გმადლობთ, რომ ეწვიეთ Nature.com-ს. თქვენს მიერ გამოყენებულ ბრაუზერის ვერსიას CSS-ის შეზღუდული მხარდაჭერა აქვს. საუკეთესო გამოცდილებისთვის გირჩევთ გამოიყენოთ განახლებული ბრაუზერი (ან გამორთოთ თავსებადობის რეჟიმი Internet Explorer-ში). ამასობაში, მხარდაჭერის უწყვეტი უზრუნველყოფის მიზნით, საიტს სტილებისა და JavaScript-ის გარეშე ვაჩვენებთ.
ბიოფილმები ქრონიკული ინფექციების განვითარების მნიშვნელოვან კომპონენტს წარმოადგენს, განსაკუთრებით მაშინ, როდესაც საქმე სამედიცინო მოწყობილობებს ეხება. ეს პრობლემა სამედიცინო საზოგადოებისთვის უზარმაზარ გამოწვევას წარმოადგენს, რადგან სტანდარტული ანტიბიოტიკები ბიოფილმების განადგურებას მხოლოდ ძალიან შეზღუდული ხარისხით ახერხებენ. ბიოფილმის წარმოქმნის პრევენციამ განაპირობა სხვადასხვა საფარის მეთოდებისა და ახალი მასალების შემუშავება. ეს ტექნიკა მიზნად ისახავს ზედაპირების ისე დაფარვას, რომ ბიოფილმის წარმოქმნა თავიდან აიცილოს. მინისებრი ლითონის შენადნობები, განსაკუთრებით სპილენძისა და ტიტანის ლითონების შემცველი, იდეალურ ანტიმიკრობულ საფარებად იქცა. ამავდროულად, ცივი შესხურების ტექნოლოგიის გამოყენება გაიზარდა, რადგან ეს ტემპერატურისადმი მგრძნობიარე მასალების დასამუშავებლად შესაფერისი მეთოდია. ამ კვლევის მიზნის ნაწილი იყო ახალი ანტიბაქტერიული ფირის მეტალის შუშის შემუშავება, რომელიც შედგება Cu-Zr-Ni სამნაწილიანი შუშისგან, მექანიკური შენადნობის ტექნიკის გამოყენებით. საბოლოო პროდუქტის შემადგენელი სფერული ფხვნილი გამოიყენება როგორც ნედლეული უჟანგავი ფოლადის ზედაპირების ცივი შესხურებისთვის დაბალ ტემპერატურაზე. ლითონის მინით დაფარულმა სუბსტრატებმა შეძლეს ბიოფილმის წარმოქმნის მნიშვნელოვნად შემცირება მინიმუმ 1 ლოგარითმით, უჟანგავ ფოლადთან შედარებით.
კაცობრიობის ისტორიის მანძილზე ნებისმიერ საზოგადოებას შეეძლო ახალი მასალების შემუშავება და დანერგვის ხელშეწყობა მისი სპეციფიკური მოთხოვნების დასაკმაყოფილებლად, რაც ზრდიდა პროდუქტიულობას და გლობალიზებულ ეკონომიკაში რეიტინგის ამაღლებას1. ეს ყოველთვის მიეწერებოდა ადამიანის უნარს, შეექმნა მასალები და საწარმოო აღჭურვილობა, ასევე შეექმნა მასალები, რათა მიეღო და დაერქმია ისინი ჯანდაცვის, განათლების, მრეწველობის, ეკონომიკის, კულტურისა და სხვა სფეროების მისაღწევად ერთი ქვეყნიდან ან რეგიონიდან მეორეში. პროგრესი იზომება ქვეყნისა თუ რეგიონის მიუხედავად2. 60 წლის განმავლობაში, მასალათმცოდნეები დიდ დროს უთმობდნენ ერთ მთავარ ამოცანას: ახალი და მოწინავე მასალების ძიებას. ბოლოდროინდელი კვლევები ფოკუსირებული იყო არსებული მასალების ხარისხისა და მუშაობის გაუმჯობესებაზე, ასევე სრულიად ახალი ტიპის მასალების სინთეზირებასა და გამოგონებაზე.
შენადნობის ელემენტების დამატებამ, მასალის მიკროსტრუქტურის მოდიფიკაციამ და თერმული, მექანიკური ან თერმომექანიკური დამუშავების მეთოდების გამოყენებამ გამოიწვია სხვადასხვა მასალის მექანიკური, ქიმიური და ფიზიკური თვისებების მნიშვნელოვანი გაუმჯობესება. გარდა ამისა, წარმატებით სინთეზირდა აქამდე უცნობი ნაერთები. ამ დაჟინებულმა ძალისხმევამ წარმოშვა ინოვაციური მასალების ახალი ოჯახი, რომლებიც ერთობლივად ცნობილია, როგორც მოწინავე მასალები2. ნანოკრისტალები, ნანონაწილაკები, ნანომილაკები, კვანტური წერტილები, ნულოვანი განზომილებების, ამორფული მეტალის მინები და მაღალი ენტროპიის შენადნობები მხოლოდ რამდენიმე მაგალითია იმ მოწინავე მასალებისა, რომლებიც მსოფლიოში გასული საუკუნის შუა პერიოდიდან გამოჩნდა. გაუმჯობესებული თვისებების მქონე ახალი შენადნობების წარმოებისა და განვითარებისას, როგორც საბოლოო პროდუქტში, ასევე მისი წარმოების შუალედურ ეტაპებზე, ხშირად ემატება დისბალანსის პრობლემა. წონასწორობიდან მნიშვნელოვანი გადახრების დაშვების საშუალებას იძლევა ახალი წარმოების ტექნიკის დანერგვის შედეგად, აღმოაჩინეს მეტასტაბილური შენადნობების სრულიად ახალი კლასი, რომელიც ცნობილია, როგორც მეტალის მინები.
1960 წელს კალიფორნიის ტექნოლოგიურ ინსტიტუტში მისმა ნაშრომმა რევოლუცია მოახდინა ლითონის შენადნობების კონცეფციაში, როდესაც მან სინთეზირება გაუკეთა Au-25 ატ.% Si მინისებრ შენადნობებს სითხეების სწრაფი გამყარებით წამში თითქმის მილიონი გრადუსით. 4 პროფესორ პოლ დიუვსის აღმოჩენამ არა მხოლოდ ლითონის მინების (MS) ისტორიის დასაწყისი აღნიშნა, არამედ პარადიგმის ცვლილებაც გამოიწვია იმაში, თუ როგორ აღიქვამენ ადამიანები ლითონის შენადნობებს. MS შენადნობების სინთეზის პირველივე პიონერული კვლევის შემდეგ, თითქმის ყველა მეტალის მინა სრულად იქნა მიღებული შემდეგი მეთოდებიდან ერთ-ერთის გამოყენებით: (i) დნობის ან ორთქლის სწრაფი გამყარება, (ii) ატომური ბადისებრი არეულობა, (iii) მყარი მდგომარეობის ამორფიზაციის რეაქციები სუფთა მეტალურ ელემენტებს შორის და (iv) მეტასტაბილური ფაზების მყარი ფაზის გადასვლები.
მგ-ები გამოირჩევიან კრისტალებთან ასოცირებული გრძელვადიანი ატომური წესრიგის არარსებობით, რაც კრისტალების განმსაზღვრელი მახასიათებელია. თანამედროვე სამყაროში მეტალის მინის სფეროში დიდი პროგრესი იქნა მიღწეული. ეს არის ახალი მასალები საინტერესო თვისებებით, რომლებიც საინტერესოა არა მხოლოდ მყარი სხეულის ფიზიკისთვის, არამედ მეტალურგიისთვის, ზედაპირული ქიმიისთვის, ტექნოლოგიისთვის, ბიოლოგიისა და მრავალი სხვა სფეროსთვის. ამ ახალი ტიპის მასალას აქვს თვისებები, რომლებიც განსხვავდება მყარი ლითონებისგან, რაც მას საინტერესო კანდიდატად აქცევს ტექნოლოგიური გამოყენებისთვის სხვადასხვა სფეროში. მათ აქვთ რამდენიმე მნიშვნელოვანი თვისება: (i) მაღალი მექანიკური პლასტიურობა და დენადობის ზღვარი, (ii) მაღალი მაგნიტური გამტარობა, (iii) დაბალი კოერციულობა, (iv) უჩვეულო კოროზიისადმი მდგრადობა, (v) ტემპერატურისადმი დამოუკიდებლობა. გამტარობა 6.7.
მექანიკური შენადნობა (MA)1,8 შედარებით ახალი მეთოდია, რომელიც პირველად 1983 წელს, პროფესორ კ.კ. კოკმა და მისმა კოლეგებმა შემოიღეს. მათ ამორფული Ni60Nb40 ფხვნილები სუფთა ელემენტების ნარევის დაფქვით ოთახის ტემპერატურასთან ძალიან ახლოს, გარემოს ტემპერატურაზე. როგორც წესი, MA რეაქცია ხორციელდება რეაქტანტი ფხვნილების დიფუზიურ შეერთებას შორის რეაქტორში, რომელიც ჩვეულებრივ უჟანგავი ფოლადისგან არის დამზადებული, ბურთულიან წისქვილში.10 (სურ. 1ა, ბ). მას შემდეგ, მექანიკურად ინდუცირებული მყარი მდგომარეობის რეაქციის ეს მეთოდი გამოიყენება ახალი ამორფული/მეტალის მინის შენადნობის ფხვნილების მოსამზადებლად დაბალი (სურ. 1გ) და მაღალი ენერგიის ბურთულიანი წისქვილების და ღეროსებრი წისქვილების გამოყენებით11,12,13,14,15,16. კერძოდ, ეს მეთოდი გამოიყენება ისეთი შეურევადი სისტემების მოსამზადებლად, როგორიცაა Cu-Ta17, ასევე მაღალი დნობის წერტილის მქონე შენადნობების, როგორიცაა Al-გარდამავალი ლითონი (TM, Zr, Hf, Nb და Ta)18,19 და Fe-W20 სისტემები. , რომელთა მიღება შეუძლებელია ტრადიციული მომზადების მეთოდებით. გარდა ამისა, MA ითვლება ერთ-ერთ ყველაზე ძლიერ ნანოტექნოლოგიურ ინსტრუმენტად ლითონის ოქსიდების, კარბიდების, ნიტრიდების, ჰიდრიდების, ნახშირბადის ნანომილაკების, ნანოალმასების ნანოკრისტალური და ნანოკომპოზიტური ფხვნილის ნაწილაკების სამრეწველო მასშტაბის წარმოებისთვის, ასევე ფართო სტაბილიზაციისთვის ზემოდან ქვემოთ მიდგომის გამოყენებით. 1 და მეტასტაბილური ეტაპები.
სქემატური გამოსახულება, რომელიც ასახავს Cu50(Zr50-xNix)/SUS 304 მეტალის მინის საფარის მოსამზადებლად გამოყენებულ დამზადების მეთოდს ამ კვლევაში. (ა) MC შენადნობის ფხვნილების მომზადება Ni x (x; 10, 20, 30 და 40 ატ.%) სხვადასხვა კონცენტრაციით, დაბალი ენერგიის ბურთულიანი დაფქვის მეთოდის გამოყენებით. (ა) საწყისი მასალა იტვირთება ხელსაწყოს ცილინდრში ხელსაწყოს ფოლადის ბურთულებთან ერთად და (ბ) დალუქულია He ატმოსფეროთი სავსე ხელთათმანების ყუთში. (გ) დაფქვის ჭურჭლის გამჭვირვალე მოდელი, რომელიც ასახავს ბურთის მოძრაობას დაფქვის დროს. 50 საათის შემდეგ მიღებული საბოლოო ფხვნილის პროდუქტი გამოყენებული იქნა SUS 304 სუბსტრატის ცივი შესხურებით დასაფარად (დ).
როდესაც საქმე ეხება მოცულობითი მასალის ზედაპირებს (სუბსტრატებს), ზედაპირის ინჟინერია გულისხმობს ზედაპირების (სუბსტრატების) დიზაინსა და მოდიფიკაციას გარკვეული ფიზიკური, ქიმიური და ტექნიკური თვისებების უზრუნველსაყოფად, რომლებიც არ არის წარმოდგენილი ორიგინალურ მოცულობით მასალაში. ზოგიერთი თვისება, რომელთა ეფექტურად გაუმჯობესება შესაძლებელია ზედაპირის დამუშავებით, მოიცავს აბრაზიას, დაჟანგვისა და კოროზიისადმი მდგრადობას, ხახუნის კოეფიციენტს, ბიოინერტობას, ელექტრულ თვისებებს და თბოიზოლაციას და ეს მხოლოდ რამდენიმე მაგალითია. ზედაპირის ხარისხის გაუმჯობესება შესაძლებელია მეტალურგიული, მექანიკური ან ქიმიური მეთოდებით. როგორც კარგად ცნობილი პროცესი, საფარი უბრალოდ განისაზღვრება, როგორც მასალის ერთი ან მეტი ფენა, რომელიც ხელოვნურად გამოიყენება სხვა მასალისგან დამზადებული მოცულობითი ობიექტის (სუბსტრატის) ზედაპირზე. ამრიგად, საფარი გამოიყენება ნაწილობრივ სასურველი ტექნიკური ან დეკორატიული თვისებების მისაღწევად, ასევე მასალების გარემოსთან მოსალოდნელი ქიმიური და ფიზიკური ურთიერთქმედებისგან დასაცავად23.
რამდენიმე მიკრომეტრიდან (10-20 მიკრომეტრზე ნაკლები) 30 მიკრომეტრზე მეტ ან თუნდაც რამდენიმე მილიმეტრამდე სისქის შესაბამისი დამცავი ფენების დასატანად შესაძლებელია სხვადასხვა მეთოდისა და ტექნიკის გამოყენება. ზოგადად, საფარის პროცესები შეიძლება დაიყოს ორ კატეგორიად: (i) სველი საფარის მეთოდები, მათ შორის ელექტრომობილიზაცია, ელექტრომობილიზაცია და ცხელი გალვანიზაცია, და (ii) მშრალი საფარის მეთოდები, მათ შორის შედუღება, გამაგრება, ფიზიკური ორთქლის დეპონირება (PVD). ), ქიმიური ორთქლის დეპონირება (CVD), თერმული შესხურების ტექნიკა და უფრო ბოლო დროს ცივი შესხურების ტექნიკა 24 (სურათი 1დ).
ბიოფილმები განისაზღვრება, როგორც მიკრობული საზოგადოებები, რომლებიც შეუქცევადად არის მიმაგრებული ზედაპირებზე და გარშემორტყმულია თვითწარმოებული უჯრედგარე პოლიმერებით (EPS). ზედაპირულად მომწიფებული ბიოფილმის ფორმირებამ შეიძლება გამოიწვიოს მნიშვნელოვანი დანაკარგები მრავალ ინდუსტრიაში, მათ შორის კვების პროდუქტების გადამუშავებაში, წყლის სისტემებსა და ჯანდაცვაში. ადამიანებში, ბიოფილმების წარმოქმნით, მიკრობული ინფექციების (მათ შორის ენტერობაქტერიებისა და სტაფილოკოკების) შემთხვევების 80%-ზე მეტი მკურნალობა რთულია. გარდა ამისა, ცნობილია, რომ მომწიფებული ბიოფილმები 1000-ჯერ უფრო მდგრადია ანტიბიოტიკებით მკურნალობის მიმართ პლანქტონურ ბაქტერიულ უჯრედებთან შედარებით, რაც მნიშვნელოვან თერაპიულ გამოწვევად ითვლება. ისტორიულად, გამოყენებულია ჩვეულებრივი ორგანული ნაერთებიდან მიღებული ანტიმიკრობული ზედაპირის საფარის მასალები. მიუხედავად იმისა, რომ ასეთი მასალები ხშირად შეიცავს ტოქსიკურ კომპონენტებს, რომლებიც პოტენციურად საზიანოა ადამიანისთვის,25,26 ამან შეიძლება ხელი შეუწყოს ბაქტერიული გადაცემის და მასალის დეგრადაციის თავიდან აცილებას.
ბიოაპკის წარმოქმნით გამოწვეულმა ბაქტერიების ფართოდ გავრცელებულმა რეზისტენტობამ ანტიბიოტიკებით მკურნალობის მიმართ განაპირობა ეფექტური ანტიმიკრობული მემბრანული საფარით დაფარული ზედაპირის შემუშავების აუცილებლობა, რომლის უსაფრთხოდ გამოყენებაც შესაძლებელია27. ამ პროცესში პირველი მიდგომაა ფიზიკური ან ქიმიური ანტიადჰეზიური ზედაპირის შემუშავება, რომელსაც ბაქტერიული უჯრედები ვერ უკავშირდება და ადჰეზიის გამო ბიოაპკების წარმოქმნას ვერ შეძლებენ27. მეორე ტექნოლოგია გულისხმობს ისეთი საფარის შემუშავებას, რომელიც ანტიმიკრობულ ქიმიკატებს ზუსტად იქ მიაწვდის, სადაც საჭიროა, მაღალკონცენტრირებულ და ინდივიდუალურ რაოდენობებში. ეს მიიღწევა უნიკალური საფარი მასალების შემუშავებით, როგორიცაა გრაფენი/გერმანიუმი28, შავი ბრილიანტი29 და ZnO30-ით დოპირებული ალმასის მსგავსი ნახშირბადის საფარი, რომელიც მდგრადია ბაქტერიების მიმართ, ტექნოლოგია, რომელიც მაქსიმალურად ზრდის ტოქსიკურობისა და რეზისტენტობის განვითარებას ბიოაპკის წარმოქმნით. გარდა ამისა, სულ უფრო პოპულარული ხდება ბაქტერიციდული ქიმიკატების შემცველი საფარი, რომელიც უზრუნველყოფს ბაქტერიული დაბინძურებისგან ხანგრძლივ დაცვას. მიუხედავად იმისა, რომ სამივე პროცედურას შეუძლია ანტიმიკრობული აქტივობის გამოვლენა დაფარულ ზედაპირებზე, თითოეულს აქვს საკუთარი შეზღუდვები, რომლებიც გასათვალისწინებელია გამოყენების სტრატეგიის შემუშავებისას.
ბაზარზე ამჟამად არსებულ პროდუქტებს ხელს უშლის ბიოლოგიურად აქტიური ინგრედიენტების დამცავი საფარის ანალიზისა და ტესტირებისთვის დროის ნაკლებობა. კომპანიები აცხადებენ, რომ მათი პროდუქტები მომხმარებლებს სასურველ ფუნქციურ ასპექტებს მიაწვდის, თუმცა, ეს ბაზარზე არსებული პროდუქტების წარმატების დაბრკოლებად იქცა. ვერცხლისგან მიღებული ნაერთები გამოიყენება მომხმარებლებისთვის ამჟამად ხელმისაწვდომი ანტიმიკრობული საშუალებების დიდ უმრავლესობაში. ეს პროდუქტები შექმნილია მომხმარებლების მიკროორგანიზმების პოტენციურად მავნე ზემოქმედებისგან დასაცავად. ვერცხლის ნაერთების დაგვიანებული ანტიმიკრობული ეფექტი და მასთან დაკავშირებული ტოქსიკურობა ზრდის ზეწოლას მკვლევარებზე, რათა შეიმუშაონ ნაკლებად მავნე ალტერნატივა36,37. გლობალური ანტიმიკრობული საფარის შექმნა, რომელიც შიგნიდანაც და გარეთაც მოქმედებს, კვლავ გამოწვევად რჩება. ამას თან ახლავს ჯანმრთელობისა და უსაფრთხოების რისკები. ადამიანისთვის ნაკლებად მავნე ანტიმიკრობული აგენტის აღმოჩენა და იმის გარკვევა, თუ როგორ უნდა ჩართოთ ის უფრო ხანგრძლივი შენახვის ვადით საფარ სუბსტრატებში, ძალიან მოთხოვნადი მიზანია38. უახლესი ანტიმიკრობული და ანტიბიოფილმური მასალები შექმნილია ბაქტერიების ახლო მანძილზე მოსაკლავად, პირდაპირი კონტაქტით ან აქტიური აგენტის გამოთავისუფლების შემდეგ. მათ ამის გაკეთება შეუძლიათ ბაქტერიების საწყისი ადჰეზიის ინჰიბირებით (მათ შორის, ზედაპირზე ცილის ფენის წარმოქმნის თავიდან აცილებით) ან ბაქტერიების მოკვლით უჯრედის კედელზე ჩარევით.
არსებითად, ზედაპირის საფარი არის კომპონენტის ზედაპირზე კიდევ ერთი ფენის დატანის პროცესი ზედაპირის მახასიათებლების გასაუმჯობესებლად. ზედაპირის საფარის მიზანია კომპონენტის ზედაპირთან ახლოს მდებარე რეგიონის მიკროსტრუქტურის და/ან შემადგენლობის შეცვლა39. ზედაპირის საფარის მეთოდები შეიძლება დაიყოს სხვადასხვა მეთოდად, რომლებიც შეჯამებულია ნახ. 2ა-ში. საფარი შეიძლება დაიყოს თერმულ, ქიმიურ, ფიზიკურ და ელექტროქიმიურ კატეგორიებად, საფარის შესაქმნელად გამოყენებული მეთოდის მიხედვით.
(ა) ჩანართი, რომელიც აჩვენებს ზედაპირის დამუშავების ძირითად ტექნიკას და (ბ) ცივი შესხურების მეთოდის უპირატესობებსა და ნაკლოვანებებს.
ცივი შესხურების ტექნოლოგიას ბევრი რამ აქვს საერთო ტრადიციულ თერმულ შესხურების ტექნიკასთან. თუმცა, არსებობს რამდენიმე ძირითადი ფუნდამენტური თვისება, რაც ცივი შესხურების პროცესს და ცივი შესხურების მასალებს განსაკუთრებით უნიკალურს ხდის. ცივი შესხურების ტექნოლოგია ჯერ კიდევ საწყის ეტაპზეა, მაგრამ მას დიდი მომავალი აქვს. ზოგიერთ შემთხვევაში, ცივი შესხურების უნიკალური თვისებები დიდ სარგებელს გვთავაზობს, რაც ტრადიციული თერმული შესხურების ტექნიკის შეზღუდვებს გადალახავს. ის გადალახავს ტრადიციული თერმული შესხურების ტექნოლოგიის მნიშვნელოვან შეზღუდვებს, რომლის დროსაც ფხვნილი სუბსტრატზე დასაფენად უნდა იყოს გადნული. ცხადია, ეს ტრადიციული საფარის პროცესი არ არის შესაფერისი ძალიან ტემპერატურისადმი მგრძნობიარე მასალებისთვის, როგორიცაა ნანოკრისტალები, ნანონაწილაკები, ამორფული და მეტალის მინები40, 41, 42. გარდა ამისა, თერმული შესხურების საფარის მასალებს ყოველთვის აქვთ ფორიანობის და ოქსიდების მაღალი დონე. ცივი შესხურების ტექნოლოგიას თერმულ შესხურების ტექნოლოგიასთან შედარებით მრავალი მნიშვნელოვანი უპირატესობა აქვს, როგორიცაა (i) სუბსტრატზე მინიმალური სითბოს შეყვანა, (ii) სუბსტრატის საფარის არჩევის მოქნილობა, (iii) ფაზური ტრანსფორმაციის და მარცვლების ზრდის არარსებობა, (iv) მაღალი წებოვანი სიმტკიცე1 .39 (სურ. 2ბ). გარდა ამისა, ცივი შესხურებით საფარის მასალებს აქვთ მაღალი კოროზიისადმი მდგრადობა, მაღალი სიმტკიცე და სიმტკიცე, მაღალი ელექტროგამტარობა და მაღალი სიმკვრივე41. ცივი შესხურების პროცესის უპირატესობების მიუხედავად, ამ მეთოდს მაინც აქვს გარკვეული ნაკლოვანებები, როგორც ეს ნაჩვენებია ნახაზ 2ბ-ზე. სუფთა კერამიკული ფხვნილების, როგორიცაა Al2O3, TiO2, ZrO2, WC და ა.შ., საფარის დაფარვისას ცივი შესხურების მეთოდის გამოყენება შეუძლებელია. მეორეს მხრივ, კერამიკული/ლითონის კომპოზიტური ფხვნილების გამოყენება შესაძლებელია საფარის ნედლეულად. იგივე ეხება სხვა თერმული შესხურების მეთოდებსაც. რთული ზედაპირები და მილების შიდა ნაწილები კვლავ ძნელად შესასხურებელია.
იმის გათვალისწინებით, რომ ამჟამინდელი ნაშრომი მიმართულია მეტალის მინისებრი სხეულის ფხვნილების გამოყენებაზე, როგორც საფარების საწყის მასალებზე, ცხადია, რომ ამ მიზნით ჩვეულებრივი თერმული შესხურების გამოყენება შეუძლებელია. ეს გამოწვეულია იმით, რომ მეტალის მინისებრი სხეულის ფხვნილები კრისტალდება მაღალ ტემპერატურაზე1.
სამედიცინო და კვების მრეწველობაში გამოყენებული ინსტრუმენტების უმეტესობა დამზადებულია აუსტენიტური უჟანგავი ფოლადის შენადნობებისგან (SUS316 და SUS304), რომელთა ქრომის შემცველობა 12-დან 20 წონით%-მდეა ქირურგიული ინსტრუმენტების წარმოებისთვის. ზოგადად მიღებულია, რომ ლითონის ქრომის გამოყენება, როგორც შენადნობი ელემენტისა, ფოლადის შენადნობებში მნიშვნელოვნად აუმჯობესებს სტანდარტული ფოლადის შენადნობების კოროზიისადმი მდგრადობას. უჟანგავი ფოლადის შენადნობებს, მიუხედავად მათი მაღალი კოროზიისადმი მდგრადობისა, არ აქვთ მნიშვნელოვანი ანტიმიკრობული თვისებები38,39. ეს ეწინააღმდეგება მათ მაღალ კოროზიისადმი მდგრადობას. ამის შემდეგ, შესაძლებელია ინფექციისა და ანთების განვითარების პროგნოზირება, რაც ძირითადად განპირობებულია ბაქტერიული ადჰეზიითა და კოლონიზაციით უჟანგავი ფოლადის ბიომასალების ზედაპირზე. მნიშვნელოვანი სირთულეები შეიძლება წარმოიშვას ბაქტერიული ადჰეზიისა და ბიოაპკის ფორმირების გზებთან დაკავშირებული მნიშვნელოვანი სირთულეების გამო, რამაც შეიძლება გამოიწვიოს ჯანმრთელობის გაუარესება, რამაც შეიძლება გამოიწვიოს მრავალი შედეგი, რამაც შეიძლება პირდაპირ ან ირიბად იმოქმედოს ადამიანის ჯანმრთელობაზე.
ეს კვლევა წარმოადგენს ქუვეითის მეცნიერების განვითარების ფონდის (KFAS) მიერ დაფინანსებული პროექტის პირველ ფაზას, კონტრაქტის № 2010-550401, რომლის მიზანია MA ტექნოლოგიის გამოყენებით მეტალის მინისებრი Cu-Zr-Ni სამმაგი ფხვნილების წარმოების მიზანშეწონილობის შესწავლა (ცხრილი). 1) SUS304 ანტიბაქტერიული ზედაპირის დამცავი ფირის/საფარის წარმოებისთვის. პროექტის მეორე ფაზა, რომელიც 2023 წლის იანვარში დაიწყება, დეტალურად შეისწავლის სისტემის გალვანური კოროზიის მახასიათებლებს და მექანიკურ თვისებებს. ჩატარდება სხვადასხვა ტიპის ბაქტერიების დეტალური მიკრობიოლოგიური ტესტები.
სტატიაში განხილულია Zr შენადნობის შემცველობის გავლენა მინის ფორმირების უნარზე (GFA) მორფოლოგიური და სტრუქტურული მახასიათებლების საფუძველზე. გარდა ამისა, განხილული იყო ფხვნილით დაფარული ლითონის მინის/SUS304 კომპოზიტის ანტიბაქტერიული თვისებები. გარდა ამისა, მიმდინარე სამუშაოები მიმდინარეობს ლითონის მინის ფხვნილების სტრუქტურული ტრანსფორმაციის შესაძლებლობის შესასწავლად, რომელიც ხდება ცივი შესხურების დროს დამზადებული ლითონის მინის სისტემების ზეგაცივებულ სითხის რეგიონში. ამ კვლევაში წარმომადგენლობით მაგალითებად გამოყენებული იქნა Cu50Zr30Ni20 და Cu50Zr20Ni30 ლითონის მინის შენადნობები.
ამ ნაწილში წარმოდგენილია ელემენტარული Cu, Zr და Ni ფხვნილების მორფოლოგიური ცვლილებები დაბალი ენერგიის ბურთულიანი დაფქვის დროს. საილუსტრაციო მაგალითებად გამოყენებული იქნება Cu50Zr20Ni30 და Cu50Zr40Ni10-ისგან შემდგარი ორი განსხვავებული სისტემა. MA პროცესი შეიძლება დაიყოს სამ ცალკეულ ეტაპად, რასაც ადასტურებს დაფქვის ეტაპზე მიღებული ფხვნილის მეტალოგრაფიული დახასიათება (სურ. 3).
მექანიკური შენადნობების ფხვნილების (MA) მეტალოგრაფიული მახასიათებლები, რომლებიც მიღებულია ბურთულიანი დაფქვის სხვადასხვა ეტაპის შემდეგ. MA და Cu50Zr40Ni10 ფხვნილების ველის ემისიის სკანირების ელექტრონული მიკროსკოპიის (FE-SEM) გამოსახულებები, რომლებიც მიღებულია დაბალი ენერგიის ბურთულიანი დაფქვის შემდეგ 3, 12 და 50 საათის განმავლობაში, ნაჩვენებია (ა), (გ) და (ე)-ში Cu50Zr20Ni30 სისტემისთვის, იმავე MA-ზე. Cu50Zr40Ni10 სისტემის შესაბამისი გამოსახულებები, რომლებიც გადაღებულია გარკვეული დროის შემდეგ, ნაჩვენებია (ბ), (დ) და (ვ)-ში.
ბურთულიანი დაფქვის დროს, ლითონის ფხვნილზე გადასაცემი ეფექტური კინეტიკური ენერგია დამოკიდებულია პარამეტრების კომბინაციაზე, როგორც ეს ნაჩვენებია ნახ. 1ა-ზე. ეს მოიცავს ბურთებსა და ფხვნილებს შორის შეჯახებებს, დაფქვის საშუალებებს შორის ან მათ შორის გაჭედილი ფხვნილის ძვრის შეკუმშვას, ბურთების ვარდნის შედეგად გამოწვეულ დარტყმებს, ბურთულიანი წისქვილის მოძრავ სხეულებს შორის ფხვნილის წევით გამოწვეულ ძვრას და ცვეთას და ვარდნილ ბურთებში გამავალ დარტყმით სავსე კულტურაში გავრცელებულ დარტყმით ტალღას (ნახ. 1ა). Элементарные порошки Cu, Zr и Ni были сильно деформированы из-за холодной сварки на ранней стадии МА (3 ч), что привело к образованию крупных частиц порошка (> 1 мм в диаметре). ელემენტარული Cu, Zr და Ni ფხვნილები ძლიერ დეფორმირებული იყო ცივი შედუღების გამო MA-ს ადრეულ ეტაპზე (3 სთ), რამაც გამოიწვია ფხვნილის დიდი ნაწილაკების (დიამეტრის > 1 მმ) წარმოქმნა.ეს დიდი კომპოზიტური ნაწილაკები ხასიათდება შენადნობის ელემენტების (Cu, Zr, Ni) სქელი ფენების წარმოქმნით, როგორც ეს ნაჩვენებია ნახ. 3a,b-ზე. MA დროის 12 საათამდე გაზრდამ (შუალედური ეტაპი) გამოიწვია ბურთულიანი წისქვილის კინეტიკური ენერგიის ზრდა, რამაც გამოიწვია კომპოზიტური ფხვნილის დაშლა უფრო მცირე ფხვნილებად (200 μm-ზე ნაკლები), როგორც ეს ნაჩვენებია ნახ. 3c, city-ზე. ამ ეტაპზე, გამოყენებული ძვრის ძალა იწვევს ახალი ლითონის ზედაპირის წარმოქმნას თხელი Cu, Zr, Ni-ის ფენებით, როგორც ეს ნაჩვენებია ნახ. 3c, d-ზე. ფანტელების საზღვარზე ფენების დაფქვის შედეგად, ხდება მყარი ფაზის რეაქციები ახალი ფაზების წარმოქმნით.
MA პროცესის კულმინაციაში (50 საათის შემდეგ), ფანტელების მეტალოგრაფია ძლივს შესამჩნევი იყო (სურ. 3e, f) და ფხვნილის გაპრიალებულ ზედაპირზე სარკისებრი მეტალოგრაფია დაფიქსირდა. ეს ნიშნავს, რომ MA პროცესი დასრულდა და შეიქმნა ერთიანი რეაქციის ფაზა. სურათებზე 3e (I, II, III), f, v, vi) მითითებული რეგიონების ელემენტარული შემადგენლობა განისაზღვრა ველის ემისიის სკანირების ელექტრონული მიკროსკოპიის (FE-SEM) გამოყენებით, ენერგიის დისპერსიულ რენტგენის სპექტროსკოპიასთან (EDS) კომბინაციით. (IV).
ცხრილში 2 ნაჩვენებია შენადნობის ელემენტების ელემენტარული კონცენტრაციები, როგორც ნახ. 3e, f-ზე შერჩეული თითოეული რეგიონის მთლიანი მასის პროცენტული მაჩვენებელი. ამ შედეგების შედარება Cu50Zr20Ni30 და Cu50Zr40Ni10-ის საწყის ნომინალურ შემადგენლობებთან ცხრილ 1-ში, აჩვენებს, რომ ამ ორი საბოლოო პროდუქტის შემადგენლობები ძალიან ახლოსაა ნომინალურ შემადგენლობებთან. გარდა ამისა, ნახ. 3e, f-ზე ჩამოთვლილი რეგიონების კომპონენტების ფარდობითი მნიშვნელობები არ მიუთითებს თითოეული ნიმუშის შემადგენლობის მნიშვნელოვან გაუარესებაზე ან ვარიაციაზე ერთი რეგიონიდან მეორეში. ამას ადასტურებს ის ფაქტი, რომ შემადგენლობის ცვლილება ერთი რეგიონიდან მეორეში არ არის. ეს მიუთითებს ერთგვაროვანი შენადნობის ფხვნილების წარმოებაზე, როგორც ეს ნაჩვენებია ცხრილ 2-ში.
Cu50(Zr50-xNix) საბოლოო პროდუქტის ფხვნილის FE-SEM მიკროგრაფიები მიღებული იქნა 50 MA-ჯერ დამუშავების შემდეგ, როგორც ეს ნაჩვენებია ნახ. 4ა-დ-ზე, სადაც x შესაბამისად 10, 20, 30 და 40 ატ.%-ია. ამ დაფქვის ეტაპის შემდეგ, ფხვნილი აგრეგირდება ვან დერ ვაალის ეფექტის გამო, რაც იწვევს დიდი აგრეგატების წარმოქმნას, რომლებიც შედგება ულტრაწვრილი ნაწილაკებისგან, რომელთა დიამეტრი 73-დან 126 ნმ-მდეა, როგორც ეს ნაჩვენებია ნახ. 4-ზე.
50-საათიანი MA-ს შემდეგ მიღებული Cu50(Zr50-xNix) ფხვნილების მორფოლოგიური მახასიათებლები. Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30, Cu50Zr10Ni40 სისტემებისთვის, 50 MA-ს შემდეგ მიღებული ფხვნილების FE-SEM გამოსახულებები ნაჩვენებია შესაბამისად (a), (b), (c) და (d)-ში.
ფხვნილების ცივი შესასხურებელი მიმწოდებლის ჩატვირთვამდე, ისინი თავდაპირველად 15 წუთის განმავლობაში ულტრაბგერით დამუშავდნენ ანალიტიკური ხარისხის ეთანოლში და შემდეგ 2 საათის განმავლობაში გაშრეს 150°C ტემპერატურაზე. ეს ნაბიჯი უნდა გადაიდგას აგლომერაციის წინააღმდეგ წარმატებით საბრძოლველად, რაც ხშირად იწვევს მრავალ სერიოზულ პრობლემას საფარის პროცესში. MA პროცესის დასრულების შემდეგ, ჩატარდა შემდგომი კვლევები შენადნობის ფხვნილების ერთგვაროვნების შესასწავლად. ნახ. 5a-d-ზე ნაჩვენებია Cu50Zr30Ni20 შენადნობის Cu, Zr და Ni შენადნობის ელემენტების FE-SEM მიკროგრაფიები და შესაბამისი EDS გამოსახულებები, გადაღებული შესაბამისად 50 საათიანი M დროის შემდეგ. უნდა აღინიშნოს, რომ ამ ნაბიჯის შემდეგ მიღებული შენადნობის ფხვნილები ერთგვაროვანია, რადგან ისინი არ ავლენენ რაიმე შემადგენლობის რყევებს სუბნანომეტრულ დონეს მიღმა, როგორც ეს ნაჩვენებია ნახაზი 5-ზე.
ელემენტების მორფოლოგია და ლოკალური განაწილება MG Cu50Zr30Ni20 ფხვნილში, რომელიც მიღებულია 50 MA-ს შემდეგ FE-SEM/ენერგოდისპერსიული რენტგენის სპექტროსკოპიის (EDS) გამოყენებით. (ა) (ბ) Cu-Kα-ს, (გ) Zr-Lα-ს და (დ) Ni-Kα-ს SEM და რენტგენის EDS გამოსახულება.
50-საათიანი MA-ს შემდეგ მიღებული მექანიკურად შენადნობის მქონე Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30 და Cu50Zr20Ni30 ფხვნილების რენტგენის დიფრაქციის ნიმუშები ნაჩვენებია შესაბამისად ნახ. 6ა-დ-ში. ამ დაფქვის ეტაპის შემდეგ, Zr-ის სხვადასხვა კონცენტრაციის მქონე ყველა ნიმუშს ჰქონდა ამორფული სტრუქტურები დამახასიათებელი ჰალო დიფუზიის ნიმუშებით, რომლებიც ნაჩვენებია ნახ. 6-ში.
Cu50Zr40Ni10 (ა), Cu50Zr30Ni20 (ბ), Cu50Zr20Ni30 (გ) და Cu50Zr20Ni30 (დ) ფხვნილების რენტგენის დიფრაქციული ნიმუშები 50 საათის განმავლობაში MA-ს შემდეგ. ჰალო-დიფუზიური ნიმუში დაფიქსირდა ყველა ნიმუშში გამონაკლისის გარეშე, რაც მიუთითებს ამორფული ფაზის წარმოქმნაზე.
მაღალი გარჩევადობის ველის ემისიის გამტარი ელექტრონული მიკროსკოპია (FE-HRTEM) გამოყენებული იქნა სტრუქტურული ცვლილებების დასაკვირვებლად და ფხვნილების ლოკალური სტრუქტურის გასაგებად, რომლებიც წარმოიქმნება ბურთულიანი დაფქვის შედეგად სხვადასხვა MA დროს. Cu50Zr30Ni20 და Cu50Zr40Ni10 ფხვნილების დაფქვის ადრეული (6 საათი) და შუალედური (18 საათი) ეტაპების შემდეგ FE-HRTEM მეთოდით მიღებული ფხვნილების გამოსახულებები ნაჩვენებია შესაბამისად ნახ. 7ა-ზე. 6 საათიანი MA-ს შემდეგ მიღებული ფხვნილის კაშკაშა ველის გამოსახულების (BFI) მიხედვით, ფხვნილი შედგება დიდი მარცვლებისგან fcc-Cu, hcp-Zr და fcc-Ni ელემენტების მკაფიოდ განსაზღვრული საზღვრებით და არ არსებობს რეაქციის ფაზის ფორმირების ნიშნები, როგორც ეს ნაჩვენებია ნახ. 7ა-ზე. გარდა ამისა, შუა რეგიონიდან (ა) აღებულმა კორელირებულმა შერჩეული არეალის დიფრაქციულმა ნიმუშმა (SADP) გამოავლინა მკვეთრი დიფრაქციული ნიმუში (ნახ. 7ბ), რაც მიუთითებს დიდი კრისტალიტების არსებობაზე და რეაქტიული ფაზის არარსებობაზე.
ადრეული (6 საათი) და შუალედური (18 საათი) სტადიების შემდეგ მიღებული MA ფხვნილის ლოკალური სტრუქტურული მახასიათებლები. (ა) მაღალი გარჩევადობის ველის ემისიის გამტარი ელექტრონული მიკროსკოპია (FE-HRTEM) და (ბ) Cu50Zr30Ni20 ფხვნილის შესაბამისი შერჩეული არეალის დიფრაქტოგრამა (SADP) MA-ს 6-საათიანი დამუშავების შემდეგ. 18-საათიანი MA-ს შემდეგ მიღებული Cu50Zr40Ni10-ის FE-HRTEM გამოსახულება ნაჩვენებია (გ)-ში.
როგორც ნახ. 7გ-ზეა ნაჩვენები, MA-ს ხანგრძლივობის 18 საათამდე გაზრდამ პლასტიკურ დეფორმაციასთან ერთად სერიოზული ბადისებრი დეფექტები გამოიწვია. MA პროცესის ამ შუალედურ ეტაპზე ფხვნილში სხვადასხვა დეფექტი ჩნდება, მათ შორის დაწყობის დეფექტები, ბადისებრი დეფექტები და წერტილოვანი დეფექტები (ნახ. 7). ეს დეფექტები იწვევს მარცვლების საზღვრების გასწვრივ დიდი მარცვლების ფრაგმენტაციას 20 ნმ-ზე პატარა ქვემარცვლებად (ნახ. 7გ).
36 სთ MA-ს განმავლობაში დაფქული Cu50Z30Ni20 ფხვნილის ლოკალური სტრუქტურა ხასიათდება ამორფულ თხელ მატრიცაში ჩასმული ულტრაწვრილი ნანომარცვლების წარმოქმნით, როგორც ეს ნაჩვენებია ნახ. 8ა-ზე. ელექტრომაგნიტური ველის ლოკალურმა ანალიზმა აჩვენა, რომ ნახ. 8ა-ზე ნაჩვენები ნანოკლასტერები დაკავშირებულია დაუმუშავებელ Cu, Zr და Ni ფხვნილის შენადნობებთან. მატრიცაში Cu-ს შემცველობა მერყეობდა ~32 ატ.%-დან (ღარიბი ზონა) ~74 ატ.%-მდე (მდიდარი ზონა), რაც მიუთითებს ჰეტეროგენული პროდუქტების წარმოქმნაზე. გარდა ამისა, ამ ეტაპზე დაფქვის შემდეგ მიღებული ფხვნილების შესაბამისი SADP-ები აჩვენებს პირველად და მეორად ჰალო-დიფუზიურ ამორფულ ფაზურ რგოლებს, რომლებიც გადაფარავს ამ დაუმუშავებელ შენადნობის ელემენტებთან დაკავშირებულ ბასრ წერტილებს, როგორც ეს ნაჩვენებია ნახ. 8ბ-ზე.
Beyond 36 h-Cu50Zr30Ni20 ფხვნილის ნანომასშტაბიანი ლოკალური სტრუქტურული მახასიათებლები. (ა) კაშკაშა ველის გამოსახულება (BFI) და შესაბამისი (ბ) Cu50Zr30Ni20 ფხვნილის SADP, მიღებული 36 h MA დაფქვის შემდეგ.
MA პროცესის დასასრულს (50 სთ), Cu50(Zr50-xNix), X, 10, 20, 30 და 40 ატ.% ფხვნილებს, გამონაკლისის გარეშე, აქვთ ამორფული ფაზის ლაბირინთული მორფოლოგია, როგორც ეს ნაჩვენებია ნახ. 1-ში. თითოეული შემადგენლობის შესაბამის SADS-ში ვერ იქნა აღმოჩენილი ვერც წერტილოვანი დიფრაქცია და ვერც მკვეთრი რგოლური ნიმუშები. ეს მიუთითებს დაუმუშავებელი კრისტალური ლითონის არარსებობაზე, არამედ ამორფული შენადნობის ფხვნილის წარმოქმნაზე. ეს კორელირებული SADP-ები, რომლებიც ავლენენ ჰალო დიფუზიის ნიმუშებს, ასევე გამოყენებულ იქნა საბოლოო პროდუქტის მასალაში ამორფული ფაზების განვითარების მტკიცებულებად.
Cu50 MS სისტემის საბოლოო პროდუქტის ლოკალური სტრუქტურა (Zr50-xNix). 50 საათიანი MA-ს შემდეგ მიღებული (ა) Cu50Zr40Ni10, (ბ) Cu50Zr30Ni20, (გ) Cu50Zr20Ni30 და (დ) Cu50Zr10Ni40-ის FE-HRTEM და კორელირებული ნანოსხივური დიფრაქციული ნიმუშები (NBDP).
დიფერენციალური სკანირების კალორიმეტრიის გამოყენებით, შესწავლილი იქნა მინის გარდამავალი ტემპერატურის (Tg), ზეგაცივებული სითხის არეალის (ΔTx) და კრისტალიზაციის ტემპერატურის (Tx) თერმული სტაბილურობა, რომელიც დამოკიდებულია Ni (x)-ის შემცველობაზე Cu50(Zr50-xNix) ამორფულ სისტემაში. (DSC) თვისებები He აირის ნაკადში. Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20 და Cu50Zr10Ni40 ამორფული შენადნობების ფხვნილების DSC მრუდები, რომლებიც მიღებულია 50 საათის განმავლობაში MA-ს შემდეგ, ნაჩვენებია შესაბამისად ნახ. 10a, b, e-ზე. მაშინ, როდესაც ამორფული Cu50Zr20Ni30-ის DSC მრუდი ცალკეა ნაჩვენები ნახ. 10-ე საუკუნეში. ამასობაში, Cu50Zr30Ni20 ნიმუში, რომელიც გაცხელებულია ~700°C-მდე DSC-ში, ნაჩვენებია ნახ. 10g-ზე.
50 საათის განმავლობაში მინისებრი მინისებრი დამუშავების შემდეგ მიღებული Cu50(Zr50-xNix)MG ფხვნილების თერმული სტაბილურობა განისაზღვრება მინისებრი გარდამავალი ტემპერატურით (Tg), კრისტალიზაციის ტემპერატურით (Tx) და ზეგაცივებული სითხის არეთი (ΔTx). Cu50Zr40Ni10 (ა), Cu50Zr30Ni20 (ბ), Cu50Zr20Ni30 (გ) და (ე) Cu50Zr10Ni40MG შენადნობის ფხვნილების დიფერენციალური სკანირების კალორიმეტრის (DSC) ფხვნილების თერმოგრამები 50 საათის განმავლობაში მინისებრი მინისებრი დამუშავების შემდეგ. Cu50Zr30Ni20 ნიმუშის რენტგენის დიფრაქციული სურათი (XRD) DSC-ში ნაჩვენებია (დ)-ში.
როგორც ნაჩვენებია ნახაზ 10-ზე, სხვადასხვა ნიკელის კონცენტრაციის მქონე ყველა შემადგენლობის DSC მრუდები მიუთითებს ორ განსხვავებულ შემთხვევაზე, ერთი ენდოთერმულ და მეორე ეგზოთერმულ. პირველი ენდოთერმული მოვლენა შეესაბამება Tg-ს, ხოლო მეორე დაკავშირებულია Tx-თან. Tg-სა და Tx-ს შორის არსებულ ჰორიზონტალურ დიაპაზონს ეწოდება სუბგაცივებული სითხის ფართობი (ΔTx = Tx – Tg). შედეგები აჩვენებს, რომ 526°C და 612°C ტემპერატურაზე განთავსებული Cu50Zr40Ni10 ნიმუშის (ნახ. 10ა) Tg და Tx შემცველობას (x) 20%-მდე ცვლის დაბალი ტემპერატურის მხარისკენ 482°C და 563°C°C-ის მიმართულებით, Ni შემცველობის (x) მატებასთან ერთად, შესაბამისად, როგორც ნაჩვენებია ნახაზ 10b-ზე. შესაბამისად, ΔTx Cu50Zr40Ni10 მცირდება 86°С-დან (ნახ. 10ა) 81°С-მდე Cu50Zr30Ni20-ისთვის (ნახ. 10ბ). MC Cu50Zr40Ni10 შენადნობის შემთხვევაში ასევე დაფიქსირდა Tg, Tx და ΔTx მნიშვნელობების შემცირება 447°C, 526°C და 79°C დონემდე (სურ. 10ბ). ეს მიუთითებს, რომ Ni-ის შემცველობის ზრდა იწვევს MS შენადნობის თერმული სტაბილურობის შემცირებას. პირიქით, MC Cu50Zr20Ni30 შენადნობის Tg მნიშვნელობა (507 °C) უფრო დაბალია, ვიდრე MC Cu50Zr40Ni10 შენადნობის; მიუხედავად ამისა, მისი Tx აჩვენებს მასთან შესადარებელ მნიშვნელობას (612 °C). შესაბამისად, ΔTx-ს აქვს უფრო მაღალი მნიშვნელობა (87°C), როგორც ეს ნაჩვენებია სურათზე 10 საუკუნე.
Cu50(Zr50-xNix) MC სისტემა, Cu50Zr20Ni30 MC შენადნობის მაგალითის გამოყენებით, კრისტალდება მკვეთრი ეგზოთერმული პიკის მეშვეობით fcc-ZrCu5, ორთორომბული-Zr7Cu10 და ორთორომბული-ZrNi კრისტალურ ფაზებად (სურ. 10გ). ამორფულიდან კრისტალურ ფაზებში ეს გადასვლა დადასტურდა MG ნიმუშის (სურ. 10დ) რენტგენის დიფრაქციული ანალიზით, რომელიც გაცხელდა 700°C-მდე DSC-ში.
ნახ. 11-ზე ნაჩვენებია ფოტოები, რომლებიც გადაღებულია მიმდინარე ნაშრომში განხორციელებული ცივი შესხურების პროცესის დროს. ამ კვლევაში, ანტიბაქტერიული ნედლეულის სახით გამოყენებული იქნა ლითონის მინისებრი ფხვნილის ნაწილაკები, რომლებიც სინთეზირებული იყო MA-ს შემდეგ 50 საათის განმავლობაში (მაგალითად, Cu50Zr20Ni30-ის გამოყენებით), ხოლო ცივი შესხურებით დაიფარა უჟანგავი ფოლადის ფირფიტა (SUS304). თერმული შესხურების ტექნოლოგიის სერიაში დასაფარად შეირჩა ცივი შესხურების მეთოდი, რადგან ის ყველაზე ეფექტური მეთოდია თერმული შესხურების ტექნოლოგიის სერიაში, სადაც მისი გამოყენება შესაძლებელია მეტალის მეტასტაბილური სითბოსადმი მგრძნობიარე მასალებისთვის, როგორიცაა ამორფული და ნანოკრისტალური ფხვნილები. არ ექვემდებარება ფაზურ გადასვლებს. ეს არის ამ მეთოდის არჩევის მთავარი ფაქტორი. ცივი დალექვის პროცესი ხორციელდება მაღალი სიჩქარის მქონე ნაწილაკების გამოყენებით, რომლებიც ნაწილაკების კინეტიკურ ენერგიას გარდაქმნიან პლასტიკურ დეფორმაციად, დეფორმაციად და სითბოდ სუბსტრატთან ან ადრე დალექილ ნაწილაკებთან შეჯახებისას.
საველე ფოტოებზე ნაჩვენებია MG/SUS 304-ის ხუთი თანმიმდევრული მომზადებისთვის 550°C ტემპერატურაზე გამოყენებული ცივი შესხურების პროცედურა.
ნაწილაკების კინეტიკური ენერგია, ისევე როგორც თითოეული ნაწილაკის იმპულსი საფარის ფორმირების დროს, უნდა გარდაიქმნას ენერგიის სხვა ფორმებად ისეთი მექანიზმების მეშვეობით, როგორიცაა პლასტიკური დეფორმაცია (პირველადი ნაწილაკები და ნაწილაკთაშორისი ურთიერთქმედება მატრიცაში და ნაწილაკების ურთიერთქმედება), მყარი სხეულების შუალედური კვანძები, ნაწილაკებს შორის ბრუნვა, დეფორმაცია და შემზღუდველი გათბობა 39. გარდა ამისა, თუ შემომავალი კინეტიკური ენერგია მთლიანად არ გარდაიქმნება თერმულ ენერგიად და დეფორმაციის ენერგიად, შედეგი იქნება ელასტიური შეჯახება, რაც ნიშნავს, რომ ნაწილაკები დარტყმის შემდეგ უბრალოდ აირეკლებიან. აღინიშნა, რომ ნაწილაკის/სუბსტრატის მასალაზე გამოყენებული დარტყმის ენერგიის 90% გარდაიქმნება ლოკალურ სითბოდ 40. გარდა ამისა, როდესაც დარტყმითი სტრესი გამოიყენება, ნაწილაკის/სუბსტრატის კონტაქტის რეგიონში ძალიან მოკლე დროში მიიღწევა მაღალი პლასტიკური დეფორმაციის სიჩქარე 41,42.
პლასტიკური დეფორმაცია, როგორც წესი, განიხილება, როგორც ენერგიის გაფანტვის პროცესი, უფრო სწორად, როგორც სითბოს წყარო ფაზათაშორის რეგიონში. თუმცა, ფაზათაშორის რეგიონში ტემპერატურის მატება, როგორც წესი, არ არის საკმარისი ფაზათაშორისი დნობის ან ატომების ურთიერთდიფუზიის მნიშვნელოვანი სტიმულირებისთვის. ავტორებისთვის ცნობილ არცერთ პუბლიკაციაში არ არის გამოკვლეული ამ მეტალის მინისებრი ფხვნილების თვისებების გავლენა ფხვნილის ადჰეზიასა და დალექვაზე, რაც ხდება ცივი შესხურების ტექნიკის გამოყენებისას.
MG Cu50Zr20Ni30 შენადნობის ფხვნილის BFI ჩანს ნახ. 12a-ზე, რომელიც დალექილია SUS 304 სუბსტრატზე (ნახ. 11, 12b). როგორც ნახაზიდან ჩანს, დაფარული ფხვნილები ინარჩუნებენ თავდაპირველ ამორფულ სტრუქტურას, რადგან მათ აქვთ ნაზი ლაბირინთული სტრუქტურა ყოველგვარი კრისტალური მახასიათებლების ან ბადის დეფექტების გარეშე. მეორეს მხრივ, გამოსახულება მიუთითებს უცხო ფაზის არსებობაზე, რასაც ადასტურებს MG-ით დაფარული ფხვნილის მატრიცაში შემავალი ნანონაწილაკები (ნახ. 12a). ნახაზი 12c გვიჩვენებს ინდექსირებულ ნანოსხივურ დიფრაქციულ ნიმუშს (NBDP), რომელიც დაკავშირებულია I რეგიონთან (ნახ. 12a). როგორც ნახ. 12c-ზეა ნაჩვენები, NBDP ავლენს ამორფული სტრუქტურის სუსტ ჰალო-დიფუზიურ ნიმუშს და თანაარსებობს მკვეთრ ლაქებთან, რომლებიც შეესაბამება კრისტალურ დიდ კუბურ მეტასტაბილურ Zr2Ni ფაზას პლუს ტეტრაგონალურ CuO ფაზას. CuO-ს წარმოქმნა შეიძლება აიხსნას ფხვნილის დაჟანგვით, როდესაც ის ზებგერითი ნაკადით, ღია ჰაერზე, შესასხურებელი იარაღის საქშენიდან SUS 304-ზე გადადის. მეორეს მხრივ, ლითონის მინისებრი ფხვნილების დევიტრიფიკაციამ 550°C ტემპერატურაზე 30 წუთის განმავლობაში ცივი შესხურებით დამუშავების შემდეგ დიდი კუბური ფაზების წარმოქმნა გამოიწვია.
(ა) (ბ) SUS 304 სუბსტრატზე დალექილი MG ფხვნილის FE-HRTEM გამოსახულება (სურათის ჩანართი). (ა)-ში ნაჩვენები მრგვალი სიმბოლოს NBDP ინდექსი ნაჩვენებია (გ)-ში.
დიდი კუბური Zr2Ni ნანონაწილაკების ფორმირების ამ პოტენციური მექანიზმის შესამოწმებლად ჩატარდა დამოუკიდებელი ექსპერიმენტი. ამ ექსპერიმენტში, ფხვნილები შეასხურეს ატომიზატორიდან 550°C ტემპერატურაზე SUS 304 სუბსტრატის მიმართულებით; თუმცა, გახურების ეფექტის დასადგენად, ფხვნილები ამოიღეს SUS304 ზოლიდან რაც შეიძლება სწრაფად (დაახლოებით 60 წმ). ჩატარდა ექსპერიმენტების კიდევ ერთი სერია, რომლის დროსაც ფხვნილი ამოიღეს სუბსტრატიდან გამოყენებიდან დაახლოებით 180 წამის შემდეგ.
ნახაზები 13ა და ბ ასახავს SUS 304 სუბსტრატებზე 60 და 180 წამის განმავლობაში დალექილი ორი გაფრქვეული მასალის სკანირების გამჭოლი ელექტრონული მიკროსკოპიის (STEM) ბნელი ველის (DFI) გამოსახულებებს, შესაბამისად. 60 წამის განმავლობაში დალექილ ფხვნილის გამოსახულებას მორფოლოგიური დეტალები არ აღენიშნება და უნიკალურობა ავლენს (სურ. 13ა). ეს ასევე დადასტურდა XRD-ით, რომელმაც აჩვენა, რომ ამ ფხვნილების საერთო სტრუქტურა ამორფული იყო, რასაც მიუთითებს ნახაზ 14ა-ზე ნაჩვენები ფართო პირველადი და მეორადი დიფრაქციული პიკები. ეს მიუთითებს მეტასტაბილური/მეზოფაზური ნალექების არარსებობაზე, რომელშიც ფხვნილი ინარჩუნებს თავის თავდაპირველ ამორფულ სტრუქტურას. ამის საპირისპიროდ, იმავე ტემპერატურაზე (550°C), მაგრამ სუბსტრატზე 180 წამის განმავლობაში დატოვებულმა ფხვნილმა აჩვენა ნანოზომის მარცვლების დალექვა, როგორც ეს ნაჩვენებია ნახაზ 13ბ-ზე ისრებით.