Хвала вам што сте посетили Nature.com. Верзија прегледача коју користите има ограничену подршку за CSS. За најбоље искуство, препоручујемо вам да користите ажурирани прегледач (или да искључите режим компатибилности у Internet Explorer-у). У међувремену, како бисмо осигурали континуирану подршку, приказиваћемо сајт без стилова и JavaScript-а.
Биофилмови су важна компонента у развоју хроничних инфекција, посебно када су у питању медицински уређаји. Овај проблем представља огроман изазов за медицинску заједницу, јер стандардни антибиотици могу искоренити биофилмове само у веома ограниченој мери. Спречавање формирања биофилма довело је до развоја различитих метода премазивања и нових материјала. Циљ ових метода је премазивање површина на начин који инхибира формирање биофилма. Металне стакласте легуре, посебно оне које садрже бакар и титанијум, појавиле су се као идеални антимикробни премази. Истовремено, употреба технологије хладног прскања се повећала јер је то погодна метода за обраду материјала осетљивих на температуру. Део сврхе ове студије био је развој новог антибактеријског филма од металног стакла састављеног од тернарног Cu-Zr-Ni коришћењем техника механичког легирања. Сферични прах који чини финални производ користи се као сировина за хладно прскање површина нерђајућег челика на ниским температурама. Подлоге обложене металним стаклом биле су у стању да значајно смање формирање биофилма за најмање 1 лог у поређењу са нерђајућим челиком.
Кроз људску историју, свако друштво је било у стању да дизајнира и промовише увођење нових материјала који задовољавају његове специфичне захтеве, што је резултирало побољшаним перформансама и рангирањем у глобализованој економији1. То се одувек приписивало људској способности да развија материјале и опрему за израду и дизајне за израду и карактеризацију материјала како би се постигли добици у здравству, образовању, индустрији, економији, култури и другим областима од једне земље или региона до друге. Напредак се мери без обзира на земљу или регион.2 Током 60 година, научници који се баве материјалима посветили су велики део свог времена фокусирајући се на једну главну бригу: потрагу за новим и најсавременијим материјалима. Недавна истраживања су се фокусирала на побољшање квалитета и перформанси постојећих материјала, као и на синтезу и изум потпуно нових врста материјала.
Додавање легирајућих елемената, модификација микроструктуре материјала и примена термичких, механичких или термо-механичких техника обраде резултирали су значајним побољшањима механичких, хемијских и физичких својстава различитих материјала. Штавише, до сада су успешно синтетизована до сада непозната једињења. Ови упорни напори створили су нову породицу иновативних материјала, заједнички познатих као Напредни материјали2. Нанокристали, наночестице, наноцеви, квантне тачке, нултодимензионална, аморфна метална стакла и легуре високе ентропије само су неки примери напредних материјала уведених у свет од средине прошлог века. Приликом производње и развоја нових легура са супериорним својствима, било у финалном производу или у међуфазама његове производње, често се додаје проблем ванравнотеже. Као резултат примене нових техника израде које значајно одступају од равнотеже, откривена је потпуно нова класа метастабилних легура, познатих као метална стакла.
Његов рад на Калтеху 1960. године донео је револуцију у концепту металних легура када је синтетизовао стакласте легуре Au-25 at.% Si брзим очвршћавањем течности брзином од скоро милион степени у секунди. 4. Откриће професора Пола Дувеза не само да је најавило почетак историје металних стакала (MG), већ је довело и до промене парадигме у начину на који људи размишљају о металним легурама. Од најранијих пионирских студија у синтези MG легура, скоро сва метална стакла су произведена у потпуности коришћењем једне од следећих метода; (i) брзо очвршћавање растопа или паре, (ii) атомско неуређеност решетке, (iii) реакције аморфизације чврстог стања између чистих металних елемената и (iv) прелази метастабилних фаза у чврсто стање.
MG се одликују недостатком дугодометног атомског реда повезаног са кристалима, што је карактеристична карактеристика кристала. У данашњем свету, велики напредак је постигнут у области металног стакла. То су нови материјали са занимљивим својствима која су од интереса не само у физици чврстог стања, већ и у металургији, површинској хемији, технологији, биологији и многим другим областима. Ова нова врста материјала показује различита својства од чврстих метала, што је чини занимљивим кандидатом за технолошке примене у различитим областима. Имају нека важна својства; (i) високу механичку дуктилност и границу течења, (ii) високу магнетну пермеабилност, (iii) ниску коерцитивност, (iv) неуобичајену отпорност на корозију, (v) независност од температуре. Проводљивост од 6,7.
Механичко легирање (MA)1,8 је релативно нова техника, коју је први пут представио проф. Ц. Ц. Кок и колеге 1983. године. Они су припремили аморфне прахове Ni60Nb40 млевењем смеше чистих елемената на собној температури веома блиској собној температури. Типично, МА реакција се спроводи између дифузног спајања прахова реактантног материјала у реактору, обично направљеном од нерђајућег челика, у куглични млин 10 (слика 1а, б). Од тада, ова механички индукована техника реакције у чврстом стању се користи за припрему нових прахова аморфних/металних легура стакла коришћењем кугличних млинова ниске (слика 1ц) и високе енергије, као и млинова са штапом 11,12,13,14,15, 16. Конкретно, ова метода је коришћена за припрему немешљивих система као што је Cu-Ta17, као и легура високе тачке топљења као што су Al-системи прелазних метала (TM; Zr, Hf, Nb и Ta)18,19 и Fe-W20, које се не могу добити коришћењем конвенционалних начина припреме. Штавише, МА се сматра једним од најмоћнијих нанотехнолошких алата за припрему нанокристалних и нанокомпозитних честица праха металних оксида, карбида, нитрида, хидрида, угљеничних наноцеви, нанодијаманта, As у индустријским размерама. као и широка стабилизација путем приступа одозго надоле 1 и метастабилних фаза.
Шематски приказ методе израде која се користи за припрему металног стакленог (MG) премаза Cu50(Zr50−xNix)/SUS 304 у овој студији.(а) Припрема прахова MG легуре са различитим концентрацијама Ni x (x; 10, 20, 30 и 40 ат.%) коришћењем технике млињања куглицама ниске енергије.(а) Почетни материјал се ставља у цилиндар алата заједно са куглицама од алатног челика и (б) је затворен у кутији за рукавице напуњеној атмосфером He.(ц) Транспарентни модел посуде за млевење који илуструје кретање куглица током млевења. Коначни производ праха добијен након 50 сати коришћен је за премазивање SUS 304 подлоге коришћењем методе хладног прскања (д).
Када су у питању површине расутих материјала (подлога), инжењерство површина подразумева дизајн и модификацију површина (подлога) како би се обезбедиле одређене физичке, хемијске и техничке особине које нису садржане у оригиналном расутом материјалу. Нека својства која се могу ефикасно побољшати површинским третманима укључују отпорност на хабање, отпорност на оксидацију и корозију, коефицијент трења, био-инертност, електрична својства и топлотну изолацију, да набројимо само нека. Квалитет површине може се побољшати коришћењем металуршких, механичких или хемијских техника. Као добро познати процес, премаз се једноставно дефинише као један или више слојева материјала вештачки нанетих на површину расутог предмета (подлоге) направљеног од другог материјала. Стога се премази делимично користе за постизање неких жељених техничких или декоративних својстава, као и за заштиту материјала од очекиваних хемијских и физичких интеракција са околном средином23.
Да би се нанели одговарајући слојеви површинске заштите дебљине од неколико микрометара (испод 10-20 микрометара) до преко 30 микрометара или чак неколико милиметара, могу се применити многе методе и технике. Генерално, процеси премазивања могу се поделити у две категорије: (i) методе мокрог премазивања, укључујући галванизацију, хлађење и методе врућег цинковања, и (ii) методе сувог премазивања, укључујући лемљење, наваривање, физичко наношење паре (PVD), хемијско наношење паре (CVD), технике термичког прскања и, у новије време, технике хладног прскања 24 (Сл. 1д).
Биофилмови се дефинишу као микробне заједнице које су неповратно везане за површине и окружене самопроизведеним екстрацелуларним полимерима (EPS). Формирање површински зрелог биофилма може довести до значајних губитака у многим индустријским секторима, укључујући прехрамбену индустрију, водоводне системе и здравствене установе. Код људи, када се биофилмови формирају, више од 80% случајева микробних инфекција (укључујући Enterobacteriaceae и Staphylococci) је тешко лечити. Штавише, пријављено је да су зрели биофилмови 1000 пута отпорнији на лечење антибиотицима у поређењу са планктонским бактеријским ћелијама, што се сматра великим терапијским изазовом. Историјски су коришћени антимикробни материјали за површинске премазе добијени од конвенционалних органских једињења. Иако такви материјали често садрже токсичне компоненте које су потенцијално ризичне за људе,25,26 то може помоћи у спречавању преношења бактерија и уништавања материјала.
Широко распрострањена отпорност бактерија на антибиотске третмане због формирања биофилма довела је до потребе за развојем ефикасне површине обложене антимикробном мембраном која се може безбедно применити27. Развој физичке или хемијске површине против приањања на коју су бактеријске ћелије инхибиране да се вежу и граде биофилмове због адхезије је први приступ у овом процесу27. Друга технологија је развој премаза који омогућавају да се антимикробне хемикалије испоруче прецизно тамо где су потребне, у високо концентрованим и прилагођеним количинама. Ово се постиже развојем јединствених материјала за премазе као што су графен/германијум28, црни дијамант29 и премази од дијаманта сличног угљеника допирани ZnO30 који су отпорни на бактерије, технологија која максимизира токсичност и развој отпорности услед формирања биофилма значајно су смањени. Поред тога, премази који укључују гермицидне хемикалије у површине како би обезбедили дугорочну заштиту од бактеријске контаминације постају све популарнији. Иако су сва три поступка способна да произведу антимикробне ефекте на обложеним површинама, сваки од њих има свој скуп ограничења која треба узети у обзир приликом развоја стратегија примене.
Производи који су тренутно на тржишту су ограничени недовољним временом за анализу и тестирање заштитних премаза на биолошки активне састојке. Компаније тврде да ће њихови производи корисницима пружити пожељне функционалне аспекте; Међутим, ово је била препрека успеху производа који су тренутно на тржишту. Једињења добијена из сребра користе се у великој већини антимикробних терапија које су сада доступне потрошачима. Ови производи су развијени да заштите кориснике од потенцијално опасних ефеката микроорганизама. Одложени антимикробни ефекат и повезана токсичност једињења сребра повећавају притисак на истраживаче да развију мање штетну алтернативу36,37. Стварање глобалног антимикробног премаза који делује у затвореном и на отвореном простору и даље се показује као застрашујући задатак. То је због повезаних ризика по здравље и безбедност. Откривање антимикробног средства које је мање штетно за људе и откривање како га уградити у подлоге за премаз са дужим роком трајања је веома тражен циљ38. Најновији антимикробни и анти-биофилм материјали су дизајнирани да убијају бактерије из непосредне близине, било директним контактом или након што се активни агенс ослободи. Они то могу учинити инхибирањем почетне адхезије бактерија (укључујући супротстављање стварању протеинског слоја на површини) или убијањем бактерија ометањем ћелијског зида.
У основи, површинско премазивање је процес постављања још једног слоја на површину компоненте ради побољшања површинских својстава. Циљ површинског премазивања је прилагођавање микроструктуре и/или састава близу површине компоненте39. Технике површинског премазивања могу се поделити на различите методе, које су сумиране на слици 2а. Премази се могу поделити на термичке, хемијске, физичке и електрохемијске категорије, у зависности од методе која се користи за стварање премаза.
(а) Уметак који приказује главне технике израде које се користе за површину и (б) одабране предности и мане технике хладног прскања.
Технологија хладног прскања дели многе сличности са конвенционалним методама термичког прскања. Међутим, постоје и нека кључна фундаментална својства која чине процес хладног прскања и материјале за хладно прскање посебно јединственим. Технологија хладног прскања је још увек у повојима, али има светлу будућност. У одређеним применама, јединствена својства хладног прскања нуде велике предности, превазилазећи инхерентна ограничења типичних метода термичког прскања. Она пружа начин да се превазиђу значајна ограничења традиционалне технологије термичког прскања, током које се прах мора растопити да би се нанео на подлогу. Очигледно је да овај традиционални процес премазивања није погодан за материјале веома осетљиве на температуру као што су нанокристали, наночестице, аморфна и метална стакла40, 41, 42. Штавише, материјали за термичко прскање увек показују висок ниво порозности и оксида. Технологија хладног прскања има многе значајне предности у односу на технологију термичког прскања, као што су (i) минималан унос топлоте у подлогу, (ii) флексибилност у избору премаза подлоге, (iii) одсуство фазне трансформације и раста зрна, (iv) висока чврстоћа везе1,39 (Слика 2б). Поред тога, материјали за хладно прскање имају високу отпорност на корозију, високу чврстоћу и тврдоћа, висока електрична проводљивост и висока густина41. Супротно предностима поступка хладног прскања, и даље постоје неки недостаци коришћења ове технике, као што је приказано на слици 2б. Приликом премазивања чистих керамичких прахова као што су Al2O3, TiO2, ZrO2, WC итд., метод хладног прскања се не може користити. С друге стране, керамички/метални композитни прахови могу се користити као сировине за премазе. Исто важи и за друге методе термичког прскања. Компликоване површине и унутрашње површине цеви је и даље тешко прскати.
С обзиром на то да је циљ тренутног рада да се користе метални стакласти прахови као сировине за премаз, јасно је да се конвенционално термичко прскање не може користити у ту сврху. То је зато што метални стакласти прахови кристалишу на високим температурама1.
Већина алата који се користе у медицинској и прехрамбеној индустрији направљена је од аустенитних легура нерђајућег челика (SUS316 и SUS304) са садржајем хрома између 12 и 20 тежинских% за производњу хируршких инструмената. Опште је прихваћено да употреба металног хрома као легирајућег елемента у челичним легурама може значајно побољшати отпорност на корозију стандардних челичних легура. Легуре нерђајућег челика, упркос својој високој отпорности на корозију, не показују значајна антимикробна својства38,39. Ово је у супротности са њиховом високом отпорношћу на корозију. Након тога, може се предвидети развој инфекције и упале, што је углавном узроковано адхезијом и колонизацијом бактерија на површини биоматеријала од нерђајућег челика. Значајне потешкоће могу настати због значајних потешкоћа повезаних са путевима адхезије бактерија и формирања биофилма, што може довести до погоршања здравља, што може имати многе последице које могу директно или индиректно утицати на људско здравље.
Ова студија је прва фаза пројекта који финансира Кувајтска фондација за унапређење науке (KFAS), број уговора 2010-550401, а чији је циљ испитивање изводљивости производње металних стакластих Cu-Zr-Ni тернарних прахова коришћењем MA технологије (Табела 1) за производњу антибактеријског филма/SUS304 површинског заштитног премаза. Друга фаза пројекта, која би требало да почне у јануару 2023. године, детаљно ће испитати електрохемијске карактеристике корозије и механичка својства система. Детаљна микробиолошка испитивања биће спроведена за различите врсте бактерија.
У овом раду се разматра утицај садржаја легирајућег елемента Zr на способност обликовања стакла (GFA) на основу морфолошких и структурних карактеристика. Поред тога, разматрана су и антибактеријска својства композита од пресвученог металног стакленог праха/SUS304. Даље, спроведен је рад на истраживању могућности структурне трансформације металног стакленог праха која се јавља током хладног прскања унутар потхлађене течне области произведених металних стаклених система. Као репрезентативни примери, у овој студији су коришћене металне стаклене легуре Cu50Zr30Ni20 и Cu50Zr20Ni30.
У овом одељку су приказане морфолошке промене елементарних прахова Cu, Zr и Ni у нискоенергетском кугличном млевењу. Као илустративни примери, користиће се два различита система која се састоје од Cu50Zr20Ni30 и Cu50Zr40Ni10. Процес MA може се поделити у три различите фазе, што је приказано металографском карактеризацијом праха произведеног током фазе млевења (слика 3).
Металографске карактеристике прахова механичких легура (MA) добијених након различитих фаза мљевења у куглицама. Слике добијене скенирајућом електронском микроскопијом пољске емисије (FE-SEM) прахова MA и Cu50Zr40Ni10 добијених након времена мљевења у куглицама ниске енергије од 3, 12 и 50 сати приказане су у (а), (ц) и (е) за систем Cu50Zr20Ni30, док су у истом MA одговарајуће слике система Cu50Zr40Ni10 снимљене након времена приказане у (б), (д) ​​и (ф).
Током млевења куглицама, ефективна кинетичка енергија која се може пренети на метални прах зависи од комбинације параметара, као што је приказано на слици 1а. Ово укључује сударе између куглица и прахова, компресивно смицање праха заглављеног између или између медија за млевење, удар падајућих куглица, смицање и хабање услед отпора праха између покретних медија за млевење куглицама и ударни талас који пролази кроз падајуће куглице и шири се кроз усев (слика 1а). Елементарни прахови Cu, Zr и Ni су били озбиљно деформисани због хладног заваривања у раној фази МА (3 сата), што је резултирало великим честицама праха (пречника >1 мм). Ове велике композитне честице карактерише формирање дебелих слојева легирајућих елемената (Cu, Zr, Ni), као што је приказано на слици 3а,б. Повећање времена МА на 12 сати (међуфаза) резултирало је повећањем кинетичке енергије млина куглица, што је резултирало разградњом композитног праха на финије прахове (мање од 200 µм), као што је приказано на слици 3ц,д. У овој фази, примењена сила смицања доводи до... формирање нове металне површине са финим слојевима Cu, Zr, Ni, као што је приказано на слици 3ц,д. Као резултат пречишћавања слоја, на граници љуспица се дешавају реакције чврсте фазе, стварајући нове фазе.
На врхунцу МА процеса (након 50 сати), љускава металографија је била само слабо видљива (Сл. 3е, ф), али је полирана површина праха показивала металографију огледала. То значи да је МА процес завршен и да је дошло до стварања једне реакционе фазе. Елементарни састав региона индексираних на Сл. 3е (I, II, III), ф, в, ви) одређен је коришћењем електронске микроскопије са скенирајућом емисијом поља (FE-SEM) у комбинацији са енергетски дисперзивном рендгенском спектроскопијом (EDS) (IV).
У Табели 2, елементарне концентрације легирајућих елемената су приказане као проценат укупне тежине сваког региона изабраног на слици 3е,ф. Када се ови резултати упореде са почетним номиналним саставима Cu50Zr20Ni30 и Cu50Zr40Ni10 наведеним у Табели 1, може се видети да састави ова два финална производа имају веома сличне вредности као и номинални састави. Штавише, релативне вредности компоненти за регионе наведене на слици 3е,ф не подразумевају значајно погоршање или флуктуацију у саставу сваког узорка од једног региона до другог. То је доказано чињеницом да нема промене у саставу од једног региона до другог. Ово указује на производњу хомогених прахова легуре, као што је приказано у Табели 2.
FE-SEM микрографије финалног производа праха Cu50(Zr50−xNix) добијене су након 50 MA пута, као што је приказано на слици 4a–d, где је x 10, 20, 30 и 40 ат.%, респективно. Након овог корака млевења, прах се агрегира због ван дер Валсовог ефекта, што резултира формирањем великих агрегата који се састоје од ултрафиних честица пречника у распону од 73 до 126 nm, као што је приказано на слици 4.
Морфолошке карактеристике прахова Cu50(Zr50−xNix) добијених након времена MA од 50 h. За системе Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30, Cu50Zr10Ni40, FE-SEM слике прахова добијених након 50 времена MA приказане су у (a), (b), (c) и (d), респективно.
Пре него што су прашкови убачени у хладни распршивачки додавач, прво су соницирани у етанолу аналитичког квалитета током 15 минута, а затим сушени на 150°C током 2 сата. Овај корак се мора предузети како би се успешно борило против агломерације која често узрокује многе значајне проблеме током процеса наношења премаза. Након што је МА процес завршен, спроведене су даље карактеризације како би се испитала хомогеност прахова легуре. Слика 5a–d приказује FE-SEM микрографије и одговарајуће EDS слике легирајућих елемената Cu, Zr и Ni легуре Cu50Zr30Ni20 добијених након 50 сати М времена, респективно. Треба напоменути да су прашкови легуре произведени након овог корака хомогени јер не показују никакве флуктуације састава изнад субнанометарског нивоа, као што је приказано на слици 5.
Морфологија и локална елементарна дистрибуција праха MG Cu50Zr30Ni20 добијеног након 50 MA пута помоћу FE-SEM/енергетски дисперзивне X-зрачне спектроскопије (EDS). (а) SEM и X-зрачно EDS мапирање (б) Cu-Kα, (ц) Zr-Lα и (д) Ni-Kα слика.
XRD дијаграми механички легираних прахова Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30 и Cu50Zr20Ni30 добијених након времена MA од 50 h приказани су на сликама 6a–d, респективно. Након ове фазе млевења, сви узорци са различитим концентрацијама Zr показали су аморфне структуре са карактеристичним обрасцима дифузије халоа приказаним на слици 6.
XRD дијаграми прахова (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 и (d) Cu50Zr20Ni30 након времена MA од 50 h. Сви узорци без изузетка показали су дијаграм дифузије халоа, што указује на формирање аморфне фазе.
Трансмисиона електронска микроскопија високе резолуције са емисијом поља (FE-HRTEM) коришћена је за посматрање структурних промена и разумевање локалне структуре прахова који настају кугличним млевењем у различитим временима MA. FE-HRTEM слике прахова добијених након ране (6 сати) и средње (18 сати) фазе млевења за прахове Cu50Zr30Ni20 и Cu50Zr40Ni10 приказане су на сликама 7а, ц, респективно. Према слици светлог поља (BFI) праха произведеног након MA 6 сати, прах је састављен од великих зрна са добро дефинисаним границама елемената fcc-Cu, hcp-Zr и fcc-Ni, и нема знакова да је реакциона фаза формирана, као што је приказано на слици 7а. Штавише, дифракцијски дијаграм корелиране одабране површине (SADP) снимљен из средњег региона (а) открио је дифракцијски дијаграм врха (слика 7б), што указује на присуство великих кристалита и одсуство реактивне фазе.
Локална структурна карактеризација МА праха добијеног након раних (6 сати) и средњих (18 сати) фаза. (а) Трансмисиона електронска микроскопија високе резолуције помоћу емисије поља (FE-HRTEM) и (б) одговарајући дифрактограм одабране површине (SADP) праха Cu50Zr30Ni20 након МА третмана током 6 сати. FE-HRTEM слика Cu50Zr40Ni10 добијена након МА третмана од 18 сати приказана је у (ц).
Као што је приказано на слици 7ц, продужење трајања МА на 18 сати резултирало је озбиљним дефектима решетке у комбинацији са пластичном деформацијом. Током ове међуфазе МА процеса, прах показује различите дефекте, укључујући грешке слагања, дефекте решетке и тачкасте дефекте (слика 7). Ови дефекти узрокују цепање великих зрна дуж њихових граница зрна на подзрна величине мање од 20 nm (слика 7ц).
Локална структура праха Cu50Z30Ni20 млевеног током 36 сати MA времена има формирање ултрафиних нанозрна уграђених у аморфну ​​фину матрицу, као што је приказано на слици 8а. Локална EDS анализа је показала да су ти нанокластери приказани на слици 8а повезани са необрађеним легирајућим елементима праха Cu, Zr и Ni. Истовремено, садржај Cu у матрици је флуктуирао од ~32 ат.% (сиромашна површина) до ~74 ат.% (богата површина), што указује на формирање хетерогених производа. Штавише, одговарајући SADP прахови добијени након млевења у овој фази показују хало-дифузујуће примарне и секундарне прстенове аморфне фазе, који се преклапају са оштрим врховима повезаним са тим сировим легирајућим елементима, као што је приказано на слици 8б.
Локалне структурне карактеристике наноразмерног праха Cu50Zr30Ni20 након 36 сати. (а) Слика светлог поља (BFI) и одговарајућа (б) САДП праха Cu50Zr30Ni20 добијеног након млевења током 36 сати МА.
При крају МА процеса (50 h), прахови Cu50(Zr50−xNix), X; 10, 20, 30 и 40 at.% увек имају лавиринтску аморфну ​​фазну морфологију као што је приказано на слици 9a–d. У одговарајућем САДП-у сваког састава, нису могле бити детектоване ни тачкасте дифракције нити оштри прстенасти обрасци. Ово указује да није присутан необрађени кристални метал, већ се формира прах аморфне легуре. Ови корелирани САДП-ови који показују обрасце хало дифузије такође су коришћени као доказ за развој аморфних фаза у финалном материјалу производа.
Локална структура финалног производа MG Cu50 (Zr50−xNix) система. FE-HRTEM и корелирани дифракцијски дијаграми наноснопа (NBDP) (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 и (d) Cu50Zr10Ni40 добијени након 50 h MA.
Термичка стабилност температуре прелаза у стакласто стање (Tg), потхлађене течне области (ΔTx) и температуре кристализације (Tx) као функција садржаја Ni (x) аморфног Cu50(Zr50−xNix) система испитана је коришћењем диференцијалне скенирајуће калориметрије (DSC) својстава под протоком He гаса. DSC трагови прахова аморфних легура Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20 и Cu50Zr10Ni40 добијених након MA времена од 50 h приказани су на сликама 10a, b, e, респективно. DSC крива аморфног Cu50Zr20Ni30 приказана је одвојено на слици 10c. У међувремену, узорак Cu50Zr30Ni20 загрејан на ~700 °C у DSC приказан је на слици 10d.
Термичка стабилност прахова Cu50(Zr50−xNix) MG добијених након времена MA од 50 h, индексирана температуром прелаза у стакласто стање (Tg), температуром кристализације (Tx) и потхлађеном течном подручју (ΔTx). Термограми диференцијалног скенирајућег калориметра (DSC) (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 и (e) прахова легуре Cu50Zr10Ni40 MG након времена MA од 50 h. Дифрактограм X-зрака (XRD) узорка Cu50Zr30Ni20 загрејаног на ~700 °C у DSC је приказан у (d).
Као што је приказано на слици 10, DSC криве свих састава са различитим концентрацијама Ni (x) указују на два различита случаја, један ендотермни и други егзотермни. Први ендотермни догађај одговара Tg, док је други повезан са Tx. Хоризонтална област распона која постоји између Tg и Tx назива се област потхлађене течности (ΔTx = Tx – Tg). Резултати показују да Tg и Tx узорка Cu50Zr40Ni10 (слика 10а), постављеног на 526°C и 612°C, померају садржај (x) на 20 ат.% ка страни нижих температура од 482°C и 563°C са повећањем садржаја Ni (x), респективно, као што је приказано на слици 10б. Сходно томе, ΔTx Cu50Zr40Ni10 се смањује са 86°C (слика 10а) на 81°C за Cu50Zr30Ni20 (слика 1). 10б). За легуру MG Cu50Zr40Ni10, такође је примећено да су вредности Tg, Tx и ΔTx смањене на ниво од 447°C, 526°C и 79°C (Сл. 10б). Ово указује да повећање садржаја Ni доводи до смањења термичке стабилности легуре MG. Насупрот томе, вредност Tg (507°C) легуре MG Cu50Zr20Ni30 је нижа од вредности легуре MG Cu50Zr40Ni10; ипак, њена Tx показује упоредиву вредност са првом (612°C). Стога, ΔTx показује вишу вредност (87°C), као што је приказано на Сл. 10ц.
Систем MG Cu50(Zr50−xNix), узимајући легуру MG Cu50Zr20Ni30 као пример, кристалише кроз оштар егзотермни пик у кристалне фазе fcc-ZrCu5, орторомбичног-Zr7Cu10 и орторомбичног-ZrNi (Сл. 10ц). Овај аморфни у кристални фазни прелаз је потврђен XRD-ом MG узорка (Сл. 10д), који је загрејан на 700 °C у DSC.
Слика 11 приказује фотографије снимљене током процеса хладног прскања спроведеног у овом раду. У овој студији, честице металног праха сличног стаклу синтетизоване након времена МА од 50 сати (на пример Cu50Zr20Ni30) коришћене су као антибактеријске сировине, а плоча од нерђајућег челика (SUS304) је пресвучена технологијом хладног прскања. Метода хладног прскања је изабрана за премазивање у серији технологије термичког прскања јер је најефикаснија метода у серији термичког прскања и може се користити за металне метастабилне материјале осетљиве на температуру, као што су аморфни и нанокристални прахови, који нису подложни фазним прелазима. Ово је главни фактор у избору ове методе. Процес хладног прскања се изводи коришћењем честица велике брзине које претварају кинетичку енергију честица у пластичну деформацију, напрезање и топлоту при удару са подлогом или претходно депонованим честицама.
Теренске фотографије приказују поступак хладног прскања који се користи за пет узастопних припрема MG премаза/SUS 304 на 550 °C.
Кинетичка енергија честица, а самим тим и импулс сваке честице у формирању премаза, мора се претворити у друге облике енергије путем механизама као што су пластична деформација (почетне интеракције честица и честица-честица у подлози и интеракције честица), консолидација шупљина, ротација честица-честица, напрезање и на крају топлота 39. Штавише, ако се сва долазна кинетичка енергија не претвори у топлоту и енергију напрезања, резултат је еластични судар, што значи да се честице једноставно одбијају након удара. Истакнуто је да се 90% енергије удара примењене на материјал честица/подлоге претвара у локалну топлоту 40. Штавише, када се примени ударно напрезање, високе брзине пластичног напрезања се постижу у контактном подручју честица/подлога за веома кратко време 41,42.
Пластична деформација се генерално сматра процесом дисипације енергије, или прецизније, извором топлоте у међуповршинској области. Међутим, повећање температуре у међуповршинској области обично није довољно да изазове међуповршинско топљење или да значајно подстакне атомску међудифузију. Ниједна публикација позната ауторима не истражује утицај својстава ових металних стакластих прахова на адхезију и таложење праха које се јавља када се користе методе хладног прскања.
BFI праха легуре MG Cu50Zr20Ni30 може се видети на слици 12а, која је нанесена на SUS 304 подлогу (слике 11, 12б). Као што се може видети на слици, обложени прахови задржавају своју оригиналну аморфну ​​структуру јер имају деликатну лавиринтску структуру без икаквих кристалних карактеристика или дефеката решетке. С друге стране, слика указује на присуство спољашње фазе, што сугеришу наночестице уграђене у матрицу праха обложеног MG (слика 12а). Слика 12ц приказује индексирани дифракцијски дијаграм наноснопа (NBDP) повезан са регионом I (слика 12а). Као што је приказано на слици 12ц, NBDP показује слаб дијаграм дифузије халоа аморфне структуре и коегзистира са оштрим мрљама које одговарају кристалној великој кубној Zr2Ni метастабилној плус тетрагоналној CuO фази. Формирање CuO може се приписати оксидацији праха приликом путовања од млазнице пиштоља за прскање до SUS 304 на отвореном ваздуху под надзвучним протоком. С друге стране, Девитрификацијом металних стакластих прахова постигнуто је формирање великих кубних фаза након хладног прскања на 550 °C током 30 минута.
(а) FE-HRTEM слика MG прашкастог премаза на (б) SUS 304 подлози (уметнути део слике). Индекс NBDP кружног симбола приказаног у (а) приказан је у (ц).
Да би се верификовао овај потенцијални механизам за формирање великих кубних Zr2Ni наночестица, спроведен је независни експеримент. У овом експерименту, прахови су прскани из пиштоља за прскање на 550 °C у правцу SUS 304 подлоге; међутим, да би се разјаснио ефекат жарења прахова, они су уклоњени са SUS304 траке што је брже могуће (око 60 секунди). Спроведен је још један сет експеримената у којима је прах уклоњен са подлоге око 180 секунди након таложења.
Слике 13а, б приказују слике тамног поља (DFI) добијене скенирајућом трансмисионом електронском микроскопијом (STEM) два прскана материјала депонована на SUS 304 подлоге током 60 с и 180 с, респективно. Слика праха депонованог током 60 секунди нема морфолошке детаље, показујући безликовност (Сл. 13а). Ово је такође потврђено XRD-ом, који је показао да је општа структура ових прахова аморфна, што је назначено широким примарним и секундарним дифракционим максимумима приказаним на Слици 14а. Ово указује на одсуство метастабилног/мезофазног таложења, где прах задржава своју оригиналну аморфну ​​структуру. Насупрот томе, прах прскан на истој температури (550 °C), али остављен на подлози 180 с, показао је таложење нанозрна, што је назначено стрелицама на Слици 13б.