از بازدید شما از Nature.com متشکریم. نسخه مرورگری که استفاده می‌کنید پشتیبانی محدودی از CSS دارد. برای بهترین تجربه، توصیه می‌کنیم از یک مرورگر به‌روز استفاده کنید (یا حالت سازگاری را در Internet Explorer غیرفعال کنید). در عین حال، برای اطمینان از ادامه پشتیبانی، سایت را بدون استایل‌ها و جاوا اسکریپت رندر خواهیم کرد.
بیوفیلم‌ها جزء مهمی در ایجاد عفونت‌های مزمن هستند، به خصوص در مورد دستگاه‌های پزشکی. این مشکل چالش بزرگی را برای جامعه پزشکی ایجاد می‌کند، زیرا آنتی‌بیوتیک‌های استاندارد فقط می‌توانند بیوفیلم‌ها را تا حد بسیار محدودی از بین ببرند. جلوگیری از تشکیل بیوفیلم منجر به توسعه روش‌های مختلف پوشش‌دهی و مواد جدید شده است. هدف این تکنیک‌ها پوشش سطوح به روشی است که از تشکیل بیوفیلم جلوگیری می‌کند. آلیاژهای فلزی شیشه‌ای، به ویژه آنهایی که حاوی فلزات مس و تیتانیوم هستند، به پوشش‌های ضدمیکروبی ایده‌آلی تبدیل شده‌اند. در عین حال، استفاده از فناوری اسپری سرد افزایش یافته است زیرا روشی مناسب برای پردازش مواد حساس به دما است. بخشی از هدف این تحقیق، توسعه یک شیشه فلزی فیلم ضدباکتری جدید متشکل از سه‌گانه Cu-Zr-Ni با استفاده از تکنیک‌های آلیاژسازی مکانیکی بود. پودر کروی که محصول نهایی را تشکیل می‌دهد، به عنوان ماده اولیه برای اسپری سرد سطوح فولاد ضدزنگ در دماهای پایین استفاده می‌شود. زیرلایه‌های پوشش داده شده با شیشه فلزی توانستند تشکیل بیوفیلم را در مقایسه با فولاد ضدزنگ حداقل ۱ لگاریتم به طور قابل توجهی کاهش دهند.
در طول تاریخ بشر، هر جامعه‌ای توانسته است معرفی مواد جدید را برای برآورده کردن نیازهای خاص خود توسعه و ترویج دهد که منجر به افزایش بهره‌وری و رتبه‌بندی در اقتصاد جهانی شده است.1 این امر همواره به توانایی انسان در طراحی مواد و تجهیزات تولیدی و همچنین طراحی‌هایی برای تولید و توصیف مواد برای دستیابی به سلامت، آموزش، صنعت، اقتصاد، فرهنگ و سایر زمینه‌ها از یک کشور یا منطقه به کشور یا منطقه دیگر نسبت داده شده است. پیشرفت صرف نظر از کشور یا منطقه سنجیده می‌شود.2 به مدت 60 سال، دانشمندان مواد زمان زیادی را به یک وظیفه اصلی اختصاص داده‌اند: جستجوی مواد جدید و پیشرفته. تحقیقات اخیر بر بهبود کیفیت و عملکرد مواد موجود و همچنین سنتز و اختراع انواع کاملاً جدید مواد متمرکز شده است.
افزودن عناصر آلیاژی، اصلاح ریزساختار ماده و اعمال روش‌های عملیات حرارتی، مکانیکی یا ترمومکانیکی منجر به بهبود قابل توجهی در خواص مکانیکی، شیمیایی و فیزیکی مواد مختلف شده است. علاوه بر این، ترکیبات تاکنون ناشناخته با موفقیت سنتز شده‌اند. این تلاش‌های مداوم منجر به ایجاد خانواده جدیدی از مواد نوآورانه شده است که در مجموع به عنوان مواد پیشرفته شناخته می‌شوند. نانوکریستال‌ها، نانوذرات، نانولوله‌ها، نقاط کوانتومی، شیشه‌های فلزی آمورف صفر بعدی و آلیاژهای با آنتروپی بالا تنها نمونه‌هایی از مواد پیشرفته‌ای هستند که از اواسط قرن گذشته در جهان ظاهر شده‌اند. در ساخت و توسعه آلیاژهای جدید با خواص بهبود یافته، چه در محصول نهایی و چه در مراحل میانی تولید آن، اغلب مشکل عدم تعادل اضافه می‌شود. در نتیجه معرفی تکنیک‌های جدید تولید که امکان انحراف قابل توجه از تعادل را فراهم می‌کنند، دسته کاملاً جدیدی از آلیاژهای نیمه پایدار، معروف به شیشه‌های فلزی، کشف شده است.
کار او در Caltech در سال 1960، مفهوم آلیاژهای فلزی را متحول کرد، زمانی که آلیاژهای شیشه‌ای Au-25 at.% Si را با انجماد سریع مایعات با دمای تقریباً یک میلیون درجه در ثانیه سنتز کرد. 4 کشف پروفسور پاول دووز نه تنها آغاز تاریخ شیشه‌های فلزی (MS) را رقم زد، بلکه منجر به تغییر پارادایم در نحوه تفکر مردم در مورد آلیاژهای فلزی نیز شد. از زمان اولین تحقیقات پیشگام در سنتز آلیاژهای MS، تقریباً همه شیشه‌های فلزی با استفاده از یکی از روش‌های زیر به طور کامل به دست آمده‌اند: (i) انجماد سریع مذاب یا بخار، (ii) بی‌نظمی شبکه اتمی، (iii) واکنش‌های آمورفیزاسیون حالت جامد بین عناصر فلزی خالص و (iv) انتقال فاز جامد از فازهای شبه‌پایدار.
MGها به دلیل عدم وجود نظم اتمی دوربرد مرتبط با کریستال‌ها، که از ویژگی‌های تعیین‌کننده کریستال‌ها است، متمایز می‌شوند. در دنیای مدرن، پیشرفت‌های بزرگی در زمینه شیشه فلزی حاصل شده است. اینها مواد جدیدی با خواص جالب هستند که نه تنها برای فیزیک حالت جامد، بلکه برای متالورژی، شیمی سطح، فناوری، زیست‌شناسی و بسیاری از زمینه‌های دیگر نیز مورد توجه هستند. این نوع جدید از مواد دارای خواصی است که با فلزات سخت متفاوت است و آن را به کاندیدای جالبی برای کاربردهای فناوری در زمینه‌های مختلف تبدیل می‌کند. آنها دارای برخی از خواص مهم هستند: (i) شکل‌پذیری مکانیکی بالا و استحکام تسلیم، (ii) نفوذپذیری مغناطیسی بالا، (iii) وادارندگی کم، (iv) مقاومت در برابر خوردگی غیرمعمول، (v) استقلال دما. رسانایی 6.7.
آلیاژسازی مکانیکی (MA)1،8 روشی نسبتاً جدید است که اولین بار در سال 19839 توسط پروفسور KK Kok و همکارانش معرفی شد. آنها پودرهای آمورف Ni60Nb40 را با آسیاب کردن مخلوطی از عناصر خالص در دمای محیط بسیار نزدیک به دمای اتاق تولید کردند. معمولاً واکنش MA بین پیوند نفوذی پودرهای واکنش‌دهنده در یک راکتور، که معمولاً از فولاد ضد زنگ ساخته شده است، در یک آسیاب گلوله‌ای انجام می‌شود. 10 (شکل 1a، b). از آن زمان، این روش واکنش حالت جامد القایی مکانیکی برای تهیه پودرهای جدید آلیاژ شیشه آمورف/فلزی با استفاده از آسیاب‌های گلوله‌ای و میله‌ای کم‌انرژی (شکل 1c) و پرانرژی 11،12،13،14،15،16 استفاده شده است. به طور خاص، این روش برای تهیه سیستم‌های امتزاج‌ناپذیر مانند Cu-Ta17 و همچنین آلیاژهای با نقطه ذوب بالا مانند سیستم‌های Al-metal transition (TM، Zr، Hf، Nb و Ta)18،19 و Fe-W20 استفاده شده است. که با روش‌های پخت متداول قابل دستیابی نیست. علاوه بر این، MA یکی از قدرتمندترین ابزارهای نانوفناوری برای تولید ذرات پودری نانوبلوری و نانوکامپوزیتی اکسیدهای فلزی، کاربیدها، نیتریدها، هیدریدها، نانولوله‌های کربنی، نانوالماس‌ها و همچنین تثبیت گسترده با استفاده از رویکرد بالا به پایین در نظر گرفته می‌شود. 1 و مراحل شبه‌پایدار.
شماتیکی که روش ساخت مورد استفاده برای تهیه پوشش شیشه فلزی Cu50(Zr50-xNix)/SUS 304 در این مطالعه را نشان می‌دهد. (الف) تهیه پودرهای آلیاژ MC با غلظت‌های مختلف Nix (x؛ 10، 20، 30 و 40 اتمسفر درصد) با استفاده از روش آسیاب گلوله‌ای کم‌انرژی. (الف) ماده اولیه به همراه گلوله‌های فولادی ابزار در یک استوانه ابزار بارگذاری شده و (ب) در یک محفظه دستکش پر از اتمسفر He آب‌بندی می‌شود. (ج) مدل شفاف ظرف سنگ‌زنی که حرکت گلوله را در حین سنگ‌زنی نشان می‌دهد. محصول پودر نهایی که پس از 50 ساعت به دست آمد، برای پوشش‌دهی اسپری سرد زیرلایه SUS 304 استفاده شد (د).
وقتی صحبت از سطوح مواد حجیم (زیرلایه‌ها) می‌شود، مهندسی سطح شامل طراحی و اصلاح سطوح (زیرلایه‌ها) برای ارائه خواص فیزیکی، شیمیایی و فنی خاصی است که در ماده حجیم اصلی وجود ندارند. برخی از خواصی که می‌توانند به طور مؤثر از طریق عملیات سطحی بهبود یابند عبارتند از سایش، مقاومت در برابر اکسیداسیون و خوردگی، ضریب اصطکاک، زیست‌خنثی بودن، خواص الکتریکی و عایق حرارتی، که تنها چند نمونه از آنها هستند. کیفیت سطح را می‌توان با روش‌های متالورژیکی، مکانیکی یا شیمیایی بهبود بخشید. به عنوان یک فرآیند شناخته شده، پوشش به سادگی به عنوان یک یا چند لایه از ماده که به صورت مصنوعی روی سطح یک جسم حجیم (زیرلایه) ساخته شده از ماده دیگر اعمال می‌شود، تعریف می‌شود. بنابراین، پوشش‌ها تا حدی برای دستیابی به خواص فنی یا تزئینی مورد نظر و همچنین برای محافظت از مواد در برابر فعل و انفعالات شیمیایی و فیزیکی مورد انتظار با محیط استفاده می‌شوند.23
برای اعمال لایه‌های محافظ مناسب از چند میکرومتر (زیر 10-20 میکرومتر) تا بیش از 30 میکرومتر یا حتی چندین میلی‌متر، می‌توان از روش‌ها و تکنیک‌های متنوعی استفاده کرد. به طور کلی، فرآیندهای پوشش‌دهی را می‌توان به دو دسته تقسیم کرد: (i) روش‌های پوشش‌دهی مرطوب، شامل آبکاری الکتریکی، آبکاری الکتریکی و گالوانیزه گرم، و (ii) روش‌های پوشش‌دهی خشک، شامل لحیم‌کاری، سخت‌کاری، رسوب فیزیکی بخار (PVD)، رسوب شیمیایی بخار (CVD)، تکنیک‌های اسپری حرارتی و اخیراً تکنیک‌های اسپری سرد 24 (شکل 1d).
بیوفیلم‌ها به عنوان جوامع میکروبی تعریف می‌شوند که به طور برگشت‌ناپذیر به سطوح متصل شده و توسط پلیمرهای خارج سلولی (EPS) خودساخته احاطه شده‌اند. تشکیل یک بیوفیلم بالغ سطحی می‌تواند منجر به خسارات قابل توجهی در بسیاری از صنایع، از جمله فرآوری مواد غذایی، سیستم‌های آب و مراقبت‌های بهداشتی شود. در انسان، با تشکیل بیوفیلم‌ها، درمان بیش از 80٪ موارد عفونت‌های میکروبی (از جمله انتروباکتریاسه و استافیلوکوک‌ها) دشوار است. علاوه بر این، گزارش شده است که بیوفیلم‌های بالغ در مقایسه با سلول‌های باکتریایی پلانکتونی، 1000 برابر در برابر درمان آنتی‌بیوتیکی مقاوم‌تر هستند، که این یک چالش بزرگ درمانی محسوب می‌شود. از نظر تاریخی، از مواد پوشش سطحی ضد میکروبی مشتق شده از ترکیبات آلی رایج استفاده شده است. اگرچه چنین موادی اغلب حاوی اجزای سمی هستند که به طور بالقوه برای انسان مضر هستند،25،26 این می‌تواند به جلوگیری از انتقال باکتری‌ها و تخریب مواد کمک کند.
مقاومت گسترده باکتریایی در برابر درمان آنتی‌بیوتیکی به دلیل تشکیل بیوفیلم، منجر به نیاز به توسعه یک سطح پوشش داده شده با غشای ضدمیکروبی مؤثر شده است که بتوان آن را با خیال راحت اعمال کرد27. توسعه یک سطح ضدچسب فیزیکی یا شیمیایی که سلول‌های باکتریایی نتوانند به دلیل چسبندگی به آن متصل شوند و بیوفیلم تشکیل دهند، اولین رویکرد در این فرآیند است27. فناوری دوم، توسعه پوشش‌هایی است که مواد شیمیایی ضدمیکروبی را دقیقاً در جایی که مورد نیاز هستند، در مقادیر بسیار غلیظ و متناسب، ارائه می‌دهند. این امر از طریق توسعه مواد پوشش منحصر به فرد مانند گرافن/ژرمانیوم28، الماس سیاه29 و پوشش‌های کربنی الماس مانند آلاییده شده با ZnO30 که در برابر باکتری‌ها مقاوم هستند، حاصل می‌شود، فناوری‌ای که توسعه سمیت و مقاومت ناشی از تشکیل بیوفیلم را به حداکثر می‌رساند. علاوه بر این، پوشش‌های حاوی مواد شیمیایی میکروب‌کش که محافظت طولانی مدت در برابر آلودگی باکتریایی را فراهم می‌کنند، به طور فزاینده‌ای محبوب می‌شوند. در حالی که هر سه روش قادر به اعمال فعالیت ضدمیکروبی بر روی سطوح پوشش داده شده هستند، هر کدام مجموعه‌ای از محدودیت‌های خاص خود را دارند که باید هنگام تدوین یک استراتژی کاربردی در نظر گرفته شوند.
محصولاتی که در حال حاضر در بازار موجود هستند، به دلیل کمبود زمان برای تجزیه و تحلیل و آزمایش پوشش‌های محافظ برای مواد فعال بیولوژیکی، با مشکل مواجه هستند. شرکت‌ها ادعا می‌کنند که محصولاتشان جنبه‌های عملکردی مطلوب را در اختیار کاربران قرار می‌دهد، با این حال، این امر به مانعی برای موفقیت محصولات موجود در بازار تبدیل شده است. ترکیبات مشتق شده از نقره در اکثر قریب به اتفاق داروهای ضد میکروبی موجود در بازار استفاده می‌شوند. این محصولات برای محافظت از کاربران در برابر قرار گرفتن در معرض میکروارگانیسم‌های بالقوه مضر طراحی شده‌اند. اثر ضد میکروبی تأخیری و سمیت مرتبط با ترکیبات نقره، فشار بر محققان را برای توسعه یک جایگزین کم‌ضرر افزایش می‌دهد36،37. ایجاد یک پوشش ضد میکروبی جهانی که از داخل و خارج عمل کند، همچنان یک چالش است. این امر با خطرات بهداشتی و ایمنی مرتبط همراه است. کشف یک عامل ضد میکروبی که برای انسان کمتر مضر باشد و فهمیدن چگونگی ترکیب آن در بسترهای پوشش با ماندگاری طولانی‌تر، هدفی بسیار مورد توجه است38. جدیدترین مواد ضد میکروبی و ضد بیوفیلم به گونه‌ای طراحی شده‌اند که باکتری‌ها را از فاصله نزدیک یا با تماس مستقیم یا پس از آزاد شدن عامل فعال از بین ببرند. آنها می‌توانند این کار را با مهار چسبندگی اولیه باکتری (از جمله جلوگیری از تشکیل لایه پروتئینی روی سطح) یا با کشتن باکتری‌ها با تداخل در دیواره سلولی انجام دهند.
اساساً، پوشش سطحی فرآیند اعمال یک لایه دیگر به سطح یک قطعه برای بهبود ویژگی‌های سطح است. هدف از پوشش سطحی، تغییر ریزساختار و/یا ترکیب ناحیه نزدیک به سطح یک قطعه است39. روش‌های پوشش سطحی را می‌توان به روش‌های مختلفی تقسیم کرد که در شکل 2a خلاصه شده‌اند. پوشش‌ها را می‌توان بسته به روش مورد استفاده برای ایجاد پوشش، به دسته‌های حرارتی، شیمیایی، فیزیکی و الکتروشیمیایی تقسیم کرد.
(الف) تصویر الحاقی که تکنیک‌های اصلی ساخت سطح را نشان می‌دهد، و (ب) مزایا و معایب منتخب روش اسپری سرد.
فناوری اسپری سرد اشتراکات زیادی با تکنیک‌های اسپری حرارتی سنتی دارد. با این حال، برخی خواص اساسی کلیدی نیز وجود دارد که فرآیند اسپری سرد و مواد اسپری سرد را به طور خاص منحصر به فرد می‌کند. فناوری اسپری سرد هنوز در مراحل ابتدایی خود است، اما آینده‌ی بسیار خوبی دارد. در برخی موارد، خواص منحصر به فرد اسپری سرد مزایای زیادی را ارائه می‌دهد و بر محدودیت‌های تکنیک‌های اسپری حرارتی مرسوم غلبه می‌کند. این فناوری بر محدودیت‌های قابل توجه فناوری اسپری حرارتی سنتی که در آن پودر باید ذوب شود تا روی یک زیرلایه رسوب کند، غلبه می‌کند. بدیهی است که این فرآیند پوشش سنتی برای مواد بسیار حساس به دما مانند نانوکریستال‌ها، نانوذرات، شیشه‌های آمورف و فلزی40، 41، 42 مناسب نیست. علاوه بر این، مواد پوشش اسپری حرارتی همیشه سطح بالایی از تخلخل و اکسیدها را دارند. فناوری اسپری سرد مزایای قابل توجهی نسبت به فناوری اسپری حرارتی دارد، مانند (i) حداقل ورودی گرما به زیرلایه، (ii) انعطاف‌پذیری در انتخاب پوشش زیرلایه، (iii) عدم تغییر فاز و رشد دانه، (iv) استحکام چسبندگی بالا1 .39 (شکل 2b). علاوه بر این، مواد پوشش‌دهی با اسپری سرد دارای مقاومت بالا در برابر خوردگی، استحکام و سختی بالا، رسانایی الکتریکی بالا و چگالی بالا41 هستند. با وجود مزایای فرآیند اسپری سرد، این روش همچنان دارای برخی معایب است، همانطور که در شکل 2b نشان داده شده است. هنگام پوشش‌دهی پودرهای سرامیکی خالص مانند Al2O3، TiO2، ZrO2، WC و غیره، نمی‌توان از روش اسپری سرد استفاده کرد. از سوی دیگر، پودرهای کامپوزیت سرامیک/فلز را می‌توان به عنوان مواد اولیه برای پوشش‌ها استفاده کرد. همین امر در مورد سایر روش‌های اسپری حرارتی نیز صدق می‌کند. سطوح دشوار و فضای داخلی لوله‌ها هنوز هم برای اسپری کردن دشوار هستند.
با توجه به اینکه کار حاضر به استفاده از پودرهای شیشه‌ای فلزی به عنوان مواد اولیه برای پوشش‌ها اختصاص دارد، واضح است که پاشش حرارتی معمولی نمی‌تواند برای این منظور استفاده شود. این به این دلیل است که پودرهای شیشه‌ای فلزی در دماهای بالا متبلور می‌شوند.
بیشتر ابزارهای مورد استفاده در صنایع پزشکی و غذایی از آلیاژهای فولاد ضد زنگ آستنیتی (SUS316 و SUS304) با محتوای کروم 12 تا 20 درصد وزنی برای تولید ابزارهای جراحی ساخته می‌شوند. به طور کلی پذیرفته شده است که استفاده از فلز کروم به عنوان یک عنصر آلیاژی در آلیاژهای فولادی می‌تواند مقاومت در برابر خوردگی آلیاژهای فولادی استاندارد را به طور قابل توجهی بهبود بخشد. آلیاژهای فولاد ضد زنگ، با وجود مقاومت بالای خوردگی، خواص ضد میکروبی قابل توجهی ندارند38،39. این در تضاد با مقاومت بالای آنها در برابر خوردگی است. پس از آن، می‌توان توسعه عفونت و التهاب را که عمدتاً به دلیل چسبندگی و کلونیزاسیون باکتری‌ها روی سطح مواد زیستی فولاد ضد زنگ است، پیش‌بینی کرد. به دلیل مشکلات قابل توجه مرتبط با چسبندگی باکتری‌ها و مسیرهای تشکیل بیوفیلم، ممکن است مشکلات قابل توجهی ایجاد شود که می‌تواند منجر به ضعف سلامتی شود و عواقب زیادی داشته باشد که می‌تواند به طور مستقیم یا غیرمستقیم بر سلامت انسان تأثیر بگذارد.
این مطالعه اولین مرحله از پروژه‌ای است که توسط بنیاد پیشرفت علوم کویت (KFAS) با شماره قرارداد 2010-550401 تأمین مالی شده است تا امکان‌سنجی تولید پودرهای سه‌تایی شیشه‌ای فلزی Cu-Zr-Ni با استفاده از فناوری MA (جدول) را بررسی کند. 1) برای تولید فیلم/پوشش محافظ سطح ضد باکتری SUS304. مرحله دوم پروژه که قرار است در ژانویه 2023 آغاز شود، به طور مفصل ویژگی‌های خوردگی گالوانیکی و خواص مکانیکی سیستم را مطالعه خواهد کرد. آزمایش‌های میکروبیولوژیکی دقیقی برای انواع مختلف باکتری‌ها انجام خواهد شد.
این مقاله به بررسی تأثیر میزان آلیاژ Zr بر قابلیت تشکیل شیشه (GFA) بر اساس ویژگی‌های مورفولوژیکی و ساختاری می‌پردازد. علاوه بر این، خواص ضد باکتریایی کامپوزیت شیشه فلزی پوشش داده شده با پودر/SUS304 نیز مورد بحث قرار گرفت. علاوه بر این، کارهای مداومی برای بررسی امکان تغییر ساختاری پودرهای شیشه فلزی که در طول پاشش سرد در ناحیه مایع فوق سرد سیستم‌های شیشه فلزی ساخته شده رخ می‌دهد، انجام شده است. آلیاژهای شیشه فلزی Cu50Zr30Ni20 و Cu50Zr20Ni30 به عنوان نمونه‌های نماینده در این مطالعه استفاده شدند.
این بخش تغییرات مورفولوژیکی پودرهای عناصر مس، زیرکونیوم و نیکل را در طول آسیاب گلوله‌ای کم‌انرژی ارائه می‌دهد. دو سیستم مختلف شامل Cu50Zr20Ni30 و Cu50Zr40Ni10 به عنوان مثال‌های توضیحی استفاده خواهند شد. فرآیند MA را می‌توان به سه مرحله جداگانه تقسیم کرد، همانطور که با مشخصات متالوگرافی پودر به‌دست‌آمده در مرحله آسیاب (شکل 3) نشان داده شده است.
ویژگی‌های متالوگرافی پودرهای آلیاژهای مکانیکی (MA) که پس از مراحل مختلف آسیاب گلوله‌ای به دست آمده‌اند. تصاویر میکروسکوپ الکترونی روبشی گسیل میدانی (FE-SEM) از پودرهای MA و Cu50Zr40Ni10 که پس از آسیاب گلوله‌ای کم‌انرژی به مدت 3، 12 و 50 ساعت به دست آمده‌اند، در (a)، (c) و (e) برای سیستم Cu50Zr20Ni30، در حالی که روی همان MA هستند، نشان داده شده‌اند. تصاویر مربوطه از سیستم Cu50Zr40Ni10 که پس از زمان گرفته شده‌اند، در (b)، (d) و (f) نشان داده شده‌اند.
در طول آسیاب گلوله‌ای، انرژی جنبشی مؤثری که می‌تواند به پودر فلز منتقل شود، تحت تأثیر ترکیبی از پارامترها قرار می‌گیرد، همانطور که در شکل 1a نشان داده شده است. این شامل برخورد بین گلوله‌ها و پودرها، فشرده‌سازی برشی پودر گیر کرده بین یا بین محیط‌های سنگ‌زنی، ضربات ناشی از گلوله‌های در حال سقوط، برش و سایش ناشی از کشش پودر بین بدنه‌های متحرک آسیاب گلوله‌ای و موج ضربه‌ای عبوری از گلوله‌های در حال سقوط که در کشت بارگذاری شده پخش می‌شود، می‌شود (شکل 1a). Элементарные порошки Cu, Zr и Ni были сильно деформированы из-за холодной сварки на ранней стадии МА (3 ساعت)، что привело к образованию крупных частиц порошка (> 1 میلی متر در دیامتر). پودرهای عنصری مس، زیرکونیوم و نیکل به دلیل جوشکاری سرد در مرحله اولیه جوشکاری مکانیکی (3 ساعت) به شدت تغییر شکل دادند که منجر به تشکیل ذرات پودری بزرگ (با قطر بزرگتر از 1 میلی‌متر) شد.این ذرات کامپوزیتی بزرگ با تشکیل لایه‌های ضخیمی از عناصر آلیاژی (Cu، Zr، Ni) مشخص می‌شوند، همانطور که در شکل‌های 3a و 3b نشان داده شده است. افزایش زمان آسیاب مکانیکی به 12 ساعت (مرحله میانی) منجر به افزایش انرژی جنبشی آسیاب گلوله‌ای شد که منجر به تجزیه پودر کامپوزیت به پودرهای کوچکتر (کمتر از 200 میکرومتر) شد، همانطور که در شکل 3c نشان داده شده است. در این مرحله، نیروی برشی اعمال شده منجر به تشکیل یک سطح فلزی جدید با لایه‌های نازک Cu، Zr و Ni می‌شود، همانطور که در شکل‌های 3c و 3d نشان داده شده است. در نتیجه آسیاب کردن لایه‌ها در سطح مشترک پولک‌ها، واکنش‌های فاز جامد با تشکیل فازهای جدید رخ می‌دهد.
در اوج فرآیند MA (بعد از 50 ساعت)، متالوگرافی پوسته‌ای به سختی قابل توجه بود (شکل 3e، f) و متالوگرافی آینه‌ای روی سطح صیقلی پودر مشاهده شد. این بدان معناست که فرآیند MA تکمیل شده و یک فاز واکنش واحد ایجاد شده است. ترکیب عنصری مناطق نشان داده شده در شکل‌های 3e (I، II، III)، f، v، vi) با استفاده از میکروسکوپ الکترونی روبشی گسیل میدانی (FE-SEM) همراه با طیف‌سنجی پراش انرژی اشعه ایکس (EDS) تعیین شد. (IV).
در جدول 2، غلظت عناصر آلیاژی به صورت درصدی از کل جرم هر ناحیه انتخاب شده در شکل‌های 3e و 3f نشان داده شده است. مقایسه این نتایج با ترکیبات اسمی اولیه Cu50Zr20Ni30 و Cu50Zr40Ni10 که در جدول 1 ارائه شده است، نشان می‌دهد که ترکیبات این دو محصول نهایی بسیار نزدیک به ترکیبات اسمی هستند. علاوه بر این، مقادیر نسبی اجزا برای نواحی ذکر شده در شکل‌های 3e و 3f، هیچ گونه زوال یا تغییر قابل توجهی در ترکیب هر نمونه از یک ناحیه به ناحیه دیگر را نشان نمی‌دهد. این امر با این واقعیت که هیچ تغییری در ترکیب از یک ناحیه به ناحیه دیگر وجود ندارد، مشهود است. این امر نشان دهنده تولید پودرهای آلیاژی یکنواخت مطابق جدول 2 است.
تصاویر میکروسکوپ الکترونی عبوری (FE-SEM) از پودر محصول نهایی Cu50(Zr50-xNix) پس از 50 بار آسیاب کردن، همانطور که در شکل 4a-d نشان داده شده است، به دست آمد که در آن x به ترتیب 10، 20، 30 و 40 درصد اتمی است. پس از این مرحله آسیاب، پودر به دلیل اثر وان در والس متراکم می‌شود که منجر به تشکیل توده‌های بزرگی متشکل از ذرات فوق ریز با قطر 73 تا 126 نانومتر می‌شود، همانطور که در شکل 4 نشان داده شده است.
ویژگی‌های ریخت‌شناسی پودرهای Cu50(Zr50-xNix) به‌دست‌آمده پس از 50 ساعت عملیات مکانیکی. برای سیستم‌های Cu50Zr40Ni10، Cu50Zr30Ni20، Cu50Zr20Ni30، Cu50Zr10Ni40، تصاویر FE-SEM پودرهای به‌دست‌آمده پس از 50 ساعت عملیات مکانیکی به ترتیب در (a)، (b)، (c) و (d) نشان داده شده است.
قبل از بارگذاری پودرها در تغذیه‌کننده اسپری سرد، ابتدا آنها به مدت 15 دقیقه در اتانول با خلوص تحلیلی سونیکیت شدند و سپس به مدت 2 ساعت در دمای 150 درجه سانتیگراد خشک شدند. این مرحله باید برای مقابله موفقیت‌آمیز با تجمع، که اغلب باعث مشکلات جدی زیادی در فرآیند پوشش‌دهی می‌شود، انجام شود. پس از اتمام فرآیند MA، مطالعات بیشتری برای بررسی همگنی پودرهای آلیاژی انجام شد. در شکل 5a-d، میکروگراف‌های FE-SEM و تصاویر EDS مربوطه از عناصر آلیاژی Cu، Zr و Ni آلیاژ Cu50Zr30Ni20 که به ترتیب پس از 50 ساعت زمان M گرفته شده‌اند، نشان داده شده است. لازم به ذکر است که پودرهای آلیاژی به‌دست‌آمده پس از این مرحله همگن هستند، زیرا هیچ نوسان ترکیبی فراتر از سطح زیر نانومتر نشان نمی‌دهند، همانطور که در شکل 5 نشان داده شده است.
ریخت‌شناسی و توزیع موضعی عناصر در پودر MG Cu50Zr30Ni20 که پس از 50 میلی‌آمپر ساعت با استفاده از FE-SEM/طیف‌سنجی پراش انرژی پرتو ایکس (EDS) به دست آمده است. (الف) تصویربرداری SEM و EDS پرتو ایکس از (ب) Cu-Kα، (ج) Zr-Lα و (د) Ni-Kα.
الگوهای پراش پرتو ایکس پودرهای آلیاژسازی مکانیکی شده Cu50Zr40Ni10، Cu50Zr30Ni20، Cu50Zr20Ni30 و Cu50Zr20Ni30 که پس از 50 ساعت آسیاب مکانیکی به دست آمده‌اند، به ترتیب در شکل‌های 6a-d نشان داده شده‌اند. پس از این مرحله آسیاب، تمام نمونه‌ها با غلظت‌های مختلف Zr دارای ساختارهای آمورف با الگوهای انتشار هاله مشخصه بودند که در شکل 6 نشان داده شده است.
الگوهای پراش پرتو ایکس پودرهای Cu50Zr40Ni10 (a)، Cu50Zr30Ni20 (b)، Cu50Zr20Ni30 (c) و Cu50Zr20Ni30 (d) پس از عملیات حرارتی مکانیکی به مدت 50 ساعت. الگوی انتشار هاله در همه نمونه‌ها بدون استثنا مشاهده شد که نشان دهنده تشکیل فاز آمورف است.
میکروسکوپ الکترونی عبوری گسیل میدانی با وضوح بالا (FE-HRTEM) برای مشاهده تغییرات ساختاری و درک ساختار محلی پودرهای حاصل از آسیاب گلوله‌ای در زمان‌های مختلف آسیاب مکانیکی استفاده شد. تصاویر پودرهای به‌دست‌آمده با روش FE-HRTEM پس از مراحل اولیه (6 ساعت) و میانی (18 ساعت) آسیاب پودرهای Cu50Zr30Ni20 و Cu50Zr40Ni10 به ترتیب در شکل‌های 7a نشان داده شده‌اند. طبق تصویر میدان روشن (BFI) پودر به‌دست‌آمده پس از 6 ساعت آسیاب مکانیکی، پودر از دانه‌های بزرگی با مرزهای کاملاً مشخص از عناصر fcc-Cu، hcp-Zr و fcc-Ni تشکیل شده است و هیچ نشانه‌ای از تشکیل فاز واکنشی، همانطور که در شکل 7a نشان داده شده است، وجود ندارد. علاوه بر این، الگوی پراش ناحیه انتخاب‌شده همبسته (SADP) گرفته‌شده از ناحیه میانی (a) الگوی پراش تیزی را نشان داد (شکل 7b) که نشان‌دهنده وجود کریستالیت‌های بزرگ و عدم وجود فاز واکنشی است.
ویژگی‌های ساختاری موضعی پودر MA که پس از مراحل اولیه (6 ساعت) و میانی (18 ساعت) به دست آمده است. (الف) میکروسکوپ الکترونی عبوری گسیل میدانی با وضوح بالا (FE-HRTEM) و (ب) پراش نگار ناحیه انتخاب شده مربوطه (SADP) از پودر Cu50Zr30Ni20 پس از عملیات MA به مدت 6 ساعت. تصویر FE-HRTEM از Cu50Zr40Ni10 که پس از 18 ساعت MA به دست آمده است در (ج) نشان داده شده است.
همانطور که در شکل 7c نشان داده شده است، افزایش مدت زمان MA به 18 ساعت منجر به نقص‌های جدی شبکه‌ای در ترکیب با تغییر شکل پلاستیک شد. در این مرحله میانی از فرآیند MA، نقص‌های مختلفی در پودر ظاهر می‌شوند، از جمله نقص‌های چیدمان، نقص‌های شبکه‌ای و نقص‌های نقطه‌ای (شکل 7). این نقص‌ها باعث تکه‌تکه شدن دانه‌های بزرگ در امتداد مرز دانه‌ها به زیردانه‌هایی با اندازه کمتر از 20 نانومتر می‌شوند (شکل 7c).
ساختار موضعی پودر Cu50Z30Ni20 که به مدت 36 ساعت تحت عملیات مکانیکی قرار گرفته است، با تشکیل نانودانه‌های بسیار ریز جاسازی شده در یک ماتریس نازک آمورف مشخص می‌شود، همانطور که در شکل 8a نشان داده شده است. تجزیه و تحلیل موضعی EMF نشان داد که نانوخوشه‌های نشان داده شده در شکل 8a با آلیاژهای پودری Cu، Zr و Ni بدون عملیات حرارتی مرتبط هستند. محتوای مس در ماتریس از ~32 at.% (منطقه فقیر) تا ~74 at.% (منطقه غنی) متغیر بود، که نشان دهنده تشکیل محصولات ناهمگن است. علاوه بر این، SADP های مربوطه پودرهای بدست آمده پس از آسیاب در این مرحله، حلقه‌های فاز آمورف هاله-نفوذی اولیه و ثانویه را نشان می‌دهند که با نقاط تیز مرتبط با این عناصر آلیاژی بدون عملیات حرارتی همپوشانی دارند، همانطور که در شکل 8b نشان داده شده است.
ویژگی‌های ساختاری موضعی نانومقیاس پودر Beyond 36 h-Cu50Zr30Ni20. (الف) تصویر میدان روشن (BFI) و (ب) SADP متناظر از پودر Cu50Zr30Ni20 که پس از آسیاب کردن به مدت 36 ساعت به دست آمده است.
در پایان فرآیند MA (50 ساعت)، پودرهای Cu50(Zr50-xNix)، X، 10، 20، 30 و 40 درصد اتمی، بدون استثنا، مورفولوژی پیچ در پیچ فاز آمورف دارند، همانطور که در شکل نشان داده شده است. نه پراش نقطه‌ای و نه الگوهای حلقوی تیز در SADS مربوطه هر ترکیب قابل تشخیص نبودند. این نشان دهنده عدم وجود فلز کریستالی فرآوری نشده، بلکه تشکیل پودر آلیاژ آمورف است. این SADP های همبسته که الگوهای انتشار هاله را نشان می‌دهند، به عنوان مدرکی برای توسعه فازهای آمورف در ماده نهایی محصول نیز استفاده شدند.
ساختار محلی محصول نهایی سیستم Cu50 MS (Zr50-xNix). FE-HRTEM و الگوهای پراش نانوپرتو همبسته (NBDP) مربوط به (الف) Cu50Zr40Ni10، (ب) Cu50Zr30Ni20، (ج) Cu50Zr20Ni30 و (د) Cu50Zr10Ni40 که پس از 50 ساعت MA به دست آمده است.
با استفاده از گرماسنجی روبشی تفاضلی، پایداری حرارتی دمای انتقال شیشه‌ای (Tg)، ناحیه مایع فوق سرد (ΔTx) و دمای تبلور (Tx) بسته به محتوای Ni (x) در سیستم آمورف Cu50(Zr50-xNix) بررسی شد. خواص (DSC) در جریان گاز He. منحنی‌های DSC پودرهای آلیاژهای آمورف Cu50Zr40Ni10، Cu50Zr30Ni20 و Cu50Zr10Ni40 که پس از عملیات مکانیکی به مدت 50 ساعت به دست آمده‌اند، به ترتیب در شکل‌های 10a، b و e نشان داده شده‌اند. در حالی که منحنی DSC آلیاژ آمورف Cu50Zr20Ni30 به طور جداگانه در شکل 10th Century نشان داده شده است. در همین حال، یک نمونه Cu50Zr30Ni20 که تا دمای 700 درجه سانتیگراد در DSC گرم شده است، در شکل 10g نشان داده شده است.
پایداری حرارتی پودرهای Cu50(Zr50-xNix) MG که پس از عملیات MA به مدت 50 ساعت به دست آمده‌اند، با دمای انتقال شیشه‌ای (Tg)، دمای تبلور (Tx) و ناحیه مایع فوق سرد (ΔTx) تعیین می‌شود. ترموگرام‌های پودرهای گرماسنج روبشی تفاضلی (DSC) مربوط به پودرهای آلیاژ Cu50Zr40Ni10 (a)، Cu50Zr30Ni20 (b)، Cu50Zr20Ni30 (c) و (e) پودرهای آلیاژ Cu50Zr10Ni40 MG پس از عملیات MA به مدت 50 ساعت. الگوی پراش اشعه ایکس (XRD) از یک نمونه Cu50Zr30Ni20 که تا دمای 700 درجه سانتیگراد در DSC گرم شده است، در (d) نشان داده شده است.
همانطور که در شکل 10 نشان داده شده است، منحنی‌های DSC برای همه ترکیبات با غلظت‌های مختلف نیکل (x) دو حالت مختلف را نشان می‌دهند، یکی گرماگیر و دیگری گرمازا. اولین رویداد گرماگیر مربوط به Tg و دومی مربوط به Tx است. ناحیه افقی بین Tg و Tx، ناحیه مایع زیرسرد شده نامیده می‌شود (ΔTx = Tx – Tg). نتایج نشان می‌دهد که Tg و Tx نمونه Cu50Zr40Ni10 (شکل 10a) که در دمای 526 درجه سانتیگراد و 612 درجه سانتیگراد قرار دارند، محتوای (x) را تا 20 درصد به سمت دمای پایین 482 درجه سانتیگراد و 563 درجه سانتیگراد تغییر می‌دهند. °C با افزایش محتوای Ni (x)، به ترتیب، همانطور که در شکل 10b نشان داده شده است. در نتیجه، ΔTx Cu50Zr40Ni10 از 86 درجه سانتیگراد (شکل 10a) به 81 درجه سانتیگراد برای Cu50Zr30Ni20 (شکل 10b) کاهش می‌یابد. برای آلیاژ MC Cu50Zr40Ni10، کاهش مقادیر Tg، Tx و ΔTx به سطوح 447 درجه سانتیگراد، 526 درجه سانتیگراد و 79 درجه سانتیگراد نیز مشاهده شد (شکل 10b). این نشان می‌دهد که افزایش محتوای نیکل منجر به کاهش پایداری حرارتی آلیاژ MS می‌شود. در مقابل، مقدار Tg (507 درجه سانتیگراد) آلیاژ MC Cu50Zr20Ni30 کمتر از آلیاژ MC Cu50Zr40Ni10 است. با این وجود، Tx آن مقداری قابل مقایسه با آن (612 درجه سانتیگراد) نشان می‌دهد. بنابراین، ΔTx همانطور که در شکل نشان داده شده است، مقدار بالاتری (87 درجه سانتیگراد) دارد. قرن دهم میلادی
سیستم Cu50(Zr50-xNix) MC، با استفاده از آلیاژ Cu50Zr20Ni30 MC به عنوان مثال، از طریق یک پیک تیز گرمازا به فازهای کریستالی fcc-ZrCu5، ارتورومبیک-Zr7Cu10 و ارتورومبیک-ZrNi متبلور می‌شود (شکل 10c). این گذار فاز از آمورف به کریستالی توسط آنالیز پراش اشعه ایکس نمونه MG (شکل 10d) که تا 700 درجه سانتیگراد در DSC حرارت داده شده بود، تأیید شد.
شکل 11 عکس‌های گرفته شده در طول فرآیند پاشش سرد انجام شده در کار فعلی را نشان می‌دهد. در این مطالعه، ذرات پودر شیشه‌ای فلزی سنتز شده پس از MA به مدت 50 ساعت (با استفاده از Cu50Zr20Ni30 به عنوان مثال) به عنوان ماده اولیه ضد باکتری استفاده شدند و یک صفحه فولادی ضد زنگ (SUS304) با اسپری سرد پوشش داده شد. روش اسپری سرد برای پوشش‌دهی در سری فناوری پاشش حرارتی انتخاب شد زیرا کارآمدترین روش در سری فناوری پاشش حرارتی است که می‌توان از آن برای مواد فلزی نیمه پایدار حساس به حرارت مانند پودرهای آمورف و نانوکریستالی استفاده کرد. این موضوع در معرض انتقال فاز قرار نمی‌گیرد. این عامل اصلی در انتخاب این روش است. فرآیند رسوب سرد با استفاده از ذرات با سرعت بالا انجام می‌شود که انرژی جنبشی ذرات را به تغییر شکل پلاستیک، تغییر شکل و گرما در اثر برخورد با زیرلایه یا ذرات قبلاً رسوب شده تبدیل می‌کنند.
عکس‌های میدانی، روش اسپری سرد مورد استفاده برای پنج آماده‌سازی متوالی MG/SUS 304 در دمای 550 درجه سانتیگراد را نشان می‌دهند.
انرژی جنبشی ذرات، و همچنین تکانه هر ذره در طول تشکیل پوشش، باید از طریق مکانیسم‌هایی مانند تغییر شکل پلاستیک (ذرات اولیه و برهمکنش‌های بین ذره‌ای در ماتریس و برهمکنش‌های ذرات)، گره‌های بینابینی جامدات، چرخش بین ذرات، تغییر شکل و گرمایش محدودکننده 39 به اشکال دیگری از انرژی تبدیل شود. علاوه بر این، اگر تمام انرژی جنبشی ورودی به انرژی حرارتی و انرژی تغییر شکل تبدیل نشود، نتیجه یک برخورد الاستیک خواهد بود، به این معنی که ذرات پس از برخورد به سادگی پرتاب می‌شوند. مشاهده شده است که 90٪ از انرژی ضربه اعمال شده به ماده ذره/زیرلایه به گرمای موضعی 40 تبدیل می‌شود. علاوه بر این، هنگامی که تنش ضربه‌ای اعمال می‌شود، نرخ کرنش پلاستیک بالایی در ناحیه تماس ذره/زیرلایه در مدت زمان بسیار کوتاهی حاصل می‌شود41،42.
تغییر شکل پلاستیک معمولاً به عنوان فرآیندی از اتلاف انرژی یا به عبارت بهتر، به عنوان یک منبع گرما در ناحیه بین سطحی در نظر گرفته می‌شود. با این حال، افزایش دما در ناحیه بین سطحی معمولاً برای وقوع ذوب بین سطحی یا تحریک قابل توجه انتشار متقابل اتم‌ها کافی نیست. هیچ نشریه‌ای که نویسندگان از آن مطلع باشند، تأثیر خواص این پودرهای شیشه‌ای فلزی بر چسبندگی و ته‌نشینی پودر هنگام استفاده از تکنیک‌های اسپری سرد را بررسی نکرده است.
نمودار BFI پودر آلیاژ MG Cu50Zr20Ni30 را می‌توان در شکل 12a مشاهده کرد که بر روی زیرلایه SUS 304 (شکل‌های 11 و 12b) رسوب داده شده است. همانطور که از شکل پیداست، پودرهای پوشش داده شده ساختار آمورف اولیه خود را حفظ می‌کنند زیرا دارای یک ساختار لابیرنتی ظریف و بدون هیچ گونه ویژگی کریستالی یا نقص شبکه‌ای هستند. از سوی دیگر، تصویر وجود یک فاز خارجی را نشان می‌دهد، همانطور که نانوذرات موجود در ماتریس پودر پوشش داده شده با MG نشان می‌دهند (شکل 12a). شکل 12c الگوی پراش نانوپرتو شاخص (NBDP) مرتبط با ناحیه I را نشان می‌دهد (شکل 12a). همانطور که در شکل 12c نشان داده شده است، NBDP الگوی انتشار هاله ضعیفی از ساختار آمورف را نشان می‌دهد و با نقاط تیز مربوط به یک فاز Zr2Ni مکعبی بزرگ و شبه پایدار به همراه یک فاز CuO تتراگونال همزیستی دارد. تشکیل CuO را می‌توان با اکسیداسیون پودر هنگام حرکت از نازل تفنگ اسپری به SUS 304 در هوای آزاد در یک جریان مافوق صوت توضیح داد. از سوی دیگر، غیرشیشه ای شدن پودرهای شیشه ای فلزی منجر به تشکیل فازهای مکعبی بزرگ پس از عملیات اسپری سرد در دمای 550 درجه سانتیگراد به مدت 30 دقیقه شد.
(الف) تصویر FE-HRTEM از پودر MG رسوب داده شده بر روی (ب) زیرلایه SUS 304 (شکل داخل تصویر). شاخص NBDP نماد گرد نشان داده شده در (الف) در (ج) نشان داده شده است.
برای آزمایش این مکانیسم بالقوه برای تشکیل نانوذرات مکعبی بزرگ Zr2Ni، یک آزمایش مستقل انجام شد. در این آزمایش، پودرها از یک اتمایزر در دمای 550 درجه سانتیگراد در جهت زیرلایه SUS 304 اسپری شدند. با این حال، برای تعیین اثر آنیل، پودرها در اسرع وقت (حدود 60 ثانیه) از نوار SUS304 حذف شدند. سری دیگری از آزمایش‌ها انجام شد که در آن پودر تقریباً 180 ثانیه پس از اعمال از زیرلایه حذف شد.
شکل‌های 13a و 13b تصاویر میکروسکوپ الکترونی عبوری روبشی (STEM) میدان تاریک (DFI) از دو ماده کندوپاش شده را نشان می‌دهند که به ترتیب به مدت 60 ثانیه و 180 ثانیه روی زیرلایه‌های SUS 304 رسوب داده شده‌اند. تصویر پودر رسوب داده شده به مدت 60 ثانیه فاقد جزئیات مورفولوژیکی است و بی‌شکلی را نشان می‌دهد (شکل 13a). این موضوع همچنین توسط XRD تأیید شد که نشان داد ساختار کلی این پودرها آمورف است، همانطور که توسط پیک‌های پراش اولیه و ثانویه گسترده نشان داده شده در شکل 14a نشان داده شده است. این نشان دهنده عدم وجود رسوبات متاپایدار/مزوفاز است که در آن پودر ساختار آمورف اصلی خود را حفظ می‌کند. در مقابل، پودر رسوب داده شده در همان دما (550 درجه سانتیگراد) اما به مدت 180 ثانیه روی زیرلایه، رسوب دانه‌های نانومقیاس را نشان داد، همانطور که توسط فلش‌ها در شکل 13b نشان داده شده است.