Synthese und Charakterisierung von metallischem glasartigem Cu

Wissenschaftliche Berichte Band 12, Artikelnummer: 13163 (2022) Diesen Artikel zitieren

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Biofilme sind ein wesentlicher Faktor, der zur Entstehung chronischer Infektionen beiträgt, insbesondere wenn es sich um medizinische Geräte handelt. Dieses Problem stellt die medizinische Gemeinschaft vor große Herausforderungen, da Standardantibiotika nur sehr begrenzt in der Lage sind, Biofilme zu beseitigen. Die Verhinderung der Biofilmbildung hat zur Entwicklung verschiedener Beschichtungsmethoden und neuer Materialien geführt. Ziel dieser Methoden ist es, Oberflächen so zu beschichten, dass die Bildung von Biofilmen verhindert wird. Metallische Glaslegierungen, insbesondere Legierungen, die Kupfer- und Titanmetalle enthalten, haben als wünschenswerte antibakterielle Beschichtung an Popularität gewonnen. Mittlerweile hat die Anwendung der Kaltspritzbeschichtungstechnik zugenommen, da sie für die Verarbeitung temperaturempfindlicher Materialien geeignet ist. Die vorliegende Studie wurde teilweise mit der Absicht durchgeführt, mithilfe mechanischer Legierungstechniken einen neuen metallischen Antibiofilm aus Glas zu entwickeln, der aus ternärem Cu-Zr-Ni besteht. Die kugelförmigen Pulver, aus denen das Endprodukt bestand, wurden als Ausgangsmaterialien für Kaltspritzbeschichtungen auf Edelstahloberflächen bei niedrigen Temperaturen verwendet. Im Vergleich zu Edelstahl konnten mit metallischem Glas beschichtete Substrate die Bildung von Biofilm um mindestens ein Log deutlich reduzieren.

Die Fähigkeit jeder Gesellschaft im Laufe der Menschheitsgeschichte, neuartige Materialien zu entwerfen und deren Einführung zu veranlassen, die ihren spezifischen Anforderungen entsprechen, hat zu einer Verbesserung ihrer Leistung und ihres Rankings in der globalisierten Wirtschaft geführt1. Es wird immer der Fähigkeit des Menschen zugeschrieben, Materialien und Herstellungsgeräte sowie Geräte für die Herstellung und Charakterisierung von Materialien zu entwickeln, gemessen an den Fortschritten, die in den Bereichen Gesundheit, Bildung, Industrie, Wirtschaft, Kultur und anderen Bereichen von einem Land oder einer Region zum anderen erzielt werden. Und das gilt unabhängig vom Land oder der Region2. Materialwissenschaftler haben in den 60 Jahren viel Zeit damit verbracht, ihre Aufmerksamkeit auf ein Hauptanliegen zu richten: die Suche nach neuartigen und hochmodernen Materialien. Die jüngste Forschung konzentriert sich auf die Verbesserung der Qualität und Leistung bereits vorhandener Materialien sowie auf die Synthese und Erfindung völlig neuer Materialtypen.

Der Einbau von Legierungselementen, die Veränderung der Mikrostruktur des Materials und die Anwendung thermischer, mechanischer oder thermomechanischer Verarbeitungstechniken haben zu erheblichen Verbesserungen der mechanischen, chemischen und physikalischen Eigenschaften einer Vielzahl unterschiedlicher Materialien geführt. Darüber hinaus konnten an dieser Stelle bislang unbekannte Verbindungen erfolgreich synthetisiert werden. Diese anhaltenden Bemühungen haben zur Entstehung neuer Familien innovativer Materialien geführt, die zusammenfassend als fortschrittliche Materialien bezeichnet werden2. Nanokristallin, Nanopartikel, Nanoröhren, Quantenpunkte, nulldimensionale, amorphe Metallgläser und Legierungen mit hoher Entropie sind nur einige Beispiele für fortschrittliche Materialien, die seit Mitte des vergangenen Jahrhunderts weltweit eingeführt wurden1. Wenn es um die Herstellung und Entwicklung neuer Legierungen mit überlegenen Eigenschaften geht, geht es oft darum, die Abweichung vom Gleichgewicht entweder im Endprodukt oder in einer Zwischenstufe seiner Produktion zu vergrößern. Als Ergebnis der Implementierung neuer Herstellungstechniken für eine signifikante Abweichung vom Gleichgewicht wurde eine völlig neue Klasse metastabiler Legierungen entdeckt, die als metallische Gläser bezeichnet werden3.

Seine Arbeit am California Institute of Technology im Jahr 1960 führte zu einer Revolution im Konzept metallischer Legierungen, als er eine Au-25-At.-%-Si-Legierung im glasartigen Zustand synthetisierte, indem er die Flüssigkeit schnell mit Geschwindigkeiten von annähernd einer Million Grad pro Sekunde verfestigte4. Die Entdeckungsveranstaltung von Professor Pol Duwezs läutet nicht nur den Beginn der Geschichte des metallischen Glases (MG) ein, sondern führte auch zu einem Paradigmenwechsel in der Art und Weise, wie Menschen über Metalllegierungen dachten. Seit den frühesten bahnbrechenden Untersuchungen zur Synthese von MG-Legierungen werden praktisch alle metallischen Gläser vollständig mithilfe einer der folgenden Methoden hergestellt: (i) schnelle Erstarrung von Schmelzen oder Dämpfen, (ii) atomare Unordnung von Kristallgittern, (iii) Festkörperamorphisierungsreaktion zwischen reinen Metallelementen und (iv) Festkörperumwandlungen aus metastabilen Phasen5.

MGs zeichnen sich dadurch aus, dass ihnen die mit Kristallen verbundene atomare Fernordnung fehlt, die ein charakteristisches Merkmal von Kristallen ist. Heutzutage gibt es enorme Fortschritte im Bereich metallischer Gläser. Es handelt sich um neuartige Materialien mit faszinierenden Eigenschaften, die nicht nur für die Festkörperphysik, sondern auch für die Metallurgie, Oberflächenchemie, Technologie, Biologie und viele andere von Interesse sind. Solche neuen Materialklassen weisen Eigenschaften auf, die sich deutlich von denen fester Metalle unterscheiden, was sie zu interessanten Kandidaten für technologische Anwendungen in einer Vielzahl von Bereichen macht. Sie besitzen einige der wichtigen Eigenschaften; (i) hohe mechanische Duktilität und Streckgrenze, (ii) hohe magnetische Permeabilität, (iii) niedrige Koerzitivkräfte, (iv) ungewöhnliche Korrosionsbeständigkeit, (v) temperaturunabhängige elektrische Leitfähigkeit6,7.

Mechanisches Legieren (MA)1,8 ist eine relativ neue Technik, die erstmals 1983 von Professor CC Kock und seinen Kollegen eingeführt wurde9. Sie stellten amorphe Ni60Nb40-Pulver her, indem sie eine Mischung reiner Elemente bei Umgebungstemperatur mahlten, die sehr nahe an der Raumtemperatur lag . Im Allgemeinen wird die MA-Reaktion zwischen den Diffusionskopplungen der Reaktantenmaterialpulver in einem Reaktor durchgeführt, der üblicherweise aus Edelstahl besteht und als Kugelmühle bezeichnet wird10 (Abb. 1a, b). Seitdem wird diese mechanisch induzierte Festkörperreaktionstechnik zur Herstellung neuartiger Familien amorpher/metallischer glasartiger Legierungspulver unter Verwendung von Kugelmühlen mit niedriger (Abb. 1c) und hoher Energie sowie Stabmühlen verwendet11,12 ,13,14,15,16. Insbesondere wurde dieser Ansatz verwendet, um nicht mischbare Systeme wie Cu-Ta17 und Legierungen mit hohem Schmelzpunkt herzustellen, beispielsweise Al-Übergangsmetallsysteme (TM; Zr, Hf, Nb und Ta)18,19 und Fe-W20 , die auf herkömmlichen Herstellungswegen nicht gewonnen werden können. Darüber hinaus gilt MA als eines der leistungsstärksten nanotechnologischen Werkzeuge zur Herstellung nanokristalliner und nanokompositer Pulverpartikel21 aus Metalloxiden, -carbiden, -nitriden, -hydriden, Kohlenstoffnanoröhren, Nanodiamanten sowie einer Vielzahl stabiler Materialien im industriellen Maßstab und metastabile Phasen mittels Top-Down-Ansatz1.

Die schematische Darstellung zeigt die Herstellungsmethoden, die in der vorliegenden Studie zur Herstellung von Cu50(Zr50−xNix)-Metallglas (MG) beschichtet/SUS 304 verwendet werden. (a) Herstellung von MG-Legierungspulvern mit unterschiedlicher Ni-Konzentration, x (x; 10, 20). , 30 und 40 Atom-%) unter Verwendung der Kugelmahltechnik mit niedriger Energie. (a) Die Ausgangsmaterialien wurden zusammen mit Werkzeugstahlkugeln in Werkzeugstahlfläschchen gefüllt und (b) in einer mit He-Atmosphäre gefüllten Handschuhbox versiegelt. (c) Ein transparentes Mahlbehältermodell veranschaulichte die Bewegung der Kugeln während des Mahlvorgangs. Das Endprodukt der nach 50 Stunden erhaltenen Pulver wurde zum Beschichten von SUS 304-Substraten unter Verwendung des Kaltspritzverfahrens (d) verwendet.

Wenn es um Oberflächen (Substrate) von Schüttgütern geht, befasst sich die Oberflächentechnik mit der Gestaltung und Modifizierung der Oberflächen (Substrate), um ihnen bestimmte physikalische, chemische und technische Eigenschaften zu verleihen, die in den ursprünglichen Schüttgütern nicht unbedingt enthalten waren22. Zu den Merkmalen, die durch Oberflächenbehandlungen effektiv verbessert werden können, gehören unter anderem Verschleiß-, Oxidations- und Korrosionsbeständigkeit, Reibungskoeffizienten, Bioinertheit, elektrische Eigenschaften und Wärmeisolierung1. Verbesserungen der Oberflächenqualität können durch den Einsatz metallurgischer, mechanischer oder chemischer Techniken erzielt werden. Als bekanntes Verfahren wird die Beschichtung einfach als ein- oder mehrschichtiges Material definiert, das künstlich auf der Oberfläche eines Massenobjekts (Substrats) aus einem anderen Material abgeschieden wird. Daher wird die Beschichtung zum Teil dazu verwendet, bestimmte erforderliche technische oder dekorative Eigenschaften zu erzielen und das Material vor erwarteten chemischen und physikalischen Wechselwirkungen mit seiner Umgebung zu schützen23.

Zum Aufbringen der geeigneten Oberflächenschutzschicht mit einer Dicke von wenigen Mikrometern (unter 10–20 µm) bis zu mehr als 30 µm und sogar mehreren Millimetern können viele Methoden und Technologien angewendet werden. Insgesamt lassen sich Beschichtungsprozesse in zwei Kategorien einteilen: (i) Nassbeschichtungsansätze, zu denen Elektroplattierung, stromloses Plattieren und Feuerverzinkungsverfahren gehören, und (ii) Trockenbeschichtungsansätze, zu denen Hartlöten, Schweißüberzüge und physikalische Gasphasenabscheidung gehören (PVD), chemische Gasphasenabscheidung (CVD), thermische Spritztechniken und zuletzt die Kaltspritztechnik24 (Abb. 1d).

Unter Biofilm versteht man eine mikrobielle Gemeinschaft, die irreversibel an einer Oberfläche haftet und von selbstproduzierenden extrazellulären Polymersubstanzen (EPS) umgeben ist. Die Bildung reifer Biofilme auf Oberflächen kann in vielen Industriezweigen, darunter der Lebensmittelindustrie, der Wasserversorgung und dem Gesundheitswesen, zu erheblichen Verlusten führen. Beim Menschen sind mehr als 80 % der mikrobiellen Infektionsfälle, darunter Enterobacteriaceae- und Staphylococcaceae-Arten, sehr schwierig zu behandeln, wenn sich Biofilme bilden. Darüber hinaus wurde berichtet, dass reife Biofilme im Vergleich zu planktonischen Bakterienzellen 1000-fach resistenter gegen die Antibiotikabehandlung sein können, die eine große therapeutische Herausforderung darstellt. In der Vergangenheit wurden antibakterielle Oberflächenbeschichtungsmaterialien auf Basis herkömmlicher organischer Verbindungen eingesetzt. Obwohl solche Materialien häufig toxische Bestandteile enthalten, die für den Menschen potenziell gefährlich sind25,26, können sie dazu beitragen, sowohl die Ausbreitung von Bakterien als auch die Zerstörung von Substanzen zu verhindern.

Die weitverbreitete bakterielle Resistenz gegen Antibiotikabehandlungen aufgrund der Biofilmbildung führte zu der Notwendigkeit, wirksame, mit Antibiofilm beschichtete Oberflächen zu entwickeln, die sicher angewendet werden können27. Der erste Ansatz in diesem Prozess ist die Entwicklung einer antiadhäsiven Oberfläche, sowohl physikalisch als auch chemisch, die verhindert, dass sich Bakterienzellen daran binden und infolge der Adhäsion Biofilme bilden27. Die zweite Technik besteht darin, Beschichtungen zu entwickeln, die es ermöglichen, antimikrobielle Chemikalien in hochkonzentrierten und maßgeschneiderten Mengen genau dort zu verabreichen, wo sie benötigt werden. Durch die Entwicklung einzigartiger Beschichtungsmaterialien wie Graphen/Germanium28, schwarzem Diamant29 und ZnO-dotierter diamantähnlicher Kohlenstoffbeschichtungen30, die bakterienresistent sind, kann eine solche Technik die Toxizität und Resistenzentwicklung aufgrund der Biofilmbildung minimieren31. Darüber hinaus erfreuen sich Beschichtungen immer größerer Beliebtheit, bei denen bakterizide Chemikalien an die Oberfläche gebunden werden, um einen langfristigen Schutz vor bakterieller Kontamination zu bieten32. Obwohl alle drei Verfahren in der Lage sind, der beschichteten Oberfläche eine antimikrobielle Wirkung zu verleihen, weisen sie jeweils ihre eigenen Einschränkungen auf, die bei der Festlegung einer Anwendungsstrategie berücksichtigt werden sollten.

Derzeit auf dem Markt erhältliche Produkte wurden durch die Tatsache behindert, dass nicht genügend Zeit für die Analyse und Prüfung der bioaktiven Komponenten aufgewendet wurde, die in der Schutzbeschichtung enthalten sind33,34,35. Unternehmen behaupten, dass ihre Produkte den Benutzern die idealen funktionalen Aspekte bieten würden; Dies war jedoch ein Hindernis für den Erfolg der derzeit auf dem Markt befindlichen Produkte. Aus Silber gewonnene Verbindungen werden in der überwiegenden Mehrheit der antimikrobiellen Therapien verwendet, die Verbrauchern heute zur Verfügung stehen. Diese Produkte wurden entwickelt, um Benutzer vor den potenziell gefährlichen Auswirkungen von Mikroben zu schützen. Die verzögerte antibakterielle Wirkung und die damit verbundene Toxizität von Silberverbindungen haben den Druck auf Forscher erhöht, eine weniger gefährliche Alternative zu entwickeln36,37. Die Schaffung einer weltweiten antimikrobiellen Beschichtung, die sowohl für den Innen- als auch für den Außenbereich geeignet ist, erweist sich immer noch als schwierige Aufgabe. Dies liegt daran, dass damit Gefahren für die Gesundheit und Sicherheit verbunden sind. Die Entdeckung eines antibakteriellen Wirkstoffs, der für den Menschen weniger schädlich ist, und herauszufinden, wie man ihn in eine Beschichtungsmatrix mit längerer Haltbarkeit integrieren kann, ist ein äußerst begehrtes Ziel38. Die neuesten antimikrobiellen und antibiofilmischen Materialien zielen darauf ab, Bakterien entweder bei direktem Kontakt oder in unmittelbarer Nähe nach der Freisetzung des Wirkstoffs abzutöten. Sie können dies tun, indem sie entweder die anfängliche Bakterienadhäsion hemmen, was bedeutet, dass sie der Bildung einer Proteinschicht auf der Oberfläche entgegenwirken, oder indem sie Bakterien durch Störung der Zellwand abtöten35.

Grundsätzlich handelt es sich bei der Oberflächenbeschichtung um das Aufbringen einer weiteren Schicht auf die Oberfläche eines Bauteils, um die oberflächenabhängigen Eigenschaften zu verbessern. Das Ziel der Oberflächenbeschichtung besteht darin, die Mikrostruktur und/oder Zusammensetzung des oberflächennahen Bereichs des Bauteils individuell anzupassen39. Die Oberflächenbeschichtungstechnologie kann in verschiedene Ansätze eingeteilt werden, die in Abb. 2a zusammengefasst sind. Abhängig von der Methode, mit der sie hergestellt wurde, kann die Beschichtung in die Kategorien thermisch, chemisch, physikalisch und elektrochemisch unterteilt werden.

(a) Die Abbildung zeigt die wichtigsten Herstellungstechnologien für die Oberfläche und (b) ausgewählte Vor- und Nachteile der Kaltspritzbeschichtungstechnik.

Die Kaltspritztechnik weist viele Parallelen zu herkömmlichen thermischen Spritzverfahren auf. Es gibt aber auch wesentliche Grundeigenschaften, die das Kaltspritzverfahren und kaltgespritzte Werkstoffe besonders auszeichnen. Die Kaltspritztechnologie steckt noch in den Kinderschuhen, ist aber vielversprechend. Bei bestimmten Anwendungen bieten die einzigartigen Eigenschaften des Kaltspritzens erhebliche Vorteile und überwinden die inhärenten Grenzen typischer thermischer Spritzverfahren. Es bietet eine Möglichkeit, erhebliche Einschränkungen herkömmlicher thermischer Spritztechnologien zu überwinden, bei denen die Pulver während der thermischen Spritztechnik geschmolzen werden müssen, um auf dem Substrat abgeschieden zu werden. Offensichtlich ist dieses herkömmliche Beschichtungsverfahren nicht für Materialien geeignet, die sehr temperaturempfindlich sind, wie etwa nanokristalline, Nanopartikel, amorphe und metallische Gläser40,41,42. Darüber hinaus weist das as-thermische Spritzbeschichtungsmaterial immer einen hohen Grad an Porosität und Oxid auf. Im Gegensatz zur thermischen Spritztechnik weist die Kaltspritztechnik viele wesentliche Vorteile auf, wie z. B. (i) minimale Wärmezufuhr zum Substrat, (ii) Flexibilität bei der Auswahl der Substratbeschichtung, (iii) das Fehlen von Phasenumwandlungen und Kornwachstum. und (iv) hohe Haftfestigkeit1,39 (Abb. 2b). Darüber hinaus weist das Kaltspritzbeschichtungsmaterial eine hohe Korrosionsbeständigkeit, hohe Festigkeit und Härte, hohe Leitfähigkeit und hohe Dichte auf41. Im Gegensatz zu den Vorteilen des Kaltspritzbeschichtungsverfahrens gibt es bei der Verwendung dieser Technik noch einige Nachteile, wie in Abb. 2b aufgeführt. Bei der Beschichtung mit reinen Keramikpulvern wie Al2O3, TiO2, ZrO2 und WC kann das Kaltspritzverfahren nicht angewendet werden. Keramik-/Metall-Verbundpulver können hingegen als Ausgangsmaterialien für Beschichtungen verwendet werden. Dasselbe gilt auch für die anderen Ansätze des thermischen Spritzens; Es ist immer noch schwierig, komplizierte Oberflächen und Innenflächen von Rohren zu besprühen.

Angesichts des Ziels der aktuellen Arbeit, metallische Glaspulver als Ausgangsbeschichtungsmaterialien zu verwenden, ist es offensichtlich, dass herkömmliches thermisches Spritzen für einen solchen Zweck nicht verwendet werden kann. Dies ist auf die Tatsache zurückzuführen, dass die metallischen Glaspulver bei Anwendung hoher Temperaturen kristallisieren1.

Der Großteil der in der Medizin- und Lebensmittelbranche verwendeten Werkzeuge besteht aus austenitischen Edelstahllegierungen (SUS316 und SUS304), die einen hohen Chromgehalt zwischen 12 und 20 Gew.-% aufweisen und bei der Herstellung chirurgischer Instrumente verwendet werden. Es ist allgemein anerkannt, dass die Verwendung von Chrommetall als Legierungselement in Stahllegierungen die Korrosionsbeständigkeit einer Standardstahllegierung erheblich erhöhen kann. Edelstahllegierungen weisen trotz ihrer hohen Korrosionsbeständigkeit keine wesentlichen antibakteriellen Eigenschaften auf38,39. Dies steht im Gegensatz zu ihrer hohen Korrosionsbeständigkeit. Anschließend kann die Entwicklung von Infektionen und Entzündungen vorhergesehen werden, die meist durch die Adhäsion und Kolonisierung von Bakterien auf den Oberflächen von Edelstahl-Biomaterialien verursacht werden. Aufgrund der erheblichen Schwierigkeiten im Zusammenhang mit der Bakterienadhäsion und der Bildung von Biofilmen können erhebliche Schwierigkeiten auftreten, die zu einer Verschlechterung des Gesundheitszustands führen können, was eine Reihe von Folgen haben kann, die sich direkt oder indirekt auf die menschliche Gesundheit auswirken können.

Die vorliegende Studie ist die Phase I eines Projekts, das von der Kuwait Foundation for the Advancement of Sciences (KFAS) unter der Vertragsnummer 2010-550401 finanziert wird, um die Machbarkeit der Verwendung der MA-Technik zur Herstellung von metallischem, glasartigem Cu-Zr-Ni-Ternärmaterial zu untersuchen Pulver (Tabelle 1) zur Herstellung einer Antibiofilm-/SUS304-Oberflächenschutzbeschichtung. In Phase II des Projekts, die im Januar 2023 startet, werden die elektrochemischen Korrosionseigenschaften und das mechanische Verhalten dieses Systems im Detail untersucht. Es werden detaillierte mikrobiologische Tests verschiedener Bakterienarten durchgeführt.

In der vorliegenden Arbeit wird der Einfluss des Zr-Legierungselementgehalts auf die Glasbildungsfähigkeit (GFA) anhand morphologischer und struktureller Eigenschaften diskutiert. Darüber hinaus werden die antibakteriellen Eigenschaften von beschichteten metallischen Glaspulvern/SUS304-Verbundwerkstoffen untersucht. Darüber hinaus wurde die vorliegende Arbeit durchgeführt, um die Möglichkeit von Strukturumwandlungen von metallischen Glaspulvern zu untersuchen, die während des Kaltspritzprozesses im Bereich der unterkühlten Flüssigkeit des hergestellten metallischen Glassystems auftreten. Als repräsentative Beispiele wurden in dieser Untersuchung die Metallglaslegierungen Cu50Zr30Ni20 und Cu50Zr20Ni30 verwendet.

In diesem Abschnitt werden die morphologischen Veränderungen vorgestellt, die beim Niederenergie-Kugelmahlen von elementaren Cu-, Zr- und Ni-Pulvern auftraten. Zur Veranschaulichung werden zwei verschiedene Systeme aus Cu50Zr20Ni30 und Cu50Zr40Ni10 als Vergleichsbeispiele verwendet. Der MA-Prozess kann in drei verschiedene Phasen unterteilt werden, wie aus den metallografischen Eigenschaften der während der Mahlphasen erzeugten Pulver hervorgeht (Abb. 3).

Metallografische Eigenschaften von mechanisch legierten (MA) Pulvern, die nach verschiedenen Stufen der Kugelmahlzeit erhalten wurden. Die Bilder des Feldemissions-Rasterelektronenmikroskops (FE-SEM) von MA- und Cu50Zr40Ni10-Pulvern, die nach 3, 12 und 50 Stunden Niederenergie-Kugelmahlzeit erhalten wurden, sind in (a), (c) und (e) dargestellt. für das Cu50Zr20Ni30-System, während die entsprechenden Bilder des Cu50Zr40Ni10-Systems, die nach derselben MA-Zeit aufgenommen wurden, in (b), (d) und (f) angezeigt werden.

Während des Kugelmahlprozesses wurde die Menge an effektiver kinetischer Energie, die auf die Metallpulver übertragen werden konnte, durch eine Kombination von Parametern beeinflusst, wie in Abb. 1a dargestellt. Dazu gehören Kollisionen zwischen den Kugeln und den Pulvern, Druckklemmen von Pulvern, die zwischen Mahlkörpern oder zwischen Mahlkörpern und Mahlkörpern stecken, Aufprall der fallenden Kugeln, Scherung und Abrieb, die durch das Ziehen von Pulvern zwischen sich bewegenden Kugelmahlkörpern verursacht werden, sowie Stoßwellen Übertragung durch Erntegut durch herabfallende Kugeln (Abb. 1a). Durch das Kaltschweißen im Frühstadium der MA (3 Stunden) wurden elementare Cu-, Zr- und Ni-Pulver stark verformt, um große Pulverpartikel (größer als 1 mm Durchmesser) zu erzeugen. Diese großen Verbundpartikel zeichnen sich durch die Bildung dicker Lamellen der Legierungselemente (Cu, Zr, Ni) aus, wie in Abb. 3a, b dargestellt. Die Erhöhung der MA-Zeit auf 12 Stunden (Zwischenstufe) führte zu einer Erhöhung der kinetischen Energie der Kugelmühle, was dazu führte, dass die Verbundpulver in feinere Pulver (weniger als 200 µm) zerfielen, wie in Abb. 3c, d dargestellt. In diesem Stadium führen die angelegten Scherkräfte zur Bildung frischmetallischer Oberflächen mit feinen Schichten aus Cu, Zr und Ni, wie in Abb. 3c, d dargestellt. Durch die Schichtverfeinerung fand an den Grenzflächen der Lamelle eine Festphasenreaktion zur Bildung einer neuen Phase statt.

Am Höhepunkt des MA-Prozesses (nach 50 Stunden) war die lamellenartige Metallographie nur noch schwach sichtbar (Abb. 3e, f), aber die polierte Oberfläche der Pulver zeigte eine spiegelartige Metallographie. Dies bedeutet, dass der MA-Prozess abgeschlossen ist und die Produktion einer einzelnen Reaktionsphase stattgefunden hat. Die Elementzusammensetzung der in Abb. 3e (I, II, III), f aufgeführten Zonen wurde mithilfe des Feldemissions-Rasterelektronenmikroskops (FE-SEM) in Verbindung mit energiedispersiver Röntgenspektroskopie (EDS) (IV) bestimmt , V, VI).

In Tabelle 2 ist die Elementkonzentration der Legierungselemente als Prozentsatz des Gesamtgewichts für jede der in Abb. 3e,f ausgewählten Zonen dargestellt. Wenn diese Ergebnisse mit denen der nominalen Ausgangszusammensetzung für Cu50Zr20Ni30 und Cu50Zr40Ni10 verglichen werden, die in Tabelle 1 aufgeführt sind, kann man erkennen, dass die Zusammensetzung dieser beiden Endprodukte Werte aufwies, die der nominalen Zusammensetzung äußerst ähnlich waren. Darüber hinaus deuteten die zugehörigen Zusammensetzungswerte für die in Abb. 3e, f aufgeführten Zonen nicht auf eine signifikante Verschlechterung oder Schwankung der Zusammensetzung von einer Zone zur anderen für jede Probe hin. Dies wird durch die Tatsache belegt, dass sich die Zusammensetzung von einer Zone zur anderen nicht ändert. Dies deutet auf die Herstellung homogener Legierungspulver hin, wie in Tabelle 2 dargestellt.

FE-SEM-Mikroaufnahmen für das Endprodukt Cu50(Zr50−xNix)-Pulver, erhalten nach 50 MA-Zeiten, sind in Abb. 4a-d dargestellt, wobei x 10, 20, 30 bzw. 40 Atom-% beträgt. Nach diesem Mahlschritt aggregierten die Pulver aufgrund des Van-der-Walls-Effekts, was zur Bildung großer Aggregate aus ultrafeinen Partikeln mit Durchmessern im Bereich von 73 bis 126 nm führte, wie in Abb. 4 dargestellt.

Morphologische Eigenschaften von Cu50(Zr50−xNix)-Pulvern, erhalten nach 50 h MA-Zeit. Die FE-SEM-Bilder der nach 50 MA-Zeiten erhaltenen Pulver sind in (a), (b), (c) und (d) für die Systeme Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30 bzw. Cu50Zr10Ni40 dargestellt.

Bevor die Pulver in den Kaltsprühbehälter gefüllt wurden, wurden sie zunächst fünfzehn Minuten lang in Ethanol analytischer Qualität beschallt und anschließend zwei Stunden lang bei einer Temperatur von 150 °C getrocknet. Dieser Schritt musste unternommen werden, um die Agglomeration erfolgreich zu bekämpfen, die während des Beschichtungsprozesses oft zu einer Reihe erheblicher Probleme führte1. Nach Abschluss des MA-Prozesses wurden weitere Charakterisierungen durchgeführt, um den Homogenitätsgrad der Legierungspulver zu untersuchen. Die Abbildungen 5a–d veranschaulichen jeweils die FE-REM-Aufnahme sowie die entsprechenden EDS-Karten für die Legierungselemente Cu, Zr und Ni der Cu50Zr30Ni20-Legierung, die nach 50 Stunden M-Zeit erhalten wurden. Um das Offensichtliche hervorzuheben: Die nach diesem Schritt hergestellten Legierungspulver waren einheitlich, da sie keine Zusammensetzungsschwankungen aufwiesen, die über den Sub-Nano-Bereich hinausgingen, wie in Abb. 5 dargestellt.

Morphologische und lokale Elementverteilungen, ermittelt durch FE-SEM/energiedispersive Röntgenspektroskopie (EDS) für MG Cu50Zr30Ni20-Pulver, erhalten nach 50 MA-Zeiten. (a) SEM- und Röntgen-EDS-Kartierung von (b) Cu-Kα-, (c) Zr-Lα- und (d) Ni-Kα-Bildern.

Die XRD-Muster mechanisch legierter Cu50Zr40Ni10-, Cu50Zr30Ni20-, Cu50Zr20Ni30- und Cu50Zr20Ni30-Pulver, die nach 50 Stunden MA-Zeit erhalten wurden, sind in Abb. 6a–d dargestellt. Nach dieser Mahlstufe zeigten alle Proben mit unterschiedlichen Zr-Konzentrationen eine amorphe Struktur, wie in Abb. 6 dargestellt.

XRD-Muster von (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 und (d) Cu50Zr20Ni30-Pulvern, erhalten nach 50 Stunden MA-Zeit. Ausnahmslos alle Proben zeigten halo-diffuse Muster, was auf die Bildung einer amorphen Phase schließen lässt.

Das hochauflösende Feldemissions-Transmissionselektronenmikroskop (FE-HRTEM) wurde verwendet, um die Strukturveränderungen zu beobachten und die lokale Struktur der Pulver zu verstehen, die als Folge des Kugelmahlens für unterschiedliche MA-Zeiten hergestellt wurden. Die FE-HRTEM-Bilder von Pulvern, die nach dem frühen (6 h) und mittleren (18 h) Mahlstadium für Cu50Zr30Ni20- und Cu50Zr40Ni10-Pulver erhalten wurden, sind in Abb. 7a bzw. c dargestellt. Laut Hellfeldbild (BFI) der Pulver, die nach 6 Stunden MA hergestellt wurden, bestanden die Pulver aus großen Körnern mit scharfen Grenzen von elementarem fcc-Cu, hcp-Zr und fcc-Ni, und es gab keine Hinweise darauf dass sich eine reagierte Phase gebildet hatte, wie in Abb. 7a dargestellt. Darüber hinaus zeigte das zugehörige ausgewählte Flächenbeugungsmuster (SADP), das aus der mittleren Zone von (a) aufgenommen wurde, scharfe Punktbeugungsmuster (Abb. 7b), was auf das Vorhandensein großer Kristallite und das Fehlen einer reagierten Phase hinweist.

Lokale Struktureigenschaften der MA-Pulver, die nach der frühen (6 h) und mittleren (18 h) Stufe erhalten wurden. (a) Hochauflösendes Feldemissions-Transmissionselektronenmikroskop (FE-HRTEM) und (b) entsprechendes ausgewähltes Flächenbeugungsmuster (SADP) von Cu50Zr30Ni20-Pulvern nach MA für 6 Stunden. Das FE-HRTEM-Bild von Cu50Zr40Ni10, das nach 18 Stunden MA-Zeit erhalten wurde, ist in (c) dargestellt.

Wie in Abb. 7c zu sehen ist, führte die Verlängerung der MA-Dauer auf 18 Stunden zur Entwicklung schwerer Gitterdefekte, die mit plastischer Verformung einhergingen. Während dieser Zwischenstufe des MA-Prozesses traten bei den Pulvern verschiedene Fehler auf, darunter Stapelfehler, Gitterfehler und Punktfehler (Abb. 7). Diese Defekte führten dazu, dass sich die großen Körner entlang ihrer Korngrenzen in Teilkörner mit einer Größe von weniger als 20 nm aufspalteten (Abb. 7c).

Die lokale Struktur der Cu50Z30Ni20-Pulver, die 36 Stunden lang gemahlen wurden, wies die Bildung ultrafeiner Nanokörner auf, die in eine nichtkristalline feine Matrix eingebettet waren, wie in Abb. 8a dargestellt. Die lokale EDS-Analyse zeigt, dass die in Abb. 8a gezeigten nanokristallinen Cluster mit unverarbeiteten Legierungselementen aus Cu-, Zr- und Ni-Pulvern zusammenhängen. Währenddessen schwankte der Cu-Gehalt der Matrix von ~ 32 Atom-% (arme Region) bis ~ 74 Atom-% (reiche Region), was auf die Bildung eines heterogenen Produkts hindeutet. Darüber hinaus zeigte der entsprechende SADP der nach dieser Mahlstufe erhaltenen Pulver diffuse Halo-Primär- und Sekundärringe einer amorphen Phase, überlappt mit scharfen Flecken, die mit diesen unverarbeiteten Legierungselementen in Zusammenhang standen, wie in Abb. 8b dargestellt.

Lokale Strukturmerkmale jenseits der Nanoebene von 36 h-Cu50Zr30Ni20-Pulvern. (a) Hellfeldbild (BFI) und entsprechendes (b) SADP von Cu50Zr30Ni20-Pulvern, erhalten nach 36-stündigem Mahlen im MA-Zeitraum.

Gegen Ende des MA-Prozesses (50 h), Cu50(Zr50−xNix), X; Pulver mit 10, 20, 30 und 40 Atom-% besaßen ausnahmslos eine labyrinthartige Morphologie der amorphen Phase, wie in Abb. 9a – d dargestellt. Im entsprechenden SADP jeder Zusammensetzung sind weder punktförmige Beugung noch scharfe Ringmuster erkennbar. Dies weist darauf hin, dass keine unverarbeiteten kristallinen Metalle vorhanden sind und sich stattdessen nichtkristalline Legierungspulver gebildet haben. Diese verwandten SADPs, die diffuse Halo-Muster aufwiesen, wurden auch als Beweis für die Entwicklung einer amorphen Phase in den Materialien des Endprodukts verwendet.

Lokale Struktur des Endprodukts von MG Cu50(Zr50−xNix)-Systemen. FE-HRTEM und verwandte Nanostrahlbeugungsmuster (NBDPs) von (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 und (d) Cu50Zr10Ni40, erhalten nach 50 h MA-Zeit.

Die durch die Glasübergangstemperatur (Tg), den Bereich der unterkühlten Flüssigkeit (ΔTx) und die Kristallisationstemperatur (Tx) indizierte thermische Stabilität amorpher Cu50(Zr50−xNix)-Systeme wurde als Funktion des Ni-Gehalts (x) mithilfe von Differentialscanning untersucht Kalorimetrie (DSC) unter He-Gasfluss. Die DSC-Spuren der amorphen Legierungspulver Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20 und Cu50Zr10Ni40, die nach 50 Stunden MA-Zeit erhalten wurden, sind in Abb. 10a, b, e dargestellt. Die DSC-Kurve für amorphes Cu50Zr20Ni30 ist in Abb. 10c einzeln dargestellt. In Abb. 10d ist eine Cu50Zr30Ni20-Probe dargestellt, die im DSC auf ~ 700 °C erhitzt wurde.

Thermische Stabilitäten, indiziert durch Glasübergangstemperatur (Tg), Kristallisationstemperatur (Tx), unterkühlter Flüssigkeitsbereich (ΔTx) von Cu50(Zr50−xNix) MG-Pulvern, erhalten nach 50 Stunden MA-Zeit. Differentialscanningkalorimeter (DSC)-Thermogramme von (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 und (e) Cu50Zr10Ni40 MG-Legierungspulvern, erhalten nach 50 Stunden MA-Zeit. Das Röntgenbeugungsmuster (XRD) einer Cu50Zr30Ni20-Probe, die im DSC auf ~ 700 °C erhitzt wurde, ist in (d) dargestellt.

Wie in Abb. 10 zu sehen ist, zeigten die DSC-Kurven für alle Zusammensetzungen mit unterschiedlichen Ni-Konzentrationen (x) zwei unterschiedliche Vorkommnisse, eines endotherm und das andere exotherm. Die ersten Ereignisse, die endotherm sind, entsprechen Tg, während die zweiten Ereignisse mit Tx korrelieren. Der Bereich der Spannweite, der horizontal zwischen Tg und Tx lag, wird als Bereich der unterkühlten Flüssigkeit bezeichnet (ΔTx = Tx–Tg). Die Ergebnisse haben gezeigt, dass sich Tg und Tx für Cu50Zr40Ni10-Proben (Abb. 10a), die bei 526 °C bzw. 612 °C verlegt wurden, bei Erhöhung des Ni-Gehalts zur Niedertemperaturseite von 482 °C bzw. 563 °C verschoben Gehalt (x) auf 20 Atom-%, wie in Abb. 10b dargestellt. Dementsprechend wurde der ΔTx für Cu50Zr40Ni10 von 86 °C (Abb. 10a) auf 81 °C für Cu50Zr30Ni20 (Abb. 10b) verringert. Ein Absinken der Werte von Tg, Tx und ΔTx auf das Niveau von 447 °C, 526 °C und 79 °C wurde auch für die Legierung MG Cu50Zr40Ni10 beobachtet (Abb. 10b). Dies deutet darauf hin, dass eine Erhöhung des Ni-Gehalts zu einer Verringerung der thermischen Stabilität der MG-Legierung führte. Im Gegensatz dazu wies die MG Cu50Zr20Ni30-Legierung im Vergleich zur MG Cu50Zr40Ni10-Legierung einen niedrigeren Tg-Wert (507 °C) auf; Dennoch zeigte sein Tx einen mit dem ersteren vergleichbaren Wert (612 °C). Infolgedessen zeigte ΔTx einen höheren Wert (87 °C), wie in Abb. 10c zu sehen ist.

MG Cu50(Zr50−xNix)-Systeme, am Beispiel der MG Cu50Zr20Ni30-Legierung, kristallisierten in kristalline Phasen von fcc-ZrCu5, orthorhombischem Zr7Cu10 und orthorhombischem ZrNi durch einen einzigen scharfen exothermen Peak (Abb. 10c). Diese Phasenumwandlung von nichtkristallin zu kristallin wurde durch die XRD (Abb. 10d) der MG-Probe bestätigt, die in einem DSC auf 700 °C erhitzt wurde.

Abbildung 11 zeigt ein Foto, das während des Kaltspritzbeschichtungsprozesses aufgenommen wurde, der in der vorliegenden Arbeit durchgeführt wurde. In dieser Studie wurden die nach 50 Stunden MA-Zeit erhaltenen synthetisierten metallischen Glaspulverpartikel (wobei Cu50Zr20Ni30 als typisches Beispiel dient) als antibakterielle Ausgangsmaterialien für die Beschichtung von Edelstahlblechen (SUS304) mithilfe einer Kaltspritztechnik verwendet. Der Kaltspritzansatz wurde für die Beschichtung aus der Familie der thermischen Spritztechniken ausgewählt, da er der effektivste Ansatz in der Familie des thermischen Spritzens ist und bei der Beschichtung metallischer metastabiler temperaturempfindlicher Materialien (z. B. amorphe usw.) eingesetzt werden kann nanokristalline Phasen) Pulver, ohne Phasenumwandlungen zu unterliegen. Dies war der Hauptfaktor bei der Auswahl dieser Methode. Der Kaltspritzprozess erfolgt unter Verwendung von Hochgeschwindigkeitspartikeln, die beim Aufprall auf ein Substrat oder zuvor abgelagerte Partikel die kinetische Energie der Partikel in plastische Verformung, Dehnung und Wärme umwandeln42.

Ein Foto vor Ort zeigt das Kaltspritzbeschichtungsverfahren, mit dem MG-beschichtetes SUS 304 fünfmal hintereinander bei 550 °C vorbereitet wurde.

Es ist notwendig, dass die kinetische Energie eines Partikels sowie der Impuls jedes Partikels bei der Beschichtungsbildung durch Mechanismen wie plastische Verformung (sowohl Substrat- als auch Partikelwechselwirkungen für die Ausgangspartikel und Partikel-Partikel) in andere Energieformen umgewandelt werden Wechselwirkungen beim Aufbau der Beschichtung), Hohlraumverfestigung, Partikel-Partikel-Rotation, Spannung und letztendlich Wärme39. Wenn außerdem nicht die gesamte eintreffende kinetische Energie in Wärme und Verformungsenergie umgewandelt wird, kommt es zu einem elastischen Stoß, was bedeutet, dass das Teilchen nach dem Aufprall einfach zurückprallt. Es wurde darauf hingewiesen, dass 90 % der aufgebrachten Aufprallenergie auf die Partikel-/Substratmaterialien in lokale Wärme umgewandelt werden40. Darüber hinaus werden bei Aufbringung der Schlagbeanspruchungen in sehr kurzer Zeit hohe plastische Dehnungsraten in der Kontaktzone Partikel/Substrat erreicht41,42.

Plastische Verformung wird oft als Prozess zur Energiedissipation oder genauer gesagt als Wärmequelle im Grenzflächenbereich angesehen. Der Temperaturanstieg im Grenzflächenbereich reicht jedoch typischerweise nicht aus, um ein Grenzflächenschmelzen zu bewirken oder die atomare Interdiffusion deutlich zu fördern. Den Autoren sind keine Veröffentlichungen bekannt, die den Einfluss der Eigenschaften dieser metallischen Glaspulver auf die Bindung und Abscheidung von Pulvern untersuchen, die beim Einsatz des Kaltspritzverfahrens auftreten.

Der BFI von MG Cu50Zr20Ni30-Legierungspulvern ist in Abb. 12a zu sehen, das auf ein SUS 304-Substrat aufgetragen wurde (Abb. 11, 12b). Auf dem Bild ist zu erkennen, dass die Beschichtungspulver ihre ursprüngliche amorphe Struktur beibehalten haben, da sie eine zarte Labyrinthstruktur ohne kristalline Merkmale oder Gitterfehler aufweisen. Das Bild hingegen deutete auf das Vorhandensein von Fremdphasen hin, was durch die Nanopartikel angedeutet wurde, die in die Matrix der MG-Beschichtungspulver eingebaut waren (Abb. 12a). Abbildung 12c zeigt das indizierte Nanostrahlbeugungsmuster (NBDP), das der Zone I zugeordnet ist (Abb. 12a). Wie in Abb. 12c zu sehen ist, zeigte das NBDP ein schwaches Halo-Diffusmuster einer amorphen Struktur, das mit scharfen Flecken koexistierte, die kristallinen metastabilen – plus tetragonalen – CuO-Phasen von Zr2Ni mit großen Würfeln entsprachen. Bei der Bewegung von der Düse der Pistole unter Überschallströmung zum SUS 304 im Freien kann die Bildung von CuO auf die Oxidation der Pulver zurückzuführen sein. Andererseits wurde die Bildung einer Big-Cube-Phase durch die Entglasung der metallischen Glaspulver bei der Kaltspritzverarbeitung bei 550 °C für 30 Minuten realisiert.

(a) FE-HRTEM-Bild von MG-Pulvern, die auf (b) SUS 304-Substrat (Einschub in der Abbildung) aufgetragen wurden. Der indizierte NBDP des in (a) gezeigten kreisförmigen Symbols wird in (c) angezeigt.

Ein unabhängiges Experiment wurde durchgeführt, um diesen möglichen Mechanismus für die Bildung von großwürfeligen Zr2Ni-Nanopartikeln zu verifizieren. Während dieses Experiments wurden die Pulver aus der Pistole bei 550 °C in Richtung des SUS 304-Substrats gesprüht; Sie wurden jedoch so schnell wie möglich (~ 60 s) vom SUS304-Streifen entfernt, um den Glüheffekt auf die Pulver zu beleuchten. Es wurde eine weitere Reihe von Experimenten durchgeführt, und in diesem Versuch wurden die Pulver nach einer Abscheidung von ca. 180 s vom Substrat entfernt.

Abbildung 13a,b zeigt die Dunkelfeldbilder (DFIs), die mit einem Rastertransmissionselektronenmikroskop (STEM) für die beiden gesprühten Materialien erhalten wurden, die 60 bzw. 180 s lang auf einem SUS 304-Substrat abgeschieden wurden. Das Bild der 60 s lang abgeschiedenen Pulver wies keine morphologischen Details auf und zeigte keine Merkmale (Abb. 13a). Dies wurde auch durch die XRD bestätigt, die darauf hinwies, dass die allgemeine Struktur dieser Pulver amorph ist, wie die breiten primären und sekundären Beugungsmaxima in Abb. 14a nahelegen. Dies weist darauf hin, dass keine Ausfällung einer metastabilen/intermediären Phase erfolgt, in der die Pulver ihre ursprüngliche amorphe Struktur beibehalten. Im Gegensatz dazu zeigten die Pulver, die bei der gleichen Temperatur (550 °C) gesprüht wurden, aber 180 s lang auf dem Substratmaterial belassen wurden, eine Ausfällung nanodimensionaler kristalliner Körner, wie durch die Pfeile in Abb. 13b angezeigt.

Rastertransmissionselektronenmikroskop-/Dunkelfeldbilder (STEM/DFIs) von kalten Cu50Zr20Ni30 MG-Pulvern, die (a) 60 s und (b) 180 s lang auf SUS 304 °C abgeschieden wurden. Das TEM-Bild mit atomarer Auflösung und der zugehörige NBDP des in Abb. 12a indizierten Kreissymbols für die über 1800 Sekunden auf dem Substrat abgeschiedenen Pulver werden in (c) bzw. (d) angezeigt.

Einfluss von Kaltspray auf die Struktur und thermische Stabilität von MG Cu50Zr30Ni20-Pulvern. XRD-Muster von MG Cu50Zr30Ni20-Pulvern, die nach 50 Stunden MA-Zeit erhalten wurden, sind in (a) dargestellt. Das XRD-Muster und das entsprechende DSC-Thermogramm der MA-Pulver, die bei 550 °C kaltgesprüht wurden, sind in (b) bzw. (c) dargestellt. Die XRD-Muster der kaltgespritzten MG-Pulver, die auf 600 °C bzw. 700 °C erhitzt wurden, sind in (d) bzw. (e) dargestellt.

Die Abbildungen 13c und d zeigen jeweils das FE-HRTEM-Bild und das entsprechende NBDP der Zone I, die in Abb. 12a dargestellt ist. Während des Kaltspritzverfahrens, das 1800 Sekunden lang fünfmal bei 550 °C wiederholt wurde, wurde ein erheblicher Volumenanteil nanokristalliner kugelförmiger Körner erhalten, und diese Körner neigten dazu, in die metallische Glasmatrix eingebettet zu werden, wie in Abb. 13c dargestellt. Dies wird durch das erhaltene TEM-Bild mit atomarer Auflösung angezeigt. Wie vom indizierten NBDP vorgeschlagen, konnte das NBDP bestätigen, dass diese Nanokügelchen mit der Big-Cube-Form von Zr2Ni43 verbunden waren (Abb. 13d).

Die Analyse der in Abb. 14b dargestellten Beugungslinien zeigt, dass die über 180 s abgeschiedenen Pulver mit der Ti2Ni-Struktur43 (E93-Struktur, Raumgruppe Fd3m) verbunden sind. Die Gitterkonstante a0 dieser kristallinen Phase wurde unter Verwendung der Hauptbeugungslinie (3 3 3) in Abb. 14b zu 1,2295 nm bestimmt.

Abbildung 14c zeigt die DSC-Kurven der Pulver, nachdem sie 1800 Sekunden lang fünfmal bei 550 °C gesprüht wurden. Durch den Vergleich des Scans dieser Probe mit dem von Pulvern, die nach 50 Stunden MA-Zeit aufgenommen wurden, während der der Kristallisationsprozess in einem einzigen Schritt durchgeführt wurde, konnten wir feststellen, dass es einen signifikanten Unterschied zwischen den beiden Proben gab (Abb. 10c). ). Es ist bekannt geworden, dass sich die Art und Weise, wie die Kristallisation funktioniert, durch die Kaltspritztechnik erheblich verändert hat. Dies wird durch die Änderung des Kristallisationsprozesses impliziert, der in zwei Schritten abläuft und durch die beiden exothermen Reaktionen gekennzeichnet ist, die bei 591 °C bzw. 634 °C auftraten, wie in Abb. 14c dargestellt. Die Kristallisationsprozesse, die in zwei Schritten abliefen, führten zur Bildung orthorhombischer Phasen von ZrNi und Zr7Cu10, wie durch die in Abb. 14d bzw. e dargestellte XRD belegt.

Die typische mit MG-Cu50Zr30Ni20 beschichtete/SUS304-Probe, die vertikal auf einem Cu-SEM-Probenhalter montiert wurde, ist in Abb. 15a dargestellt. Das FE-SEM-Bild der Draufsicht dieser Probe ist in Abb. 15b dargestellt. Wie in Abb. 15b zu sehen ist, wies die Probe mit einer Dicke von weniger als 22 µm Merkmale einer dichten Struktur und einer relativ rauen Oberflächenmorphologie auf. Es lässt sich feststellen, dass an der Grenzfläche zwischen Beschichtungs- und Substratmaterial keine Mikrorisse vorhanden sind, was auf die Bildung eines gut verbundenen Verbundwerkstoffs schließen lässt, wie in Abb. 15b dargestellt.

Eine typische MG-Cu50Zr30Ni20-beschichtete/SUS304-Probe, die vertikal auf dem Cu-SEM-Probenhalter (b) montiert wurde, ist in Abbildung (a) dargestellt. Die STEM-Aufnahme der ionenpolierten Proben ist in (c) dargestellt. In der Zwischenzeit werden die in (c) indizierten FE-HRTEM von Zone I und Zone II in (d) und (f) zusammen mit ihren NBDPs (e, g) angezeigt. Das FE-SEM-Bild der Draufsicht dieser Probe ist in (b) dargestellt.

Detailliertere Charakterisierungen der Beschichtungs- und Substratmaterialien wurden mit der STEM-Technik erhalten. Das Draufsicht-STEM-Bild der ionengemahlenen Probe ist in Abb. 15c dargestellt. Dieses STEM-Bild mit geringer Vergrößerung weist auf eine gute Bindung über den Nanobereich hinaus zwischen dem Beschichtungsmaterial MG-Cu50Zr30Ni20 und dem SUS304-Substrat hin, die durch das Fehlen von Poren und Rissen an der Grenzfläche gekennzeichnet ist (Abb. 15c). Die FE-HRTEM der in Abb. 15c indizierten Regionen I und II sind in Abb. 15d bzw. g dargestellt. Das entsprechende Bild der Zone I zeigte eine nichtkristalline Struktur mit labyrinthartiger Morphologie, was auf das Vorhandensein einer amorphen Phase hinweist (Abb. 15d). Darüber hinaus zeigte das NBDP (Abb. 15e), das sich auf das in Abb. 15c gezeigte Bild bezieht, ein Halomuster einer amorphen Struktur. Das FE-HRTEM-Bild und das entsprechende NBDP in Bezug auf Zone II, die sich am Substratmaterial (SUS 304) befindet, sind in Abb. 15f bzw. g dargestellt. Die Probe, die kontinuierliche Absteckfehler aufwies, zeigte Streifenbilder im Zusammenhang mit austenitischem SUS304 mit einer Zonenachse < 110 >, wie in Abb. 15f,g dargestellt.

Abbildung 16a zeigt die Schüttdichte von MG-Cu50(Zr50−xNix)50, wobei x 10, 20, 30 und 40 Atom-% beschichtetes SUS304 entspricht. Die Dichtemessungen wurden bei Umgebungstemperatur mit reinem Toluol unter Verwendung des Ansatzes von Archimedes durchgeführt. Für den Zweck dieser Untersuchung wurde die Platte aus SUS304-Substrat (Abb. 16b), die mit MG-Pulvern mit einer Dicke von ca. 25 µm beschichtet war, in gleiche Abschnitte von (1 cm × 1 cm) unterteilt, wie in Abb. 16c dargestellt. Das Gewicht jeder Probe mit unterschiedlichen Ni-Konzentrationen und ihre Abmessungen wurden präzise gemessen, um das Volumen der Proben zu berechnen. Dieses Verfahren wurde dreimal wiederholt, wobei drei verschiedene Proben verwendet wurden. Die Dichte von reinem SUS304 (vor der Beschichtung) wurde gemessen und betrug 7,93 g/cm3 (Abb. 16a). Die Dichte der Verbundprobe mit 40 Atom-% Zr betrug 8,56 g/cm3 (Abb. 16a). Eine Erhöhung des Zr-Gehalts auf 20 Atom-% bzw. 30 Atom-% führte zu einer deutlichen Verringerung der Dichte auf 8,46 bzw. 8,06 g/cm3, wie in Abb. 16a dargestellt. MG-Cu50Zr10Ni40 beschichtet/SUS304 hatte eine Schüttdichte von 8,03 g/cm3.

(a) Gemessene Schüttdichte von MG-Cu50(Zr50−xNix)50 beschichtet/SUS304. Das SUS304-Substrat vor und nach der Kaltspritzbeschichtung ist in (b) bzw. (c) dargestellt.

Zur Bewertung der hemmenden Wirkung einer metallischen Glasbeschichtung/SUS304 auf die Biofilmbildung, der Biofilmbildung auf elementaren Metallen (Cu, Zr, Ni), binären (Zr50Ni50, Cu70Zr30) und ternären (Cu50(Zr50−xNix)) Systemen sowie der Lebensfähigkeit Die Anzahl der von den beschichteten und nichtbeschichteten Coupons freigesetzten Zellen wurde untersucht. Als Modellbakterien wurden gramnegative Escherichia coli (ATCC 25922) ausgewählt. Die hemmende Wirkung beschichteter Oberflächen wurde quantitativ durch koloniebildende Einheiten (KBE)/ml unterstützt. Die mittlere Koloniezahl beider Arten von Coupons ist in Abb. 17 dargestellt.

Hemmung der Biofilmadhäsion auf (a) unbeschichteten SUS304-Coupons und elementaren Cu-, Ni- und Zr-Metallen, (b) binären Zr50Ni50-, Cu50Zr50- und Cu70Zr30-Systemen. Die Ergebnisse zur Hemmung der Biofilmadhäsion ausgewählter ternärer Cu50(Zr50−xNix)-Systeme (x; 10, 20, 30 at.%) sind in (b) dargestellt. Die Anzahl der lebensfähigen Biofilme von E. coli (ATCC 25922) wurde zu verschiedenen Zeitpunkten (24, 48 und 72 Stunden) anhand der getesteten Beschichtungslegierung (13b) oder der beschichteten und nicht beschichteten Kontrollproben (13a) gezählt. Der von E. coli (ATCC 25922) gebildete Biofilm wurde durch ternäre Systeme (CuZrNi) zu allen getesteten Zeitpunkten im Vergleich zu beschichteten Kontrollcoupons deutlich gehemmt. Die Ergebnisse stellen den Mittelwert ± SD von 3 unabhängigen Experimenten dar.

Abbildung 17a zeigt die Hemmwirkung eines mit Kaltspray beschichteten SUS304-Substrats mit elementaren Cu-, Ni- und Zr-Metallen. In der Zwischenzeit wurde das antibakterielle Verhalten von mit Kältespray beschichteten binären (Zr50Ni50, Cu50Zr50 und Cu60Zr30) und ternären (Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20 und Cu50Zr20Ni30) SUS304 gegen die Biofilmbildung von E. coli (ATCC 25922) bei Inkubation für 24 Stunden, 48 Stunden und 24 Stunden untersucht In Abb. 17b sind insgesamt 72 h dargestellt. Obwohl berichtet wurde, dass die antimikrobielle Wirkung von Kupferionen dosisabhängig ist23, zeigen in unseren Ergebnissen (Abb. 17a) nur reine Cu-100 %-Nanobeschichtungen kein Wachstum. Eine ähnliche antimikrobielle Aktivität wurde jedoch auch mit nur 50 % Cu im Fall von Cu50Zr40Ni10 (kein Wachstum nach 72 Stunden), Cu50Zr30Ni20 (2,8 × 103 KBE/ml nach 72 Stunden) und Cu50Zr20Ni30 (8 × 103 KBE/ml nach 72 Stunden) erzielt h), das im Vergleich zu Systemen ohne Cu-Nanobeschichtung (Zr50Ni50) eine Biofilmhemmung von mehr als 95 % zeigt, wie in Abb. 17b dargestellt. Darüber hinaus hemmten Substrate, die mit Cu50Zr20Ni30, Cu50Zr30Ni20 und Cu50Zr40Ni10 beschichtet waren, die Koloniebildung von E. coli (Abb. 17b) im Vergleich zur SUS304-, Ni- und Zr-Kontrolle allein zu jedem Zeitpunkt signifikant um mindestens ein Log (Abb. 17a). Diese Ergebnisse waren statistisch signifikant (p < 0,05, n = 3).

Es ist allgemein bekannt, dass reife Biofilmzellen gegenüber einer Behandlung mit antimikrobiellen Reagenzien resistenter sind als Planktonzellen. Die klassische Behandlung mit Antibiotika reicht in der Regel nicht aus, um die auf Implantatgeräten gebildeten Biofilme zu reduzieren, und der Austausch des Implantats ist die einzige Möglichkeit, das Problem zu lösen44,45 ,46,47. Viele Studien zeigten die antibiofilmhemmende Wirkung von Zr, Cu und Ni auf beschichteten Oberflächen. Es wurde berichtet, dass beschichteter Edelstahl mit 304-Cu-, 420-Cu- und 317L-Cu-Metalllegierungen aufgrund einer kontinuierlichen Freisetzung von Cu-Ionen in die Umwelt eine starke antibakterielle Wirkung gegen die Bildung von Biofilmen zeigte48,49. Darüber hinaus wurde von Al-Radha et al. über die antibiofilmhemmende Wirkung von Zr berichtet. die berichteten, dass reines Zirkonoxid eine signifikante Wirkung gegen Biofilm auf glatten Oberflächen zeigte50. Manicone et al.51 haben gezeigt, dass die Verwendung von ZrO2-Oberflächen die Adhäsion von Bakterienzellen in Zahnimplantaten erheblich hemmen kann51. Es wurde darauf hingewiesen, dass metallische Massengläser auf Zr-Basis die Bildung von Biofilmen um bis zu 99,9 % hemmen können52. In der Zwischenzeit haben andere Forscher gezeigt, dass mit Zr-Cu-Ni-Al beschichtete Oberflächen die Wirksamkeit des beschichteten SUS304 gegen Biofilme verbessern, die von E. coli und Staphylococcus aureus (S. aureus) gebildet werden53,54.

Über die Antibiofilm-Wirkungsweise von Cu und die Wirkung der Freisetzung von Cu2+ wurde ausführlich berichtet48,49,50. Die Freisetzung von Cu2+-Ionen aus metallischen Oberflächen und der direkte Kontakt mit Bakterienzellen sind die Hauptgründe für die Wirksamkeit von Cu. Darüber hinaus wurde über die antimikrobielle Wirkung von Cu unter anderem auf bakterielle Zellschäden, Schäden an der äußeren und inneren Zellmembran, oxidative Schäden durch die Produktion reaktiver Sauerstoffspezies (ROS), Hemmung der Enzymproduktion und den Abbau von Nukleinsäuren berichtet49.

Es wurde nachgewiesen, dass die Kombination von Cu, Zr und Ni die Bakterienanhaftung um bis zu 99 % reduzieren kann53. Die meisten Studien zeigten jedoch eine Hemmung der Biofilmbildung nach der Beschichtung der Oberflächen mit mehr als 90 % Cu (Tabelle 3). In dieser Studie können wir eine signifikante Hemmung mit nur 50 % Cu-Gehalt erreichen. Unsere vorliegenden Ergebnisse unterstützen und legen nahe, dass mit Cu50Zr20Ni30, Cu50Zr30Ni20 und Cu50Zr40Ni10 beschichtete Materialien (Abb. 17b) sehr wirksam gegen die Bildung von Biofilmen sind. Der einzige Nachteil unserer vorliegenden Studie besteht jedoch darin, dass eine Bakterienart als Modell verwendet wurde, die möglicherweise nicht die In-vivo-Umgebung widerspiegelt. Es müssen Bakterien untersucht werden, die mehrere Biofilme bilden.

Basierend auf der vorliegenden Studie wurden ternäre Cu50(Zr50−xNix)-Metallglassysteme (x; 10, 20, 30 und 40 Atom-%) aus elementaren Pulvern unter Verwendung einer Kugelmahltechnik mit niedriger Energie synthetisiert. Das nach 50 Stunden erhaltene Endprodukt zeigte eine hohe thermische Stabilität, was durch hohe Tg (447–526 °C) und Tx (526–612 °C) mit großem ΔTx angezeigt wird. Für die Zwecke der vorliegenden Arbeit wurde der Kaltspritzbeschichtungsansatz verwendet, um Cu50(Zr50−xNix)-metallisch glasbeschichtete/SUS 304-Platten bei einer Temperatur knapp über der Tg herzustellen. Aufgrund der Hitze, die bei der plastischen Verformung des SUS 304-Substrats während des Kaltspritzverfahrens entsteht, entglasen erhebliche Volumenanteile metallischer glasartiger Beschichtungspulver in eine große würfelförmige metastabile Zr2Ni-Phase. Den Ergebnissen dieser Studie zufolge waren ternäre Systeme (CuZrNi) im Vergleich zu anderen untersuchten Systemen die wirksamsten Beschichtungsmetalle zur Hemmung der Zelladhäsion von E. coli-Bakterien. Darüber hinaus zeigten CuZrNi-Systeme eine verlängerte Antibiofilmwirkung von bis zu 72 Stunden. Obwohl CuZrNi-Metalllegierungen die beste antibiofilmhemmende Wirkung gegen die Modellspezies E. coli zeigen, sollten sie nicht als einziger Problemlöser für auf Oberflächen gebildeten Biofilm angesehen werden. Es wurde berichtet, dass Bakterienstämme einen Resistenzpfad gegen Metalle entwickeln können, der mit der Resistenz gegen Antibiotika-Behandlungen vergleichbar ist. Daher sollte die Überwindung der Resistenz von Biofilmen gegenüber Metall weiter untersucht werden.

Als Ausgangsreaktanden wurden Pulver reiner metallischer Legierungselemente wie Cu, Ti, Zr, Nb und Ni (mit einer Reinheit von mehr als 99,9 Gew.-% und einem Durchmesser von weniger als 20 µm) verwendet. Die Pulver des in Tabelle 1 aufgeführten Systems wurden ausgewogen, um die durchschnittliche Nennzusammensetzung der Ausgangsladung für binäre, ternäre und mehrkomponentige Systeme auf Cu-Basis (Tabelle 1) zu ergeben, und dann in einer Handschuhbox (UNILAB Pro Glove Box Workstation, mBRAUN, Deutschland) mit Heliumgas gefüllt, um die gewünschte Zusammensetzung zu erhalten. Anschließend wurde eine bestimmte Menge (150 g) der Pulver für das gewünschte System in ein Cr-Stahlfläschchen (1000 ml Fassungsvermögen) gefüllt und zusammen mit 100 Cr-Stahlkugeln (14 mm Durchmesser) verschlossen. Das Gewichtsverhältnis der Kugeln zu Pulver betrug 36:1. Der MA-Prozess wurde gestartet, indem das Fläschchen auf einer Walzenmühle (RM20) der Zoz GmbH, Deutschland, montiert wurde, die bei Raumtemperatur mit einer Rotationsgeschwindigkeit von 235 U/min betrieben wurde. Der Fortschritt der Festkörperreaktion wurde überwacht, indem der MA-Prozess nach der ausgewählten Kugelmahlzeit unterbrochen wurde, wobei das Fläschchen in der Handschuhbox geöffnet wurde, um eine dargestellte Probe zu entnehmen. Alle Proben wurden dann durch unterschiedliche Analysen charakterisiert.

Angesichts der Tatsache, dass die Pulver bei ihrer ersten Synthese nichtkristallin (amorph) waren, ging man davon aus, dass sie beim Erhitzen über ihre Kristallisationstemperatur in eine stabile (kristalline) Phase kristallisieren würden. Da das Ziel dieser Forschung darin besteht, festzustellen, ob metallische Glaslegierungspulver auf Cu-Basis das Wachstum von Biofilmen beeinflussen, ist es von entscheidender Bedeutung, dass die Glasphase während des gesamten Sprühprozesses erhalten bleibt. Aus diesem Grund wurde ein Kaltspritzverfahren verwendet, um beide Seiten der SUS304-Platten zu beschichten. Als Substratmetall wurden Edelstahlbleche (SUS304) verwendet, die zunächst mit Aceton und Ethanol gereinigt und dann 1 Stunde lang in einem Ofen bei 150 °C getrocknet wurden. Vor Beginn des Beschichtungsprozesses wurde die Oberfläche des Substrats durch Aluminiumoxidstrahlen bei Umgebungstemperatur vorbereitet. Es ist wichtig zu beachten, dass der Kaltspray-Ansatz im Gegensatz zu Ansätzen, die auf thermischer Sprühverbrennung basieren, bei niedrigen Temperaturen (im Bereich von 100–900 °C) durchgeführt wird, die weit unter den Schmelzpunkten der Ausgangspulver liegen. In der vorliegenden Arbeit wurde der Kaltspritzprozess bei niedriger Temperatur (400 °C) mit einem Überschallstrahl mit sehr hoher Geschwindigkeit (1200 m/s) eingeleitet.

Mit Geräten von RIGAKU-SMARTLAB 9 kW wurde Röntgenbeugung eingesetzt, um die allgemeinen Strukturveränderungen zu bewerten, die durch das Kugelmahlen von Vorlegierungen auf Cu-Basis auftraten. Unter Verwendung von CuKα-Strahlung mit einer Wellenlänge von 0,15418 nm und einer Betriebsspannung von 45 kV 200 mA wurden alle Proben mit einer Geschwindigkeit von 2θ/min in einem kontinuierlichen 2/θ-Scanmodus bewertet. Der verwendete Detektor war ein Hochgeschwindigkeits-1D-Röntgendetektor namens D/teX Ultra 1D-Modus (D/teX) mit Ni-Filter. Die Beugungsmuster wurden über einen Bereich von 20° bis 80° in 2θ mit einer Schrittgröße von 0,02/2 und einer Dauer von 1 s/Schritt für jede Phase des Prozesses erfasst. Das XRD entstand als Folge konstruktiver und destruktiver Interferenz, die durch die Streuung von Röntgenstrahlen an in einer regelmäßigen Anordnung angeordneten Atomen verursacht wurde. Beugungslinien erschienen in Winkeln, die mit Braggs Methode übereinstimmten.

Unter Verwendung von JEOL-Mikroskopen des Modells JEOL 2000F mit einer Auflösung von 0,17 nm und einem Betrieb bei einer Spannung von 200 kV wurde ein hochauflösendes Feldemissions-Transmissionselektronenmikroskop (FE-HRTEM) verwendet, das mit energiedispersiver Röntgenspektroskopie (EDS) ausgestattet war ) wurde verwendet, um Pulverproben von synthetisierten Materialien zu untersuchen. Nach dem Auflösen der Probenpulver in Ethanol wurden einige Tropfen der resultierenden Lösung auf ein Kupfer (Cu)-Mikrogitter gegeben und im Vakuum trocknen gelassen. Anschließend wurde das Microgid auf dem TEM-Transferstab installiert, bevor es in die Vakuumprobenkammer des TEM übertragen wurde. EDS wurde verwendet, um eine Elementaranalyse der mikroskopischen Aufnahmen durchzuführen, die für das Hellfeldbild (BFI), das Dunkelfeldbild (DFI) und die Elektronenbeugungsmuster ausgewählter Bereiche (SADPs) aufgenommen wurden. Einzelheiten zu diesen Messungen, jedoch für ein anderes System, werden an anderer Stelle beschrieben44.

Zur Untersuchung der morphologischen Charakterisierung der Proben und ihrer Elementarzusammensetzungen wurde Feldemissions-Rasterelektronenmikroskopie (FESEM/EDS) mit JEOL: JSM-7800F und einer Beschleunigungsleistung von 15 kV eingesetzt. Die Pulverproben wurden auf doppelseitig klebendes Kohlenstoffband gelegt und auf einem Cu-Probenhalter platziert. Die Proben verhinderten eine mögliche Aufladung im Bild und hielten das Pulver stabil. Die Proben wurden zur Analyse in die FE-SEM-Kammer eingeführt. Die Konzentrationen der metallischen Legierungselemente in den kugelgemahlenen Pulvern wurden sowohl mit TEM/EDS- als auch mit SEM/EDS-Techniken44 bestimmt.

Das Shimadzu Thermal Analysis System/TA-60WS wurde unter Verwendung eines Differentialscanningkalorimeters (DSC) eingesetzt, um die thermische Stabilität der kugelgemahlenen Pulver, indiziert durch die Übergangsglastemperatur (Tg) und die Kristallisationstemperatur (Tx), unter Verwendung von a zu untersuchen Heizrate von 40 °C/min.

Als Testorganismus wurde Escherichia coli (ATCC 25922) verwendet. Biofilme wurden gemäß unserer vorherigen Arbeit25 gezüchtet. Sterile, einfach beschichtete Systeme (Cu, Zr, Ni), binäre Systeme (ZrNi, CuZr) und ternäre Systeme (CuZrNi) in dreifacher Ausführung (22 mm2) wurden vertikal in konischen 50-ml-Röhrchen mit 6 ml vorgewärmtem BHI (Brain Heart) positioniert Infusion). In jedes Röhrchen wurden 100 μl 0,5 McFarland-Standardsuspensionen (entspricht 1,5 × 108 KBE ml−1) einer 24-Stunden-Kultur planktonischer Zellen gegeben. Bakterielle Inokulumpräparate, die Bakterienkultur über Nacht wurde zentrifugiert (8000 g, 10 Min.), um Zellpellet zu erzeugen, die Bakterienzellen wurden dann mit entionisiertem Wasser gewaschen, gefolgt von einer Resuspension in BHI, und die optische Dichte wurde auf 108 KBE/ml eingestellt. Anschließend wurden die Röhrchen auf einem Schüttler inkubiert, um die Bildung eines Biofilms zu ermöglichen. Dreifach beschichtete Coupons wurden zu jedem Zeitpunkt (24, 48, 72 Stunden) entfernt und dann mit Phosphatpufferlösung (PBS) gespült, um nicht anhaftende Bakterienzellen zu entfernen. Die beschichteten Coupons wurden dann in ein frisches Röhrchen mit 6 ml BHI überführt und 1 Minute lang bei maximaler Geschwindigkeit vortexiert. Zur Zählung der lebensfähigen Bakterien wurden die Suspensionsergebnisse nach dem Vortexen seriell in PBS verdünnt und auf Nähragar (NA) ausplattiert. Anschließend wurden die lebensfähigen Bakterien gezählt.

Die während der aktuellen Studie verwendeten und/oder analysierten Datensätze sind auf begründete Anfrage beim entsprechenden Autor erhältlich.

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Diese Arbeit wurde teilweise von der Kuwait Foundation for the Advancement of Sciences (KFAS) unter der Vertragsnummer 2010-550401 finanziert. Die subfinanzielle Unterstützung, die das Nanotechnology and Advanced Materials Program – Energy and Building Research Center, Kuwait Institute for Scientific Research erhält, wird sehr geschätzt. Wir möchten der kuwaitischen Regierung unseren tiefsten Dank dafür aussprechen, dass sie die in dieser Arbeit verwendete Ausrüstung gekauft hat und dafür das Budget verwendet hat, das für das Projekt unter der Leitung des zweiten Autors (P-KISR-06-04) von Establishing Nanotechnology Center in KISR vorgesehen ist sehr geschätzt, das vom zweiten Autor (M. Sherif) geleitet wurde.

Biotechnologieprogramm, Forschungszentrum für Umwelt und Biowissenschaften, Kuwait Institute for Scientific Research, 13109, Kuwait, Kuwait

Ahmad Aldhameer und Mohamed Kishk

Nanotechnologie- und Advanced-Materials-Programm, Energie- und Gebäudeforschungszentrum, Kuwait-Institut für wissenschaftliche Forschung, 13109, Kuwait, Kuwait

M. Sherif El-Eskandarany, Mohmmad Banyan und Fahad Alajmi

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AA: entwarf den experimentellen Teil im Zusammenhang mit mikrobiologischen Tests und schrieb die Ergebnisse und Diskussionen im Zusammenhang mit dem mikrobiologischen Teil. Er beteiligte sich mit MK an mikrobiologischen Tests; MSE-E.: entwarf den Masterplan für die Materialvorbereitung und -charakterisierung; machte die TEM- und SEM-Charakterisierungen und schrieb die Materialien als Teil des Manuskripts. FA und MB trugen gleichermaßen zu dieser Arbeit bei, indem sie die Probenvorbereitungen und XRD-Experimente durchführten. Alle Autoren haben die veröffentlichte Version des Manuskripts gelesen und ihr zugestimmt.

Korrespondenz mit Ahmad Aldhameer.

Die Autoren geben an, dass keine Interessenkonflikte bestehen.

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Nachdrucke und Genehmigungen

Aldhameer, A., El-Eskandarany, MS, Banyan, M. et al. Synthese und Charakterisierung metallischer glasartiger Cu-Zr-Ni-Pulver, dekoriert mit großwürfeligen Zr2Ni-Nanopartikeln für potenzielle Antibiofilm-Beschichtungsanwendungen. Sci Rep 12, 13163 (2022). https://doi.org/10.1038/s41598-022-17471-x

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Eingegangen: 28. Mai 2022

Angenommen: 26. Juli 2022

Veröffentlicht: 01. August 2022

DOI: https://doi.org/10.1038/s41598-022-17471-x

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