ขอขอบคุณที่เยี่ยมชม Nature.com เวอร์ชันเบราว์เซอร์ที่คุณใช้มีการรองรับ CSS อย่างจำกัด เพื่อประสบการณ์ที่ดีที่สุด เราขอแนะนำให้คุณใช้เบราว์เซอร์ที่อัปเดตแล้ว (หรือปิดโหมดการทำงานร่วมกันใน Internet Explorer) ในระหว่างนี้ เพื่อให้มั่นใจว่ามีการรองรับอย่างต่อเนื่อง เราจะแสดงไซต์โดยไม่มีสไตล์และ JavaScript
ไบโอฟิล์มเป็นองค์ประกอบสำคัญในการพัฒนาการติดเชื้อเรื้อรัง โดยเฉพาะอย่างยิ่งเมื่อเกี่ยวข้องกับอุปกรณ์ทางการแพทย์ ปัญหานี้กลายเป็นความท้าทายครั้งใหญ่สำหรับชุมชนทางการแพทย์ เนื่องจากยาปฏิชีวนะมาตรฐานสามารถกำจัดไบโอฟิล์มได้เพียงในระดับจำกัดเท่านั้น การป้องกันการก่อตัวของไบโอฟิล์มทำให้มีการพัฒนาวิธีการเคลือบต่างๆ และวัสดุใหม่ๆ วิธีการเหล่านี้มีจุดมุ่งหมายเพื่อเคลือบพื้นผิวในลักษณะที่จะยับยั้งการก่อตัวของไบโอฟิล์ม โลหะผสมแก้วโลหะ โดยเฉพาะอย่างยิ่งโลหะผสมทองแดงและไททาเนียม ได้กลายมาเป็นสารเคลือบป้องกันจุลินทรีย์ที่เหมาะสม ในขณะเดียวกัน การใช้เทคโนโลยีการพ่นเย็นก็เพิ่มมากขึ้น เนื่องจากเป็นวิธีที่เหมาะสมสำหรับการแปรรูปวัสดุที่ไวต่ออุณหภูมิ ส่วนหนึ่งของวัตถุประสงค์ของการศึกษานี้คือการพัฒนาแก้วโลหะฟิล์มป้องกันแบคทีเรียแบบใหม่ที่ประกอบด้วย Cu-Zr-Ni สามองค์ประกอบโดยใช้เทคนิคการผสมทางกล ผงทรงกลมที่ประกอบเป็นผลิตภัณฑ์ขั้นสุดท้ายจะใช้เป็นวัตถุดิบสำหรับการพ่นเย็นเคลือบพื้นผิวสแตนเลสที่อุณหภูมิต่ำ พื้นผิวที่เคลือบด้วยแก้วโลหะสามารถลดการก่อตัวของไบโอฟิล์มได้อย่างมีนัยสำคัญอย่างน้อย 1 ลอการิทึมเมื่อเทียบกับสแตนเลส
ตลอดประวัติศาสตร์ของมนุษย์ สังคมต่างๆ สามารถออกแบบและส่งเสริมการนำวัสดุใหม่ๆ ที่ตอบสนองความต้องการเฉพาะของตนมาใช้ ซึ่งส่งผลให้ประสิทธิภาพและอันดับในเศรษฐกิจที่มีการโลกาภิวัตน์ดีขึ้น1 โดยความสามารถของมนุษย์ในการพัฒนาวัสดุและอุปกรณ์การผลิต ตลอดจนการออกแบบการผลิตและการกำหนดลักษณะของวัสดุ เพื่อให้ได้ผลลัพธ์ในด้านสุขภาพ การศึกษา อุตสาหกรรม เศรษฐกิจ วัฒนธรรม และสาขาอื่นๆ จากประเทศหรือภูมิภาคหนึ่งไปสู่อีกประเทศหรือภูมิภาคหนึ่ง ความก้าวหน้าจะวัดได้โดยไม่คำนึงถึงประเทศหรือภูมิภาค2 เป็นเวลา 60 ปีแล้วที่นักวิทยาศาสตร์ด้านวัสดุได้อุทิศเวลาส่วนใหญ่ให้กับการมุ่งเน้นไปที่ข้อกังวลหลักประการหนึ่ง นั่นคือ การแสวงหาวัสดุใหม่และล้ำสมัย การวิจัยล่าสุดเน้นไปที่การปรับปรุงคุณภาพและประสิทธิภาพของวัสดุที่มีอยู่ ตลอดจนการสังเคราะห์และประดิษฐ์วัสดุประเภทใหม่ทั้งหมด
การเพิ่มธาตุโลหะผสม การปรับเปลี่ยนโครงสร้างจุลภาคของวัสดุ และการประยุกต์ใช้เทคนิคการประมวลผลทางความร้อน กลไก หรือเทอร์โมกลศาสตร์ ส่งผลให้คุณสมบัติทางกล เคมี และฟิสิกส์ของวัสดุต่างๆ ดีขึ้นอย่างมีนัยสำคัญ นอกจากนี้ ยังสามารถสังเคราะห์สารประกอบที่ยังไม่เคยได้ยินมาก่อนได้สำเร็จในตอนนี้ ความพยายามอย่างต่อเนื่องเหล่านี้ได้ก่อให้เกิดวัสดุนวัตกรรมตระกูลใหม่ ซึ่งเรียกรวมกันว่า วัสดุขั้นสูง2 นาโนคริสตัล นาโนอนุภาค นาโนทิวบ์ จุดควอนตัม แก้วโลหะอสัณฐานที่มีมิติเป็นศูนย์ และโลหะผสมเอนโทรปีสูง เป็นเพียงตัวอย่างบางส่วนของวัสดุขั้นสูงที่ถูกนำเข้ามาในโลกตั้งแต่กลางศตวรรษที่แล้ว เมื่อทำการผลิตและพัฒนาโลหะผสมใหม่ที่มีคุณสมบัติเหนือกว่า ไม่ว่าจะเป็นในผลิตภัณฑ์ขั้นสุดท้ายหรือในขั้นตอนกลางของการผลิต มักจะมีปัญหาของการไม่สมดุลเพิ่มเข้ามาด้วย อันเป็นผลมาจากการใช้เทคนิคการผลิตใหม่เพื่อเบี่ยงเบนจากสมดุลอย่างมีนัยสำคัญ จึงได้ค้นพบโลหะผสมที่ไม่เสถียรประเภทใหม่ทั้งหมด ซึ่งเรียกว่า แก้วโลหะ
งานของเขาที่ Caltech ในปี 1960 นำมาซึ่งการปฏิวัติแนวคิดเรื่องโลหะผสมเมื่อเขาสังเคราะห์โลหะผสม Au-25 คล้ายแก้วที่ 0.25% Si โดยทำให้ของเหลวแข็งตัวอย่างรวดเร็วที่เกือบหนึ่งล้านองศาต่อวินาที 4 เหตุการณ์ค้นพบของศาสตราจารย์ Pol Duwezs ไม่เพียงแต่เป็นการประกาศการเริ่มต้นประวัติศาสตร์ของแก้วโลหะ (MG) เท่านั้น แต่ยังนำไปสู่การเปลี่ยนแปลงขนานใหญ่ในวิธีคิดของผู้คนเกี่ยวกับโลหะผสมอีกด้วย นับตั้งแต่การศึกษาบุกเบิกครั้งแรกสุดในการสังเคราะห์โลหะผสม MG แก้วโลหะเกือบทั้งหมดผลิตขึ้นโดยใช้วิธีใดวิธีหนึ่งต่อไปนี้เท่านั้น: (i) การทำให้ของแข็งละลายหรือไอน้ำแข็งตัวอย่างรวดเร็ว (ii) ความผิดปกติของโครงตาข่ายโดยอะตอม (iii) ปฏิกิริยาอะมอร์ฟิเซชันของสถานะของแข็งระหว่างธาตุโลหะบริสุทธิ์ และ (iv) การเปลี่ยนสถานะของแข็งของเฟสที่ไม่เสถียร
MGs โดดเด่นด้วยการไม่มีลำดับอะตอมระยะไกลที่เกี่ยวข้องกับผลึก ซึ่งเป็นลักษณะเฉพาะของผลึก ในโลกปัจจุบัน มีความก้าวหน้าอย่างมากในสาขาของแก้วโลหะ MGs เป็นวัสดุใหม่ที่มีคุณสมบัติที่น่าสนใจซึ่งน่าสนใจไม่เพียงแต่ในฟิสิกส์สถานะของแข็ง แต่ยังรวมถึงในโลหะวิทยา เคมีพื้นผิว เทคโนโลยี ชีววิทยา และสาขาอื่นๆ อีกมากมาย วัสดุประเภทใหม่นี้แสดงคุณสมบัติที่แตกต่างจากโลหะแข็ง ทำให้เป็นตัวเลือกที่น่าสนใจสำหรับการประยุกต์ทางเทคโนโลยีในหลากหลายสาขา MGs มีคุณสมบัติที่สำคัญบางประการ (i) ความเหนียวเชิงกลสูงและความแข็งแรงผลผลิต (ii) การซึมผ่านของแม่เหล็กสูง (iii) การบังคับแม่เหล็กต่ำ (iv) ทนต่อการกัดกร่อนที่ผิดปกติ (v) การนำไฟฟ้าอิสระที่ 6,7
โลหะผสมเชิงกล (MA)1,8 เป็นเทคนิคที่ค่อนข้างใหม่ ซึ่งนำมาใช้ครั้งแรกในปี พ.ศ. 2526 โดยศาสตราจารย์ CC Kock และเพื่อนร่วมงาน พวกเขาเตรียมผง Ni60Nb40 ที่ไม่มีรูปร่างแน่นอนโดยการบดส่วนผสมของธาตุบริสุทธิ์ที่อุณหภูมิแวดล้อมซึ่งใกล้เคียงกับอุณหภูมิห้องมาก โดยทั่วไปปฏิกิริยา MA เกิดขึ้นระหว่างการเชื่อมโยงแบบแพร่กระจายของผงวัสดุปฏิกิริยาในเครื่องปฏิกรณ์ ซึ่งมักทำด้วยสแตนเลสเข้ากับเครื่องบดลูกบอล 10 (รูปที่ 1a, b) ตั้งแต่นั้นมา เทคนิคปฏิกิริยาสถานะของแข็งที่เหนี่ยวนำโดยกลไกนี้ถูกนำมาใช้ในการเตรียมผงโลหะผสมแก้วอสัณฐาน/โลหะแบบใหม่โดยใช้เครื่องบดลูกบอลพลังงานต่ำ (รูปที่ 1c) และพลังงานสูง รวมถึงเครื่องบดแท่ง11,12,13,14,15 , 16 โดยเฉพาะอย่างยิ่ง วิธีนี้ถูกใช้ในการเตรียมระบบที่ไม่สามารถผสมกันได้ เช่น Cu-Ta17 รวมถึงโลหะผสมที่มีจุดหลอมเหลวสูง เช่น ระบบโลหะทรานซิชัน Al (TM; Zr, Hf, Nb และ Ta)18,19 และ Fe-W20 ซึ่งไม่สามารถรับได้โดยใช้เส้นทางการเตรียมแบบธรรมดา นอกจากนี้ MA ยังถือเป็นหนึ่งในเครื่องมือเทคโนโลยีระดับนาโนที่ทรงพลังที่สุดสำหรับการเตรียมอนุภาคผงผลึกระดับอุตสาหกรรมและระดับนาโนคอมโพสิตของออกไซด์ของโลหะ คาร์ไบด์ ไนไตรด์ ไฮไดรด์ นาโนทิวบ์คาร์บอน นาโนไดมอนด์ ตลอดจนการรักษาเสถียรภาพแบบกว้างผ่านแนวทางจากบนลงล่าง 1 และขั้นตอนที่ไม่เสถียร
แผนผังแสดงวิธีการผลิตที่ใช้ในการเตรียมการเคลือบแก้วโลหะ Cu50(Zr50−xNix) (MG)/SUS 304 ในการศึกษานี้ (a) การเตรียมผงโลหะผสม MG ที่มีความเข้มข้นของ Ni ต่างกัน x (x; 10, 20, 30 และ 40 at.%) โดยใช้เทคนิคการบดด้วยลูกบอลพลังงานต่ำ (a) โหลดวัตถุดิบเริ่มต้นลงในกระบอกสูบเครื่องมือพร้อมกับลูกบอลเหล็กกล้าเครื่องมือ และ (b) ปิดผนึกในกล่องใส่ถุงมือที่เต็มไปด้วยบรรยากาศฮีเลียม (c) แบบจำลองโปร่งใสของภาชนะบดที่แสดงการเคลื่อนที่ของลูกบอลระหว่างการบด ผลิตภัณฑ์สุดท้ายของผงที่ได้หลังจากผ่านไป 50 ชั่วโมงถูกนำไปใช้เคลือบพื้นผิว SUS 304 โดยใช้วิธีการพ่นแบบเย็น (d)
เมื่อพูดถึงพื้นผิว (สารตั้งต้น) ของวัสดุจำนวนมาก วิศวกรรมพื้นผิวเกี่ยวข้องกับการออกแบบและปรับเปลี่ยนพื้นผิว (สารตั้งต้น) เพื่อให้ได้คุณสมบัติทางกายภาพ เคมี และเทคนิคบางประการที่ไม่มีอยู่ในวัสดุจำนวนมากเดิม คุณสมบัติบางประการที่สามารถปรับปรุงได้อย่างมีประสิทธิภาพด้วยการบำบัดพื้นผิว ได้แก่ ความทนทานต่อการสึกกร่อน ความทนทานต่อการเกิดออกซิเดชันและการกัดกร่อน ค่าสัมประสิทธิ์แรงเสียดทาน ความเฉื่อยทางชีวภาพ คุณสมบัติทางไฟฟ้า และฉนวนกันความร้อน เป็นต้น คุณภาพของพื้นผิวสามารถปรับปรุงได้โดยใช้เทคนิคทางโลหะวิทยา กลไก หรือเคมี ในฐานะกระบวนการที่รู้จักกันดี การเคลือบนั้นถูกกำหนดอย่างง่ายๆ ว่าเป็นวัสดุชั้นเดียวหรือหลายชั้นที่เคลือบขึ้นบนพื้นผิวของวัตถุจำนวนมาก (สารตั้งต้น) ที่ทำจากวัสดุอื่น ดังนั้น การเคลือบจึงถูกนำมาใช้บางส่วนเพื่อให้ได้คุณสมบัติทางเทคนิคหรือเพื่อการตกแต่งตามต้องการ ตลอดจนปกป้องวัสดุจากปฏิกิริยาทางเคมีและทางกายภาพที่คาดว่าจะเกิดขึ้นกับสภาพแวดล้อมโดยรอบ23
เพื่อที่จะเคลือบชั้นป้องกันพื้นผิวที่เหมาะสมที่มีความหนาตั้งแต่ไม่กี่ไมโครเมตร (ต่ำกว่า 10-20 ไมโครเมตร) ถึงมากกว่า 30 ไมโครเมตรหรือแม้กระทั่งไม่กี่มิลลิเมตร อาจมีการนำวิธีการและเทคนิคต่างๆ มาใช้มากมาย โดยทั่วไป กระบวนการเคลือบสามารถแบ่งได้เป็นสองประเภท คือ (i) วิธีการเคลือบแบบเปียก ได้แก่ การชุบด้วยไฟฟ้า การชุบแบบไม่ใช้ไฟฟ้า และการชุบสังกะสีแบบจุ่มร้อน และ (ii) วิธีการเคลือบแบบแห้ง ได้แก่ การบัดกรี การเคลือบผิว การสะสมไอทางกายภาพ (PVD) การสะสมไอทางเคมี (CVD) เทคนิคการพ่นความร้อน และล่าสุดคือเทคนิคการพ่นเย็น 24 (รูปที่ 1d)
ไบโอฟิล์มถูกกำหนดให้เป็นชุมชนจุลินทรีย์ที่ยึดติดอยู่กับพื้นผิวอย่างถาวรและล้อมรอบด้วยโพลีเมอร์นอกเซลล์ (EPS) ที่สร้างขึ้นเอง การก่อตัวของไบโอฟิล์มที่โตเต็มที่บนผิวเผินอาจนำไปสู่การสูญเสียที่สำคัญในภาคอุตสาหกรรมหลายแห่ง รวมถึงอุตสาหกรรมอาหาร ระบบน้ำ และสภาพแวดล้อมของการดูแลสุขภาพ ในมนุษย์ เมื่อไบโอฟิล์มก่อตัวขึ้น มากกว่า 80% ของกรณีของการติดเชื้อจุลินทรีย์ (รวมทั้ง Enterobacteriaceae และ Staphylococci) จะรักษาได้ยาก ยิ่งไปกว่านั้น รายงานว่าไบโอฟิล์มที่โตเต็มที่นั้นมีความต้านทานต่อการรักษาด้วยยาปฏิชีวนะมากกว่าเซลล์แบคทีเรียแพลงก์ตอนถึง 1,000 เท่า ซึ่งถือเป็นความท้าทายทางการรักษาที่สำคัญ วัสดุเคลือบพื้นผิวป้องกันจุลินทรีย์ที่ได้จากสารประกอบอินทรีย์ทั่วไปได้รับการใช้มาโดยตลอด แม้ว่าวัสดุดังกล่าวมักจะมีส่วนประกอบที่เป็นพิษซึ่งอาจเป็นอันตรายต่อมนุษย์ได้ก็ตาม25,26 แต่ก็อาจช่วยหลีกเลี่ยงการแพร่กระจายของแบคทีเรียและการทำลายวัสดุได้
ความต้านทานของแบคทีเรียต่อการรักษาด้วยยาปฏิชีวนะที่แพร่หลายเนื่องจากการก่อตัวของไบโอฟิล์มทำให้มีความจำเป็นต้องพัฒนาพื้นผิวเคลือบเมมเบรนป้องกันจุลินทรีย์ที่มีประสิทธิภาพซึ่งสามารถใช้ได้อย่างปลอดภัย27 การพัฒนาพื้นผิวต่อต้านการยึดเกาะทางกายภาพหรือทางเคมีซึ่งเซลล์แบคทีเรียจะถูกยับยั้งไม่ให้จับและสร้างไบโอฟิล์มเนื่องจากการยึดเกาะเป็นแนวทางแรกในกระบวนการนี้27 เทคโนโลยีที่สองคือการพัฒนาสารเคลือบที่ทำให้สามารถส่งสารเคมีป้องกันจุลินทรีย์ได้อย่างแม่นยำในจุดที่ต้องการในปริมาณที่เข้มข้นสูงและเหมาะสม ซึ่งทำได้โดยการพัฒนาวัสดุเคลือบที่เป็นเอกลักษณ์ เช่น กราฟีน/เจอร์เมเนียม28 เพชรดำ29 และสารเคลือบคาร์บอนคล้ายเพชรที่เจือด้วย ZnO30 ที่ต้านทานแบคทีเรีย ซึ่งเป็นเทคโนโลยีที่เพิ่มความเป็นพิษสูงสุดและลดการพัฒนาความต้านทานอันเนื่องมาจากการก่อตัวของไบโอฟิล์มได้อย่างมาก นอกจากนี้ สารเคลือบที่ผสมสารเคมีฆ่าเชื้อโรคลงในพื้นผิวเพื่อป้องกันการปนเปื้อนของแบคทีเรียในระยะยาวกำลังได้รับความนิยมมากขึ้น แม้ว่าขั้นตอนทั้งสามจะสามารถสร้างผลต้านจุลินทรีย์บนพื้นผิวที่เคลือบได้ แต่แต่ละขั้นตอนก็มีข้อจำกัดของตัวเอง ควรพิจารณาเมื่อพัฒนากลยุทธ์การประยุกต์ใช้งาน
ผลิตภัณฑ์ต่างๆ ในท้องตลาดปัจจุบันต้องเผชิญกับความล่าช้าในการวิเคราะห์และทดสอบสารเคลือบป้องกันสำหรับส่วนประกอบที่ออกฤทธิ์ทางชีวภาพ บริษัทต่างๆ อ้างว่าผลิตภัณฑ์ของตนจะมอบคุณสมบัติเชิงหน้าที่ที่พึงประสงค์ให้กับผู้ใช้ อย่างไรก็ตาม สิ่งนี้เป็นอุปสรรคต่อความสำเร็จของผลิตภัณฑ์ในตลาดปัจจุบัน สารประกอบที่ได้จากเงินถูกนำมาใช้ในยาต้านจุลชีพส่วนใหญ่ที่มีจำหน่ายในปัจจุบัน ผลิตภัณฑ์เหล่านี้ได้รับการพัฒนาขึ้นเพื่อปกป้องผู้ใช้จากผลกระทบอันตรายที่อาจเกิดจากจุลินทรีย์ ผลกระทบต่อต้านจุลชีพที่ล่าช้าและความเป็นพิษที่เกี่ยวข้องของสารประกอบเงินเพิ่มแรงกดดันให้บรรดานักวิจัยพัฒนาทางเลือกที่เป็นอันตรายน้อยกว่า36,37 การสร้างสารเคลือบป้องกันจุลินทรีย์ทั่วโลกที่ใช้งานได้ในร่มและกลางแจ้งยังคงเป็นงานที่น่ากลัว นั่นเป็นเพราะความเสี่ยงที่เกี่ยวข้องทั้งต่อสุขภาพและความปลอดภัย การค้นพบสารต้านจุลชีพที่เป็นอันตรายต่อมนุษย์น้อยกว่าและคิดหาวิธีผสมสารดังกล่าวลงในสารเคลือบที่มีอายุการเก็บรักษาที่ยาวนานขึ้นเป็นเป้าหมายที่เป็นที่ต้องการอย่างมาก38 วัสดุต้านจุลชีพและต้านไบโอฟิล์มล่าสุดได้รับการออกแบบมาเพื่อฆ่าแบคทีเรียในระยะใกล้ ไม่ว่าจะผ่านการสัมผัสโดยตรงหรือหลังจากปล่อยสารออกฤทธิ์แล้ว วัสดุเหล่านี้สามารถทำได้โดยการยับยั้งการยึดเกาะของแบคทีเรียในขั้นต้น (รวมทั้งต่อต้านการสร้างชั้นโปรตีนบน พื้นผิว) หรือโดยการฆ่าเชื้อแบคทีเรียโดยการแทรกแซงผนังเซลล์
โดยพื้นฐานแล้ว การเคลือบผิวเป็นกระบวนการวางชั้นอื่นบนพื้นผิวของส่วนประกอบเพื่อเพิ่มคุณสมบัติของพื้นผิว เป้าหมายของการเคลือบพื้นผิวคือการปรับแต่งโครงสร้างจุลภาคและ/หรือองค์ประกอบของบริเวณใกล้พื้นผิวของส่วนประกอบ39 เทคนิคการเคลือบผิวสามารถแบ่งออกได้เป็นวิธีการต่างๆ ซึ่งสรุปไว้ในรูปที่ 2a การเคลือบผิวสามารถแบ่งย่อยได้เป็นประเภทความร้อน เคมี กายภาพ และไฟฟ้าเคมี ขึ้นอยู่กับวิธีการที่ใช้ในการสร้างการเคลือบ
(ก) ภาพแทรกแสดงเทคนิคการผลิตหลักที่ใช้สำหรับพื้นผิว และ (ข) ข้อดีและข้อเสียที่เลือกของเทคนิคการพ่นแบบเย็น
เทคโนโลยีการพ่นเย็นมีความคล้ายคลึงกับวิธีการพ่นความร้อนแบบเดิมมาก อย่างไรก็ตาม ยังมีคุณสมบัติพื้นฐานสำคัญบางประการที่ทำให้กระบวนการพ่นเย็นและวัสดุการพ่นเย็นมีความโดดเด่นเป็นพิเศษ เทคโนโลยีการพ่นเย็นยังคงอยู่ในช่วงเริ่มต้น แต่มีอนาคตที่สดใส ในการใช้งานบางประเภท คุณสมบัติเฉพาะของการพ่นเย็นมีประโยชน์มากมาย โดยเอาชนะข้อจำกัดโดยธรรมชาติของวิธีการพ่นความร้อนแบบทั่วไปได้ เทคโนโลยีนี้ช่วยให้เอาชนะข้อจำกัดที่สำคัญของเทคโนโลยีการพ่นความร้อนแบบเดิมได้ ซึ่งในระหว่างนั้นผงจะต้องถูกหลอมละลายเพื่อที่จะเคลือบลงบนพื้นผิว เห็นได้ชัดว่ากระบวนการเคลือบแบบดั้งเดิมนี้ไม่เหมาะสำหรับวัสดุที่ไวต่ออุณหภูมิมาก เช่น นาโนคริสตัล นาโนอนุภาค แก้วอสัณฐานและโลหะ40, 41, 42 นอกจากนี้ วัสดุเคลือบการพ่นความร้อนยังแสดงให้เห็นถึงรูพรุนและออกไซด์ในระดับสูงเสมอ เทคโนโลยีการพ่นเย็นมีข้อได้เปรียบที่สำคัญหลายประการเหนือเทคโนโลยีการพ่นความร้อน เช่น (i) การให้ความร้อนกับพื้นผิวน้อยที่สุด (ii) ความยืดหยุ่นในการเลือกเคลือบพื้นผิว (iii) ไม่มีการเปลี่ยนแปลงเฟสและการเจริญเติบโตของเมล็ดพืช (iv) ความแข็งแรงของพันธะสูง1,39 (รูปที่ 1) 2b) นอกจากนี้ วัสดุเคลือบด้วยการพ่นเย็นยังมีคุณสมบัติทนต่อการกัดกร่อนสูง มีความแข็งแรงและความแข็งสูง มีสภาพนำไฟฟ้าสูง และมีความหนาแน่นสูง41 แม้จะขัดกับข้อดีของกระบวนการพ่นเย็น แต่การใช้เทคนิคนี้ก็มีข้อเสียอยู่บ้าง ดังที่แสดงในรูปที่ 2b เมื่อเคลือบผงเซรามิกบริสุทธิ์ เช่น Al2O3, TiO2, ZrO2, WC เป็นต้น จะไม่สามารถใช้วิธีการพ่นเย็นได้ ในทางกลับกัน สามารถใช้ผงเซรามิก/โลหะคอมโพสิตเป็นวัตถุดิบสำหรับการเคลือบได้ วิธีการพ่นความร้อนแบบอื่นๆ ก็เช่นเดียวกัน พื้นผิวที่ซับซ้อนและพื้นผิวท่อภายในยังคงพ่นได้ยาก
เนื่องจากงานปัจจุบันมีเป้าหมายที่จะใช้ผงโลหะแก้วเป็นวัสดุเคลือบดิบ จึงเป็นที่ชัดเจนว่าไม่สามารถใช้การพ่นความร้อนแบบเดิมสำหรับจุดประสงค์นี้ได้ เนื่องจากผงโลหะแก้วตกผลึกที่อุณหภูมิสูง1
เครื่องมือส่วนใหญ่ที่ใช้ในอุตสาหกรรมการแพทย์และอาหารทำจากโลหะผสมสเตนเลสออสเทนนิติก (SUS316 และ SUS304) ที่มีปริมาณโครเมียมระหว่าง 12 ถึง 20% สำหรับการผลิตเครื่องมือผ่าตัด โดยทั่วไปแล้วยอมรับกันว่าการใช้โลหะโครเมียมเป็นธาตุโลหะผสมในโลหะผสมเหล็กสามารถปรับปรุงความต้านทานการกัดกร่อนของโลหะผสมเหล็กมาตรฐานได้อย่างมาก โลหะผสมสเตนเลสแม้จะมีความต้านทานการกัดกร่อนสูง แต่ก็ไม่มีคุณสมบัติต้านจุลชีพที่สำคัญ38,39 ซึ่งแตกต่างจากโลหะผสมสเตนเลสที่มีความต้านทานการกัดกร่อนสูง หลังจากนั้น สามารถคาดการณ์การเกิดการติดเชื้อและการอักเสบได้ ซึ่งส่วนใหญ่เกิดจากการยึดเกาะและการตั้งรกรากของแบคทีเรียบนพื้นผิวของไบโอแมทีเรียลสเตนเลส อาจเกิดปัญหาที่สำคัญเนื่องจากปัญหาที่สำคัญที่เกี่ยวข้องกับการยึดเกาะของแบคทีเรียและเส้นทางการก่อตัวของไบโอฟิล์ม ซึ่งอาจนำไปสู่การเสื่อมโทรมของสุขภาพซึ่งอาจส่งผลตามมาหลายประการที่อาจส่งผลต่อสุขภาพของมนุษย์โดยตรงหรือโดยอ้อม
การศึกษาครั้งนี้เป็นขั้นตอนแรกของโครงการที่ได้รับทุนจากมูลนิธิคูเวตเพื่อความก้าวหน้าทางวิทยาศาสตร์ (KFAS) สัญญาหมายเลข 2010-550401 เพื่อศึกษาความเป็นไปได้ในการผลิตผงเทอร์นารีโลหะแก้ว Cu-Zr-Ni โดยใช้เทคโนโลยี MA (ตารางที่ 1) สำหรับการผลิตฟิล์มป้องกันแบคทีเรีย/สารเคลือบป้องกันพื้นผิว SUS304 ระยะที่สองของโครงการซึ่งมีกำหนดจะเริ่มในเดือนมกราคม 2023 จะตรวจสอบลักษณะการกัดกร่อนทางเคมีไฟฟ้าและคุณสมบัติเชิงกลของระบบโดยละเอียด จะมีการทดสอบทางจุลชีววิทยาโดยละเอียดสำหรับแบคทีเรียสายพันธุ์ต่างๆ
ในเอกสารฉบับนี้ จะอภิปรายเกี่ยวกับผลกระทบของปริมาณธาตุโลหะผสม Zr ต่อความสามารถในการสร้างแก้ว (GFA) โดยอาศัยลักษณะทางสัณฐานวิทยาและโครงสร้าง นอกจากนี้ ยังมีการหารือเกี่ยวกับคุณสมบัติต้านเชื้อแบคทีเรียของผงเคลือบแก้วโลหะ/คอมโพสิต SUS304 อีกด้วย นอกจากนี้ ยังมีการทำงานปัจจุบันเพื่อศึกษาความเป็นไปได้ในการเปลี่ยนแปลงโครงสร้างของผงแก้วโลหะที่เกิดขึ้นระหว่างการพ่นแบบเย็นภายในบริเวณของเหลวที่เย็นจัดของระบบแก้วโลหะที่ผลิตขึ้น โดยตัวอย่างที่เป็นตัวแทน ได้แก่ โลหะผสมแก้วโลหะ Cu50Zr30Ni20 และ Cu50Zr20Ni30 ในการศึกษาครั้งนี้
ในส่วนนี้ จะนำเสนอการเปลี่ยนแปลงทางสัณฐานวิทยาของผงธาตุ Cu, Zr และ Ni ในเครื่องบดลูกบอลพลังงานต่ำ ตัวอย่างประกอบจะใช้ระบบที่แตกต่างกันสองระบบ ได้แก่ Cu50Zr20Ni30 และ Cu50Zr40Ni10 เป็นตัวอย่างที่เป็นตัวแทน กระบวนการ MA สามารถแบ่งได้เป็น 3 ขั้นตอนที่แตกต่างกัน ดังที่แสดงโดยลักษณะเฉพาะทางโลหะวิทยาของผงที่ผลิตขึ้นในขั้นตอนการบด (รูปที่ 3)
ลักษณะทางโลหะวิทยาของผงโลหะผสมเชิงกล (MA) ที่ได้หลังจากขั้นตอนการบดด้วยลูกบอลต่างกัน ภาพกล้องจุลทรรศน์อิเล็กตรอนแบบส่องกราดแบบปล่อยสนามแม่เหล็กไฟฟ้า (FE-SEM) ของผง MA และ Cu50Zr40Ni10 ที่ได้หลังจากขั้นตอนการบดด้วยลูกบอลพลังงานต่ำที่ 3, 12 และ 50 ชั่วโมง แสดงใน (a), (c) และ (e) สำหรับระบบ Cu50Zr20Ni30 ในขณะที่ในระบบ MA เดียวกัน ภาพที่สอดคล้องกันของระบบ Cu50Zr40Ni10 ที่ถ่ายหลังจากขั้นตอนการบดจะแสดงใน (b), (d) และ (f)
ในระหว่างการบดด้วยลูกบอล พลังงานจลน์ที่มีประสิทธิภาพที่สามารถถ่ายโอนไปยังผงโลหะได้นั้นได้รับผลกระทบจากการรวมกันของพารามิเตอร์ต่างๆ ดังแสดงในรูปที่ 1a ซึ่งรวมถึงการชนกันระหว่างลูกบอลและผง แรงเฉือนแบบอัดของผงที่ติดอยู่ระหว่างหรือระหว่างตัวบด แรงกระแทกของลูกบอลที่ตกลงมา แรงเฉือนและการสึกหรออันเนื่องมาจากการลากของผงระหว่างตัวบดด้วยลูกบอลที่เคลื่อนที่ และคลื่นกระแทกที่ผ่านลูกบอลที่ตกลงมากระจายไปทั่วภาระของพืช (รูปที่ 1a) ผง Cu, Zr และ Ni ของธาตุต่างๆ ถูกเปลี่ยนรูปอย่างรุนแรงเนื่องจากการเชื่อมเย็นในระยะเริ่มต้นของ MA (3 ชั่วโมง) ส่งผลให้มีอนุภาคผงขนาดใหญ่ (>1 มม. เส้นผ่านศูนย์กลาง) อนุภาคคอมโพสิตขนาดใหญ่เหล่านี้มีลักษณะเฉพาะคือการก่อตัวของชั้นหนาของธาตุโลหะผสม (Cu, Zr, Ni) ดังแสดงในรูปที่ 3a,b การเพิ่มเวลา MA เป็น 12 ชั่วโมง (ระยะกลาง) ส่งผลให้พลังงานจลน์ของเครื่องบดด้วยลูกบอลเพิ่มขึ้น ส่งผลให้ผงคอมโพสิตสลายตัวเป็นผงที่ละเอียดกว่า (น้อยกว่า 200 µm) ดังแสดงในรูปที่ 3c,d ในระยะนี้ แรงเฉือนที่ใช้จะนำไปสู่การสร้างพื้นผิวโลหะใหม่ที่มีชั้น Cu, Zr, Ni ละเอียด ดังแสดงในรูปที่ 3c,d อันเป็นผลจากการปรับปรุงชั้น ปฏิกิริยาของเฟสแข็งจะเกิดขึ้นที่อินเทอร์เฟซของเกล็ดเพื่อสร้างเฟสใหม่
ที่จุดสุดยอดของกระบวนการ MA (หลังจากผ่านไป 50 ชั่วโมง) สามารถมองเห็นโลหะวิทยาที่หลุดเป็นแผ่นได้เพียงเล็กน้อย (รูปที่ 3e,f) แต่พื้นผิวที่ขัดเงาของผงแสดงให้เห็นโลหะวิทยาแบบกระจก ซึ่งหมายความว่ากระบวนการ MA เสร็จสมบูรณ์แล้ว และได้สร้างเฟสปฏิกิริยาเดี่ยวขึ้นแล้ว องค์ประกอบธาตุของบริเวณต่างๆ ที่ทำดัชนีในรูปที่ 3e (I, II, III), f, v, vi) ถูกกำหนดโดยใช้กล้องจุลทรรศน์อิเล็กตรอนแบบส่องกราดแบบปล่อยสนามไฟฟ้า (FE-SEM) ร่วมกับการสเปกโตรสโคปีรังสีเอกซ์แบบกระจายพลังงาน (EDS) (IV)
ในตารางที่ 2 ความเข้มข้นของธาตุของธาตุโลหะผสมจะแสดงเป็นเปอร์เซ็นต์ของน้ำหนักทั้งหมดของแต่ละภูมิภาคที่เลือกในรูปที่ 3e,f เมื่อเปรียบเทียบผลลัพธ์เหล่านี้กับองค์ประกอบเริ่มต้นของ Cu50Zr20Ni30 และ Cu50Zr40Ni10 ที่ระบุไว้ในตารางที่ 1 จะเห็นได้ว่าองค์ประกอบของผลิตภัณฑ์ขั้นสุดท้ายทั้งสองนี้มีค่าใกล้เคียงกันมากกับองค์ประกอบเริ่มต้น นอกจากนี้ ค่าองค์ประกอบสัมพันธ์สำหรับภูมิภาคที่แสดงในรูปที่ 3e,f ไม่ได้บ่งชี้ถึงการเสื่อมสภาพหรือความผันผวนอย่างมีนัยสำคัญในองค์ประกอบของแต่ละตัวอย่างจากภูมิภาคหนึ่งไปสู่อีกภูมิภาคหนึ่ง ซึ่งเป็นหลักฐานจากข้อเท็จจริงที่ว่าไม่มีการเปลี่ยนแปลงในองค์ประกอบจากภูมิภาคหนึ่งไปสู่อีกภูมิภาคหนึ่ง ซึ่งชี้ให้เห็นถึงการผลิตผงโลหะผสมที่เป็นเนื้อเดียวกัน ดังที่แสดงในตารางที่ 2
ภาพถ่ายไมโครกราฟ FE-SEM ของผลิตภัณฑ์ขั้นสุดท้ายของผง Cu50(Zr50−xNix) ได้รับหลังจากเวลา 50 MA ตามที่แสดงในรูปที่ 4a–d โดยที่ x คือ 10, 20, 30 และ 40 at.% ตามลำดับ หลังจากขั้นตอนการบดนี้ ผงจะรวมตัวกันเนื่องจากปรากฏการณ์แวนเดอร์วาลส์ ส่งผลให้เกิดการรวมตัวกันขนาดใหญ่ที่ประกอบด้วยอนุภาคขนาดเล็กมากที่มีเส้นผ่านศูนย์กลางตั้งแต่ 73 ถึง 126 นาโนเมตร ตามที่แสดงในรูปที่ 4
ลักษณะทางสัณฐานวิทยาของผง Cu50(Zr50−xNix) ที่ได้หลังจากเวลา MA 50 ชั่วโมง สำหรับระบบ Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30, Cu50Zr10Ni40 ภาพ FE-SEM ของผงที่ได้หลังจากเวลา MA 50 ชั่วโมง แสดงใน (a), (b), (c) และ (d) ตามลำดับ
ก่อนจะโหลดผงลงในเครื่องป้อนแบบพ่นเย็น จะต้องทำการโซนิเคชั่นในเอธานอลสำหรับวิเคราะห์เป็นเวลา 15 นาทีก่อน แล้วจึงทำให้แห้งที่อุณหภูมิ 150°C เป็นเวลา 2 ชั่วโมง ขั้นตอนนี้จะต้องดำเนินการเพื่อแก้ไขปัญหาการจับตัวเป็นก้อนซึ่งมักก่อให้เกิดปัญหาสำคัญหลายประการตลอดกระบวนการเคลือบให้ประสบผลสำเร็จ หลังจากกระบวนการ MA เสร็จสิ้น จะมีการทำการจำแนกลักษณะเพิ่มเติมเพื่อตรวจสอบความเป็นเนื้อเดียวกันของผงโลหะผสม รูปที่ 5a–d แสดงภาพไมโครกราฟของ FE-SEM และภาพ EDS ที่เกี่ยวข้องของธาตุโลหะผสม Cu, Zr และ Ni ในโลหะผสม Cu50Zr30Ni20 ที่ได้มาหลังจากเวลา M เป็นเวลา 50 ชั่วโมงตามลำดับ ควรสังเกตว่าผงโลหะผสมที่ผลิตหลังจากขั้นตอนนี้เป็นเนื้อเดียวกัน เนื่องจากไม่มีความผันผวนขององค์ประกอบใดๆ เกินกว่าระดับย่อยนาโนเมตร ดังที่แสดงในรูปที่ 5
สัณฐานวิทยาและการกระจายธาตุในท้องถิ่นของผง MG Cu50Zr30Ni20 ที่ได้หลังจากเวลา 50 MA โดยใช้สเปกโตรสโคปีรังสีเอกซ์แบบกระจายพลังงาน FE-SEM/EDS (a) การทำแผนที่ SEM และ EDS รังสีเอกซ์ของ (b) Cu-Kα, (c) Zr-Lα และ (d) Ni-Kα
รูปแบบ XRD ของผง Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30 และ Cu50Zr20Ni30 ที่ผสมโลหะผสมทางกลที่ได้หลังจากเวลา MA 50 ชั่วโมง แสดงไว้ในรูปที่ 6a–d ตามลำดับ หลังจากขั้นตอนการบดนี้ ตัวอย่างทั้งหมดที่มีความเข้มข้นของ Zr ต่างกันจะแสดงโครงสร้างอสัณฐานที่มีรูปแบบการแพร่กระจายของฮาโลอันเป็นลักษณะเฉพาะ ตามที่แสดงในรูปที่ 6
รูปแบบ XRD ของผง (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 และ (d) Cu50Zr20Ni30 หลังจากเวลา MA 50 ชั่วโมง ตัวอย่างทั้งหมดโดยไม่มีข้อยกเว้นแสดงรูปแบบการแพร่กระจายฮาโล ซึ่งบ่งชี้ถึงการก่อตัวของเฟสอสัณฐาน
กล้องจุลทรรศน์อิเล็กตรอนแบบส่องผ่านความละเอียดสูงแบบการปล่อยสนาม (FE-HRTEM) ใช้ในการสังเกตการเปลี่ยนแปลงโครงสร้างและทำความเข้าใจโครงสร้างในท้องถิ่นของผงที่เกิดจากการบดด้วยลูกบอลในเวลา MA ที่แตกต่างกัน ภาพ FE-HRTEM ของผงที่ได้หลังจากการบดในระยะแรก (6 ชั่วโมง) และระยะกลาง (18 ชั่วโมง) สำหรับผง Cu50Zr30Ni20 และ Cu50Zr40Ni10 แสดงในรูปที่ 7a,c ตามลำดับ ตามภาพสนามสว่าง (BFI) ของผงที่ผลิตหลังจาก MA 6 ชั่วโมง ผงประกอบด้วยเกรนขนาดใหญ่ที่มีขอบเขตที่กำหนดไว้ชัดเจนของธาตุ fcc-Cu, hcp-Zr และ fcc-Ni และไม่มีสัญญาณว่าเฟสปฏิกิริยาได้ก่อตัวขึ้นตามที่แสดงในรูปที่ 7a นอกจากนี้ รูปแบบการเลี้ยวเบนของพื้นที่ที่เลือกที่สัมพันธ์กัน (SADP) ที่นำมาจากบริเวณตรงกลางของ (a) เผยให้เห็นรูปแบบการเลี้ยวเบนของจุดยอด (รูปที่ 7b) ซึ่งบ่งชี้ถึงการมีอยู่ของจุดยอดขนาดใหญ่ ผลึกและการไม่มีเฟสปฏิกิริยา
ลักษณะโครงสร้างในท้องถิ่นของผง MA ที่ได้หลังจากระยะเริ่มต้น (6 ชั่วโมง) และระยะกลาง (18 ชั่วโมง) (a) กล้องจุลทรรศน์อิเล็กตรอนแบบส่งผ่านความละเอียดสูงแบบการปล่อยภาคสนาม (FE-HRTEM) และ (b) รูปแบบการเลี้ยวเบนพื้นที่ที่เลือกที่สอดคล้องกัน (SADP) ของผง Cu50Zr30Ni20 หลังจากการบำบัดด้วย MA เป็นเวลา 6 ชั่วโมง ภาพ FE-HRTEM ของ Cu50Zr40Ni10 ที่ได้หลังจากเวลา MA 18 ชั่วโมง แสดงใน (c)
ดังแสดงในรูปที่ 7c การยืดระยะเวลา MA ออกไปเป็น 18 ชั่วโมงส่งผลให้เกิดข้อบกพร่องของโครงตาข่ายรุนแรงร่วมกับการเสียรูปถาวร ในระหว่างขั้นตอนกลางของกระบวนการ MA ผงจะแสดงข้อบกพร่องต่างๆ รวมถึงความผิดพลาดในการเรียงซ้อน ข้อบกพร่องของโครงตาข่าย และข้อบกพร่องจุด (รูปที่ 7) ข้อบกพร่องเหล่านี้ทำให้เมล็ดขนาดใหญ่แตกออกตามแนวขอบของเมล็ดเป็นเมล็ดย่อยที่มีขนาดน้อยกว่า 20 นาโนเมตร (รูปที่ 7c)
โครงสร้างในท้องถิ่นของผง Cu50Z30Ni20 ที่บดเป็นเวลา 36 ชั่วโมงก่อนการบดแบบอะมอร์ฟัสมีการก่อตัวของนาโนเกรนละเอียดมากฝังอยู่ในเมทริกซ์ละเอียดแบบอะมอร์ฟัส ดังที่แสดงในรูปที่ 8a การวิเคราะห์ EDS ในท้องถิ่นบ่งชี้ว่านาโนคลัสเตอร์ที่แสดงในรูปที่ 8a เกี่ยวข้องกับธาตุโลหะผสมผง Cu, Zr และ Ni ที่ยังไม่ผ่านการประมวลผล ในเวลาเดียวกัน ปริมาณ Cu ในเมทริกซ์ผันผวนจาก ~32 at.% (พื้นที่บาง) ถึง ~74 at.% (พื้นที่เข้มข้น) ซึ่งบ่งชี้ถึงการก่อตัวของผลิตภัณฑ์ที่ไม่เป็นเนื้อเดียวกัน นอกจากนี้ SADP ที่สอดคล้องกันของผงที่ได้หลังจากการบดในระยะนี้แสดงให้เห็นวงแหวนปฐมภูมิและทุติยภูมิที่แพร่กระจายฮาโลของเฟสอะมอร์ฟัส ซึ่งทับซ้อนกับจุดแหลมที่สัมพันธ์กับธาตุโลหะผสมดิบเหล่านั้น ดังที่แสดงในรูปที่ 8b
คุณสมบัติโครงสร้างในระดับนาโนของผง Cu50Zr30Ni20 เกินกว่า 36 ชั่วโมง (a) ภาพสนามสว่าง (BFI) และ (b) SADP ที่สอดคล้องกันของผง Cu50Zr30Ni20 ที่ได้หลังจากการบดเป็นเวลา 36 ชั่วโมง MA
ใกล้จะสิ้นสุดกระบวนการ MA (50 ชั่วโมง) ผง Cu50(Zr50−xNix), X; 10, 20, 30 และ 40 at.% มักจะมีสัณฐานวิทยาของเฟสอะมอร์ฟัสแบบเขาวงกตอย่างหลีกเลี่ยงไม่ได้ ดังที่แสดงในรูปที่ 9a–d ใน SADP ที่สอดคล้องกันของแต่ละองค์ประกอบ ไม่สามารถตรวจจับการเลี้ยวเบนแบบจุดหรือรูปแบบวงแหวนที่คมชัดได้ ซึ่งบ่งชี้ว่าไม่มีโลหะผลึกที่ไม่ได้รับการประมวลผลอยู่ แต่มีการสร้างผงโลหะผสมอะมอร์ฟัสแทน SADP ที่สัมพันธ์กันเหล่านี้ซึ่งแสดงรูปแบบการแพร่กระจายของฮาโลยังใช้เป็นหลักฐานสำหรับการพัฒนาของเฟสอะมอร์ฟัสในวัสดุผลิตภัณฑ์ขั้นสุดท้ายอีกด้วย
โครงสร้างท้องถิ่นของผลิตภัณฑ์ขั้นสุดท้ายของระบบ MG Cu50 (Zr50−xNix) FE-HRTEM และรูปแบบการเลี้ยวเบนของนาโนบีมที่สัมพันธ์กัน (NBDP) ของ (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 และ (d) Cu50Zr10Ni40 ที่ได้หลังจาก 50 ชั่วโมงของ MA
เสถียรภาพทางความร้อนของอุณหภูมิเปลี่ยนผ่านของแก้ว (Tg), บริเวณของเหลวที่เย็นลงต่ำกว่าจุดเยือกแข็ง (ΔTx) และอุณหภูมิการตกผลึก (Tx) ตามฟังก์ชันของปริมาณ Ni (x) ของระบบ Cu50(Zr50−xNix) แบบอะมอร์ฟัส ได้รับการตรวจสอบโดยใช้การตรวจวัดแคลอรีเมตรีแบบสแกนเชิงอนุพันธ์ (DSC) ของคุณสมบัติภายใต้การไหลของก๊าซฮีเลียม ร่องรอย DSC ของผงโลหะผสมอะมอร์ฟัส Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20 และ Cu50Zr10Ni40 ที่ได้มาหลังจากเวลา MA 50 ชั่วโมง แสดงอยู่ในรูปที่ 10a, b, e ตามลำดับ ในขณะที่เส้นโค้ง DSC ของ Cu50Zr20Ni30 แบบอะมอร์ฟัสแสดงแยกกันในรูปที่ 10c ในขณะเดียวกัน ตัวอย่าง Cu50Zr30Ni20 ที่ถูกให้ความร้อนถึง ~700 °C ใน DSC แสดงอยู่ในรูปที่ 10d
เสถียรภาพทางความร้อนของผงโลหะผสม Cu50(Zr50−xNix) MG ที่ได้มาหลังจากเวลา MA 50 ชั่วโมง โดยทำดัชนีโดยอุณหภูมิเปลี่ยนผ่านแก้ว (Tg) อุณหภูมิการตกผลึก (Tx) และบริเวณของเหลวที่เย็นลงต่ำกว่าจุดเยือกแข็ง (ΔTx) เทอร์โมแกรมของเครื่องวัดปริมาณความร้อนแบบสแกนดิฟเฟอเรนเชียล (DSC) ของ (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 และ (e) Cu50Zr10Ni40 MG ที่ได้หลังจากเวลา MA 50 ชั่วโมง รูปแบบการเลี้ยวเบนของรังสีเอกซ์ (XRD) ของตัวอย่าง Cu50Zr30Ni20 ที่ถูกให้ความร้อนถึง ~700 °C ใน DSC แสดงใน (d)
ดังแสดงในรูปที่ 10 กราฟ DSC ขององค์ประกอบทั้งหมดที่มีความเข้มข้นของ Ni ต่างกัน (x) แสดงถึงสองกรณีที่แตกต่างกัน กรณีหนึ่งเป็นแบบดูดความร้อน อีกกรณีเป็นแบบคายความร้อน เหตุการณ์ดูดความร้อนครั้งแรกสอดคล้องกับ Tg ในขณะที่เหตุการณ์ที่สองเกี่ยวข้องกับ Tx ช่วงแนวนอนที่อยู่ระหว่าง Tg และ Tx เรียกว่าช่วงของเหลวที่เย็นลงเล็กน้อย (ΔTx = Tx – Tg) ผลลัพธ์แสดงให้เห็นว่า Tg และ Tx ของตัวอย่าง Cu50Zr40Ni10 (รูปที่ 10a) ที่อุณหภูมิ 526°C และ 612°C จะทำให้เนื้อหา (x) เลื่อนไปที่ 20 at.% ไปทางด้านอุณหภูมิต่ำที่ 482°C และ 563°C เมื่อเนื้อหา Ni เพิ่มขึ้น (x) ตามลำดับ ดังที่แสดงในรูปที่ 10b ดังนั้น ΔTx ของ Cu50Zr40Ni10 จะลดลงจาก 86°C (รูปที่ 10a) เป็น 81°C Cu50Zr30Ni20 (รูปที่ 10b) สำหรับโลหะผสม MG Cu50Zr40Ni10 ยังสังเกตได้ว่าค่า Tg, Tx และ ΔTx ลดลงไปถึงระดับ 447°C, 526°C และ 79°C (รูปที่ 10b) ซึ่งบ่งชี้ว่าการเพิ่มขึ้นของปริมาณ Ni นำไปสู่การลดลงของเสถียรภาพทางความร้อนของโลหะผสม MG ในทางตรงกันข้าม ค่า Tg (507°C) ของโลหะผสม MG Cu50Zr20Ni30 ต่ำกว่าค่าของโลหะผสม MG Cu50Zr40Ni10 อย่างไรก็ตาม Tx แสดงค่าที่เปรียบเทียบได้กับค่าแรก (612°C) ดังนั้น ΔTx จึงแสดงค่าที่สูงกว่า (87°C) ดังที่แสดงในรูปที่ 10c
ระบบ MG Cu50(Zr50−xNix) โดยใช้โลหะผสม MG Cu50Zr20Ni30 เป็นตัวอย่าง ตกผลึกผ่านจุดสูงสุดของการคายความร้อนเข้าสู่เฟสผลึกของ fcc-ZrCu5, ออร์โธรอมบิก-Zr7Cu10 และออร์โธรอมบิก-ZrNi (รูปที่ 10c) การเปลี่ยนสถานะจากอะมอร์ฟัสเป็นผลึกนี้ได้รับการยืนยันด้วย XRD ของตัวอย่าง MG (รูปที่ 10d) ซึ่งถูกให้ความร้อนถึง 700 °C ใน DSC
รูปที่ 11 แสดงภาพถ่ายที่ถ่ายในระหว่างกระบวนการพ่นแบบเย็นที่ดำเนินการในงานปัจจุบัน ในการศึกษานี้ อนุภาคผงโลหะคล้ายแก้วที่สังเคราะห์หลังจากเวลา MA 50 ชั่วโมง (โดยใช้ Cu50Zr20Ni30 เป็นตัวอย่าง) ถูกใช้เป็นวัตถุดิบป้องกันแบคทีเรีย และแผ่นสแตนเลส (SUS304) ได้รับการเคลือบด้วยเทคโนโลยีการพ่นแบบเย็น วิธีการพ่นแบบเย็นถูกเลือกสำหรับการเคลือบในชุดเทคโนโลยีการพ่นความร้อน เนื่องจากเป็นวิธีที่มีประสิทธิภาพมากที่สุดในชุดการพ่นความร้อน และสามารถใช้สำหรับวัสดุที่ไวต่ออุณหภูมิที่ไม่เสถียรของโลหะ เช่น ผงอะมอร์ฟัสและผงผลึกระดับนาโน ซึ่งไม่เกิดการเปลี่ยนเฟส นี่เป็นปัจจัยหลักในการเลือกวิธีนี้ กระบวนการพ่นแบบเย็นดำเนินการโดยใช้อนุภาคความเร็วสูงที่แปลงพลังงานจลน์ของอนุภาคให้เป็นการเสียรูปถาวร ความเครียด และความร้อนเมื่อกระทบกับพื้นผิวหรืออนุภาคที่สะสมไว้ก่อนหน้านี้
ภาพถ่ายภาคสนามแสดงขั้นตอนการพ่นเย็นที่ใช้สำหรับการเตรียมสารเคลือบ MG/SUS 304 ห้าครั้งติดต่อกันที่อุณหภูมิ 550 °C
พลังงานจลน์ของอนุภาค และโมเมนตัมของแต่ละอนุภาคในการก่อตัวของสารเคลือบ จะต้องถูกแปลงเป็นพลังงานรูปแบบอื่นๆ ผ่านกลไกต่างๆ เช่น การเปลี่ยนรูปพลาสติก (ปฏิสัมพันธ์เริ่มต้นระหว่างอนุภาคและอนุภาค-อนุภาคในปฏิสัมพันธ์ระหว่างพื้นผิวและอนุภาค) ช่องว่าง การรวมตัว การหมุนของอนุภาค-อนุภาค ความเครียด และสุดท้ายคือความร้อน 39 นอกจากนี้ หากพลังงานจลน์ที่เข้ามาทั้งหมดไม่ได้ถูกแปลงเป็นความร้อนและพลังงานความเครียด ผลลัพธ์ก็คือการชนแบบยืดหยุ่น ซึ่งหมายความว่าอนุภาคจะดีดกลับหลังจากการกระทบ มีการชี้ให้เห็นว่าพลังงานการกระทบ 90% ที่กระทำกับวัสดุอนุภาค/พื้นผิวจะถูกแปลงเป็นความร้อนในบริเวณนั้น 40 นอกจากนี้ เมื่อใช้แรงเครียดจากการกระทบ จะทำให้เกิดอัตราความเครียดเชิงพลาสติกที่สูงในบริเวณอนุภาค/พื้นผิวที่สัมผัสกันในเวลาอันสั้นมาก 41,42
โดยทั่วไปแล้วการเปลี่ยนรูปพลาสติกถือเป็นกระบวนการของการกระจายพลังงาน หรือพูดให้เจาะจงกว่านั้น เป็นแหล่งความร้อนในบริเวณส่วนต่อประสาน อย่างไรก็ตาม การเพิ่มขึ้นของอุณหภูมิในบริเวณส่วนต่อประสานมักไม่เพียงพอที่จะทำให้ส่วนต่อประสานหลอมละลายหรือส่งเสริมการแพร่กระจายระหว่างอะตอมได้อย่างมีนัยสำคัญ ผู้เขียนยังไม่ได้ตีพิมพ์เอกสารใดที่ศึกษาผลของคุณสมบัติของผงโลหะคล้ายแก้วเหล่านี้ต่อการยึดเกาะและการสะสมของผงที่เกิดขึ้นเมื่อใช้วิธีการพ่นแบบเย็น
ค่า BFI ของผงโลหะผสม MG Cu50Zr20Ni30 สามารถดูได้ในรูปที่ 12a ซึ่งเคลือบบนพื้นผิว SUS 304 (รูปที่ 11, 12b) ดังที่เห็นได้จากรูป ผงที่เคลือบยังคงโครงสร้างอะมอร์ฟัสเดิมไว้ โดยมีโครงสร้างเขาวงกตที่ละเอียดอ่อนโดยไม่มีลักษณะผลึกหรือข้อบกพร่องของโครงตาข่าย ในทางกลับกัน รูปภาพบ่งชี้ถึงการมีอยู่ของเฟสภายนอก ซึ่งแนะนำโดยอนุภาคนาโนที่รวมอยู่ในเมทริกซ์ผงเคลือบ MG (รูปที่ 12a) รูปที่ 12c แสดงรูปแบบการเลี้ยวเบนของลำแสงนาโนที่มีดัชนี (NBDP) ที่สัมพันธ์กับบริเวณ I (รูปที่ 12a) ดังที่แสดงในรูปที่ 12c NBDP แสดงรูปแบบการแพร่กระจายฮาโลที่อ่อนแอของโครงสร้างอะมอร์ฟัสและอยู่ร่วมกับแพทช์ที่คมชัดซึ่งสอดคล้องกับเฟส CuO แบบเมตาเสถียรของลูกบาศก์ Zr2Ni ขนาดใหญ่ที่เป็นผลึกบวกกับเฟสเทตระโกนัล การก่อตัวของ CuO อาจเกิดจาก การเกิดออกซิเดชันของผงเมื่อเดินทางจากหัวฉีดของปืนฉีดพ่นไปยัง SUS 304 ในอากาศเปิดภายใต้การไหลเหนือเสียง ในทางกลับกัน การแยกตัวของผงโลหะแก้วทำให้เกิดเฟสลูกบาศก์ขนาดใหญ่หลังจากการพ่นแบบเย็นที่อุณหภูมิ 550 °C เป็นเวลา 30 นาที
(a) ภาพ FE-HRTEM ของผง MG ที่เคลือบบน (b) พื้นผิว SUS 304 (ภาพแทรก) ดัชนี NBDP ของสัญลักษณ์วงกลมที่แสดงใน (a) จะแสดงใน (c)
เพื่อยืนยันกลไกที่มีศักยภาพนี้สำหรับการก่อตัวของอนุภาคนาโน Zr2Ni ลูกบาศก์ขนาดใหญ่ จึงได้ทำการทดลองอิสระ ในการทดลองนี้ ผงถูกพ่นจากปืนพ่นที่อุณหภูมิ 550 °C ในทิศทางของพื้นผิว SUS 304 อย่างไรก็ตาม เพื่อทำความเข้าใจถึงผลการอบอ่อนของผง ผงจึงถูกเอาออกจากแถบ SUS304 โดยเร็วที่สุด (ประมาณ 60 วินาที) มีการทดลองชุดอื่นที่ดำเนินการ โดยนำผงออกจากพื้นผิวประมาณ 180 วินาทีหลังจากการสะสม
รูปที่ 13a,b แสดงภาพสนามมืด (DFI) ที่ได้จากกล้องจุลทรรศน์อิเล็กตรอนแบบส่องกราด (STEM) ของวัสดุที่พ่นสองชนิดที่ตกตะกอนบนพื้นผิว SUS 304 เป็นเวลา 60 วินาทีและ 180 วินาทีตามลำดับ ภาพผงที่ตกตะกอนเป็นเวลา 60 วินาทีไม่มีรายละเอียดทางสัณฐานวิทยา แสดงให้เห็นถึงความไม่มีลักษณะเฉพาะ (รูปที่ 13a) สิ่งนี้ยังได้รับการยืนยันด้วย XRD ซึ่งระบุว่าโครงสร้างทั่วไปของผงเหล่านี้เป็นแบบอะมอร์ฟัส ดังที่ระบุโดยค่าสูงสุดของการเลี้ยวเบนปฐมภูมิและทุติยภูมิที่กว้างตามที่แสดงในรูปที่ 14a ซึ่งบ่งชี้ถึงการไม่มีการตกตะกอนในระยะเมโสเฟส/เมโสเฟส ซึ่งผงยังคงโครงสร้างอะมอร์ฟัสเดิมไว้ ในทางตรงกันข้าม ผงที่พ่นที่อุณหภูมิเดียวกัน (550 °C) แต่ปล่อยทิ้งไว้บนพื้นผิวเป็นเวลา 180 วินาที แสดงให้เห็นการตกตะกอนเป็นเมล็ดขนาดนาโน ดังที่ระบุด้วยลูกศรในรูปที่ 13b