ขอขอบคุณที่เยี่ยมชม Nature.com เวอร์ชันเบราว์เซอร์ที่คุณใช้มีการรองรับ CSS แบบจำกัด เพื่อประสบการณ์ที่ดีที่สุด เราขอแนะนำให้คุณใช้เบราว์เซอร์ที่อัปเดตแล้ว (หรือปิดโหมดความเข้ากันได้ใน Internet Explorer) ในระหว่างนี้ เพื่อให้แน่ใจว่าได้รับการสนับสนุนอย่างต่อเนื่อง เราจะแสดงไซต์โดยไม่มีรูปแบบและ JavaScript
ไบโอฟิล์มเป็นส่วนประกอบสำคัญในการพัฒนาการติดเชื้อเรื้อรัง โดยเฉพาะอย่างยิ่งเมื่ออุปกรณ์ทางการแพทย์เข้ามาเกี่ยวข้อง ปัญหานี้ถือเป็นความท้าทายอย่างมากต่อวงการแพทย์ เนื่องจากยาปฏิชีวนะมาตรฐานสามารถกำจัดไบโอฟิล์มได้ในขอบเขตที่จำกัดเท่านั้น การป้องกันการก่อตัวของฟิล์มชีวภาพได้นำไปสู่การพัฒนาวิธีการเคลือบผิวและวัสดุใหม่ๆ ที่หลากหลาย วิธีการเหล่านี้มีเป้าหมายเพื่อเคลือบพื้นผิวในลักษณะที่ยับยั้งการก่อตัวของฟิล์มชีวภาพ โลหะผสมที่เป็นแก้วโลหะ โดยเฉพาะอย่างยิ่งโลหะที่มีทองแดงและไททาเนียม กลายเป็นสารเคลือบต้านจุลชีพในอุดมคติ ในขณะเดียวกัน การใช้ เทคโนโลยีสเปรย์เย็นเพิ่มขึ้นเนื่องจากเป็นวิธีการที่เหมาะสมสำหรับการประมวลผลวัสดุที่ไวต่ออุณหภูมิ ส่วนหนึ่งของวัตถุประสงค์ของการศึกษานี้คือเพื่อพัฒนาแก้วโลหะฟิล์มต้านเชื้อแบคทีเรียแบบใหม่ที่ประกอบด้วย Cu-Zr-Ni แบบสามส่วนโดยใช้เทคนิคการผสมเชิงกล ผงทรงกลมที่ประกอบเป็นผลิตภัณฑ์ขั้นสุดท้ายถูกใช้เป็นวัตถุดิบสำหรับการพ่นเย็นเคลือบพื้นผิวสแตนเลสที่อุณหภูมิต่ำ พื้นผิวที่เคลือบด้วยแก้วโลหะสามารถลดการก่อตัวของฟิล์มชีวภาพได้อย่างมากอย่างน้อย 1 ท่อนเมื่อเทียบกับเหล็กกล้าไร้สนิม
ตลอดประวัติศาสตร์ของมนุษย์ สังคมใดๆ ก็ตามสามารถออกแบบและส่งเสริมการแนะนำวัสดุใหม่ที่ตรงตามข้อกำหนดเฉพาะ ซึ่งส่งผลให้ประสิทธิภาพการทำงานดีขึ้นและการจัดอันดับในระบบเศรษฐกิจโลกาภิวัตน์1 เป็นผลมาจากความสามารถของมนุษย์ในการพัฒนาวัสดุและอุปกรณ์การผลิตและการออกแบบสำหรับการประดิษฐ์และการกำหนดลักษณะของวัสดุเพื่อให้ได้มาซึ่งผลประโยชน์ด้านสุขภาพ การศึกษา อุตสาหกรรม เศรษฐกิจ วัฒนธรรม และสาขาอื่นๆ จากประเทศหรือภูมิภาคหนึ่งไปยังอีกประเทศหนึ่ง ความก้าวหน้าวัดได้โดยไม่คำนึงถึงประเทศหรือภูมิภาคเป็นเวลากว่า 60 ปีที่นักวิทยาศาสตร์ด้านวัสดุได้อุทิศเวลาส่วนใหญ่เพื่อมุ่งความสนใจไปที่ข้อกังวลหลักข้อหนึ่ง นั่นคือ การแสวงหาวัสดุแปลกใหม่และล้ำสมัย การวิจัยล่าสุดได้มุ่งเน้นไปที่การปรับปรุงคุณภาพและประสิทธิภาพของวัสดุที่มีอยู่ ตลอดจนการสังเคราะห์และประดิษฐ์วัสดุประเภทใหม่ทั้งหมด
การเพิ่มองค์ประกอบการผสม การดัดแปลงโครงสร้างจุลภาคของวัสดุ และการใช้เทคนิคการประมวลผลทางความร้อน เครื่องกล หรือเทอร์โมกลศาสตร์ ส่งผลให้มีการปรับปรุงคุณสมบัติทางกล เคมี และกายภาพของวัสดุต่างๆ อย่างมีนัยสำคัญ นอกจากนี้ สารประกอบที่ไม่เคยได้ยินมาจนบัดนี้ยังประสบความสำเร็จในการสังเคราะห์ ณ จุดนี้ ความพยายามอย่างไม่ลดละเหล่านี้ได้ก่อให้เกิดตระกูลใหม่ของวัสดุนวัตกรรม ซึ่งเรียกรวมกันว่าวัสดุขั้นสูง2 ผลึกนาโน อนุภาคนาโน ท่อนาโน ปริมาณ um dots, แก้วโลหะอสัณฐานไร้มิติ, และโลหะผสมที่มีค่าเอนโทรปีสูงเป็นเพียงตัวอย่างบางส่วนของวัสดุขั้นสูงที่ถูกนำมาใช้ในโลกตั้งแต่กลางศตวรรษที่แล้ว เมื่อผลิตและพัฒนาโลหะผสมใหม่ที่มีคุณสมบัติที่เหนือกว่า ทั้งในผลิตภัณฑ์ขั้นสุดท้ายหรือในขั้นตอนกลางของการผลิต มักจะเพิ่มปัญหาความไม่สมดุล เนื่องจากผลของการใช้เทคนิคการผลิตใหม่เพื่อเบี่ยงเบนจากสมดุลอย่างมีนัยสำคัญ จึงมีการค้นพบโลหะผสมประเภทใหม่ทั้งหมดที่เรียกว่า แก้วโลหะ ซึ่งรู้จักกันในนามแก้วโลหะ
งานของเขาที่คาลเทคในปี พ.ศ. 2503 ทำให้เกิดการปฏิวัติแนวคิดของโลหะผสม เมื่อเขาสังเคราะห์โลหะผสม Au-25 ที่เป็นแก้วที่ % Si โดยการทำให้ของเหลวแข็งตัวอย่างรวดเร็วที่เกือบล้านองศาต่อวินาที 4. การค้นพบของศาสตราจารย์ Pol Duwezs ไม่เพียงแต่เป็นการประกาศจุดเริ่มต้นของประวัติศาสตร์ของแว่นตาโลหะ (MG) แต่ยังนำไปสู่การเปลี่ยนกระบวนทัศน์ในวิธีที่ผู้คนคิดเกี่ยวกับโลหะผสม นับตั้งแต่การศึกษาบุกเบิกแรกสุดในการสังเคราะห์โลหะผสม MG , แก้วโลหะเกือบทั้งหมดถูกผลิตขึ้นทั้งหมดโดยใช้วิธีใดวิธีหนึ่งต่อไปนี้(i) การแข็งตัวอย่างรวดเร็วของของหลอมเหลวหรือไอน้ำ (ii) ความผิดปกติของอะตอมของโครงตาข่าย (iii) ปฏิกิริยาการเปลี่ยนรูปสถานะของแข็งระหว่างธาตุโลหะบริสุทธิ์ และ (iv) การเปลี่ยนสถานะของแข็งของเฟส metastable
MGs มีความโดดเด่นเนื่องจากไม่มีลำดับอะตอมระยะยาวที่เกี่ยวข้องกับผลึก ซึ่งเป็นลักษณะเฉพาะของคริสตัล ในโลกปัจจุบัน ความก้าวหน้าอย่างมากเกิดขึ้นในด้านของแก้วโลหะ พวกมันเป็นวัสดุใหม่ที่มีคุณสมบัติที่น่าสนใจซึ่งไม่เพียงเป็นที่สนใจในฟิสิกส์สถานะของแข็งเท่านั้น แต่ยังรวมถึงโลหะวิทยา เคมีพื้นผิว เทคโนโลยี ชีววิทยา และสาขาอื่นๆ อีกมากมาย วัสดุประเภทใหม่นี้แสดงคุณสมบัติที่แตกต่างจากโลหะแข็ง ทำให้เป็นตัวเลือกที่น่าสนใจสำหรับการใช้งานทางเทคโนโลยีในหลากหลายสาขา พวกมันมีความสำคัญบางอย่าง คุณสมบัติ;(i) ความเหนียวเชิงกลสูงและความแข็งแรงของผลผลิต (ii) การซึมผ่านของแม่เหล็กสูง (iii) ค่า coercivity ต่ำ (iv) ความต้านทานการกัดกร่อนที่ผิดปกติ (v) ความเป็นอิสระของอุณหภูมิ ค่าการนำไฟฟ้า 6,7
การผสมเชิงกล (MA)1,8 เป็นเทคนิคที่ค่อนข้างใหม่ ซึ่งเริ่มใช้ครั้งแรกในปี พ.ศ. 2526 โดย Prof. CC Kock และเพื่อนร่วมงาน พวกเขาเตรียมผง Ni60Nb40 อสัณฐานด้วยการบดส่วนผสมของธาตุบริสุทธิ์ที่อุณหภูมิแวดล้อมใกล้เคียงกับอุณหภูมิห้องโดยทั่วไปแล้ว ปฏิกิริยา MA จะดำเนินการระหว่างการควบรวมแบบกระจายของผงวัสดุตัวตั้งต้นในเครื่องปฏิกรณ์ ซึ่งมักจะทำจากเหล็กกล้าไร้สนิมในโรงสีลูก 10 (รูปที่ 1a, b) ตั้งแต่นั้นมา เทคนิคปฏิกิริยาโซลิดสเตตที่เหนี่ยวนำด้วยกลไกนี้ถูกนำมาใช้เพื่อเตรียมผงโลหะผสมแก้วอสัณฐาน/โลหะชนิดใหม่โดยใช้โรงสีลูกพลังงานต่ำ (รูปที่ 1c) และพลังงานสูง เช่นเดียวกับโรงสีแบบแท่ง11,12,13,14,15 , 1 6. โดยเฉพาะอย่างยิ่ง วิธีนี้ถูกนำมาใช้เพื่อเตรียมระบบที่ผสมกันไม่ได้ เช่น Cu-Ta17 เช่นเดียวกับโลหะผสมที่มีจุดหลอมเหลวสูง เช่น ระบบโลหะอัลทรานซิชัน (TM; Zr, Hf, Nb และ Ta)18,19 และ Fe-W20 ซึ่งไม่สามารถหาได้จากการเตรียมแบบดั้งเดิม นอกจากนี้ MA ยังถือเป็นหนึ่งในเครื่องมือนาโนเทคโนโลยีที่ทรงพลังที่สุดสำหรับการเตรียมอนุภาคนาโนคริสตัลไลน์ระดับอุตสาหกรรมและอนุภาคผงนาโนคอมโพสิตของออกไซด์ของโลหะ คาร์ไบด์ , ไนไตรด์ , ไฮไดรด์ , ท่อนาโนคาร์บอน , เพชรนาโน รวมถึงการทำให้เสถียรในวงกว้างด้วยวิธีจากบนลงล่าง 1 และขั้นตอนการแพร่กระจาย
แผนผังแสดงวิธีการผลิตที่ใช้ในการเตรียมการเคลือบโลหะแก้ว Cu50(Zr50−xNix) (MG)/SUS 304 ในการศึกษานี้ (a) การเตรียมผงโลหะผสม MG ที่มีความเข้มข้นของ Ni ต่างกัน x (x; 10, 20, 30 และ 40 at.%) โดยใช้เทคนิคการกัดลูกพลังงานต่ำ (a) วัสดุเริ่มต้นถูกโหลดลงในกระบอกสูบเครื่องมือพร้อมกับลูกเหล็กกล้าเครื่องมือ และ (b) ปิดผนึกในกล่องเก็บของที่เต็มไปด้วยบรรยากาศ He( ค) แบบจำลองโปร่งใสของภาชนะบดที่แสดงการเคลื่อนที่ของลูกระหว่างการบด ผลิตภัณฑ์ขั้นสุดท้ายของผงที่ได้มาหลังจาก 50 ชั่วโมงถูกนำไปเคลือบพื้นผิว SUS 304 โดยใช้วิธีฉีดพ่นเย็น (d)
เมื่อพูดถึงพื้นผิววัสดุปริมาณมาก (ซับสเตรต) วิศวกรรมพื้นผิวเกี่ยวข้องกับการออกแบบและดัดแปลงพื้นผิว (ซับสเตรต) เพื่อให้มีคุณสมบัติทางกายภาพ เคมี และทางเทคนิคบางอย่างที่ไม่มีอยู่ในวัสดุเทกองดั้งเดิม คุณสมบัติบางอย่างที่สามารถปรับปรุงได้อย่างมีประสิทธิภาพโดยการปรับสภาพพื้นผิว ได้แก่ ความทนทานต่อการขัดถู ความต้านทานการเกิดออกซิเดชันและการกัดกร่อน ค่าสัมประสิทธิ์แรงเสียดทาน ความเฉื่อยทางชีวภาพ คุณสมบัติทางไฟฟ้า และฉนวนกันความร้อน เป็นต้น คุณภาพของพื้นผิวสามารถปรับปรุงได้โดยใช้เทคนิคทางโลหะวิทยา ทางกล หรือทางเคมี ซึ่งเป็นกระบวนการที่รู้จักกันดี การเคลือบหมายถึงการเคลือบชั้นเดียวหรือหลายชั้นของวัสดุเทียมที่สะสมไว้บนพื้นผิวของวัตถุจำนวนมาก (พื้นผิว) ที่ทำจากวัสดุอื่น ดังนั้น การเคลือบจึงถูกนำมาใช้ในส่วนหนึ่งเพื่อให้ได้คุณสมบัติทางเทคนิคหรือการตกแต่งตามที่ต้องการ เช่นเดียวกับการปกป้องวัสดุจากปฏิกิริยาทางเคมีและทางกายภาพที่คาดหวังกับสภาพแวดล้อมโดยรอบ23
เพื่อให้ชั้นปกป้องพื้นผิวที่เหมาะสมมีความหนาตั้งแต่ไม่กี่ไมโครเมตร (ต่ำกว่า 10-20 ไมโครเมตร) ไปจนถึงมากกว่า 30 ไมโครเมตรหรือแม้แต่ไม่กี่มิลลิเมตร จึงสามารถใช้วิธีการและเทคนิคได้หลายวิธี โดยทั่วไป กระบวนการเคลือบสามารถแบ่งออกได้เป็นสองประเภท: (i) วิธีการเคลือบแบบเปียก ซึ่งรวมถึงการชุบด้วยไฟฟ้า การชุบแบบไม่ใช้ไฟฟ้า D), การสะสมไอของสารเคมี (CVD), เทคนิคการพ่นด้วยความร้อนและเทคนิคการพ่นด้วยความเย็นเมื่อเร็ว ๆ นี้ 24 (รูปที่ 1d)
ฟิล์มชีวภาพถูกกำหนดให้เป็นชุมชนของจุลินทรีย์ที่ติดอยู่กับพื้นผิวอย่างถาวรและล้อมรอบด้วยโพลิเมอร์ภายนอกเซลล์ที่ผลิตขึ้นเอง (EPS) การก่อตัวของฟิล์มชีวภาพที่เติบโตอย่างผิวเผินสามารถนำไปสู่การสูญเสียที่สำคัญในภาคอุตสาหกรรมต่างๆ รวมถึงอุตสาหกรรมอาหาร ระบบน้ำ และสภาพแวดล้อมด้านการดูแลสุขภาพ ในมนุษย์ เมื่อฟิล์มชีวภาพก่อตัวขึ้น กว่า 80% ของกรณีของการติดเชื้อจุลินทรีย์ (รวมถึง Enterobacteriaceae และ Staphylococci) นั้นยากต่อการรักษา นอกจากนี้ มีรายงานว่าฟิล์มชีวภาพที่โตเต็มที่ได้รับการรายงานไปยัง มีความทนทานต่อการรักษาด้วยยาปฏิชีวนะมากกว่า 1,000 เท่าเมื่อเทียบกับเซลล์แบคทีเรียแพลงก์ตอน ซึ่งถือเป็นความท้าทายในการรักษาที่สำคัญ ในอดีตมีการใช้วัสดุเคลือบผิวต้านจุลชีพที่ได้จากสารประกอบอินทรีย์ทั่วไป แม้ว่าวัสดุดังกล่าวมักมีส่วนประกอบที่เป็นพิษที่อาจเสี่ยงต่อมนุษย์25,26 แต่อาจช่วยหลีกเลี่ยงการแพร่เชื้อของแบคทีเรียและการทำลายวัสดุ
การดื้อยาของแบคทีเรียต่อการรักษาด้วยยาปฏิชีวนะอย่างแพร่หลายเนื่องจากการก่อตัวของฟิล์มชีวภาพได้นำไปสู่ความจำเป็นในการพัฒนาพื้นผิวที่เคลือบเมมเบรนต้านจุลชีพที่มีประสิทธิภาพซึ่งสามารถนำไปใช้ได้อย่างปลอดภัย 27 การพัฒนาพื้นผิวป้องกันการเกาะติดทางกายภาพหรือทางเคมีที่เซลล์แบคทีเรียถูกยับยั้งไม่ให้จับตัวและสร้างฟิล์มชีวภาพเนื่องจากการยึดเกาะเป็นแนวทางแรกในกระบวนการนี้27 เทคโนโลยีที่สองคือการพัฒนาสารเคลือบที่ช่วยให้ส่งสารเคมีต้านจุลชีพไปยังตำแหน่งที่ต้องการได้อย่างแม่นยำในปริมาณที่เข้มข้นและเหมาะสม นี่คือ ทำได้โดยการพัฒนาวัสดุเคลือบผิวที่มีลักษณะเฉพาะ เช่น กราฟีน/เจอร์เมเนียม28, เพชรดำ29 และสารเคลือบคาร์บอนคล้ายเพชรเจือด้วย ZnO30 ที่ทนทานต่อแบคทีเรีย ซึ่งเป็นเทคโนโลยีที่เพิ่มความเป็นพิษสูงสุดและการพัฒนาความต้านทานเนื่องจากการก่อตัวของฟิล์มชีวภาพลดลงอย่างมาก นอกจากนี้ การเคลือบที่รวมสารเคมีฆ่าเชื้อโรคลงบนพื้นผิวเพื่อให้การป้องกันระยะยาวจากการปนเปื้อนของแบคทีเรียกำลังเป็นที่นิยมมากขึ้น แม้ว่าทั้งสามขั้นตอนจะสามารถสร้างผลกระทบต้านจุลชีพบนพื้นผิวเคลือบ แต่แต่ละขั้นตอนก็มีชุดของตัวเอง ข้อ จำกัด ที่ควรพิจารณาเมื่อพัฒนากลยุทธ์แอปพลิเคชัน
ผลิตภัณฑ์ในตลาดปัจจุบันถูกขัดขวางโดยเวลาที่ไม่เพียงพอในการวิเคราะห์และทดสอบสารเคลือบป้องกันสำหรับส่วนผสมที่ออกฤทธิ์ทางชีวภาพ บริษัทต่างๆ อ้างว่าผลิตภัณฑ์ของตนจะช่วยให้ผู้ใช้ได้รับคุณลักษณะด้านการทำงานที่พึงปรารถนาอย่างไรก็ตาม สิ่งนี้เป็นอุปสรรคต่อความสำเร็จของผลิตภัณฑ์ในตลาดในปัจจุบัน สารประกอบที่ได้จากธาตุเงินถูกนำมาใช้ในการบำบัดด้วยยาต้านจุลชีพส่วนใหญ่ในปัจจุบันที่มีจำหน่ายสำหรับผู้บริโภค ผลิตภัณฑ์เหล่านี้ได้รับการพัฒนาขึ้นเพื่อปกป้องผู้ใช้จากผลกระทบที่อาจเป็นอันตรายของจุลินทรีย์ ฤทธิ์ต้านจุลชีพที่ล่าช้าและความเป็นพิษที่เกี่ยวข้องของสารประกอบธาตุเงินเพิ่มแรงกดดันให้นักวิจัยพัฒนาทางเลือกที่เป็นอันตรายน้อยลง36,37 การสร้างสารเคลือบสารต้านจุลชีพทั่วโลกที่ใช้งานได้ทั้งในร่มและกลางแจ้งยังคงเป็นงานที่น่ากังวล เป็นเพราะความเสี่ยงที่เกี่ยวข้องทั้งต่อสุขภาพและความปลอดภัย การค้นพบสารต้านจุลชีพที่เป็นอันตรายต่อมนุษย์น้อยกว่า และการหาวิธีรวมเข้ากับสารเคลือบพื้นผิวที่มีอายุการเก็บรักษานานขึ้นเป็นเป้าหมายที่เป็นที่ต้องการอย่างมาก38 วัสดุต้านจุลชีพและสารต่อต้านไบโอฟิล์มล่าสุดได้รับการออกแบบมาเพื่อฆ่าแบคทีเรียในระยะใกล้ ไม่ว่าจะผ่านการสัมผัสโดยตรงหรือหลังจากสารออกฤทธิ์ถูกปล่อยออกมา สิ่งเหล่านี้สามารถทำได้โดยการยับยั้งการยึดเกาะของแบคทีเรียเริ่มต้น (รวมถึงการต่อต้านการก่อตัวของชั้นโปรตีนบนพื้นผิว) หรือโดย ฆ่าเชื้อแบคทีเรียโดยรบกวนผนังเซลล์
โดยพื้นฐานแล้ว การเคลือบผิวเป็นกระบวนการวางอีกชั้นหนึ่งบนพื้นผิวของส่วนประกอบเพื่อปรับปรุงคุณภาพที่เกี่ยวข้องกับพื้นผิว เป้าหมายของการเคลือบผิวคือการปรับแต่งโครงสร้างจุลภาคและ/หรือองค์ประกอบของบริเวณใกล้พื้นผิวของส่วนประกอบ 39 เทคนิคการเคลือบพื้นผิวสามารถแบ่งออกเป็นวิธีการต่างๆ ซึ่งสรุปไว้ในรูปที่ 2a การเคลือบสามารถแบ่งย่อยออกเป็นประเภทความร้อน เคมี กายภาพ และเคมีไฟฟ้า ขึ้นอยู่กับวิธีที่ใช้ในการสร้างการเคลือบ
(a) สิ่งที่ใส่เข้าไปแสดงเทคนิคการผลิตหลักที่ใช้สำหรับพื้นผิว และ (b) ข้อดีและข้อเสียของเทคนิคการพ่นเย็นที่เลือกไว้
เทคโนโลยีสเปรย์เย็นมีความคล้ายคลึงกันหลายประการกับวิธีการสเปรย์ฉีดความร้อนทั่วไป อย่างไรก็ตาม ยังมีคุณสมบัติพื้นฐานที่สำคัญบางประการที่ทำให้กระบวนการสเปรย์เย็นและวัสดุสเปรย์เย็นมีลักษณะเฉพาะเป็นพิเศษ เทคโนโลยีสเปรย์เย็นยังอยู่ในช่วงเริ่มต้น แต่มีอนาคตที่สดใส ในการใช้งานบางอย่าง คุณสมบัติเฉพาะของสเปรย์เย็นให้ประโยชน์อย่างมาก เอาชนะข้อจำกัดโดยธรรมชาติของวิธีการสเปรย์ความร้อนทั่วไป เป็นวิธีที่จะเอาชนะข้อจำกัดที่สำคัญของเทคโนโลยีสเปรย์ระบายความร้อนแบบดั้งเดิม ซึ่งในระหว่างนั้นผงจะต้องถูกละลายเพื่อสะสมลงบนวัสดุพิมพ์ แน่นอนว่าแบบดั้งเดิมนี้ กระบวนการเคลือบไม่เหมาะกับวัสดุที่ไวต่ออุณหภูมิมาก เช่น ผลึกนาโน อนุภาคนาโน แก้วอสัณฐานและโลหะ40, 41, 42 นอกจากนี้ วัสดุเคลือบแบบพ่นด้วยความร้อนจะแสดงรูพรุนและออกไซด์ในระดับสูงเสมอ เทคโนโลยีการพ่นแบบเย็นมีข้อได้เปรียบที่สำคัญหลายประการเหนือเทคโนโลยีการพ่นด้วยความร้อน เช่น (i) การป้อนความร้อนเข้าสู่พื้นผิวน้อยที่สุด (ii) ความยืดหยุ่นในการเลือกการเคลือบพื้นผิว (iii) ไม่มีการเปลี่ยนเฟสและการเจริญเติบโตของเกรน (iv) ความแข็งแรงพันธะสูง1 ,39 (รูปที่2b) นอกจากนี้ วัสดุเคลือบพ่นเย็นยังมีความต้านทานการกัดกร่อนสูง มีความแข็งแรงและความแข็งสูง นำไฟฟ้าสูง และความหนาแน่นสูง41 ตรงกันข้ามกับข้อดีของกระบวนการพ่นเย็น ยังมีข้อเสียบางประการในการใช้เทคนิคนี้ ดังแสดงในรูปที่ 2b เมื่อเคลือบผงเซรามิกบริสุทธิ์ เช่น Al2O3, TiO2, ZrO2, WC ฯลฯ จะไม่สามารถใช้วิธีการพ่นเย็นได้ ในทางกลับกัน ผงคอมโพสิตเซรามิก/โลหะสามารถใช้เป็นวัตถุดิบในการเคลือบได้เช่นเดียวกัน ไปใช้วิธีสเปรย์ความร้อนอื่น ๆ พื้นผิวที่ซับซ้อนและพื้นผิวท่อภายในยังคงฉีดพ่นได้ยาก
เนื่องจากงานในปัจจุบันมีเป้าหมายที่จะใช้ผงแก้วโลหะเป็นวัสดุเคลือบผิว จึงเห็นได้ชัดว่าไม่สามารถใช้การพ่นด้วยความร้อนแบบเดิมเพื่อจุดประสงค์นี้ได้ เนื่องจากผงโลหะแก้วจะตกผลึกที่อุณหภูมิสูง1
เครื่องมือส่วนใหญ่ที่ใช้ในอุตสาหกรรมการแพทย์และอาหารทำจากโลหะผสมสเตนเลสออสเทนนิติก (SUS316 และ SUS304) ที่มีปริมาณโครเมียมระหว่าง 12 ถึง 20% โดยน้ำหนักสำหรับการผลิตเครื่องมือผ่าตัด เป็นที่ยอมรับกันโดยทั่วไปว่าการใช้โลหะโครเมียมเป็นองค์ประกอบในการผสมในโลหะผสมเหล็กสามารถปรับปรุงความต้านทานการกัดกร่อนของโลหะผสมเหล็กมาตรฐานได้อย่างมาก โลหะผสมสเตนเลสแม้จะมีความต้านทานการกัดกร่อนสูง แต่ก็ไม่แสดงคุณสมบัติต้านจุลชีพที่มีนัยสำคัญ38,39 ตรงกันข้ามกับความต้านทานการกัดกร่อนสูง หลังจากนี้ การพัฒนาของการติดเชื้อและการอักเสบสามารถคาดการณ์ได้ ซึ่งสาเหตุหลักมาจากการยึดเกาะของแบคทีเรียและการตั้งรกรากบนพื้นผิวของวัสดุชีวะสแตนเลส ปัญหาที่สำคัญอาจเกิดขึ้นเนื่องจากปัญหาที่สำคัญที่เกี่ยวข้องกับการยึดเกาะของแบคทีเรียและเส้นทางการก่อตัวของฟิล์มชีวภาพ ซึ่งอาจนำไปสู่การเสื่อมสภาพของสุขภาพ ซึ่งอาจมีผลตามมามากมายที่อาจส่งผลโดยตรงหรือโดยอ้อมต่อสุขภาพของมนุษย์
การศึกษานี้เป็นระยะแรกของโครงการที่ได้รับทุนสนับสนุนจาก Kuwait Foundation for the Advancement of Science (KFAS) สัญญาเลขที่ 2010-550401 เพื่อตรวจสอบความเป็นไปได้ในการผลิตผงโลหะ Cu-Zr-Ni แบบแก้วโดยใช้เทคโนโลยี MA (ตารางที่ 1) สำหรับการผลิตฟิล์มป้องกันแบคทีเรีย/การเคลือบป้องกันพื้นผิว SUS304 ระยะที่สองของโครงการซึ่งจะเริ่มในเดือนมกราคม 2023 จะตรวจสอบลักษณะการกัดกร่อนทางเคมีไฟฟ้า และคุณสมบัติเชิงกลของระบบโดยละเอียด การทดสอบทางจุลชีววิทยาโดยละเอียดจะดำเนินการกับแบคทีเรียชนิดต่างๆ
ในบทความนี้ กล่าวถึงผลกระทบของปริมาณองค์ประกอบเจือ Zr ต่อความสามารถในการขึ้นรูปแก้ว (GFA) โดยพิจารณาจากลักษณะทางสัณฐานวิทยาและโครงสร้าง นอกจากนี้ ยังกล่าวถึงคุณสมบัติต้านเชื้อแบคทีเรียของการเคลือบผงแก้วโลหะเคลือบ/คอมโพสิต SUS304 นอกจากนี้ งานปัจจุบันได้ดำเนินการเพื่อตรวจสอบความเป็นไปได้ของการเปลี่ยนแปลงโครงสร้างของผงแก้วโลหะที่เกิดขึ้นระหว่างการฉีดพ่นเย็นภายในบริเวณของเหลวเย็นต่ำกว่าของระบบแก้วโลหะประดิษฐ์ ดังตัวอย่างที่เป็นตัวแทน Cu50Zr30Ni20 และ Cu50Z มีการใช้โลหะผสมแก้วโลหะ r20Ni30 ในการศึกษานี้
ในส่วนนี้ จะนำเสนอการเปลี่ยนแปลงทางสัณฐานวิทยาของธาตุ Cu, Zr และ Ni ผงในการกัดลูกพลังงานต่ำ ดังตัวอย่างตัวอย่าง เราจะใช้สองระบบที่แตกต่างกันซึ่งประกอบด้วย Cu50Zr20Ni30 และ Cu50Zr40Ni10 เป็นตัวอย่าง กระบวนการ MA สามารถแบ่งออกเป็นสามขั้นตอนที่แตกต่างกัน ดังที่แสดงโดยลักษณะทางโลหะวิทยาของผงที่ผลิตระหว่างขั้นตอนการบด (รูปที่ 3)
ลักษณะทางโลหะวิทยาของผงโลหะผสมเชิงกล (MA) ที่ได้รับหลังจากช่วงเวลาต่างๆ ของเวลาการกัดบอล ภาพกล้องจุลทรรศน์อิเล็กตรอนแบบส่องกราดภาคสนาม (FE-SEM) ของผง MA และ Cu50Zr40Ni10 ที่ได้รับหลังจากเวลาการกัดบอลพลังงานต่ำที่ 3, 12 และ 50 ชั่วโมงแสดงใน (a), (c) และ (e) สำหรับระบบ Cu50Zr20Ni30 ขณะที่ใน MA เดียวกัน ภาพที่สอดคล้องกันของ Cu50Zr40 ระบบ Ni10 ที่ใช้ภายหลังเวลาจะแสดงใน (b), (d) และ (f)
ในระหว่างการกัดลูก พลังงานจลน์ที่มีประสิทธิภาพที่สามารถถ่ายโอนไปยังผงโลหะได้รับผลกระทบจากการรวมกันของพารามิเตอร์ดังที่แสดงในรูปที่ 1a ซึ่งรวมถึงการชนกันระหว่างลูกกลมและผง การตัดเฉือนแบบแรงอัดของผงที่ติดอยู่ระหว่างหรือระหว่างตัวกลางบด ผลกระทบของลูกที่ตกลงมา แรงเฉือนและการสึกหรอเนื่องจากการลากตัวของผงระหว่างตัวกลางในการกัดลูกที่เคลื่อนที่ และคลื่นกระแทกที่ผ่านลูกตกที่กระจายผ่านโหลดพืช (รูปที่ 1a) ผงธาตุ Cu, Zr และ Ni ผิดรูปอย่างรุนแรงเนื่องจาก การเชื่อมเย็นที่ช่วงเริ่มต้นของ MA (3 ชั่วโมง) ทำให้เกิดอนุภาคผงขนาดใหญ่ (เส้นผ่านศูนย์กลาง> 1 มม.) อนุภาคคอมโพสิตขนาดใหญ่เหล่านี้มีลักษณะเด่นคือการก่อตัวของชั้นหนาของธาตุเจือ (Cu, Zr, Ni) ดังแสดงในรูปที่ 3a,b การเพิ่มเวลา MA เป็น 12 ชั่วโมง (ขั้นกลาง) ส่งผลให้พลังงานจลน์ของลูกกลิ้งเพิ่มขึ้น ส่งผลให้การสลายตัวของผงคอมโพสิตเป็นผงละเอียด (น้อยกว่า 200 µm) เช่น แสดงในรูปที่ 3c,d.ในขั้นตอนนี้ แรงเฉือนที่ใช้นำไปสู่การสร้างพื้นผิวโลหะใหม่ที่มีชั้น Cu, Zr, Ni ละเอียดดังที่แสดงในรูปที่ 3c,d จากผลของการปรับแต่งชั้น ปฏิกิริยาเฟสของแข็งเกิดขึ้นที่ส่วนต่อประสานของสะเก็ดเพื่อสร้างเฟสใหม่
ที่จุดไคลแม็กซ์ของกระบวนการ MA (หลังจาก 50 ชั่วโมง) ภาพโลหะที่เป็นขุยจะมองเห็นได้เพียงเล็กน้อยเท่านั้น (รูปที่ 3e, f) แต่พื้นผิวที่ขัดเงาของผงจะแสดงโลหะวิทยาแบบกระจก ซึ่งหมายความว่ากระบวนการ MA เสร็จสมบูรณ์แล้วและการสร้างเฟสปฏิกิริยาเดียวเกิดขึ้น องค์ประกอบองค์ประกอบของภูมิภาคที่จัดทำดัชนีในรูปที่ 3e (I, II, III), f, v, vi) ถูกกำหนดโดยใช้กล้องจุลทรรศน์อิเล็กตรอนแบบส่องกราดภาคสนาม (FE-SEM) รวมกับพลังงาน เอ็กซ์เรย์สเปกโทรสโกปีแบบกระจาย (EDS) (IV)
ในตารางที่ 2 ความเข้มข้นของธาตุของธาตุเจือจะแสดงเป็นเปอร์เซ็นต์ของน้ำหนักรวมของแต่ละภูมิภาคที่เลือกในรูปที่ 3e,f เมื่อเปรียบเทียบผลลัพธ์เหล่านี้กับองค์ประกอบเล็กน้อยเริ่มต้นของ Cu50Zr20Ni30 และ Cu50Zr40Ni10 ที่แสดงในตารางที่ 1 จะเห็นได้ว่าองค์ประกอบของผลิตภัณฑ์ขั้นสุดท้ายทั้งสองนี้มีค่าใกล้เคียงกับองค์ประกอบเล็กน้อย นอกจากนี้ ค่าองค์ประกอบสัมพัทธ์สำหรับภูมิภาคที่แสดงในรูปที่ 3e ,f ไม่ได้บ่งบอกถึงการเสื่อมสภาพหรือความผันผวนที่มีนัยสำคัญในองค์ประกอบของแต่ละตัวอย่างจากภูมิภาคหนึ่งไปยังอีกภูมิภาคหนึ่ง สิ่งนี้พิสูจน์ได้จากข้อเท็จจริงที่ว่าไม่มีการเปลี่ยนแปลงองค์ประกอบจากภูมิภาคหนึ่งไปยังอีกภูมิภาคหนึ่ง สิ่งนี้ชี้ให้เห็นถึงการผลิตผงโลหะผสมที่เป็นเนื้อเดียวกัน ดังแสดงในตารางที่ 2
ได้รับไมโครกราฟ FE-SEM ของผลิตภัณฑ์ขั้นสุดท้าย Cu50(Zr50−xNix) หลังจาก 50 MA ครั้งดังที่แสดงในรูปที่ 4a–d โดยที่ x คือ 10, 20, 30 และ 40 ที่ % ตามลำดับ หลังจากขั้นตอนการกัดนี้ ผงจะรวมตัวเนื่องจากเอฟเฟกต์ van der Waals ส่งผลให้เกิดการก่อตัวของมวลรวมขนาดใหญ่ที่ประกอบด้วยอนุภาคขนาดเล็กพิเศษที่มีเส้นผ่านศูนย์กลางตั้งแต่ 73 ถึง 126 นาโนเมตร ดังแสดงในรูปที่ 4
ลักษณะทางสัณฐานวิทยาของผง Cu50(Zr50−xNix) ที่ได้รับหลังจากเวลา MA 50 ชั่วโมงสำหรับระบบ Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30, Cu50Zr10Ni40 ภาพ FE-SEM ของผงที่ได้หลังจาก 50 MA ครั้งจะแสดงใน (a), (b), (c) และ (d) ตามลำดับ
ก่อนที่จะโหลดผงลงในตัวป้อนสเปรย์เย็น ขั้นแรกพวกเขาจะถูกโซนิคในเอทานอลเกรดวิเคราะห์เป็นเวลา 15 นาที แล้วทำให้แห้งที่อุณหภูมิ 150°C เป็นเวลา 2 ชั่วโมง ขั้นตอนนี้ต้องดำเนินการเพื่อต่อสู้กับการเกาะกลุ่มกันที่มักทำให้เกิดปัญหาสำคัญมากมายตลอดกระบวนการเคลือบ หลังจากกระบวนการ MA เสร็จสิ้น การตรวจสอบลักษณะเฉพาะเพิ่มเติมได้ดำเนินการเพื่อตรวจสอบความเป็นเนื้อเดียวกันของผงโลหะผสม รูปที่ 5a–d แสดงไมโครกราฟ FE-SEM และภาพ EDS ที่สอดคล้องกันของ Cu , องค์ประกอบเจือ Zr และ Ni ของโลหะผสม Cu50Zr30Ni20 ที่ได้รับหลังจาก 50 ชั่วโมงของเวลา M ตามลำดับ ควรสังเกตว่าผงโลหะผสมที่ผลิตหลังจากขั้นตอนนี้เป็นเนื้อเดียวกันเนื่องจากไม่แสดงความผันผวนขององค์ประกอบใด ๆ ที่เกินกว่าระดับนาโนเมตรย่อย ดังแสดงในรูปที่ 5
สัณฐานวิทยาและการกระจายองค์ประกอบในท้องถิ่นของผง MG Cu50Zr30Ni20 ที่ได้รับหลังจาก 50 MA ครั้งโดย FE-SEM/เอ็กซ์เรย์สเปกโทรสโกปีแบบกระจายพลังงาน (EDS) (a) การทำแผนที่ SEM และ X-ray EDS ของ (b) ภาพ Cu-Kα, (c) Zr-Lα และ (d) Ni-Kα
รูปแบบ XRD ของผงโลหะผสม Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30 และ Cu50Zr20Ni30 ที่ได้รับหลังจากเวลา MA 50 ชั่วโมงแสดงในรูปที่ 6a–d ตามลำดับ หลังจากขั้นตอนการกัดนี้ ตัวอย่างทั้งหมดที่มีความเข้มข้น Zr ต่างกันแสดงโครงสร้างอสัณฐานที่มีรูปแบบการกระจายรัศมีลักษณะเฉพาะดังแสดงในรูปที่ 6
รูปแบบ XRD ของ (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 และ (d) Cu50Zr20Ni30 ผงหลังจากเวลา MA 50 ชั่วโมง ตัวอย่างทั้งหมดโดยไม่มีข้อยกเว้นแสดงรูปแบบการแพร่กระจายของรัศมี ซึ่งบ่งบอกถึงการก่อตัวของเฟสอสัณฐาน
กล้องจุลทรรศน์อิเล็กตรอนแบบส่องผ่านความละเอียดสูงแบบปล่อยภาคสนาม (FE-HRTEM) ถูกนำมาใช้เพื่อสังเกตการเปลี่ยนแปลงโครงสร้างและทำความเข้าใจโครงสร้างเฉพาะที่ของผงซึ่งเป็นผลมาจากการกัดลูกที่เวลา MA ที่แตกต่างกัน ภาพ FE-HRTEM ของผงที่ได้หลังจากช่วงต้น (6 ชั่วโมง) และระยะกลาง (18 ชั่วโมง) ของการกัดสำหรับผง Cu50Zr30Ni20 และ Cu50Zr40Ni10 แสดงในรูปที่ 7a,c ตามลำดับ ตามภาพฟิลด์สว่าง ( BFI) ของผงที่ผลิตหลังจาก MA​​ 6 ชั่วโมง ผงประกอบด้วยเม็ดขนาดใหญ่ที่มีขอบเขตที่ชัดเจนขององค์ประกอบ fcc-Cu, hcp-Zr และ fcc-Ni และไม่มีสัญญาณว่าเฟสของปฏิกิริยาได้ก่อตัวขึ้นแล้ว ดังแสดงในรูปที่ 7a นอกจากนี้ รูปแบบการเลี้ยวเบนของพื้นที่ที่เลือกที่สัมพันธ์กัน (SADP) ซึ่งนำมาจากบริเวณตรงกลางของ (a) เผยให้เห็นรูปแบบการเลี้ยวเบนของยอด (รูปที่ 7b) ซึ่งบ่งชี้การมีอยู่ของ ผลึกขนาดใหญ่และไม่มีเฟสปฏิกิริยา
ลักษณะโครงสร้างเฉพาะของผง MA ที่ได้รับหลังจากช่วงต้น (6 ชั่วโมง) และระยะกลาง (18 ชั่วโมง) (a) กล้องจุลทรรศน์อิเล็กตรอนแบบส่องผ่านความละเอียดสูงแบบปล่อยภาคสนาม (FE-HRTEM) และ (b) รูปแบบการเลี้ยวเบนของพื้นที่ที่เลือก (SADP) ของผง Cu50Zr30Ni20 หลังการรักษา MA เป็นเวลา 6 ชั่วโมง ภาพ FE-HRTEM ของ Cu50Zr40Ni10 ที่ได้หลังจากเวลา MA 18 ชั่วโมงแสดงใน (c)
ดังที่แสดงในรูปที่ 7c การขยายระยะเวลา MA เป็น 18 ชั่วโมงส่งผลให้เกิดข้อบกพร่องของตาข่ายอย่างรุนแรงร่วมกับการเสียรูปของพลาสติก ในระหว่างขั้นตอนกลางของกระบวนการ MA นี้ ผงแป้งจะแสดงข้อบกพร่องต่างๆ รวมถึงข้อบกพร่องในการเรียงซ้อน ข้อบกพร่องของตาข่าย และข้อบกพร่องแบบจุด (รูปที่ 7) ข้อบกพร่องเหล่านี้ทำให้เกรนขนาดใหญ่แยกตามขอบเขตของเกรนออกเป็นเกรนย่อยที่มีขนาดน้อยกว่า 20 นาโนเมตร (รูปที่ 7c)
โครงสร้างในท้องถิ่นของผง Cu50Z30Ni20 ที่บดเป็นเวลา 36 ชั่วโมง MA มีการก่อตัวของนาโนเกรนละเอียดพิเศษที่ฝังอยู่ในเมทริกซ์ละเอียดแบบอสัณฐานดังแสดงในรูปที่ 8a การวิเคราะห์ EDS ในพื้นที่ระบุว่ากลุ่มนาโนที่แสดงในรูปที่ 8a เกี่ยวข้องกับองค์ประกอบโลหะผสมผง Cu, Zr และ Ni ที่ไม่ผ่านกระบวนการ ในขณะเดียวกัน เนื้อหา Cu ของเมทริกซ์ผันผวนจาก ~32 ที่% (พื้นที่ไม่ติดมัน) ถึง ~74 at.% (พื้นที่อุดมสมบูรณ์) ซึ่งบ่งชี้การก่อตัวของผลิตภัณฑ์ที่ต่างกัน นอกจากนี้ SADPs ที่สอดคล้องกันของผงที่ได้รับหลังจากการกัดในขั้นตอนนี้แสดงวงแหวนปฐมภูมิและทุติยภูมิที่กระจายรัศมีของเฟสอสัณฐาน ซึ่งทับซ้อนกับจุดแหลมที่เกี่ยวข้องกับองค์ประกอบการเจือดิบเหล่านั้น ดังแสดงในรูปที่ 8b
เกิน 36 h-Cu50Zr30Ni20 คุณสมบัติโครงสร้างเฉพาะของผงระดับนาโน (a) ภาพฟิลด์สว่าง (BFI) และ (b) SADP ที่สอดคล้องกันของผง Cu50Zr30Ni20 ที่ได้รับหลังจากการกัดเป็นเวลา 36 ชั่วโมง MA
ใกล้สิ้นสุดกระบวนการ MA (50 ชั่วโมง), Cu50(Zr50−xNix), X;ผง 10, 20, 30 และ 40 at.% มักมีสัณฐานวิทยาของเฟสอะมอร์ฟัสแบบเขาวงกตเสมอดังแสดงในรูปที่ 9a–d ใน SADP ที่สอดคล้องกันของแต่ละองค์ประกอบ ไม่พบทั้งการเลี้ยวเบนที่คล้ายจุดหรือรูปแบบวงแหวนที่แหลมคม สิ่งนี้บ่งชี้ว่าไม่มีโลหะผลึกที่ยังไม่ผ่านกระบวนการปรากฏอยู่ แต่จะเกิดเป็นผงโลหะผสมอสัณฐานขึ้น SADPs ที่สัมพันธ์กันเหล่านี้แสดงรูปแบบการแพร่กระจายของรัศมียังใช้เป็นหลักฐาน สำหรับการพัฒนาเฟสอสัณฐานในวัสดุผลิตภัณฑ์ขั้นสุดท้าย
โครงสร้างเฉพาะของผลิตภัณฑ์ขั้นสุดท้ายของระบบ MG Cu50 (Zr50−xNix) FE-HRTEM และรูปแบบการเลี้ยวเบนของลำแสงนาโนที่สัมพันธ์กัน (NBDP) ของ (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 และ (d) Cu50Zr10Ni40 ได้รับหลังจาก 50 ชั่วโมงของ MA
เสถียรภาพทางความร้อนของอุณหภูมิการเปลี่ยนสถานะคล้ายแก้ว (Tg), บริเวณของเหลวที่เย็นตัว (ΔTx) และอุณหภูมิการตกผลึก (Tx) ตามฟังก์ชันของปริมาณ Ni (x) ของระบบ Cu50(Zr50−xNix) แบบอสัณฐาน ได้รับการตรวจสอบโดยใช้ดิฟเฟอเรนเชียลสแกนนิง แคลอรีเมตรี (DSC) ของคุณสมบัติภายใต้การไหลของก๊าซ He ร่องรอย DSC ของ Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20 และ Cu50Zr10Ni40 ผงโลหะผสมที่ได้รับหลังจากเวลา MA 50 ชั่วโมงแสดงในรูปที่ 10a, b, e ตามลำดับ ในขณะที่เส้นโค้ง DSC ของ Cu50Zr20Ni30 อสัณฐานแสดงแยกกันในรูปที่ 10c ในขณะเดียวกัน ตัวอย่าง Cu50Zr30Ni20 ที่ได้รับความร้อนถึง ~700 °C ใน DSC จะแสดงในรูปที่ 10d
ความคงตัวทางความร้อนของผง MG Cu50(Zr50−xNix) ที่ได้รับหลังจากเวลา MA 50 ชั่วโมง ตามดัชนีอุณหภูมิการเปลี่ยนสถานะคล้ายแก้ว (Tg) อุณหภูมิการตกผลึก (Tx) และบริเวณของเหลวที่เย็นตัว (ΔTx) ดิฟเฟอเรนเชียลสแกนแคลอริมิเตอร์ (DSC) เทอร์โมแกรมของ (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 และ (e ) ผงโลหะผสม Cu50Zr10Ni40 MG หลังจากเวลา MA 50 ชั่วโมง รูปแบบการเลี้ยวเบนของรังสีเอกซ์ (XRD) ของตัวอย่าง Cu50Zr30Ni20 ที่ได้รับความร้อนถึง ~700 °C ใน DSC แสดงใน (d)
ดังที่แสดงในรูปที่ 10 เส้นโค้ง DSC ขององค์ประกอบทั้งหมดที่มีความเข้มข้นของ Ni ต่างกัน (x) บ่งชี้ถึงสองกรณีที่แตกต่างกัน หนึ่งกรณีดูดความร้อนและอีกกรณีหนึ่งคายความร้อน เหตุการณ์ดูดความร้อนแรกสอดคล้องกับ Tg ในขณะที่เหตุการณ์ที่สองเกี่ยวข้องกับ Tx บริเวณช่วงแนวนอนที่อยู่ระหว่าง Tg และ Tx เรียกว่าบริเวณของเหลวที่เย็นตัวลง (ΔTx = Tx – Tg) ผลลัพธ์แสดงว่า Tg และ Tx ของตัวอย่าง Cu50Zr40Ni10 (รูปที่ 10) a) วางไว้ที่ 526°C และ 612°C เลื่อนเนื้อหา (x) เป็น 20 ที่ % ไปทางด้านอุณหภูมิต่ำที่ 482°C และ 563°C โดยเพิ่มปริมาณ Ni (x) ตามลำดับ ดังแสดงในรูปที่ 10b ดังนั้น ΔTx ของ Cu50Zr40Ni10 จะลดลงจาก 86 °C (รูปที่ 10a) เป็น 81 °C สำหรับ Cu50Zr30Ni20 (รูปที่ 10b) สำหรับโลหะผสม MG Cu50Zr40Ni10 ยังพบว่าค่าของ Tg, Tx และ ΔTx ลดลงไปที่ระดับ 447°C, 526°C และ 79°C (รูปที่ 10b) สิ่งนี้บ่งชี้ว่าปริมาณ Ni ที่เพิ่มขึ้นทำให้เสถียรภาพทางความร้อนของโลหะผสม MG ลดลง ในทางตรงกันข้าม ค่า Tg (507 °C) ของ MG Cu50Zr20Ni โลหะผสม 30 ต่ำกว่าโลหะผสม MG Cu50Zr40Ni10อย่างไรก็ตาม Tx ของมันแสดงค่าที่เทียบเคียงได้กับอันแรก (612 °C) ดังนั้น ΔTx จึงแสดงค่าที่สูงกว่า (87°C) ดังแสดงในรูปที่ 10c
ระบบ MG Cu50(Zr50−xNix) ซึ่งใช้โลหะผสม MG Cu50Zr20Ni30 เป็นตัวอย่าง ตกผลึกผ่านจุดคายความร้อนที่แหลมคมเข้าสู่เฟสผลึกของ fcc-ZrCu5, orthorhombic-Zr7Cu10 และ orthorhombic-ZrNi (รูปที่ 10c) การเปลี่ยนเฟสอสัณฐานไปเป็นผลึกนี้ได้รับการยืนยันโดย XRD ของตัวอย่าง MG (รูปที่ 10d) ซึ่ง ถูกทำให้ร้อนถึง 700 °C ใน DSC
รูปที่ 11 แสดงภาพถ่ายที่ถ่ายระหว่างกระบวนการสเปรย์เย็นที่ดำเนินการในงานปัจจุบัน ในการศึกษานี้ อนุภาคผงโลหะคล้ายแก้วที่สังเคราะห์ขึ้นหลังจากเวลา MA 50 ชั่วโมง (ยกตัวอย่าง Cu50Zr20Ni30) ถูกนำมาใช้เป็นวัตถุดิบในการต้านเชื้อแบคทีเรีย และแผ่นสแตนเลส (SUS304) ถูกเคลือบด้วยเทคโนโลยีการพ่นเย็น วิธีสเปรย์เย็นถูกเลือกสำหรับการเคลือบในชุดเทคโนโลยีการพ่นความร้อนเนื่องจากเป็นวิธีที่มีประสิทธิภาพมากที่สุดในชุดการพ่นความร้อนและสามารถใช้กับเมตาของโลหะได้ วัสดุที่ไวต่ออุณหภูมิโต๊ะ เช่น ผงอสัณฐานและนาโนคริสตัลไลน์ ซึ่งไม่อยู่ภายใต้การเปลี่ยนเฟส นี่เป็นปัจจัยหลักในการเลือกวิธีนี้ กระบวนการสเปรย์เย็นดำเนินการโดยการใช้อนุภาคความเร็วสูงที่เปลี่ยนพลังงานจลน์ของอนุภาคให้กลายเป็นพลาสติกเสียรูป ความเครียด และความร้อนเมื่อกระทบกับสารตั้งต้นหรืออนุภาคที่เกาะอยู่ก่อนหน้านี้
ภาพถ่ายภาคสนามแสดงขั้นตอนการพ่นสเปรย์เย็นที่ใช้ในการเตรียมการเคลือบ MG/SUS 304 ติดต่อกันห้าครั้งที่ 550 °C
พลังงานจลน์ของอนุภาคและโมเมนตัมของแต่ละอนุภาคในชั้นเคลือบ ต้องถูกแปลงเป็นพลังงานรูปแบบอื่นผ่านกลไกต่างๆ เช่น การเปลี่ยนรูปพลาสติก (ปฏิกิริยาระหว่างอนุภาคเริ่มต้นและอนุภาค-อนุภาคในสารตั้งต้นและปฏิกิริยาระหว่างอนุภาค) ช่องว่าง การรวมตัว การหมุนของอนุภาค-อนุภาค ความเครียด และความร้อนในที่สุด อนุภาคจะเด้งกลับหลังการกระแทก มีการชี้ให้เห็นว่า 90% ของพลังงานกระแทกที่ใช้กับอนุภาค/วัสดุซับสเตรตจะถูกแปลงเป็นความร้อนในท้องถิ่น 40 นอกจากนี้ เมื่อใช้ความเค้นจากแรงกระแทก อัตราความเครียดของพลาสติกที่สูงจะเกิดขึ้นในพื้นที่สัมผัสของอนุภาค/ซับสเตรตในเวลาอันสั้น41,42
โดยทั่วไปแล้วการเสียรูปของพลาสติกถือเป็นกระบวนการหนึ่งของการกระจายพลังงาน หรือกล่าวโดยเจาะจงคือ แหล่งความร้อนในบริเวณระหว่างผิวหน้า อย่างไรก็ตาม การเพิ่มขึ้นของอุณหภูมิในบริเวณระหว่างผิวหน้ามักจะไม่เพียงพอที่จะทำให้เกิดการหลอมละลายระหว่างผิวหน้าหรือส่งเสริมการแพร่กระจายของอะตอมอย่างมีนัยสำคัญ ผู้เขียนไม่ทราบสิ่งพิมพ์ใดที่ตรวจสอบผลกระทบของคุณสมบัติของผงแก้วโลหะเหล่านี้ต่อการเกาะติดของผงและการสะสมที่เกิดขึ้นเมื่อใช้วิธีสเปรย์เย็น
BFI ของผงโลหะผสม MG Cu50Zr20Ni30 สามารถดูได้ในรูปที่ 12a ซึ่งเคลือบบนซับสเตรต SUS 304 (รูปที่ 11, 12b) ดังที่เห็นได้จากรูป ผงที่เคลือบจะรักษาโครงสร้างอสัณฐานเดิมไว้ได้ เนื่องจากมีโครงสร้างแบบเขาวงกตที่ละเอียดอ่อนโดยไม่มีลักษณะของผลึกหรือข้อบกพร่องขัดแตะใดๆ ในทางกลับกัน รูปภาพบ่งชี้ว่ามีเฟสภายนอกตามที่ nanop แนะนำ บทความที่รวมอยู่ในเมทริกซ์ผงเคลือบ MG (รูปที่ 12a) รูปที่ 12c แสดงรูปแบบการเลี้ยวเบนของลำแสงนาโน (NBDP) ที่จัดทำดัชนีซึ่งเชื่อมโยงกับภูมิภาค I (รูปที่ 12a) ดังที่แสดงในรูปที่ 12c NBDP แสดงรูปแบบการแพร่กระจายของรัศมีที่อ่อนแอของโครงสร้างอสัณฐานและอยู่ร่วมกับรอยแหลมที่สอดคล้องกับ Zr2Ni ลูกบาศก์ขนาดใหญ่ที่เป็นผลึกขนาดใหญ่บวกเฟส CuO เตตระโกน การก่อตัว ของ CuO อาจเนื่องมาจากปฏิกิริยาออกซิเดชันของผงเมื่อเดินทางจากหัวฉีดของปืนฉีดไปยัง SUS 304 ในที่โล่งภายใต้การไหลเหนือเสียง ในทางกลับกัน การแยกชั้นของผงโลหะคล้ายแก้วทำให้เกิดเฟสลูกบาศก์ขนาดใหญ่หลังจากการบำบัดด้วยสเปรย์เย็นที่อุณหภูมิ 550 °C เป็นเวลา 30 นาที
(a) ภาพ FE-HRTEM ของผง MG ที่เคลือบบน (b) วัสดุพิมพ์ SUS 304 (ภาพประกอบ) ดัชนี NBDP ของสัญลักษณ์วงกลมที่แสดงใน (a) แสดงอยู่ใน (c)
เพื่อตรวจสอบกลไกที่เป็นไปได้นี้สำหรับการก่อตัวของอนุภาคนาโน Zr2Ni ลูกบาศก์ขนาดใหญ่ ได้ทำการทดลองอิสระ ในการทดลองนี้ ผงถูกฉีดพ่นจากปืนฉีดที่อุณหภูมิ 550 °C ในทิศทางของสารตั้งต้น SUS 304;อย่างไรก็ตาม เพื่ออธิบายผลการหลอมของผง ผงเหล่านี้จะถูกนำออกจากแถบ SUS304 โดยเร็วที่สุด (ประมาณ 60 วินาที) การทดลองอีกชุดหนึ่งดำเนินการโดยนำผงออกจากวัสดุพิมพ์ประมาณ 180 วินาทีหลังจากการทับถม
รูปที่ 13a,b แสดงภาพสนามมืด (DFI) ที่ได้จากการสแกนด้วยกล้องจุลทรรศน์อิเล็กตรอนแบบส่องผ่าน (STEM) ของวัสดุพ่นสองชนิดที่ฝากไว้บนพื้นผิว SUS 304 เป็นเวลา 60 วินาที และ 180 วินาที ตามลำดับ ภาพผงที่ฝากไว้เป็นเวลา 60 วินาทีไม่มีรายละเอียดทางสัณฐานวิทยา แสดงความไร้รูปร่าง (รูปที่ 13a) สิ่งนี้ได้รับการยืนยันโดย XRD ซึ่งบ่งชี้ว่าโครงสร้างทั่วไปของผงเหล่านี้มีรูปร่างไม่แน่นอน ตามที่ระบุโดยหลักกว้างและทุติยภูมิ ค่าสูงสุดของการเลี้ยวเบนแสดงในรูปที่ 14a ค่าเหล่านี้บ่งชี้ว่าไม่มีการตกตะกอนของเมตาสเตเบิล/เมโซเฟส โดยที่ผงแป้งยังคงโครงสร้างอสัณฐานดั้งเดิมไว้ ในทางตรงกันข้าม ผงที่พ่นที่อุณหภูมิเดียวกัน (550 °C) แต่ปล่อยทิ้งไว้บนวัสดุพิมพ์เป็นเวลา 180 วินาที แสดงการตกตะกอนของเม็ดขนาดนาโนตามที่ระบุโดยลูกศรในรูปที่ 13b