici factus est. Hae sunt novae materiae cum proprietatibus insignibus, quae non solum pro physica status solidi, sed etiam pro metallurgia, chemia superficierum, technologia, biologia, et multis aliis campis interest. Hoc novum genus materiae proprietates habet quae a metallis duris differunt, ita ut sit candidatus inlustris ad applicationes technologicas in variis campis. Proprietates quasdam importantes habent: (i) ductilitatem mechanicam et limitem flexionis magnam, (ii) permeabilitatem magneticam magnam, (iii) coercitivitatem humilem, (iv) resistentiam corrosionis insolitam, (v) independentiam a temperatura. Conductivitas 6.7.
Methodus mixturae mechanicae (MA)1,8 est methodus relative nova, primum anno 19839 a Professore K.K. Kok et collegis eius introducta. Pulveres amorphos Ni60Nb40 produxerunt, mixturam elementorum purorum ad temperaturam ambientem valde proximam terendo. Typice, reactio MA perficitur inter nexum diffusionis pulverum reactantium in reactore, plerumque ex chalybe inoxidabili facto, in molam globulorum.10 (Fig. 1a, b). Ex eo tempore, haec methodus reactionis status solidi mechanice inductae adhibita est ad novos pulveres mixturae vitreae amorphae/metallicae praeparandos utens molis globulorum et molis virgarum parvae (Fig. 1c) et altae energiae.11,12,13,14,15,16. Praesertim, haec methodus adhibita est ad systemata immiscibilia praeparanda, ut Cu-Ta17, necnon mixturas alto puncto liquefactionis, ut systemata Al-metallum transitionis (TM, Zr, Hf, Nb et Ta)18,19 et Fe-W20, quae non possunt obtineri methodis coquendi conventionalibus. Praeterea, MA habetur unum e potentissimis instrumentis nanotechnologicis ad productionem industrialis scalae particularum pulveris nanocrystallinorum et nanocompositorum oxidorum metallicorum, carburorum, nitridorum, hydridorum, nanotubulorum carbonis, nanodiamantorum, necnon ad latam stabilizationem utens methodo desuper-deorsum. 1 et stadia metastabilia.
Schema demonstrans modum fabricationis adhibitum ad praeparandum stratum vitreum metallicum Cu50(Zr50-xNix)/SUS 304 in hoc studio. (a) Praeparatio pulverum mixturae MC cum variis concentrationibus Ni x (x; 10, 20, 30, et 40 at.%) utens methodo molendi globulorum energiae humilis. (a) Materia initialis in cylindrum instrumenti imponitur una cum globulis chalybeis instrumenti et (b) in arca chirothecarum atmosphaera He repleta sigillata est. (c) Exemplar pellucidum vasis molendi motum globi durante molendo illustrans. Productum pulveris finale post 50 horas obtentum adhibitum est ad substratum SUS 304 frigida pulverizatione obducendum (d).
Cum ad superficies materiarum in massa (substrata) venit, machinatio superficierum designationem et modificationem superficierum (substratorum) complectitur ut proprietates quasdam physicas, chemicas et technicas, quae in materia originali in massa non adsunt, praebeantur. Inter proprietates quae per tractationem superficiei efficaciter emendari possunt sunt abrasio, resistentia oxidationis et corrosionis, coefficiens frictionis, bioinertia, proprietates electricae et insulatio thermalis, ut pauca tantum nominem. Qualitas superficiei methodis metallurgicis, mechanicis vel chemicis emendari potest. Ut processus bene notus, obductio simpliciter definitur ut una vel plura strata materiae artificialiter applicata superficiei obiecti in massa (substrati) ex alia materia facti. Ita, obductiones partim adhibentur ad proprietates technicas vel decorativas desideratas consequendas, necnon ad materias ab interactionibus chemicis et physicis cum ambitu protegendas.
Variae methodi et technicae adhiberi possunt ad strata protectoria idonea applicanda, a paucis micrometris (infra 10-20 micrometra) ad plus quam 30 micrometra vel etiam aliquot millimetra crassitudinis. In genere, processus obductionis in duas categorias dividi possunt: ​​(i) methodi obductionis humidae, inter quas electrodepositio, galvanoplastia, et galvanizatio per immersionem calidam, et (ii) methodi obductionis siccae, inter quas ferruminatio, superficies dura, depositio vaporis physica (PVD), depositio vaporis chemica (CVD), technicae aspersionis thermalis, et recentius technicae aspersionis frigidae 24 (Figura 1d).
Biopelliculae definiuntur ut communitates microbiales quae superficiebus irreversibiliter adhaerent et polymeris extracellularibus (EPS) autoproductis circumdantur. Formatio biopelliculae superficialiter maturæ ad damna significantia in multis industriis ducere potest, inter quas in processu ciborum, systematibus aquarum, et curatione sanitatis. In hominibus, cum formatione biopellicularum, plus quam 80% casuum infectionum microbialium (inter quas Enterobacteriaceae et Staphylococci) difficulter curantur. Praeterea, biopelliculae maturæ mille vicibus resistentiores curationi antibioticæ esse relatæ sunt comparatæ cum cellulis bacterialibus planctonicis, quod magnum impedimentum therapeuticum habetur. Historice, materiae tegumentorum superficialium antimicrobiales ex communibus compositis organicis derivatæ adhibæ sunt. Quamquam tales materiae saepe componentes toxicos potentialiter hominibus noxios continent,25,26 hoc adiuvare potest ad transmissionem bacterialem et degradationem materiae vitandam.
Lata resistentia bacterialis curationibus antibioticis ob formationem biopelliculae ad necessitatem creandi superficiem efficacem membrana antimicrobiali obductam, quae tuto applicari possit, effecit27. Primum in hoc processu accessum ad progressionem superficiei physicae vel chemicae antiadhaerentiae, cui cellulae bacteriales adhaerere et biopelliculas propter adhaesionem formare non possunt, est27. Secunda technologia est obductiones evolvere quae substantias chemicas antimicrobiales exacte ubi necessariae sunt, in quantitatibus valde concentratis et accommodatis, praebent. Hoc per progressionem materiarum obductionis singularium, ut graphenum/germanium28, adamantum nigrum29 et obductiones carbonis adamantini ZnO30-imbutas, quae bacteria resistentes sunt, efficitur, technologia quae progressionem toxicitatis et resistentiae ob formationem biopelliculae maximizat. Praeterea, obductiones continentes substantias germicidas quae protectionem diuturnam contra contaminationem bacterialem praebent, magis magisque populares fiunt. Dum omnes tres processus activitatem antimicrobialem in superficiebus obductis exercere possunt, unumquodque suas limitationes habet, quae considerandae sunt cum strategia applicationis evolvitur.
Producta quae nunc in foro sunt impediuntur temporis inopia ad analysandum et probandum tegumenta protectora ingredientibus biologice activis. Societates affirmant sua producta usoribus optatos aspectus functionales praebitura esse, sed hoc impedimentum factum est successui productorum quae nunc in foro sunt. Composita ex argento derivata in maxima parte antimicrobialibus quae nunc clientibus praesto sunt adhibentur. Haec producta destinantur ad protegendos usores ab expositione potentia noxia microorganismis. Effectus antimicrobialis retardatus et toxicitas compositorum argenti associata pressionem in investigatores augent ut alternativam minus noxiam excogitent36,37. Creare tegumentum antimicrobiale globale quod intus et foris operatur manet provocatio. Hoc cum periculis sanitatis et securitatis conexis venit. Invenire agens antimicrobiale quod minus noxium hominibus est et invenire quomodo illud in substrata tegumentorum cum vita in apotheca longiore incorporari est meta multum quaesita38. Novissimae materiae antimicrobiales et antibiofilm destinantur ad necandos bacteria e propinquo vel per contactum directum vel post emissionem agentis activi. Hoc facere possunt inhibendo adhaesionem bacterialem initialem (inclusa impediendo formationem strati proteinici in superficie) vel necando bacteria interferendo cum pariete cellulari.
Essentialiter, obductio superficialis est processus applicandi alterum stratum superficiei componenti ad proprietates superficiales emendandas. Propositum obductionis superficialis est mutare microstructuram et/vel compositionem regionis prope superficiem componentis39. Methodi obductionis superficialis in diversas methodos dividi possunt, quae in Figura 2a compendiantur. Obductiones in categorias thermicas, chemicas, physicas et electrochemicas dividi possunt secundum methodum ad obductionem creandam adhibitam.
(a) Insertio ostendens principales rationes fabricationis superficiei, et (b) selecta commoda et incommoda methodi aspersionis frigidae.
Technologia aspersionis frigidae multa communia habet cum modis aspersionis thermalis traditis. Sunt tamen etiam quaedam proprietates fundamentales quae processum aspersionis frigidae et materias aspersionis frigidae singulares reddunt. Technologia aspersionis frigidae adhuc in cunabulis est, sed magnum futurum habet. Interdum, proprietates singulares aspersionis frigidae magna commoda offerunt, limitationes modorum aspersionis thermalis traditorum superantes. Superat limitationes significantes technologiae aspersionis thermalis traditae, in qua pulvis liquefieri debet ut in substrato deponatur. Plane, hic processus obductionis traditus non aptus est materiis temperaturae valde sensibilibus, ut nanocrystallis, nanoparticulis, vitris amorphis et metallicis40, 41, 42. Praeterea, materiae obductionis aspersionis thermalis semper altum gradum porositatis et oxidorum habent. Technologia aspersionis frigidae multa commoda significantia prae technologia aspersionis thermalis habet, ut (i) minima caloris immissio in substratum, (ii) flexibilitas in eligendo obductione substrati, (iii) nulla transformatio phasis et incrementum granorum, (iv) magna vis adhaesiva1.39 (Fig. 2b). Praeterea, materiae ad obductionem per aspersionem frigidam applicandam magnam resistentiam corrosionis, magnam firmitatem et duritiem, magnam conductivitatem electricam, et magnam densitatem41 habent. Quamvis commoda processus aspersionis frigidae praebeant, haec methodus tamen nonnulla incommoda habet, ut in Figura 2b demonstratur. Cum pulveres ceramicos puros, ut Al2O3, TiO2, ZrO2, WC, etc., obducuntur, methodus aspersionis frigidae adhiberi non potest. Ex altera parte, pulveres compositi ceramico-metallicos ut materiae primae ad obductiones adhiberi possunt. Idem valet de aliis methodis aspersionis thermalis. Superficies difficiles et interiora tuborum adhuc difficile asperguntur.
Cum hoc opus ad usum pulverum vitreorum metallicorum ut materiarum initialium pro obductionibus dirigatur, manifestum est aspersionem thermalem conventionalem ad hunc finem adhiberi non posse. Hoc ob id fit, quod pulveres vitrei metallici ad altas temperaturas crystallizantur.
Pleraque instrumenta in industriis medicis et cibariis adhibita ex mixturis austeniticis chalybis inoxidabilis (SUS316 et SUS304) cum contento chromii 12 ad 20% ponderis ad productionem instrumentorum chirurgicorum fiunt. Generaliter acceptum est usum metalli chromii ut elementum mixturae in mixturis chalybis resistentiam corrosionis mixturarum chalybis communium significanter augere posse. Mixturae chalybis inoxidabilis, quamvis alta resistentia corrosionis, proprietates antimicrobiales significantes non habent38,39. Hoc cum earum alta resistentia corrosionis discrepat. Post hoc, fieri potest ut progressus infectionis et inflammationis praedicatur, quae maxime ex adhaesione et colonizatione bacteriali in superficie biomateriarum chalybis inoxidabilis oriuntur. Difficultates significantes oriri possunt propter difficultates significantes cum viis adhaesionis bacterialis et formationis biopelliculae coniunctas, quae ad valetudinem malam ducere possunt, quae multas consequentias habere potest quae directe vel indirecte valetudinem humanam afficere possunt.
Hoc studium est prima pars incepti a Fundatione Kuwaitiensi ad Progressum Scientiae (KFAS) pecuniis adiuti, contractu numero 2010-550401, ad investigandam possibilitatem productionis pulverum ternariorum Cu-Zr-Ni vitreorum metallicorum utens technologia MA (tabula). 1) Ad productionem pelliculae/tegumenti tutelae superficialis antibacterialis SUS304. Secunda pars incepti, quae incipiet mense Ianuario 2023, proprietates corrosionis galvanicae et proprietates mechanicas systematis accurate investigabit. Experimenta microbiologica accurata pro variis generibus bacteriorum peragentur.
Hic articulus effectum mixturae Zr in facultatem formandi vitri (GFA) secundum proprietates morphologicas et structurales tractat. Praeterea, proprietates antibacteriales compositi vitrei metallici pulverulenti/SUS304 etiam tractatae sunt. Accedit quod opus continuum peractum est ad possibilitatem transformationis structuralis pulverum vitri metallici, quae fit per aspersionem frigidam in regione liquida superrefrigerata systematum vitri metallici fabricatorum. Mixturae vitreae metallicae Cu50Zr30Ni20 et Cu50Zr20Ni30 ut exempla repraesentativa in hoc studio adhibitae sunt.
Haec sectio mutationes morphologicas in pulveribus Cu, Zr et Ni elementalium per molituram globulorum energiae humilis exhibet. Duo systemata diversa ex Cu50Zr20Ni30 et Cu50Zr40Ni10 constantia exempla illustrativa adhibebuntur. Processus metallographicus in tres gradus separatos dividi potest, ut demonstratur per characterizationem metallographicam pulveris in gradu moliturae obtenti (Fig. 3).
Proprietates metallographicae pulverum mixturarum mechanicarum (MA) post varia stadia triturae globulorum obtentae. Imagines microscopiae electronicae per emissionem campi (FE-SEM) pulverum MA et Cu50Zr40Ni10 obtentae post trituram globulorum energiae humilis per 3, 12 et 50 horas in (a), (c) et (e) pro systemate Cu50Zr20Ni30, in eodem MA, monstrantur. Imagines correspondentes systematis Cu50Zr40Ni10 post tempus captae in (b), (d) et (f) monstrantur.
In molendis globulorum, energia cinetica effectiva quae in pulverem metallicum transferri potest afficitur a combinatione parametrorum, ut in Figura 1a demonstratur. Hoc includit collisiones inter globulos et pulveres, compressionem per scissuram pulveris haerentis inter media molendi, ictus a globulis cadentibus, scissuram et detritionem causatam a tractione pulveris inter corpora mobilia molendini globulorum, et undam impulsivam transeuntem per globulos cadentes transeuntem per culturam onustam propagantem (Figura 1a). лементарные порошки Cu, Zr и Ni ли сильно деформированы из-за олодной сварки на ранне стадии МА (III ч) образованию крупных частиц порошка (>1 в диаметре). Pulveres elementales Cu, Zr, et Ni propter soldaduram frigidam in stadio primo MA (3 h) graviter deformati sunt, quod ad formationem particularum pulveris magnarum (> 1 mm in diametro) duxit.Hae magnae particulae compositae formatione crassorum stratorum elementorum mixturae (Cu, Zr, Ni) insignitae sunt, ut in figuris 3a,b demonstratur. Incrementum temporis MA ad 12 horas (stadium intermedium) ad augmentum energiae cineticae molae globulorum duxit, quod ad decompositionem pulveris compositi in pulveres minores (minus quam 200 μm) perduxit, ut in figuris 3c demonstratur. Hoc in stadio, vis sectionis applicata ad formationem novae superficiei metallicae cum tenuibus stratis Cu, Zr, Ni ducit, ut in figuris 3c,d demonstratur. Propter trituram stratorum ad interfaciem lamellarum, reactiones phasis solidae cum formatione novarum phasium fiunt.
Ad culmen processus MA (post 50 horas), metallographia lamellaris vix conspicua erat (Fig. 3e, f), et metallographia specularis in superficie polita pulveris observata est. Hoc significat processum MA completum esse et unicam reactionis phasim creatam esse. Compositio elementorum regionum in Fig. 3e (I, II, III), f, v, vi) indicatarum determinata est utens microscopio electronico perlustrante emissionem campi (FE-SEM) in combinatione cum spectroscopia radiorum X dispersiva energiae (EDS). (IV).
In tabula 2 concentrationes elementorum mixturae ostenduntur pro rata massae totalis cuiusque regionis in figura 3e, f selectae. Si haec resultata cum compositionibus nominalibus initialibus Cu50Zr20Ni30 et Cu50Zr40Ni10 in tabula 1 datis comparentur, apparet compositiones horum duorum productorum finalium compositionibus nominalibus valde proximas esse. Praeterea, valores relativi componentium pro regionibus in figura 3e, f enumeratis non suggerunt deteriorationem significantem aut variationem in compositione cuiusque exempli ab una regione ad aliam. Hoc demonstratur eo facto quod nulla mutatio in compositione ab una regione ad aliam fit. Hoc productionem pulverum mixturae uniformium indicat, ut in tabula 2 demonstratur.
Micrographa pulveris producti finalis Cu50(Zr50-xNix) per microscopium electronicum (FE-SEM) post 50 tempora MA obtenta sunt, ut in Fig. 4a-d demonstratur, ubi x est 10, 20, 30 et 40 at.% respective. Post hoc gradum triturationis, pulvis aggregatur propter effectum van der Waals, quod ad formationem aggregatorum magnorum ex particulis ultrafinis cum diametro 73 ad 126 nm constantium ducit, ut in Figura 4 demonstratur.
Characteres morphologici pulverum Cu50(Zr50-xNix) post 50 horas MA obtenti. Pro systematibus Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30, Cu50Zr10Ni40, imagines FE-SEM pulverum post 50 MA obtentorum in (a), (b), (c), et (d) respective monstrantur.
Antequam pulveres in alimentatorem aspersionis frigidae imponerentur, primum in aethanolo gradus analytici per XV minuta sonicati sunt, deinde ad 150° C per duas horas siccati. Hoc gradu suscipiendum est ad agglomerationem, quae saepe multa gravia problemata in processu obductionis efficit, feliciter superandam. Post completionem processus MA, ulteriores studia peracta sunt ad homogeneitatem pulverum mixturae metallicae investigandam. In figuris 5a-d micrographa FE-SEM et imagines EDS correspondentes elementorum mixturae Cu, Zr et Ni mixturae Cu50Zr30Ni20, post 50 horas tempore M respective captae, monstrantur. Notandum est pulveres mixturae post hunc gradum obtentos homogeneos esse, cum nullas fluctuationes compositionis ultra gradum subnanometrum exhibeant, ut in Figura 5 demonstratur.
Morphologia et distributio localis elementorum in pulvere MG Cu50Zr30Ni20, post 50 MA obtenta, per FE-SEM/Spectroscopiam X-radiorum Dispersionis Energiae (EDS). (a) Imago SEM et EDS X-radiorum (b) Cu-Kα, (c) Zr-Lα, et (d) Ni-Kα.
Specimina diffractionis radiorum X pulverum Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30, et Cu50Zr20Ni30 mechanice mixtorum, post 50 horarum MA obtentorum, in Figuris 6a-d respective monstrantur. Post hoc stadium triturationis, omnia exempla cum diversis Zr concentrationibus structuras amorphas cum spectivis diffusionis halo characteristicis, quae in Fig. 6 demonstrantur, habebant.
Figurae diffractionis radiorum X pulverum Cu50Zr40Ni10 (a), Cu50Zr30Ni20 (b), Cu50Zr20Ni30 (c), et Cu50Zr20Ni30 (d) post analgesiam (MA) per 50 horas. Figura diffusionis halo in omnibus exemplaribus sine exceptione observata est, formationem phasis amorphae indicans.
Microscopia electronica transmissionis emissionis campi altae resolutionis (FE-HRTEM) adhibita est ad mutationes structurales observandas et structuram localem pulverum ex molendis globulis variis temporibus MA ortarum intellegendam. Imagines pulverum per methodum FE-HRTEM obtentae post gradus initiales (6 h) et intermedios (18 h) molendi pulverum Cu50Zr30Ni20 et Cu50Zr40Ni10 in Figuris 7a respective monstrantur. Secundum imaginem campi clari (BFI) pulveris post 6 h MA obtentae, pulvis constat ex granis magnis cum finibus clare definitis elementorum fcc-Cu, hcp-Zr, et fcc-Ni, et nulla signa formationis phasis reactionis sunt, ut in Fig. 7a demonstratur. Praeterea, exemplar diffractionis areae selectae correlatae (SADP) ex regione media (a) captum exemplar diffractionis acutum revelavit (Fig. 7b) quod praesentiam magnorum crystallitarum et absentiam phasis reactivae indicat.
Proprietates structurales locales pulveris MA post gradus incipientes (6 h) et intermedios (18 h) obtentae. (a) Microscopia electronica transmissionis emissionis campi altae resolutionis (FE-HRTEM) et (b) diffractogramma areae selectae correspondens (SADP) pulveris Cu50Zr30Ni20 post curationem MA per 6 horas. Imago FE-HRTEM Cu50Zr40Ni10 obtenta post 18 horas MA in (c) ostenditur.
Ut in figura 7c demonstratur, augmentum durationis MA ad 18 horas ad graves defectus clathri una cum deformatione plastica duxit. In hoc stadio intermedio processus MA, varia defectus in pulvere apparent, inter quos sunt vitia accumulationis, defectus clathri, et defectus puncti (Figura 7). Hi defectus fragmentationem granorum magnorum secundum limites granorum in subgranis minoribus quam 20 nm magnitudine efficiunt (Figura 7c).
Structura localis pulveris Cu50Z30Ni20 per 36 horas MA moliti formatione nanogranorum ultrafiniorum in matrice tenui amorpha inclusorum insignitur, ut in Figura 8a demonstratur. Analysis localis EMF demonstravit nanoclusteros in Figuris 8a depictos cum pulveribus mixturis Cu, Zr et Ni non tractatis consociari. Contentum Cu in matrice variabat ab ~32% at. (zona pauper) ad ~74% at. (zona dives), quod formationem productorum heterogeneorum indicat. Praeterea, SADPs correspondentes pulverum post molitionem in hoc gradu obtentorum ostendunt anulos phasis amorphas halo-diffusionis primarios et secundarios cum cuspides acutas cum his elementis mixturis non tractatis consociatos, ut in Figura 8b demonstratur.
Proprietates structurales locales nanoscalares pulveris Beyond 36 h-Cu50Zr30Ni20. (a) Imago campi lucidi (BFI) et correspondens (b) SADP pulveris Cu50Zr30Ni20 obtenta post molituram per 36 h MA.
Sub finem processus MA (50 h), pulveres Cu50(Zr50-xNix), X, 10, 20, 30, et 40 at.%, sine exceptione, morphologiam labyrinthinam phasis amorphae habent, ut in Figura 1 demonstratur. Nec diffractio punctiformis nec formae anulares acutae in SADS correspondentibus cuiusque compositionis detegi potuerunt. Hoc absentiam metalli crystallini non tractati, sed potius formationem pulveris mixturae amorphae indicat. Hae SADP correlatae, formam diffusionis halo ostendentes, etiam ut testimonium pro evolutione phasium amorpharum in materia producta finali adhibitae sunt.
Structura localis producti finalis systematis Cu50 MS (Zr50-xNix). FE-HRTEM et exemplaria diffractionis nanobeam correlata (NBDP) (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30, et (d) Cu50Zr10Ni40 obtenta post 50 horas MA.
Adhibendo calorimetriam differentialem perlustrativam, stabilitas thermalis temperaturae transitionis vitreae (Tg), regionis liquidi superrefrigerati (ΔTx) et temperaturae crystallizationis (Tx) investigata est secundum contentum Ni (x) in systemate amorpho Cu50(Zr50-xNix) (proprietates DSC) in fluxu gasis He. Curvae DSC pulverum mixturarum amorpharum Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, et Cu50Zr10Ni40, post MA per 50 horas obtentae, in Figuris 10a, b, e respective monstrantur. Dum curva DSC amorphi Cu50Zr20Ni30 separatim in Fig. saeculi X ostenditur. Interea, exemplum Cu50Zr30Ni20 ad ~700°C in DSC calefactum in Fig. 10g ostenditur.
Stabilitas thermalis pulverum Cu50(Zr50-xNix) MG, post MA per 50 horas obtenti, determinatur temperatura transitionis vitreae (Tg), temperatura crystallizationis (Tx) et regione liquidi superrefrigerati (ΔTx). Thermogrammata pulverum calorimetri differentialis scansionis (DSC) Cu50Zr40Ni10 (a), Cu50Zr30Ni20 (b), Cu50Zr20Ni30 (c), et (e) pulverum mixturae Cu50Zr10Ni40 MG post MA per 50 horas. Figura diffractionis radiorum X (XRD) exempli Cu50Zr30Ni20 ad ~700°C in DSC calefacti in (d) ostenditur.
Ut in Figura 10 demonstratur, curvae DSC pro omnibus compositionibus cum diversis concentrationibus niccoli (x) duos casus diversos indicant, unum endothermicum et alterum exothermicum. Primus eventus endothermicus Tg respondet, secundus autem Tx coniungitur. Area horizontalis quae inter Tg et Tx existit area liquidi subrefrigerati appellatur (ΔTx = Tx – Tg). Resultata ostendunt Tg et Tx exempli Cu50Zr40Ni10 (Fig. 10a) ad 526°C et 612°C positi contentum (x) usque ad 20% versus latus temperaturae humilis 482°C et 563°C movere. °C cum crescente contento Ni (x) respective, ut in Figura 10b demonstratur. Proinde, ΔTx Cu50Zr40Ni10 ab 86°С (Fig. 10a) ad 81°С pro Cu50Zr30Ni20 (Fig. 10b) decrescit. Pro mixtura MC Cu50Zr40Ni10, diminutio valorum Tg, Tx, et ΔTx ad gradus 447°C, 526°C, et 79°C etiam observata est (Fig. 10b). Hoc indicat augmentum contenti Ni ad diminutionem stabilitatis thermalis mixturae MS ducere. Contra, valor Tg (507°C) mixturae MC Cu50Zr20Ni30 inferior est quam mixturae MC Cu50Zr40Ni10; nihilominus, Tx eius valorem comparabilem ei ostendit (612°C). Ergo, ΔTx valorem maiorem (87°C) habet, ut in fig. saeculi X demonstratur.
Systema Cu50(Zr50-xNix) MC, exemplo mixturae Cu50Zr20Ni30 MC adhibito, per apicem exothermicum acutum in phases crystallinas fcc-ZrCu5, orthorhombic-Zr7Cu10, et orthorhombic-ZrNi crystallizatur (Fig. 10c). Haec transitio phasis ab amorpha ad crystallinam confirmata est per diffractionis radiorum X exempli MG (Fig. 10d) quod ad 700°C in DSC calefactum est.
In figura XI photographias ostenditur captas per processum pulverizationis frigidae in hoc opere peractum. In hoc studio, particulae pulveris metallici vitrei post MA per 50 horas synthesizatae (exempli gratia Cu50Zr20Ni30 adhibitae) ut materia prima antibacterialis adhibitae sunt, et lamina chalybis inoxidabilis (SUS304) pulverizatione frigida obducta est. Methodus pulverizationis frigidae ad obducendum in serie technologiae pulverizationis thermalis electa est quia est methodus efficacissima in serie technologiae pulverizationis thermalis ubi adhiberi potest pro materiis metallicis metastabilibus calori sensibilibus, ut pulveribus amorphis et nanocrystallinis. Non subiecta transitionibus phasium. Hoc est factor principalis in eligenda hac methodo. Processus depositionis frigidae perficitur utens particulis altae velocitatis quae energiam cineticam particularum in deformationem plasticam, deformationem et calorem convertunt post impactum cum substrato vel particulis antea depositis.
Photographiae in agro captae rationem aspersionis frigidae, quae pro quinque praeparationibus successivis MG/SUS 304 ad 550°C adhibita est, ostendunt.
Energia cinetica particularum, necnon momentum cuiusque particularum durante formatione tegumenti, in alias formas energiae converti debent per mechanismos tales ut deformationem plasticam (particulae primariae et interactiones interparticulas in matrice et interactiones particularum), nodos interstitiales solidorum, rotationem inter particulas, deformationem et calefactionem limitantem 39. Praeterea, si non tota energia cinetica advenientes in energiam thermalem et energiam deformationis convertitur, eventus erit collisio elastica, quod significat particulas simpliciter post impactum repercuti. Notatum est 90% energiae impactus applicatae materiae particulae/substrati in calorem localem converti 40. Accedit quod, cum vis impactus applicatur, altae rationes deformationis plasticae in regione contactus particulae/substrati brevissimo tempore consequuntur 41,42.
Deformatio plastica plerumque habetur ut processus dissipationis energiae, vel potius, ut fons caloris in regione interfaciali. Attamen, augmentum temperaturae in regione interfaciali plerumque non sufficit ad eventum liquefactionis interfacialis vel stimulationis significativae diffusionis mutuae atomorum. Nulla publicatio auctoribus nota effectum proprietatum horum pulverum vitreorum metallicorum in adhaesionem pulveris et sedimentationem quae occurrunt cum technicae aspersionis frigidae adhibentur investigavit.
Diffractionis fasciculi (BFI) pulveris mixturae MG Cu50Zr20Ni30 in Figura 12a videri potest, quae in substrato SUS 304 deposita est (Figurae 11, 12b). Ut ex figura videri potest, pulveres obducti structuram suam amorpham originalem retinent, cum structuram labyrinthicam delicatam sine ullis notis crystallinis aut defectibus clathri habeant. Contra, imago praesentiam phasis alienae indicat, ut nanoparticulis in matrice pulveris MG-obducti inclusis demonstratur (Figura 12a). Figura 12c figuram diffractionis nanobeam indicatam (NBDP) cum regione I associatam ostendit (Figura 12a). Ut in figura 12c demonstratur, NBDP figuram diffractionis halo debilem structurae amorphae exhibet et cum maculis acutis phasi Zr2Ni metastabili crystallinae magnae cubicae una cum phasi CuO tetragonali respondentibus coexistit. Formatio CuO explicari potest oxidatione pulveris cum a rostro sclopeti pulverisatoris ad SUS 304 sub divo in fluxu supersonico movetur. Contra, devitrificatio pulverum metallicorum vitreorum formationem magnarum phasium cubicarum post curationem pulverisatoris frigidae ad 550°C per 30 min effecit.
(a) Imago FE-HRTEM pulveris MG depositi in (b) substrato SUS 304 (figura inclusa). Index NBDP symboli rotundi in (a) monstrati in (c) monstratur.
Ad hunc mechanismum potentialem formationis magnarum nanoparticularum cubicarum Zr2Ni explorandum, experimentum independens peractum est. In hoc experimento, pulveres ex atomizzatore ad 550°C versus substratum SUS 304 aspersi sunt; tamen, ad effectum recoctionis determinandum, pulveres e lamina SUS304 quam celerrime (circiter 60 secundis) remoti sunt. Alia series experimentorum peracta est, in qua pulvis e substrato circiter 180 secundis ab applicatione remotus est.
Figurae 13a et b imagines campi obscuri (DFI) per Microscopiam Electronicam Transmissionis Perlustrantis (STEM) duarum materiarum pulverizatarum, in substratis SUS 304 per 60 s et 180 s respective depositarum, ostendunt. Imago pulveris per 60 secunda depositae caret particularibus morphologicis, ostendens absentiam lineamentorum (Fig. 13a). Hoc etiam per XRD confirmatum est, quae ostendit structuram generalem horum pulverum amorpham esse, ut indicant lata cacumina diffractionis primaria et secundaria in Figura 14a depicta. Hoc indicat absentiam praecipitatorum metastabilium/mesophasium, in quibus pulvis structuram suam amorpham originalem retinet. Contra, pulvis depositus eadem temperatura (550°C) sed in substrato per 180 s relictus depositionem granorum nanomagnitudinis ostendit, ut sagittis in Figura 13b monstratur.