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 მეთოდები მიზნად ისახავს ზედაპირების ისე დაფარვას, რომ ბიოფილმის წარმოქმნა შეფერხდეს. მეტალის მინისებრი 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 მინის შემუშავება, რომელიც შედგება სამმაგი Cu-Zr-Ni-სგან, მექანიკური შენადნობის ტექნიკის გამოყენებით. საბოლოო პროდუქტის შემადგენელი სფერული ფხვნილი გამოიყენება როგორც ნედლეული უჟანგავი ფოლადის ზედაპირების ცივი შესხურებით დაფარვისთვის დაბალ ტემპერატურაზე. მეტალის მინით დაფარულმა სუბსტრატებმა შეძლეს ბიოფილმის წარმოქმნის მნიშვნელოვნად შემცირება მინიმუმ 1 ლოგარითმით, უჟანგავ ფოლადთან შედარებით.
კაცობრიობის ისტორიის განმავლობაში, ნებისმიერ საზოგადოებას შეეძლო შეემუშავებინა და ხელი შეეწყო ახალი მასალების დანერგვისთვის, რომლებიც აკმაყოფილებდა მის სპეციფიკურ მოთხოვნებს, რამაც გამოიწვია გაუმჯობესებული შესრულება და რეიტინგი გლობალიზებულ ეკონომიკაში1. ეს ყოველთვის მიეწერებოდა ადამიანის უნარს, შეემუშავებინა მასალები, საწარმოო აღჭურვილობა და დიზაინი მასალების დამზადებისა და დახასიათებისთვის, რათა მიღწეულიყო მიღწევები ჯანდაცვაში, განათლებაში, მრეწველობაში, ეკონომიკაში, კულტურასა და სხვა სფეროებში ერთი ქვეყნიდან ან რეგიონიდან მეორეში. პროგრესი იზომება ქვეყნისა თუ რეგიონის მიუხედავად.2 60 წლის განმავლობაში, მასალათმცოდნეები დიდ დროს უთმობდნენ ერთ მთავარ საზრუნავზე ფოკუსირებას: ახალი და უახლესი მასალების ძიებას. ბოლოდროინდელი კვლევები ფოკუსირებული იყო არსებული მასალების ხარისხისა და შესრულების გაუმჯობესებაზე, ასევე სრულიად ახალი ტიპის მასალების სინთეზირებასა და გამოგონებაზე.
შენადნობის ელემენტების დამატებამ, მასალის მიკროსტრუქტურის მოდიფიკაციამ და თერმული, მექანიკური ან თერმომექანიკური დამუშავების ტექნიკის გამოყენებამ გამოიწვია სხვადასხვა მასალის მექანიკური, ქიმიური და ფიზიკური თვისებების მნიშვნელოვანი გაუმჯობესება. გარდა ამისა, ამ ეტაპზე 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 განზომილების, ამორფული მეტალის მინები და მაღალი ენტროპიის შენადნობები მხოლოდ რამდენიმე მაგალითია გასული საუკუნის შუა პერიოდიდან მსოფლიოში შემოტანილი მოწინავე მასალებისა. უმაღლესი თვისებების მქონე ახალი შენადნობების წარმოებისა და განვითარებისას, საბოლოო პროდუქტში ან მისი წარმოების შუალედურ ეტაპებზე, ხშირად ემატება ბალანსის დისბალანსის პრობლემა. წონასწორობიდან მნიშვნელოვნად გადახრის მიზნით ახალი წარმოების ტექნიკის დანერგვის შედეგად, აღმოაჩინეს მეტასტაბილური შენადნობების სრულიად ახალი კლასი, რომელიც ცნობილია, როგორც მეტალის მინები.
1960 წელს კალიფორნიის ტექნოლოგიურ ინსტიტუტში მისმა მუშაობამ რევოლუცია მოახდინა ლითონის შენადნობების კონცეფციაში, როდესაც მან სინთეზირება გაუკეთა მინისებრ Au-25 ატ.% Si შენადნობებს სითხეების სწრაფი გამყარებით წამში თითქმის მილიონი გრადუსით. 4. პროფესორ პოლ დუვეცის აღმოჩენამ არა მხოლოდ მეტალის მინების (MG) ისტორიის დასაწყისი გამოაცხადა, არამედ პარადიგმის ცვლილება გამოიწვია იმაში, თუ როგორ აღიქვამენ ადამიანები ლითონის შენადნობებს. MG შენადნობების სინთეზის ადრეული პიონერული კვლევებიდან მოყოლებული, თითქმის ყველა მეტალის მინა მთლიანად წარმოებული იქნა შემდეგი მეთოდებიდან ერთ-ერთის გამოყენებით: (i) დნობის ან ორთქლის სწრაფი გამყარება, (ii) ბადის ატომური არეულობა, (iii) მყარი მდგომარეობის ამორფიზაციის რეაქციები სუფთა ლითონის ელემენტებს შორის და (iv) მეტასტაბილური ფაზების მყარი მდგომარეობის გადასვლები.
მგ-ები გამოირჩევიან კრისტალებისთვის დამახასიათებელი გრძელვადიანი ატომური წესრიგის არარსებობით, რაც კრისტალების განმსაზღვრელი მახასიათებელია. დღევანდელ მსოფლიოში მეტალის მინის სფეროში დიდი პროგრესია მიღწეული. ისინი წარმოადგენენ ახალ მასალებს საინტერესო თვისებებით, რომლებიც საინტერესოა არა მხოლოდ მყარი მდგომარეობის ფიზიკაში, არამედ მეტალურგიაში, ზედაპირულ ქიმიაში, ტექნოლოგიაში, ბიოლოგიასა და მრავალ სხვა სფეროში. მასალის ეს ახალი ტიპი გამოირჩევა მყარი ლითონებისგან განსხვავებული თვისებებით, 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. 6,7-ის გამტარობა.
მექანიკური შენადნობა (MA)1,8 შედარებით ახალი ტექნიკაა, რომელიც პირველად 1983 წელს პროფესორ ჩ.კ. კოკმა და მისმა კოლეგებმა შემოიღეს. მათ მოამზადეს ამორფული Ni60Nb40 ფხვნილები სუფთა ელემენტების ნარევის დაფქვით ოთახის ტემპერატურასთან ძალიან ახლოს, გარემოს ტემპერატურაზე. როგორც წესი, MA რეაქცია ხორციელდება რეაქტანტი მასალის ფხვნილების დიფუზიურ შეერთებას შორის რეაქტორში, რომელიც ჩვეულებრივ დამზადებულია უჟანგავი ფოლადისგან ბურთულ წისქვილში 10 (სურ. 1ა, ბ). მას შემდეგ, ეს მექანიკურად ინდუცირებული მყარი მდგომარეობის რეაქციის ტექნიკა გამოიყენება ახალი ამორფული/მეტალის მინის შენადნობის ფხვნილების მოსამზადებლად დაბალი (სურ. 1გ) და მაღალი ენერგიის ბურთულიანი წისქვილების, ასევე ღეროსებრი წისქვილების გამოყენებით11,12,13,14,15, 16. კერძოდ, ეს მეთოდი გამოიყენება ისეთი შეურევადი სისტემების მოსამზადებლად, როგორიცაა Cu-Ta17, ასევე მაღალი დნობის წერტილის შენადნობების, როგორიცაა Al-გარდამავალი ლითონის სისტემები (TM; Zr, Hf, Nb და Ta)18,19 და Fe-W20, რომელთა მიღება შეუძლებელია ტრადიციული მომზადების გზებით. გარდა ამისა, MA ითვლება ერთ-ერთ ყველაზე ძლიერ ნანოტექნოლოგიურ ინსტრუმენტად ლითონის ოქსიდების, კარბიდების, ნიტრიდების, ჰიდრიდების, ნახშირბადის ნანომილაკების სამრეწველო მასშტაბის ნანოკრისტალური და ნანოკომპოზიტური ფხვნილის ნაწილაკების მოსამზადებლად. ნანობრიტანტები, ასევე ფართო სტაბილიზაცია ზემოდან ქვემოთ მიდგომით 1 და მეტასტაბილური ეტაპებით.
სქემატური გამოსახულება, რომელიც ასახავს Cu50(Zr50−xNix) მეტალის მინის (MG) საფარის/SUS 304-ის დასამზადებლად გამოყენებულ დამზადების მეთოდს ამ კვლევაში. (ა) MG შენადნობის ფხვნილების მომზადება Ni-ის სხვადასხვა კონცენტრაციით x (x; 10, 20, 30 და 40 ატ.%) დაბალი ენერგიის ბურთულიანი დაფქვის ტექნიკის 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 ფხვნილის საბოლოო პროდუქტი გამოყენებული იქნა SUS 304 სუბსტრატის დასაფარად ცივი შესხურების მეთოდით (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 თავდაპირველი მოცულობითი მასალის შემადგენლობაში. ზოგიერთი თვისება, რომელთა ეფექტურად გაუმჯობესება შესაძლებელია ზედაპირული დამუშავებით, მოიცავს აბრაზიას, დაჟანგვისა და კოროზიისადმი მდგრადობას, ხახუნის კოეფიციენტს, ბიოინერტობას, ელექტრულ თვისებებს და თბოიზოლაციას და სხვა. ზედაპირის ხარისხის გაუმჯობესება შესაძლებელია მეტალურგიული, მექანიკური ან ქიმიური ტექნიკის გამოყენებით. როგორც ცნობილი პროცესი, საფარი უბრალოდ განისაზღვრება, როგორც მასალის ერთი ან რამდენიმე ფენა, რომელიც ხელოვნურად არის დატანილი სხვა მასალისგან დამზადებული მოცულობითი ობიექტის (სუბსტრატის) ზედაპირზე. ამრიგად, საფარი გამოიყენება ნაწილობრივ სასურველი ტექნიკური ან დეკორატიული თვისებების მისაღწევად, ასევე მასალების დასაცავად გარემომცველ გარემოსთან მოსალოდნელი ქიმიური და ფიზიკური ურთიერთქმედებისგან23.
რამდენიმე მიკრომეტრიდან (10-20 მიკრომეტრზე ნაკლები) 30 მიკრომეტრზე ან თუნდაც რამდენიმე მილიმეტრამდე სისქის შესაბამისი ზედაპირული დამცავი ფენების დასაფენად შესაძლებელია მრავალი მეთოდისა და ტექნიკის გამოყენება. ზოგადად, საფარის პროცესები შეიძლება დაიყოს ორ კატეგორიად: (i) სველი საფარის მეთოდები, მათ შორის ელექტროპლაკონირება, ელექტრომოპირკეთება და ცხელი გალვანიზაციის მეთოდები, და (ii) მშრალი საფარის მეთოდები, მათ შორის შედუღება, ზედაპირის დამუშავება, ფიზიკური ორთქლის დალექვა (PVD), ქიმიური ორთქლის დალექვა (CVD), თერმული შესხურების ტექნიკა და უფრო ბოლო დროს ცივი შესხურების ტექნიკა 24 (სურ. 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 სამრეწველო სექტორში, მათ შორის კვების მრეწველობაში, წყლის სისტემებსა და ჯანდაცვის გარემოში. ადამიანებში, როდესაც ბიოფილმები წარმოიქმნება, 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 ნაერთებისგან მიღებული ანტიმიკრობული ზედაპირის საფარის მასალები. მიუხედავად იმისა, რომ ასეთი მასალები ხშირად შეიცავს ტოქსიკურ კომპონენტებს, რომლებიც პოტენციურად სარისკოა ადამიანისთვის,25,26 მათ შეუძლიათ ხელი შეუწყონ ბაქტერიების გადაცემის და მასალის განადგურების თავიდან აცილებას.
ბიოაპკის წარმოქმნის გამო 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, რომელზეც ბაქტერიული უჯრედები თრგუნავენ შეკავშირებას და ბიოაპკების წარმოქმნას ადჰეზიის გამო27. მეორე ტექნოლოგია არის ისეთი საფარის შემუშავება, რომელიც საშუალებას იძლევა ანტიმიკრობული ქიმიკატების მიწოდება ზუსტად იქ, სადაც ისინი საჭიროა, მაღალკონცენტრირებული და მორგებული რაოდენობით. ეს მიიღწევა უნიკალური საფარის მასალების შემუშავებით, როგორიცაა გრაფენი/გერმანიუმი28, შავი ბრილიანტი29 და ZnO-დოპირებული ალმასის მსგავსი ნახშირბადის საფარი30, რომლებიც მდგრადია ბაქტერიების მიმართ, ტექნოლოგია, რომელიც მაქსიმალურად ზრდის ტოქსიკურობას და რეზისტენტობის განვითარებას ბიოაპკის წარმოქმნის გამო. გარდა ამისა, უფრო პოპულარული ხდება საფარი, რომელიც მოიცავს ბაქტერიციდულ ქიმიკატებს ზედაპირებში ბაქტერიული დაბინძურებისგან გრძელვადიანი დაცვის უზრუნველსაყოფად. მიუხედავად იმისა, რომ სამივე პროცედურას შეუძლია ანტიმიკრობული ეფექტის წარმოქმნა დაფარულ ზედაპირებზე, თითოეულ მათგანს აქვს საკუთარი შეზღუდვები, რომლებიც გასათვალისწინებელია გამოყენების სტრატეგიების შემუშავებისას.
ბაზარზე ამჟამად არსებულ პროდუქტებს ხელს უშლის ბიოლოგიურად აქტიური ინგრედიენტების დამცავი საფარის ანალიზისა და ტესტირებისთვის არასაკმარისი დრო. კომპანიები აცხადებენ, რომ მათი პროდუქცია მომხმარებლებს სასურველ ფუნქციურ ასპექტებს მიაწვდის; თუმცა, ეს ბაზარზე არსებული პროდუქტების წარმატებისთვის დაბრკოლებას წარმოადგენდა. ვერცხლისგან მიღებული ნაერთები გამოიყენება მომხმარებლებისთვის ხელმისაწვდომი ანტიმიკრობული თერაპიის აბსოლუტურ უმრავლესობაში. ეს პროდუქტები შემუშავებულია მომხმარებლების მიკროორგანიზმების პოტენციურად საშიში ზემოქმედებისგან დასაცავად. ვერცხლის ნაერთების დაგვიანებული ანტიმიკრობული ეფექტი და მასთან დაკავშირებული ტოქსიკურობა ზრდის ზეწოლას მკვლევარებზე, შეიმუშაონ ნაკლებად მავნე ალტერნატივა36,37. გლობალური ანტიმიკრობული საფარის შექმნა, რომელიც იმუშავებს როგორც შენობაში, ასევე გარეთ, კვლავ რთული ამოცანაა. ეს გამოწვეულია როგორც ჯანმრთელობისთვის, ასევე უსაფრთხოებისთვის დაკავშირებული რისკებით. ადამიანისთვის ნაკლებად მავნე ანტიმიკრობული აგენტის აღმოჩენა და იმის გარკვევა, თუ როგორ უნდა ჩართოთ ის საფარის სუბსტრატებში უფრო ხანგრძლივი შენახვის ვადით, 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 საწინააღმდეგოდ) ან ბაქტერიების მოკვლით უჯრედის კედელზე ჩარევით.
ფუნდამენტურად, ზედაპირის საფარი არის კომპონენტის ზედაპირზე კიდევ ერთი ფენის განთავსების პროცესი ზედაპირთან დაკავშირებული თვისებების გასაუმჯობესებლად. ზედაპირის საფარის მიზანია კომპონენტის ზედაპირთან ახლოს მდებარე რეგიონის მიკროსტრუქტურის და/ან შემადგენლობის მორგება39. ზედაპირის საფარის ტექნიკა 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 ასახავს ზედაპირისთვის გამოყენებულ ძირითად დამზადების ტექნიკას და (ბ) ცივი შესხურების ტექნიკის უპირატესობებსა და ნაკლოვანებებს.
ცივი შესხურების ტექნოლოგიას ბევრი მსგავსება აქვს ტრადიციულ თერმულ შესხურების მეთოდებთან. 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 ნათელი მომავალი აქვს. გარკვეულ შემთხვევებში, ცივი შესხურების უნიკალური თვისებები დიდ სარგებელს გვთავაზობს, რაც ტიპიური თერმული შესხურების მეთოდების თანდაყოლილ შეზღუდვებს გადალახავს. ის იძლევა ტრადიციული თერმული შესხურების ტექნოლოგიის მნიშვნელოვანი შეზღუდვების დაძლევის საშუალებას, რომლის დროსაც ფხვნილი უნდა გადნეს სუბსტრატზე დასალექად. 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 მასალები ყოველთვის ავლენს ფორიანობის და ოქსიდების მაღალ დონეს. ცივი შესხურების ტექნოლოგიას თერმულ შესხურების ტექნოლოგიასთან შედარებით მრავალი მნიშვნელოვანი უპირატესობა აქვს, როგორიცაა (i) სუბსტრატზე მინიმალური სითბოს შეყვანა, (ii) სუბსტრატის საფარის არჩევანის მოქნილობა, (iii) ფაზური ტრანსფორმაციის და მარცვლების ზრდის არარსებობა, (iv) მაღალი შეერთების სიმტკიცე1,39 (სურ. 2ბ). გარდა ამისა, ცივი შესხურების საფარის მასალებს აქვთ მაღალი კოროზიისადმი მგრძნობელობა. წინააღმდეგობა, მაღალი სიმტკიცე და სიმტკიცე, მაღალი ელექტროგამტარობა და მაღალი სიმკვრივე41. ცივი შესხურების პროცესის უპირატესობების საწინააღმდეგოდ, ამ ტექნიკის გამოყენებას ჯერ კიდევ აქვს გარკვეული ნაკლოვანებები, როგორც ეს ნაჩვენებია ნახაზ 2ბ-ზე. სუფთა კერამიკული ფხვნილების, როგორიცაა Al2O3, TiO2, ZrO2, WC და ა.შ., დაფარვისას, ცივი შესხურების მეთოდის გამოყენება შეუძლებელია. მეორეს მხრივ, კერამიკული/ლითონის კომპოზიტური ფხვნილების გამოყენება შესაძლებელია როგორც ნედლეული საფარისთვის. იგივე ეხება სხვა თერმული შესხურების მეთოდებს. რთული ზედაპირები და მილების შიდა ზედაპირები კვლავ ძნელია შესასხურებელი.
იმის გათვალისწინებით, რომ მიმდინარე ნაშრომის მიზანია მეტალის მინისებრი ფხვნილების გამოყენება საფარ ნედლეულ მასალად, ცხადია, რომ ამ მიზნით ჩვეულებრივი თერმული შესხურების გამოყენება შეუძლებელია. ეს იმიტომ ხდება, რომ მეტალის მინისებრი ფხვნილები კრისტალიზდება მაღალ ტემპერატურაზე1.
სამედიცინო და კვების მრეწველობაში გამოყენებული ხელსაწყოების 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 შენადნობები, მათი მაღალი კოროზიისადმი მდგრადობის მიუხედავად, არ ავლენენ მნიშვნელოვან ანტიმიკრობულ თვისებებს38,39. ეს ეწინააღმდეგება მათ მაღალ კოროზიისადმი მდგრადობას. ამის შემდეგ შესაძლებელია ინფექციისა და ანთების განვითარების პროგნოზირება, რაც ძირითადად გამოწვეულია 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, კონტრაქტი № 2010-550401, რომლის მიზანია ანტიბაქტერიული ფირის/SUS304 ზედაპირის დამცავი საფარის წარმოებისთვის MA ტექნოლოგიის გამოყენებით მეტალის მინისებრი Cu-Zr-Ni სამმაგი ფხვნილების წარმოების მიზანშეწონილობის შესწავლა (ცხრილი 1). პროექტის მეორე ფაზა, რომელიც 2023 წლის იანვარში დაიწყება, დეტალურად შეისწავლის სისტემის ელექტროქიმიურ კოროზიის მახასიათებლებს და მექანიკურ თვისებებს. სხვადასხვა ბაქტერიული სახეობისთვის ჩატარდება დეტალური მიკრობიოლოგიური ტესტები.
ამ ნაშრომში განხილულია Zr შენადნობის ელემენტის შემცველობის გავლენა მინის ფორმირების უნარზე (GFA) მორფოლოგიური და სტრუქტურული მახასიათებლების საფუძველზე. გარდა ამისა, განხილული იყო დაფარული მეტალის მინის ფხვნილის საფარის/SUS304 კომპოზიტის ანტიბაქტერიული თვისებები. გარდა ამისა, მიმდინარე სამუშაოები ჩატარდა ლითონის მინის სისტემების სუბგაცივებულ სითხის რეგიონში ცივი შესხურების დროს მეტალის მინის ფხვნილების სტრუქტურული ტრანსფორმაციის შესაძლებლობის შესასწავლად. წარმომადგენლობითი მაგალითების სახით, ამ კვლევაში გამოყენებულია Cu50Zr30Ni20 და Cu50Zr20Ni30 მეტალის 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 განსხვავებულ ეტაპად, როგორც ეს ნაჩვენებია დაფქვის ეტაპზე წარმოებული ფხვნილის მეტალოგრაფიული დახასიათებით (სურათი 3).
მექანიკური შენადნობის (MA) ფხვნილების მეტალოგრაფიული მახასიათებლები, რომლებიც მიღებულია ბურთულიანი დაფქვის დროის სხვადასხვა ეტაპის შემდეგ. MA და Cu50Zr40Ni10 ფხვნილების ველის ემისიის სკანირების ელექტრონული მიკროსკოპიის (FE-SEM) გამოსახულებები, რომლებიც მიღებულია დაბალი ენერგიის ბურთულიანი დაფქვის დროის 3, 12 და 50 საათის შემდეგ, ნაჩვენებია (ა), (გ) და (ე)-ში Cu50Zr20Ni30 სისტემისთვის, ხოლო იმავე MA-ში Cu50Zr40Ni10 სისტემის შესაბამისი გამოსახულებები, რომლებიც გადაღებულია დროის გასვლის შემდეგ, ნაჩვენებია (ბ), (დ) და (ვ)-ში.
ბურთულიანი დაფქვის დროს, ლითონის ფხვნილზე გადასაცემად შესაძლებელ ეფექტურ კინეტიკურ ენერგიაზე გავლენას ახდენს პარამეტრების კომბინაცია, როგორც ეს ნაჩვენებია ნახ. 1ა-ში. ეს მოიცავს ბურთებსა და ფხვნილებს შორის შეჯახებებს, დაფქვის საშუალებებს შორის ან მათ შორის გაჭედილი ფხვნილის შეკუმშვით ძვრას, ვარდნილი ბურთების ზემოქმედებას, მოძრავ ბურთულიან დაფქვილ საშუალებებს შორის ფხვნილის წევის გამო ძვრას და ცვეთას და დარტყმითი ტალღის გავლას მოსავლის ტვირთში გავრცელებისას (ნახ. 1ა). ელემენტარული Cu, Zr და Ni ფხვნილები ძლიერ დეფორმირებული იყო ცივი შედუღების გამო MA-ს ადრეულ ეტაპზე (3 სთ), რამაც გამოიწვია ფხვნილის დიდი ნაწილაკების (დიამეტრით >1 მმ) წარმოქმნა. ეს დიდი კომპოზიტური ნაწილაკები ხასიათდება შენადნობის ელემენტების (Cu, Zr, Ni) სქელი ფენების წარმოქმნით, როგორც ეს ნაჩვენებია ნახ. 3ა,ბ-ში. MA დროის 12 საათამდე (შუალედური ეტაპი) გაზრდამ გამოიწვია ბურთულიანი წისქვილის კინეტიკური ენერგიის ზრდა, რაც იწვევს კომპოზიტური ფხვნილის დაშლას უფრო წვრილ ფხვნილებად (200 µm-ზე ნაკლები), როგორც ეს ნაჩვენებია ნახ. 3გ,დ-ში. ამ ეტაპზე, გამოყენებული ძვრის ძალა იწვევს ახალი ლითონის ზედაპირის ფორმირებამდე წვრილი Cu, Zr, Ni-ის მინიშნებული ფენებით, როგორც ეს ნაჩვენებია ნახ. 3c, d-ზე. ფენების დახვეწის შედეგად, ფანტელების საზღვარზე მიმდინარეობს მყარი ფაზის რეაქციები ახალი ფაზების წარმოქმნის მიზნით.
MA პროცესის კულმინაციაში (50 საათის შემდეგ), ფენოვანი მეტალოგრაფია მხოლოდ სუსტად ჩანდა (სურ. 3e,f), მაგრამ ფხვნილის გაპრიალებულ ზედაპირზე სარკისებრი მეტალოგრაფია ჩანდა. ეს ნიშნავს, რომ MA პროცესი დასრულდა და ერთიანი რეაქციის ფაზის შექმნა მოხდა. სურათ 3e-ზე (I, II, III), f, v, vi) ინდექსირებული რეგიონების ელემენტარული შემადგენლობა განისაზღვრა ველის ემისიის სკანირების ელექტრონული მიკროსკოპიის (FE-SEM) გამოყენებით, რომელიც კომბინირებული იყო ენერგიის დისპერსიულ რენტგენის სპექტროსკოპიასთან (EDS) (IV).
ცხრილ 2-ში ნაჩვენებია შენადნობის ელემენტების ელემენტარული კონცენტრაციები, როგორც ნახ. 3e,f-ზე შერჩეული თითოეული რეგიონის მთლიანი წონის პროცენტული მაჩვენებელი. ამ შედეგების შედარებისას ცხრილ 1-ში ჩამოთვლილ Cu50Zr20Ni30 და Cu50Zr40Ni10 საწყის ნომინალურ შემადგენლობებთან, ჩანს, რომ ამ ორი საბოლოო პროდუქტის შემადგენლობებს ძალიან მსგავსი მნიშვნელობები აქვს ნომინალურ შემადგენლობებთან. გარდა ამისა, ნახ. 3e,f-ზე ჩამოთვლილი რეგიონების ფარდობითი კომპონენტების მნიშვნელობები არ გულისხმობს თითოეული ნიმუშის შემადგენლობის მნიშვნელოვან გაუარესებას ან რყევას 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.
საბოლოო პროდუქტის Cu50(Zr50−xNix) ფხვნილის FE-SEM მიკროგრაფიები მიღებული იქნა 50 MA-ჯერადი დამუშავების შემდეგ, როგორც ეს ნაჩვენებია ნახ. 4a–d-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 მერყეობს 73-დან 126 ნმ-მდე, როგორც ეს ნაჩვენებია ნახაზი 4-ზე.
50 საათიანი MA დროის შემდეგ მიღებული Cu50(Zr50−xNix) ფხვნილების მორფოლოგიური მახასიათებლები. Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30, Cu50Zr10Ni40 სისტემებისთვის, 50 MA დროის შემდეგ მიღებული ფხვნილების FE-SEM გამოსახულებები ნაჩვენებია შესაბამისად (a), (b), (c) და (d).
ფხვნილების ცივი შესასხურებელი მიმწოდებლის ჩატვირთვამდე, ისინი თავდაპირველად 15 წუთის განმავლობაში ანალიზური ხარისხის ეთანოლში ულტრაბგერით დამუშავდნენ და შემდეგ 2 საათის განმავლობაში 150°C ტემპერატურაზე გააშრეს. ეს ნაბიჯი უნდა გადაიდგას აგლომერაციის წარმატებით საბრძოლველად, რომელიც ხშირად იწვევს მრავალ მნიშვნელოვან პრობლემას საფარის პროცესში. MA პროცესის დასრულების შემდეგ, შენადნობის ფხვნილების ერთგვაროვნების შესასწავლად ჩატარდა დამატებითი დახასიათება. სურათი 5a-d გვიჩვენებს Cu50Zr30Ni20 შენადნობის Cu, Zr და Ni შენადნობის ელემენტების FE-SEM მიკროგრაფებს და შესაბამის EDS სურათებს, რომლებიც მიღებულია შესაბამისად 50 საათის M დროის შემდეგ. უნდა აღინიშნოს, რომ ამ ნაბიჯის შემდეგ წარმოებული შენადნობის ფხვნილები ერთგვაროვანია, რადგან ისინი არ ავლენენ რაიმე შემადგენლობით რყევებს სუბნანომეტრულ დონეს მიღმა, როგორც ეს ნაჩვენებია სურათი 5-ზე.
FE-SEM/ენერგოდისპერსიული რენტგენის სპექტროსკოპიის (EDS) 50 MA-ჯერადი დამუშავების შემდეგ მიღებული MG Cu50Zr30Ni20 ფხვნილის მორფოლოგია და ლოკალური ელემენტარული განაწილება. (ა) (ბ) Cu-Kα, (გ) Zr-Lα და (დ) Ni-Kα გამოსახულების SEM და რენტგენის EDS რუკა.
50 საათიანი MA დროის შემდეგ მიღებული მექანიკურად შენადნობის მქონე Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30 და Cu50Zr20Ni30 ფხვნილების რენტგენის დიფრაქციის ნიმუშები ნაჩვენებია შესაბამისად ნახ. 6ა-დ-ში. დაფქვის ამ ეტაპის შემდეგ, ყველა ნიმუშმა სხვადასხვა Zr კონცენტრაციით აჩვენა ამორფული სტრუქტურები დამახასიათებელი ჰალო დიფუზიის ნიმუშებით, რომლებიც ნაჩვენებია ნახ. 6-ში.
(ა) Cu50Zr40Ni10, (ბ) Cu50Zr30Ni20, (გ) Cu50Zr20Ni30 და (დ) Cu50Zr20Ni30 ფხვნილების რენტგენის დიფრაქციის ნიმუშები 50 საათიანი MA დროის შემდეგ. გამონაკლისის გარეშე, ყველა ნიმუშმა აჩვენა ჰალო დიფუზიის ნიმუში, რაც გულისხმობს ამორფული ფაზის წარმოქმნას.
სტრუქტურული ცვლილებების დასაკვირვებლად და ფხვნილების ლოკალური სტრუქტურის გასაგებად გამოყენებული იქნა ველის ემისიის მაღალი გარჩევადობის გამტარი ელექტრონული მიკროსკოპია (FE-HRTEM). Cu50Zr30Ni20 და Cu50Zr40Ni10 ფხვნილების დაფქვის ადრეული (6 საათი) და შუალედური (18 საათი) ეტაპების შემდეგ მიღებული ფხვნილების FE-HRTEM გამოსახულებები ნაჩვენებია შესაბამისად ნახ. 7ა და გ-ზე. 6 საათის შემდეგ მიღებული ფხვნილის კაშკაშა ველის გამოსახულების (BFI) მიხედვით, ფხვნილი შედგება დიდი მარცვლებისგან, რომლებსაც აქვთ fcc-Cu, hcp-Zr და fcc-Ni ელემენტების კარგად განსაზღვრული საზღვრები და არ არსებობს არანაირი ნიშანი იმისა, რომ რეაქციის ფაზა ჩამოყალიბდა, როგორც ეს ნაჩვენებია ნახ. 7ა-ზე. გარდა ამისა, (ა)-ს შუა რეგიონიდან აღებული კორელირებული შერჩეული არეალის დიფრაქციული ნიმუში (SADP) ავლენს კუსპურ დიფრაქციულ ნიმუშს (ნახ. 7ბ), რაც მიუთითებს დიდი კრისტალიტების არსებობაზე და რეაქტიული ფაზის არარსებობაზე.
ადრეული (6 სთ) და შუალედური (18 სთ) სტადიების შემდეგ მიღებული MA ფხვნილის ლოკალური სტრუქტურული დახასიათება. (ა) ველის ემისიის მაღალი გარჩევადობის გამტარი ელექტრონული მიკროსკოპია (FE-HRTEM) და (ბ) Cu50Zr30Ni20 ფხვნილის შესაბამისი შერჩეული არეალის დიფრაქციული სურათი (SADP) MA-თი 6 საათის განმავლობაში დამუშავების შემდეგ. Cu50Zr40Ni10-ის FE-HRTEM გამოსახულება, რომელიც მიღებულია MA-თი 18 საათის განმავლობაში, ნაჩვენებია (გ)-ში.
როგორც ნახ. 7გ-ზეა ნაჩვენები, MA ხანგრძლივობის 18 საათამდე გახანგრძლივებამ გამოიწვია ბადისებრი სტრუქტურის სერიოზული დეფექტები პლასტიკური დეფორმაციის შერწყმით. MA პროცესის ამ შუალედურ ეტაპზე, ფხვნილი ავლენს სხვადასხვა დეფექტს, მათ შორის დაწყობის დეფექტებს, ბადისებრი სტრუქტურის დეფექტებს და წერტილოვან დეფექტებს (ნახ. 7). ეს დეფექტები იწვევს დიდი მარცვლების დაშლას მათი მარცვლების საზღვრების გასწვრივ 20 ნმ-ზე ნაკლები ზომის ქვემარცვლებად (ნახ. 7გ).
36 საათიანი MA დროის განმავლობაში დაფქული Cu50Z30Ni20 ფხვნილის ლოკალური სტრუქტურა ამორფულ წვრილ მატრიცაში ჩასმული ულტრაწვრილი ნანომარცვლების წარმოქმნას გულისხმობს, როგორც ეს ნაჩვენებია ნახ. 8ა-ზე. ლოკალურმა EDS ანალიზმა აჩვენა, რომ ნახ. 8ა-ზე ნაჩვენები ეს ნანოკლასტერები დაკავშირებული იყო დაუმუშავებელ Cu, Zr და Ni ფხვნილის შენადნობის ელემენტებთან. ამავდროულად, მატრიცაში Cu-ს შემცველობა მერყეობდა ~32 ატ.%-დან (უცხიმო ფართობი) ~74 ატ.%-მდე (მდიდარი ფართობი), რაც მიუთითებს ჰეტეროგენული პროდუქტების წარმოქმნაზე. გარდა ამისა, ამ ეტაპზე დაფქვის შემდეგ მიღებული ფხვნილების შესაბამისი SADP-ები აჩვენებს ამორფული ფაზის ჰალო-დიფუზიურ პირველად და მეორად რგოლებს, რომლებიც გადაფარავს ამ ნედლ შენადნობის ელემენტებთან დაკავშირებულ მკვეთრ წერტილებს, როგორც ეს ნაჩვენებია ნახ. 8ბ-ზე.
36 h-Cu50Zr30Ni20 ფხვნილის ნანომასშტაბის ლოკალური სტრუქტურული მახასიათებლების მიღმა. (ა) კაშკაშა ველის გამოსახულება (BFI) და შესაბამისი (ბ) Cu50Zr30Ni20 ფხვნილის SADP, მიღებული 36 საათიანი MA დროის განმავლობაში დაფქვის შემდეგ.
MA პროცესის დასასრულს (50 სთ), Cu50(Zr50−xNix), X; 10, 20, 30 და 40 ატ.% ფხვნილებს უცვლელად აქვთ ლაბირინთული ამორფული ფაზის მორფოლოგია, როგორც ეს ნაჩვენებია ნახ. 9a–d-ზე. თითოეული შემადგენლობის შესაბამის SADP-ში ვერ აღმოაჩენენ ვერც წერტილოვან დიფრაქციებს და ვერც მკვეთრ რგოლისებრ სურათებს. ეს მიუთითებს, რომ დაუმუშავებელი კრისტალური ლითონი არ არსებობს, არამედ წარმოიქმნება ამორფული შენადნობის ფხვნილი. ეს კორელირებული SADP-ები, რომლებიც ავლენენ ჰალო დიფუზიის სურათებს, ასევე გამოყენებულ იქნა საბოლოო პროდუქტის მასალაში ამორფული ფაზების განვითარების მტკიცებულებად.
MG Cu50 (Zr50−xNix) სისტემის საბოლოო პროდუქტის ლოკალური სტრუქტურა. 50 საათიანი MA-ს შემდეგ მიღებული (ა) Cu50Zr40Ni10, (ბ) Cu50Zr30Ni20, (გ) Cu50Zr20Ni30 და (დ) Cu50Zr10Ni40-ის FE-HRTEM და კორელირებული ნანოსხივური დიფრაქციული ნიმუშები (NBDP).
მინისებრი გარდამავალი ტემპერატურის (Tg), სუბგაცივებული სითხის არეალის (ΔTx) და კრისტალიზაციის ტემპერატურის (Tx) თერმული სტაბილურობა, როგორც ამორფული Cu50(Zr50−xNix) სისტემის Ni შემცველობის (x) ფუნქცია, გამოკვლეულია თვისებების დიფერენციალური სკანირების კალორიმეტრიის (DSC) გამოყენებით He აირის ნაკადის ქვეშ. Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20 და Cu50Zr10Ni40 ამორფული შენადნობის ფხვნილების DSC კვალი, რომლებიც მიღებულია 50 საათიანი MA დროის შემდეგ, ნაჩვენებია შესაბამისად ნახ. 10a, b, e-ზე. ხოლო ამორფული Cu50Zr20Ni30-ის DSC მრუდი ცალკე ნაჩვენებია ნახ. 10c-ზე. ამასობაში, Cu50Zr30Ni20 ნიმუში, რომელიც გაცხელებულია ~700 °C-მდე DSC-ში, ნაჩვენებია ნახ. 10d-ზე.
Cu50(Zr50−xNix)MG ფხვნილების თერმული სტაბილურობა, მიღებული მინის გადასვლის ტემპერატურით (Tg), კრისტალიზაციის ტემპერატურით (Tx) და სუბგაცივებული სითხის არეთი (ΔTx). (ა) Cu50Zr40Ni10, (ბ) Cu50Zr30Ni20, (გ) Cu50Zr20Ni30 და (ე) Cu50Zr10Ni40MG შენადნობის ფხვნილების დიფერენციალური სკანირების კალორიმეტრის (DSC) თერმოგრამები 50 საათიანი მინის გადასვლის დროის შემდეგ. Cu50Zr30Ni20 ნიმუშის რენტგენის დიფრაქციული (XRD) სურათი, რომელიც გაცხელებულია ~700°C-მდე DSC-ში, ნაჩვენებია (დ)-ში.
როგორც ნაჩვენებია ნახაზ 10-ზე, სხვადასხვა Ni 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 დიაპაზონის რეგიონს ეწოდება სუბგაცივებული სითხის რეგიონი (ΔTx = Tx – Tg). შედეგები აჩვენებს, რომ Cu50Zr40Ni10 ნიმუშის (ნახ. 10ა) Tg და Tx, რომელიც განთავსებულია 526°C და 612°C ტემპერატურაზე, შემცველობას (x) 20 ატ.%-მდე გადააქვს დაბალი ტემპერატურის მხარისკენ 482°C და 563°C შესაბამისად, Ni შემცველობის (x) მატებასთან ერთად, როგორც ნაჩვენებია ნახაზ 10ბ-ზე. შესაბამისად, Cu50Zr40Ni10-ის ΔTx მცირდება 86°C-დან (ნახ. 10ა) 81°C-მდე Cu50Zr30Ni20-ისთვის (ნახ. 10ბ). MG Cu50Zr40Ni10 შენადნობის შემთხვევაში ასევე დაფიქსირდა, რომ Tg, Tx და ΔTx მნიშვნელობები შემცირდა 447°C, 526°C და 79°C დონემდე (სურ. 10ბ). ეს მიუთითებს, რომ Ni-ის შემცველობის ზრდა იწვევს MG შენადნობის თერმული სტაბილურობის შემცირებას. ამის საპირისპიროდ, MG Cu50Zr20Ni30 შენადნობის Tg მნიშვნელობა (507 °C) უფრო დაბალია, ვიდრე MG Cu50Zr40Ni10 შენადნობის; მიუხედავად ამისა, მისი Tx აჩვენებს წინასთან შედარებით მნიშვნელობას (612 °C). შესაბამისად, ΔTx აჩვენებს უფრო მაღალ მნიშვნელობას (87°C), როგორც ეს ნაჩვენებია სურათ 10გ-ზე.
MG Cu50(Zr50−xNix) სისტემა, მაგალითად MG Cu50Zr20Ni30 შენადნობის აღებით, კრისტალიზდება მკვეთრი ეგზოთერმული პიკის მეშვეობით fcc-ZrCu5, ორთორომბული-Zr7Cu10 და ორთორომბული-ZrNi კრისტალურ ფაზებად (სურ. 10გ). ამორფულიდან კრისტალურ ფაზამდე გადასვლა დადასტურდა MG ნიმუშის (სურ. 10დ) რენტგენოგრაფიით, რომელიც გაცხელდა 700°C-მდე DSC-ში.
სურათი 11 გვიჩვენებს ფოტოებს, რომლებიც გადაღებულია მიმდინარე ნაშრომში განხორციელებული ცივი შესხურების პროცესის დროს. ამ კვლევაში, 50 საათიანი MA დროის შემდეგ სინთეზირებული ლითონის მინის მსგავსი ფხვნილის ნაწილაკები (მაგალითად, Cu50Zr20Ni30) გამოყენებული იქნა ანტიბაქტერიულ ნედლეულად, ხოლო უჟანგავი ფოლადის ფირფიტა (SUS304) დაფარული იქნა ცივი შესხურების ტექნოლოგიით. ცივი შესხურების მეთოდი შეირჩა თერმული შესხურების ტექნოლოგიის სერიაში დასაფარად, რადგან ის თერმული შესხურების სერიაში ყველაზე ეფექტური მეთოდია და შეიძლება გამოყენებულ იქნას მეტალის მეტასტაბილური ტემპერატურისადმი მგრძნობიარე მასალებისთვის, როგორიცაა ამორფული და ნანოკრისტალური ფხვნილები, რომლებიც არ ექვემდებარებიან ფაზურ გადასვლებს. ეს არის ამ მეთოდის არჩევის მთავარი ფაქტორი. ცივი შესხურების პროცესი ხორციელდება მაღალი სიჩქარის მქონე ნაწილაკების გამოყენებით, რომლებიც ნაწილაკების კინეტიკურ ენერგიას გარდაქმნიან პლასტიკურ დეფორმაციად, დეფორმაციად და სითბოდ სუბსტრატთან ან ადრე დალექილ ნაწილაკებთან შეჯახებისას.
საველე ფოტოები აჩვენებს ცივი შესხურების პროცედურას, რომელიც გამოყენებულია MG საფარის/SUS 304-ის ხუთი ზედიზედ მომზადებისთვის 550°C ტემპერატურაზე.
ნაწილაკების კინეტიკური ენერგია და შესაბამისად, საფარის ფორმირებაში თითოეული ნაწილაკის იმპულსი, უნდა გარდაიქმნას ენერგიის სხვა ფორმებად ისეთი მექანიზმების მეშვეობით, როგორიცაა პლასტიკური დეფორმაცია (საწყისი ნაწილაკი და ნაწილაკ-ნაწილაკების ურთიერთქმედება სუბსტრატში და ნაწილაკების ურთიერთქმედება), სიცარიელეების კონსოლიდაცია, ნაწილაკ-ნაწილაკების ბრუნვა, დეფორმაცია და საბოლოოდ სითბო 39. გარდა ამისა, თუ შემომავალი კინეტიკური ენერგია მთლიანად არ გარდაიქმნება სითბოდ და დეფორმაციის ენერგიად, შედეგი არის ელასტიური შეჯახება, რაც ნიშნავს, რომ ნაწილაკები დარტყმის შემდეგ უბრალოდ უკან იხევენ. აღინიშნა, რომ ნაწილაკზე/სუბსტრატის მასალაზე გამოყენებული დარტყმის ენერგიის 90% გარდაიქმნება ლოკალურ სითბოდ 40. გარდა ამისა, როდესაც დარტყმითი სტრესი გამოიყენება, მაღალი პლასტიკური დეფორმაციის სიჩქარე მიიღწევა ნაწილაკის/სუბსტრატის კონტაქტურ რეგიონში ძალიან მოკლე დროში 41,42.
პლასტიკური დეფორმაცია ზოგადად განიხილება, როგორც ენერგიის გაფანტვის პროცესი, ან უფრო კონკრეტულად, სითბოს წყარო ფაზათაშორის რეგიონში. თუმცა, ფაზათაშორის რეგიონში ტემპერატურის მატება, როგორც წესი, არ არის საკმარისი ფაზათაშორისი დნობის წარმოსაქმნელად ან ატომთაშორისი დიფუზიის მნიშვნელოვნად ხელშესაწყობად. ავტორებისთვის ცნობილი არცერთი პუბლიკაცია არ იკვლევს ამ მეტალისებრი მინისებრი ფხვნილების თვისებების გავლენას ფხვნილის ადჰეზიასა და დალექვაზე, რაც ხდება ცივი შესხურების მეთოდების გამოყენებისას.
MG Cu50Zr20Ni30 შენადნობის ფხვნილის BFI ჩანს ნახ. 12a-ზე, რომელიც დაფარული იყო 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 გარე ფაზის არსებობაზე, რასაც მიანიშნებს MG-ით დაფარულ ფხვნილის მატრიცაში ჩართული ნანონაწილაკები (ნახ. 12a). ნახაზი 12c ასახავს 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 Zr2Ni მეტასტაბილურ პლუს ტეტრაგონალურ CuO ფაზას. CuO-ს წარმოქმნა შეიძლება მივაწეროთ ფხვნილის დაჟანგვას, როდესაც ის გადადის შესასხურებელი იარაღის საქშენიდან SUS 304-მდე ღია ჰაერზე. ზებგერითი ნაკადი. მეორეს მხრივ, მეტალის მინისებრი ფხვნილების დემიტრიფიკაციამ გამოიწვია დიდი კუბური ფაზების წარმოქმნა 550 °C ტემპერატურაზე 30 წუთის განმავლობაში ცივი შესხურებით დამუშავების შემდეგ.
(ა) SUS 304 სუბსტრატზე (ბ) SUS 304 სუბსტრატზე (სურათის ჩანართი) დაფარული MG ფხვნილის FE-HRTEM გამოსახულება. (ა)-ში ნაჩვენები წრიული სიმბოლოს NBDP ინდექსი ნაჩვენებია (გ)-ში.
დიდი კუბური Zr2Ni ნანონაწილაკების ფორმირების ამ პოტენციური მექანიზმის დასადასტურებლად ჩატარდა დამოუკიდებელი ექსპერიმენტი. ამ ექსპერიმენტში, ფხვნილები შეასხურეს 550°C ტემპერატურაზე შესასხურებელი იარაღიდან SUS 304 სუბსტრატის მიმართულებით; თუმცა, ფხვნილების გახურების ეფექტის გასარკვევად, ისინი SUS304 ზოლიდან რაც შეიძლება სწრაფად (დაახლოებით 60 წამში) ამოიღეს. ჩატარდა ექსპერიმენტების კიდევ ერთი სერია, რომლის დროსაც ფხვნილი სუბსტრატიდან ამოიღეს დალექვიდან დაახლოებით 180 წამის შემდეგ.
ნახაზები 13ა და ბ გვიჩვენებს მუქი ველის სურათებს (DFI), რომლებიც მიღებულია SUS 304 სუბსტრატებზე 60 და 180 წამის განმავლობაში, შესაბამისად, ორი შესხურებული მასალის სკანირების ტრანსმისიული ელექტრონული მიკროსკოპიით (STEM). 60 წამის განმავლობაში დაფენილ ფხვნილის სურათს არ აქვს მორფოლოგიური დეტალები, რაც ავლენს რაიმე მახასიათებელს (სურ. 13ა). ეს ასევე დადასტურდა XRD-ით, რამაც აჩვენა, რომ ამ ფხვნილების ზოგადი სტრუქტურა ამორფული იყო, რასაც მიუთითებს ნახაზ 14ა-ზე ნაჩვენები ფართო პირველადი და მეორადი დიფრაქციული მაქსიმუმები. ეს მიუთითებს მეტასტაბილური/მეზოფაზური ნალექის არარსებობაზე, სადაც ფხვნილი ინარჩუნებს თავის თავდაპირველ ამორფულ სტრუქტურას. ამის საპირისპიროდ, იმავე ტემპერატურაზე (550 °C) შესხურებულმა, მაგრამ სუბსტრატზე 180 წამის განმავლობაში დატოვებულმა ფხვნილმა აჩვენა ნანო ზომის მარცვლების ნალექი, რაც მითითებულია ნახაზ 13ბ-ზე ისრებით.