ขอขอบคุณที่เยี่ยมชม Nature.com เวอร์ชันเบราว์เซอร์ที่คุณใช้มีการรองรับ CSS ที่จำกัด เพื่อประสบการณ์ที่ดีที่สุด เราขอแนะนำให้คุณใช้เบราว์เซอร์ที่อัปเดตแล้ว (หรือปิดใช้งานโหมดความเข้ากันได้ใน Internet Explorer) ในระหว่างนี้ เพื่อให้มั่นใจว่าจะได้รับการสนับสนุนอย่างต่อเนื่อง เราจะแสดงผลไซต์โดยไม่ใช้รูปแบบและ JavaScript
ไบโอฟิล์มเป็นองค์ประกอบสำคัญในการพัฒนาการติดเชื้อเรื้อรัง โดยเฉพาะอย่างยิ่งเมื่อเกี่ยวข้องกับอุปกรณ์ทางการแพทย์ ปัญหานี้สร้างความท้าทายครั้งใหญ่ให้กับชุมชนทางการแพทย์ เนื่องจากยาปฏิชีวนะมาตรฐานสามารถทำลายไบโอฟิล์มได้ในระดับจำกัดเท่านั้น การป้องกันการก่อตัวของไบโอฟิล์มทำให้มีการพัฒนาวิธีการเคลือบที่หลากหลายและวัสดุใหม่ๆ เทคนิคเหล่านี้มีจุดมุ่งหมายเพื่อเคลือบพื้นผิวในลักษณะที่ป้องกันการก่อตัวของไบโอฟิล์ม โลหะผสมแก้ว โดยเฉพาะอย่างยิ่งโลหะผสมทองแดงและไททาเนียม ได้กลายเป็นสารเคลือบป้องกันจุลินทรีย์ที่เหมาะสม ในขณะเดียวกัน การใช้เทคโนโลยีการพ่นเย็นก็เพิ่มขึ้น เนื่องจากเป็นวิธีที่เหมาะสมสำหรับการประมวลผลวัสดุที่ไวต่ออุณหภูมิ ส่วนหนึ่งของเป้าหมายของการวิจัยนี้คือการพัฒนากระจกโลหะฟิล์มป้องกันแบคทีเรียชนิดใหม่ซึ่งประกอบด้วยเทอร์นารี Cu-Zr-Ni โดยใช้เทคนิคการผสมโลหะผสมเชิงกล ผงทรงกลมที่ประกอบเป็นผลิตภัณฑ์ขั้นสุดท้ายจะถูกใช้เป็นวัตถุดิบสำหรับการพ่นเย็นบนพื้นผิวสแตนเลสที่อุณหภูมิต่ำ พื้นผิวเคลือบโลหะแก้วสามารถลดการก่อตัวของไบโอฟิล์มได้อย่างมีนัยสำคัญอย่างน้อย 1 ลอการิทึมเมื่อเทียบกับสแตนเลส
ตลอดประวัติศาสตร์ของมนุษย์ สังคมใดๆ ก็สามารถพัฒนาและส่งเสริมการนำวัสดุใหม่ๆ มาใช้เพื่อตอบสนองความต้องการเฉพาะของตนได้ ส่งผลให้ผลผลิตและอันดับในเศรษฐกิจโลกาภิวัตน์เพิ่มขึ้น1 โดยความสามารถของมนุษย์ในการออกแบบวัสดุและอุปกรณ์การผลิต รวมถึงการออกแบบเพื่อผลิตและกำหนดลักษณะของวัสดุเพื่อให้บรรลุผลทางด้านสุขภาพ การศึกษา อุตสาหกรรม เศรษฐกิจ วัฒนธรรม และสาขาอื่นๆ จากประเทศหรือภูมิภาคหนึ่งไปสู่อีกประเทศหรือภูมิภาคหนึ่ง ความก้าวหน้าวัดได้โดยไม่คำนึงถึงประเทศหรือภูมิภาค2 เป็นเวลา 60 ปีแล้วที่นักวิทยาศาสตร์ด้านวัสดุทุ่มเทเวลาอย่างมากให้กับงานหลักอย่างหนึ่ง นั่นคือการค้นหาวัสดุใหม่และขั้นสูง การวิจัยล่าสุดเน้นไปที่การปรับปรุงคุณภาพและประสิทธิภาพของวัสดุที่มีอยู่ ตลอดจนการสังเคราะห์และคิดค้นวัสดุประเภทใหม่ทั้งหมด
การเพิ่มองค์ประกอบโลหะผสม การปรับเปลี่ยนโครงสร้างจุลภาคของวัสดุ และการใช้กรรมวิธีทางความร้อน กลไก หรือเทอร์โมเมคานิกส์ ทำให้คุณสมบัติทางกล เคมี และฟิสิกส์ของวัสดุต่างๆ ดีขึ้นอย่างมีนัยสำคัญ นอกจากนี้ สารประกอบที่ยังไม่เป็นที่รู้จักมาก่อนยังได้รับการสังเคราะห์สำเร็จด้วย ความพยายามอย่างต่อเนื่องเหล่านี้ทำให้เกิดวัสดุนวัตกรรมตระกูลใหม่ซึ่งเรียกรวมกันว่าวัสดุขั้นสูง2 นาโนคริสตัล อนุภาคนาโน นาโนทิวบ์ จุดควอนตัม แก้วโลหะมิติศูนย์ อสัณฐาน และโลหะผสมเอนโทรปีสูง เป็นเพียงตัวอย่างบางส่วนของวัสดุขั้นสูงที่ปรากฏในโลกตั้งแต่กลางศตวรรษที่แล้ว ในการผลิตและพัฒนาโลหะผสมใหม่ที่มีคุณสมบัติที่ดีขึ้น ทั้งในผลิตภัณฑ์ขั้นสุดท้ายและในขั้นตอนกลางของการผลิต มักมีปัญหาเรื่องความไม่สมดุลเกิดขึ้น จากการนำเทคนิคการผลิตใหม่มาใช้ ซึ่งช่วยให้เบี่ยงเบนจากสมดุลได้อย่างมีนัยสำคัญ จึงได้ค้นพบโลหะผสมกึ่งเสถียรประเภทใหม่ทั้งหมดที่เรียกว่าแก้วโลหะ
งานของเขาที่ Caltech ในปี 1960 ได้ปฏิวัติแนวคิดของโลหะผสมเมื่อเขาสังเคราะห์ Au-25 โลหะผสมแก้วซิลิกอน 0.05% โดยทำให้ของเหลวแข็งตัวอย่างรวดเร็วด้วยความเร็วเกือบล้านองศาต่อวินาที 4 การค้นพบของศาสตราจารย์ Paul Duves ไม่เพียงแต่เป็นจุดเริ่มต้นของประวัติศาสตร์แก้วโลหะ (MS) เท่านั้น แต่ยังนำไปสู่การเปลี่ยนแปลงแนวคิดของผู้คนเกี่ยวกับโลหะผสมอีกด้วย นับตั้งแต่การวิจัยบุกเบิกครั้งแรกในการสังเคราะห์โลหะผสม MS แก้วโลหะเกือบทั้งหมดได้มาอย่างสมบูรณ์โดยใช้หนึ่งในวิธีต่อไปนี้: (i) การทำให้ของเหลวที่หลอมละลายหรือไอแข็งตัวอย่างรวดเร็ว (ii) ความผิดปกติของโครงตาข่ายอะตอม (iii) ปฏิกิริยาอะมอร์ฟิเซชันของสถานะของแข็งระหว่างธาตุโลหะบริสุทธิ์ และ (iv) การเปลี่ยนเฟสของแข็งของเฟสที่ไม่เสถียร
MGs โดดเด่นด้วยการไม่มีลำดับอะตอมระยะไกลที่เกี่ยวข้องกับผลึก ซึ่งเป็นลักษณะเฉพาะของผลึก ในโลกสมัยใหม่ มีความก้าวหน้าอย่างมากในสาขาของแก้วโลหะ วัสดุเหล่านี้เป็นวัสดุใหม่ที่มีคุณสมบัติที่น่าสนใจซึ่งน่าสนใจไม่เพียงแต่สำหรับฟิสิกส์สถานะของแข็งเท่านั้น แต่ยังรวมถึงโลหะวิทยา เคมีพื้นผิว เทคโนโลยี ชีววิทยา และสาขาอื่นๆ อีกมากมาย วัสดุประเภทใหม่นี้มีคุณสมบัติที่แตกต่างจากโลหะแข็ง ทำให้เป็นตัวเลือกที่น่าสนใจสำหรับการประยุกต์ใช้เทคโนโลยีในหลากหลายสาขา วัสดุเหล่านี้มีคุณสมบัติที่สำคัญบางประการ: (i) ความเหนียวเชิงกลสูงและความแข็งแรงผลผลิต (ii) การซึมผ่านแม่เหล็กสูง (iii) การบังคับแม่เหล็กต่ำ (iv) ความต้านทานการกัดกร่อนที่ผิดปกติ (v) อิสระจากอุณหภูมิ การนำไฟฟ้า 6.7
การผสมโลหะผสมเชิงกล (MA)1,8 เป็นวิธีการที่ค่อนข้างใหม่ ซึ่งศาสตราจารย์ KK Kok และเพื่อนร่วมงานของเขาแนะนำครั้งแรกในปี 19839 พวกเขาผลิตผง Ni60Nb40 แบบอสัณฐานโดยการบดส่วนผสมของธาตุบริสุทธิ์ที่อุณหภูมิแวดล้อมใกล้เคียงกับอุณหภูมิห้อง โดยปกติ ปฏิกิริยา MA จะเกิดขึ้นระหว่างการเชื่อมแบบแพร่กระจายของผงสารตั้งต้นในเครื่องปฏิกรณ์ ซึ่งมักทำด้วยสเตนเลสสตีล เข้ากับเครื่องบดแบบลูกบอล 10 (รูปที่ 1a, b) ตั้งแต่นั้นมา วิธีการเกิดปฏิกิริยาของแข็งที่เหนี่ยวนำด้วยกลไกนี้ถูกนำมาใช้ในการเตรียมผงโลหะผสมแก้วแบบอสัณฐาน/โลหะใหม่โดยใช้เครื่องบดแบบลูกบอลและเครื่องบดแบบแท่งพลังงานต่ำ (รูปที่ 1c) และพลังงานสูง11,12,13,14,15,16 โดยเฉพาะอย่างยิ่งวิธีนี้ถูกนำมาใช้ในการเตรียมระบบที่ไม่สามารถผสมกันได้ เช่น Cu-Ta17 เช่นเดียวกับโลหะผสมที่มีจุดหลอมเหลวสูง เช่น โลหะทรานซิชัน Al (TM, Zr, Hf, Nb และ Ta)18,19 และระบบ Fe-W20 ซึ่งไม่สามารถได้รับโดยใช้วิธีการปรุงอาหารแบบธรรมดา นอกจากนี้ MA ยังถือเป็นเครื่องมือทางนาโนเทคโนโลยีที่ทรงพลังที่สุดอย่างหนึ่งสำหรับการผลิตอนุภาคผงผลึกระดับนาโนและนาโนคอมโพสิตของออกไซด์ของโลหะ คาร์ไบด์ ไนไตรด์ ไฮไดรด์ นาโนท่อคาร์บอน นาโนไดมอนด์ ในระดับอุตสาหกรรม ตลอดจนการทำให้เสถียรในวงกว้างโดยใช้วิธีการจากบนลงล่าง 1 และขั้นตอนที่ไม่เสถียร
แผนผังแสดงวิธีการผลิตที่ใช้ในการเตรียมการเคลือบแก้วโลหะ Cu50(Zr50-xNix)/SUS 304 ในการศึกษานี้ (ก) การเตรียมผงโลหะผสม MC ที่มี Ni x (x; 10, 20, 30 และ 40 at.%) ในปริมาณต่างๆ โดยใช้วิธีการบดด้วยลูกบอลพลังงานต่ำ (ก) โหลดวัสดุเริ่มต้นลงในกระบอกสูบเครื่องมือพร้อมกับลูกบอลเหล็กกล้าเครื่องมือ และ (ข) ปิดผนึกในกล่องถุงมือที่เต็มไปด้วยฮีเลียม (ค) แบบจำลองโปร่งใสของภาชนะบดที่แสดงการเคลื่อนไหวของลูกบอลระหว่างการบด ผลิตภัณฑ์ผงสุดท้ายที่ได้หลังจากผ่านไป 50 ชั่วโมงจะถูกใช้ในการพ่นเคลือบเย็นบนพื้นผิว SUS 304 (ง)
เมื่อพูดถึงพื้นผิวของวัสดุจำนวนมาก (สารตั้งต้น) วิศวกรรมพื้นผิวเกี่ยวข้องกับการออกแบบและปรับเปลี่ยนพื้นผิว (สารตั้งต้น) เพื่อให้ได้คุณสมบัติทางกายภาพ เคมี และเทคนิคบางประการที่ไม่มีอยู่ในวัสดุจำนวนมากเดิม คุณสมบัติบางอย่างที่สามารถปรับปรุงได้อย่างมีประสิทธิภาพผ่านการบำบัดพื้นผิว ได้แก่ การสึกกร่อน ความต้านทานต่อการเกิดออกซิเดชันและการกัดกร่อน ค่าสัมประสิทธิ์แรงเสียดทาน ความเฉื่อยทางชีวภาพ คุณสมบัติทางไฟฟ้า และฉนวนกันความร้อน เป็นต้น คุณภาพของพื้นผิวสามารถปรับปรุงได้โดยใช้วิธีการทางโลหะวิทยา กลไก หรือเคมี ในฐานะกระบวนการที่รู้จักกันดี การเคลือบนั้นถูกกำหนดให้เป็นเพียงชั้นวัสดุหนึ่งชั้นหรือมากกว่านั้นที่ทาลงบนพื้นผิวของวัตถุจำนวนมาก (สารตั้งต้น) ที่ทำจากวัสดุอื่นโดยเทียม ดังนั้น การเคลือบจึงถูกนำมาใช้บางส่วนเพื่อให้ได้คุณสมบัติทางเทคนิคหรือการตกแต่งตามต้องการ ตลอดจนเพื่อปกป้องวัสดุจากปฏิกิริยาทางเคมีและทางกายภาพที่คาดว่าจะเกิดขึ้นกับสิ่งแวดล้อม23
สามารถใช้เทคนิคและวิธีการต่างๆ มากมายในการเคลือบชั้นป้องกันที่เหมาะสมตั้งแต่ความหนาไม่กี่ไมโครเมตร (ต่ำกว่า 10-20 ไมโครเมตร) ไปจนถึงมากกว่า 30 ไมโครเมตรหรือแม้กระทั่งความหนาหลายมิลลิเมตร โดยทั่วไป กระบวนการเคลือบสามารถแบ่งได้เป็น 2 ประเภท ได้แก่ (i) วิธีการเคลือบแบบเปียก ได้แก่ การชุบด้วยไฟฟ้า การชุบด้วยไฟฟ้า และการชุบสังกะสีแบบจุ่มร้อน และ (ii) วิธีการเคลือบแบบแห้ง ได้แก่ การบัดกรี การเคลือบผิวแข็ง การสะสมไอทางกายภาพ (PVD) การสะสมไอทางเคมี (CVD) เทคนิคการพ่นความร้อน และล่าสุดคือเทคนิคการพ่นเย็น 24 (รูปที่ 1d)
ไบโอฟิล์มถูกกำหนดให้เป็นชุมชนจุลินทรีย์ที่ยึดติดกับพื้นผิวอย่างถาวรและล้อมรอบด้วยพอลิเมอร์นอกเซลล์ (EPS) ที่สร้างขึ้นเอง การก่อตัวของไบโอฟิล์มที่โตเต็มที่ในผิวเผินอาจนำไปสู่การสูญเสียที่สำคัญในหลายอุตสาหกรรม รวมถึงการแปรรูปอาหาร ระบบน้ำ และการดูแลสุขภาพ ในมนุษย์ การก่อตัวของไบโอฟิล์มทำให้การรักษาการติดเชื้อจุลินทรีย์มากกว่า 80% (รวมถึง Enterobacteriaceae และ Staphylococci) เป็นเรื่องยาก นอกจากนี้ ยังมีรายงานว่าไบโอฟิล์มที่โตเต็มที่นั้นต้านทานการรักษาด้วยยาปฏิชีวนะได้มากกว่าเซลล์แบคทีเรียแพลงก์ตอนถึง 1,000 เท่า ซึ่งถือเป็นความท้าทายทางการรักษาที่สำคัญ ในอดีต มีการใช้สารเคลือบพื้นผิวป้องกันจุลินทรีย์ที่ได้จากสารอินทรีย์ทั่วไป แม้ว่าสารดังกล่าวมักจะมีส่วนประกอบที่เป็นพิษซึ่งอาจเป็นอันตรายต่อมนุษย์ได้25,26 แต่สิ่งนี้สามารถช่วยหลีกเลี่ยงการแพร่กระจายของแบคทีเรียและการเสื่อมสภาพของวัสดุได้
ความต้านทานต่อการรักษาด้วยยาปฏิชีวนะที่แพร่หลายเนื่องจากการก่อตัวของไบโอฟิล์มทำให้มีความจำเป็นต้องพัฒนาพื้นผิวเคลือบเมมเบรนป้องกันจุลินทรีย์ที่มีประสิทธิภาพซึ่งสามารถใช้ได้อย่างปลอดภัย27 การพัฒนาพื้นผิวป้องกันการยึดเกาะทางกายภาพหรือทางเคมีที่เซลล์แบคทีเรียไม่สามารถจับและสร้างไบโอฟิล์มได้เนื่องจากการยึดเกาะเป็นแนวทางแรกในกระบวนการนี้27 เทคโนโลยีที่สองคือการพัฒนาสารเคลือบที่ส่งสารเคมีป้องกันจุลินทรีย์ไปยังจุดที่ต้องการได้อย่างแม่นยำในปริมาณที่เข้มข้นและเหมาะสม ซึ่งทำได้โดยการพัฒนาวัสดุเคลือบเฉพาะ เช่น กราฟีน/เจอร์เมเนียม28 เพชรดำ29 และสารเคลือบคาร์บอนคล้ายเพชรที่เจือด้วย ZnO30 ซึ่งสามารถต้านทานแบคทีเรียได้ ซึ่งเป็นเทคโนโลยีที่เพิ่มการเกิดพิษและความต้านทานสูงสุดเนื่องจากการก่อตัวของไบโอฟิล์ม นอกจากนี้ สารเคลือบที่มีสารเคมีฆ่าเชื้อซึ่งให้การปกป้องระยะยาวต่อการปนเปื้อนของแบคทีเรียก็ได้รับความนิยมเพิ่มมากขึ้นเรื่อยๆ แม้ว่าทั้งสามขั้นตอนจะสามารถออกฤทธิ์ต้านจุลินทรีย์บนพื้นผิวเคลือบได้ แต่แต่ละขั้นตอนก็มีข้อจำกัดของตัวเองที่ควรพิจารณาเมื่อพัฒนากลยุทธ์การใช้งาน
ผลิตภัณฑ์ที่อยู่ในตลาดปัจจุบันถูกขัดขวางด้วยการขาดเวลาในการวิเคราะห์และทดสอบสารเคลือบป้องกันสำหรับส่วนผสมที่ออกฤทธิ์ทางชีวภาพ บริษัทต่างๆ อ้างว่าผลิตภัณฑ์ของตนจะมอบคุณสมบัติเชิงหน้าที่ที่ผู้ใช้ต้องการ อย่างไรก็ตาม สิ่งนี้กลายเป็นอุปสรรคต่อความสำเร็จของผลิตภัณฑ์ที่อยู่ในตลาดปัจจุบัน สารประกอบที่ได้จากเงินถูกนำมาใช้ในสารต้านจุลชีพส่วนใหญ่ที่มีจำหน่ายในปัจจุบัน ผลิตภัณฑ์เหล่านี้ได้รับการออกแบบมาเพื่อปกป้องผู้ใช้จากการสัมผัสจุลินทรีย์ที่อาจก่อให้เกิดอันตรายได้ ผลของสารต้านจุลชีพที่ล่าช้าและความเป็นพิษที่เกี่ยวข้องของสารประกอบเงินเพิ่มแรงกดดันให้บรรดานักวิจัยพัฒนาทางเลือกที่เป็นอันตรายน้อยกว่า36,37 การสร้างสารเคลือบป้องกันจุลินทรีย์ทั่วโลกที่ทำงานจากภายในสู่ภายนอกยังคงเป็นความท้าทาย ซึ่งมาพร้อมกับความเสี่ยงต่อสุขภาพและความปลอดภัยที่เกี่ยวข้อง การค้นพบสารต้านจุลชีพที่เป็นอันตรายต่อมนุษย์น้อยกว่าและคิดหาวิธีผสมสารดังกล่าวลงในสารเคลือบที่มีอายุการเก็บรักษาที่ยาวนานขึ้นเป็นเป้าหมายที่ทุกคนใฝ่ฝัน38 วัสดุต้านจุลชีพและสารต้านไบโอฟิล์มล่าสุดได้รับการออกแบบมาเพื่อฆ่าแบคทีเรียในระยะใกล้ไม่ว่าจะโดยการสัมผัสโดยตรงหรือหลังจากปล่อยสารออกฤทธิ์ พวกเขาสามารถทำได้โดยการยับยั้งการยึดเกาะเบื้องต้นของแบคทีเรีย (รวมถึงการป้องกันการก่อตัวของชั้นโปรตีนบนพื้นผิว) หรือโดยการฆ่าแบคทีเรียโดยการแทรกแซงผนังเซลล์
โดยพื้นฐานแล้ว การเคลือบผิวคือกระบวนการทาชั้นอื่นบนพื้นผิวของส่วนประกอบเพื่อปรับปรุงคุณลักษณะของพื้นผิว จุดประสงค์ของการเคลือบผิวคือการเปลี่ยนแปลงโครงสร้างจุลภาคและ/หรือองค์ประกอบของบริเวณใกล้พื้นผิวของส่วนประกอบ39 วิธีการเคลือบผิวสามารถแบ่งออกได้เป็นวิธีการต่างๆ ซึ่งสรุปไว้ในรูปที่ 2a การเคลือบผิวสามารถแบ่งออกได้เป็นประเภทความร้อน เคมี ฟิสิกส์ และไฟฟ้าเคมี ขึ้นอยู่กับวิธีการที่ใช้ในการสร้างการเคลือบผิว
(ก) ภาพแทรกที่แสดงเทคนิคการผลิตพื้นผิวหลัก และ (ข) ข้อดีและข้อเสียที่เลือกของวิธีการพ่นแบบเย็น
เทคโนโลยีการพ่นเย็นมีความคล้ายคลึงกับเทคนิคการพ่นความร้อนแบบดั้งเดิมมาก อย่างไรก็ตาม ยังมีคุณสมบัติพื้นฐานที่สำคัญบางประการที่ทำให้กระบวนการพ่นเย็นและวัสดุการพ่นเย็นมีความพิเศษเฉพาะตัว เทคโนโลยีการพ่นเย็นยังอยู่ในช่วงเริ่มต้น แต่มีอนาคตที่สดใส ในบางกรณี คุณสมบัติเฉพาะของการพ่นเย็นให้ประโยชน์มากมาย โดยเอาชนะข้อจำกัดของเทคนิคการพ่นความร้อนแบบเดิมได้ เทคโนโลยีนี้เอาชนะข้อจำกัดที่สำคัญของเทคโนโลยีการพ่นความร้อนแบบดั้งเดิม ซึ่งผงจะต้องถูกหลอมละลายก่อนจึงจะเคลือบบนพื้นผิวได้ เห็นได้ชัดว่ากระบวนการเคลือบแบบดั้งเดิมนี้ไม่เหมาะสำหรับวัสดุที่ไวต่ออุณหภูมิมาก เช่น นาโนคริสตัล นาโนอนุภาค แก้วอสัณฐานและโลหะ40, 41, 42 นอกจากนี้ วัสดุเคลือบการพ่นความร้อนยังมีรูพรุนและออกไซด์ในระดับสูงเสมอ เทคโนโลยีการพ่นเย็นมีข้อได้เปรียบที่สำคัญหลายประการเหนือเทคโนโลยีการพ่นความร้อน เช่น (i) การให้ความร้อนกับพื้นผิวน้อยที่สุด (ii) ความยืดหยุ่นในการเลือกการเคลือบพื้นผิว (iii) ไม่มีการเปลี่ยนแปลงเฟสและการเติบโตของเมล็ดพืช (iv) ความแข็งแรงในการยึดเกาะสูง1 .39 (รูปที่ 2b) นอกจากนี้ วัสดุเคลือบแบบพ่นเย็นยังมีคุณสมบัติต้านทานการกัดกร่อนสูง มีความแข็งแรงและความแข็งสูง มีสภาพนำไฟฟ้าสูง และมีความหนาแน่นสูง41 แม้ว่ากระบวนการพ่นเย็นจะมีข้อดี แต่ยังคงมีข้อเสียอยู่บ้าง ดังแสดงในรูปที่ 2b เมื่อเคลือบผงเซรามิกบริสุทธิ์ เช่น Al2O3, TiO2, ZrO2, WC เป็นต้น จะไม่สามารถใช้วิธีการพ่นเย็นได้ ในทางกลับกัน ผงเซรามิก/โลหะคอมโพสิตสามารถใช้เป็นวัตถุดิบสำหรับการเคลือบได้ วิธีการพ่นความร้อนอื่นๆ ก็เช่นเดียวกัน พื้นผิวและภายในท่อที่ยากต่อการพ่นยังคงยาก
เมื่อพิจารณาว่างานปัจจุบันมุ่งเน้นไปที่การใช้ผงโลหะแก้วเป็นวัสดุเริ่มต้นสำหรับการเคลือบ ชัดเจนว่าไม่สามารถใช้การพ่นความร้อนแบบธรรมดาเพื่อจุดประสงค์นี้ เนื่องจากผงโลหะแก้วตกผลึกที่อุณหภูมิสูง1
เครื่องมือส่วนใหญ่ที่ใช้ในอุตสาหกรรมการแพทย์และอาหารทำจากโลหะผสมสเตนเลสออสเทนนิติก (SUS316 และ SUS304) ที่มีปริมาณโครเมียม 12 ถึง 20% สำหรับการผลิตเครื่องมือผ่าตัด โดยทั่วไปแล้วเป็นที่ยอมรับว่าการใช้โลหะโครเมียมเป็นองค์ประกอบโลหะผสมในโลหะผสมเหล็กสามารถปรับปรุงความต้านทานการกัดกร่อนของโลหะผสมเหล็กมาตรฐานได้อย่างมีนัยสำคัญ โลหะผสมสเตนเลสแม้จะมีความต้านทานการกัดกร่อนสูง แต่ก็ไม่มีคุณสมบัติต้านจุลชีพที่สำคัญ38,39 ซึ่งแตกต่างจากความต้านทานการกัดกร่อนสูง หลังจากนั้น เป็นไปได้ที่จะคาดการณ์การพัฒนาของการติดเชื้อและการอักเสบ ซึ่งส่วนใหญ่เกิดจากการยึดเกาะของแบคทีเรียและการตั้งรกรากบนพื้นผิวของไบโอแมทีเรียลสเตนเลส อาจเกิดปัญหาที่สำคัญเนื่องจากปัญหาที่สำคัญที่เกี่ยวข้องกับการยึดเกาะของแบคทีเรียและเส้นทางการก่อตัวของไบโอฟิล์ม ซึ่งอาจนำไปสู่สุขภาพที่ไม่ดี ซึ่งอาจส่งผลตามมาหลายประการที่ส่งผลโดยตรงหรือโดยอ้อมต่อสุขภาพของมนุษย์
การศึกษาครั้งนี้เป็นขั้นตอนแรกของโครงการที่ได้รับทุนจากมูลนิธิคูเวตเพื่อความก้าวหน้าทางวิทยาศาสตร์ (KFAS) สัญญาหมายเลข 2010-550401 เพื่อศึกษาความเป็นไปได้ในการผลิตผงเทอร์นารีโลหะแก้ว Cu-Zr-Ni โดยใช้เทคโนโลยี MA (ตาราง) 1) เพื่อผลิตฟิล์ม/สารเคลือบป้องกันพื้นผิวป้องกันแบคทีเรีย SUS304 ระยะที่สองของโครงการซึ่งกำหนดจะเริ่มในเดือนมกราคม 2023 จะศึกษาลักษณะการกัดกร่อนแบบกัลวานิกและคุณสมบัติเชิงกลของระบบอย่างละเอียด จะมีการทดสอบทางจุลชีววิทยาอย่างละเอียดสำหรับแบคทีเรียประเภทต่างๆ
บทความนี้จะกล่าวถึงผลกระทบของปริมาณโลหะผสม Zr ต่อความสามารถในการสร้างแก้ว (GFA) โดยพิจารณาจากลักษณะทางสัณฐานวิทยาและโครงสร้าง นอกจากนี้ ยังมีการกล่าวถึงคุณสมบัติต้านเชื้อแบคทีเรียของแก้วโลหะเคลือบผง/คอมโพสิต SUS304 อีกด้วย นอกจากนี้ ยังมีการดำเนินงานอย่างต่อเนื่องเพื่อตรวจสอบความเป็นไปได้ของการเปลี่ยนแปลงโครงสร้างของผงแก้วโลหะที่เกิดขึ้นระหว่างการพ่นเย็นในบริเวณของเหลวที่เย็นจัดของระบบแก้วโลหะที่ผลิตขึ้น โลหะผสมแก้วโลหะ Cu50Zr30Ni20 และ Cu50Zr20Ni30 ถูกใช้เป็นตัวอย่างในการศึกษาครั้งนี้
ส่วนนี้จะนำเสนอการเปลี่ยนแปลงทางสัณฐานวิทยาของผงของธาตุ Cu, Zr และ Ni ระหว่างการบดด้วยลูกกลิ้งพลังงานต่ำ โดยจะใช้ระบบที่แตกต่างกันสองระบบ ได้แก่ Cu50Zr20Ni30 และ Cu50Zr40Ni10 เป็นตัวอย่างประกอบ กระบวนการ MA สามารถแบ่งได้เป็นสามขั้นตอนแยกกัน ดังจะเห็นได้จากลักษณะทางโลหะวิทยาของผงที่ได้ในขั้นตอนการบด (รูปที่ 3)
ลักษณะทางโลหะวิทยาของผงโลหะผสมเชิงกล (MA) ที่ได้หลังจากบดด้วยลูกกลิ้งในขั้นตอนต่างๆ ภาพกล้องจุลทรรศน์อิเล็กตรอนแบบส่องกราดแบบปล่อยสนาม (FE-SEM) ของ MA และผง Cu50Zr40Ni10 ที่ได้หลังจากบดด้วยลูกกลิ้งพลังงานต่ำเป็นเวลา 3, 12 และ 50 ชั่วโมง แสดงใน (a), (c) และ (e) สำหรับระบบ Cu50Zr20Ni30 ในขณะที่ใช้ MA เดียวกัน ภาพที่สอดคล้องกันของระบบ Cu50Zr40Ni10 ที่ถ่ายหลังจากเวลาผ่านไป แสดงใน (b), (d) และ (f)
ในระหว่างการบดด้วยลูกบอล พลังงานจลน์ที่มีประสิทธิภาพที่สามารถถ่ายโอนไปยังผงโลหะได้นั้นได้รับผลกระทบจากการรวมกันของพารามิเตอร์ต่างๆ ดังแสดงในรูปที่ 1a ซึ่งรวมถึงการชนกันระหว่างลูกบอลและผง แรงอัดเฉือนของผงที่ติดอยู่ระหว่างหรือระหว่างตัวบด แรงกระแทกจากลูกบอลที่ตกลงมา แรงเฉือนและการสึกหรอที่เกิดจากการลากของผงระหว่างวัตถุที่เคลื่อนที่ในเครื่องบดด้วยลูกบอล และคลื่นกระแทกที่ผ่านลูกบอลที่ตกลงมาและแพร่กระจายผ่านวัฒนธรรมที่มีน้ำหนัก (รูปที่ 1a) Элементарные порошки Cu, Zr и Ni были сильно деформированы из-за холодной сварки на ранней стадии МА (3 ч), что привело к образованию крупных частиц порошка (> 1 мм в диаметре). ผง Cu, Zr และ Ni ที่เป็นธาตุได้รับการเปลี่ยนรูปอย่างรุนแรงเนื่องจากการเชื่อมเย็นในระยะเริ่มต้นของ MA (3 ชั่วโมง) ซึ่งส่งผลให้เกิดอนุภาคผงขนาดใหญ่ (> 1 มม. ในเส้นผ่านศูนย์กลาง)อนุภาคคอมโพสิตขนาดใหญ่เหล่านี้มีลักษณะเฉพาะคือการก่อตัวของชั้นหนาของธาตุโลหะผสม (Cu, Zr, Ni) ดังแสดงในรูปที่ 3a, b การเพิ่มเวลา MA เป็น 12 ชั่วโมง (ขั้นตอนกลาง) นำไปสู่การเพิ่มขึ้นของพลังงานจลน์ของเครื่องบดลูกบอลซึ่งนำไปสู่การสลายตัวของผงคอมโพสิตเป็นผงขนาดเล็กลง (น้อยกว่า 200 μm) ดังแสดงในรูปที่ 3c, city ในระยะนี้ แรงเฉือนที่ใช้จะนำไปสู่การสร้างพื้นผิวโลหะใหม่ที่มีชั้น Cu, Zr, Ni บางๆ ดังแสดงในรูปที่ 3c, d เป็นผลจากการบดชั้นที่อินเทอร์เฟซของเกล็ด ปฏิกิริยาของเฟสของแข็งเกิดขึ้นพร้อมกับการก่อตัวของเฟสใหม่
เมื่อถึงจุดสุดยอดของกระบวนการ MA (หลังจากผ่านไป 50 ชั่วโมง) จะสังเกตเห็นโลหะวิทยาของเกล็ดได้เล็กน้อย (รูปที่ 3e, f) และโลหะวิทยาของกระจกถูกสังเกตเห็นบนพื้นผิวที่ขัดเงาของผง ซึ่งหมายความว่ากระบวนการ MA เสร็จสมบูรณ์แล้ว และเฟสปฏิกิริยาเดี่ยวก็ถูกสร้างขึ้น องค์ประกอบธาตุของบริเวณที่ระบุในรูปที่ 3e (I, II, III), f, v, vi) ถูกกำหนดโดยใช้กล้องจุลทรรศน์อิเล็กตรอนแบบส่องกราดแบบปล่อยสนาม (FE-SEM) ร่วมกับสเปกโตรสโคปีรังสีเอกซ์แบบกระจายพลังงาน (EDS) (IV)
ในตาราง ความเข้มข้นของธาตุทั้ง 2 ของธาตุโลหะผสมจะแสดงเป็นเปอร์เซ็นต์ของมวลรวมของแต่ละภูมิภาคที่เลือกในรูปที่ 3e, f เมื่อเปรียบเทียบผลลัพธ์เหล่านี้กับองค์ประกอบเริ่มต้นของ Cu50Zr20Ni30 และ Cu50Zr40Ni10 ที่แสดงไว้ในตารางที่ 1 จะเห็นได้ว่าองค์ประกอบของผลิตภัณฑ์ขั้นสุดท้ายทั้งสองนี้ใกล้เคียงกับองค์ประกอบเริ่มต้นมาก นอกจากนี้ ค่าสัมพันธ์ของส่วนประกอบสำหรับภูมิภาคที่แสดงไว้ในรูปที่ 3e, f ยังไม่บ่งชี้ถึงการเสื่อมสภาพหรือความแตกต่างที่สำคัญในองค์ประกอบของแต่ละตัวอย่างจากภูมิภาคหนึ่งไปยังอีกภูมิภาคหนึ่ง ซึ่งจะเห็นได้จากข้อเท็จจริงที่ว่าไม่มีการเปลี่ยนแปลงในองค์ประกอบจากภูมิภาคหนึ่งไปยังอีกภูมิภาคหนึ่ง ซึ่งบ่งชี้ถึงการผลิตผงโลหะผสมที่สม่ำเสมอตามที่แสดงในตารางที่ 2
ภาพไมโครกราฟ FE-SEM ของผงผลิตภัณฑ์ขั้นสุดท้าย Cu50(Zr50-xNix) ได้หลังจากเวลา 50 MA ตามที่แสดงในรูปที่ 4a-d โดยที่ x คือ 10, 20, 30 และ 40 at.% ตามลำดับ หลังจากขั้นตอนการบดนี้ ผงจะรวมตัวกันเนื่องจากเอฟเฟกต์แวนเดอร์วาลส์ ซึ่งนำไปสู่การก่อตัวเป็นกลุ่มขนาดใหญ่ที่ประกอบด้วยอนุภาคขนาดเล็กมากที่มีเส้นผ่านศูนย์กลาง 73 ถึง 126 นาโนเมตร ตามที่แสดงในรูปที่ 4
ลักษณะทางสัณฐานวิทยาของผง Cu50(Zr50-xNix) ที่ได้หลังจากผ่าน MA เป็นเวลา 50 ชั่วโมง สำหรับระบบ Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30, Cu50Zr10Ni40 ภาพ FE-SEM ของผงที่ได้หลังจากผ่าน MA เป็นเวลา 50 ชั่วโมงจะแสดงใน (a), (b), (c) และ (d) ตามลำดับ
ก่อนจะโหลดผงลงในเครื่องป้อนแบบพ่นเย็น จะต้องทำการโซนิเคชั่นในเอธานอลเกรดวิเคราะห์ก่อนเป็นเวลา 15 นาที จากนั้นจึงทำให้แห้งที่อุณหภูมิ 150° C เป็นเวลา 2 ชั่วโมง ขั้นตอนนี้จำเป็นต้องดำเนินการเพื่อแก้ไขปัญหาการรวมตัวเป็นก้อนซึ่งมักก่อให้เกิดปัญหาร้ายแรงหลายประการในกระบวนการเคลือบ หลังจากกระบวนการ MA เสร็จสิ้นแล้ว จะทำการศึกษาเพิ่มเติมเพื่อตรวจสอบความเป็นเนื้อเดียวกันของผงโลหะผสม ในรูปที่ 5a–d แสดงภาพไมโครกราฟของ FE-SEM และภาพ EDS ที่เกี่ยวข้องขององค์ประกอบโลหะผสม Cu, Zr และ Ni ของโลหะผสม Cu50Zr30Ni20 ที่ถ่ายหลังจากเวลา M 50 ชั่วโมงตามลำดับ ควรสังเกตว่าผงโลหะผสมที่ได้หลังจากขั้นตอนนี้เป็นเนื้อเดียวกัน เนื่องจากไม่มีความผันผวนขององค์ประกอบใดๆ เกินกว่าระดับนาโนเมตร ดังที่แสดงในรูปที่ 5
สัณฐานวิทยาและการกระจายในท้องถิ่นของธาตุในผง MG Cu50Zr30Ni20 ที่ได้หลังจาก 50 MA โดย FE-SEM/Energy Dispersive X-ray Spectroscopy (EDS) (a) การถ่ายภาพ SEM และ X-ray EDS ของ (b) Cu-Kα, (c) Zr-Lα และ (d) Ni-Kα
รูปแบบการเลี้ยวเบนของรังสีเอกซ์ของผงโลหะผสม Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30 และ Cu50Zr20Ni30 ที่ได้จากการบ่มด้วยอุณหภูมิคงที่เป็นเวลา 50 ชั่วโมงนั้นแสดงไว้ในรูปที่ 6a–d ตามลำดับ หลังจากขั้นตอนการบดนี้ ตัวอย่างทั้งหมดที่มีความเข้มข้นของ Zr ต่างกันจะมีโครงสร้างอสัณฐานที่มีรูปแบบการแพร่กระจายของฮาโลอันเป็นลักษณะเฉพาะดังแสดงในรูปที่ 6
รูปแบบการเลี้ยวเบนของรังสีเอกซ์ของผง Cu50Zr40Ni10 (a), Cu50Zr30Ni20 (b), Cu50Zr20Ni30 (c) และ Cu50Zr20Ni30 (d) หลังจาก MA เป็นเวลา 50 ชั่วโมง สังเกตรูปแบบการแพร่กระจายแบบฮาโลในตัวอย่างทั้งหมดโดยไม่มีข้อยกเว้น ซึ่งบ่งชี้ถึงการก่อตัวของเฟสอสัณฐาน
กล้องจุลทรรศน์อิเล็กตรอนแบบส่องผ่านการปล่อยสนามความละเอียดสูง (FE-HRTEM) ถูกใช้เพื่อสังเกตการเปลี่ยนแปลงโครงสร้างและทำความเข้าใจโครงสร้างเฉพาะที่ของผงที่เกิดจากการบดด้วยลูกกลิ้งในเวลา MA ที่แตกต่างกัน ภาพของผงที่ได้จากวิธี FE-HRTEM หลังจากขั้นตอนแรก (6 ชั่วโมง) และขั้นตอนกลาง (18 ชั่วโมง) ของการบดผง Cu50Zr30Ni20 และ Cu50Zr40Ni10 จะแสดงในรูปที่ 7a ตามลำดับ ตามภาพสนามสว่าง (BFI) ของผงที่ได้หลังจาก MA 6 ชั่วโมง ผงประกอบด้วยเมล็ดขนาดใหญ่ที่มีขอบเขตที่กำหนดอย่างชัดเจนของธาตุ fcc-Cu, hcp-Zr และ fcc-Ni และไม่มีสัญญาณของการก่อตัวของเฟสปฏิกิริยา ดังที่แสดงในรูปที่ 7a นอกจากนี้ รูปแบบการเลี้ยวเบนพื้นที่ที่เลือกที่สัมพันธ์กัน (SADP) ที่นำมาจากบริเวณตรงกลาง (a) เผยให้เห็นรูปแบบการเลี้ยวเบนที่คมชัด (รูปที่ 7b) ซึ่งบ่งชี้ถึงการมีอยู่ของผลึกขนาดใหญ่ และการไม่มีเฟสที่เกิดปฏิกิริยา
ลักษณะโครงสร้างเฉพาะของผง MA ที่ได้หลังจากช่วงต้น (6 ชั่วโมง) และช่วงกลาง (18 ชั่วโมง) (ก) กล้องจุลทรรศน์อิเล็กตรอนแบบส่งผ่านการปล่อยสนามความละเอียดสูง (FE-HRTEM) และ (ข) กราฟการเลี้ยวเบนของพื้นที่ที่เลือกที่สอดคล้องกัน (SADP) ของผง Cu50Zr30Ni20 หลังจากการบำบัดด้วย MA เป็นเวลา 6 ชั่วโมง ภาพ FE-HRTEM ของ Cu50Zr40Ni10 ที่ได้หลังจากการบำบัดด้วย MA เป็นเวลา 18 ชั่วโมงแสดงใน (ค)
ดังแสดงในรูปที่ 7c การเพิ่มขึ้นของระยะเวลา MA เป็น 18 ชั่วโมงทำให้เกิดข้อบกพร่องของโครงตาข่ายที่ร้ายแรงร่วมกับการเสียรูปพลาสติก ในขั้นตอนกลางของกระบวนการ MA นี้ ข้อบกพร่องต่างๆ ปรากฏขึ้นในผง รวมถึงความผิดพลาดในการเรียงซ้อน ข้อบกพร่องของโครงตาข่าย และข้อบกพร่องจุด (รูปที่ 7) ข้อบกพร่องเหล่านี้ทำให้เมล็ดขนาดใหญ่แตกออกเป็นชิ้นเล็กชิ้นน้อยตามแนวขอบของเมล็ดเป็นเมล็ดย่อยที่มีขนาดเล็กกว่า 20 นาโนเมตร (รูปที่ 7c)
โครงสร้างเฉพาะที่ของผง Cu50Z30Ni20 ที่บดเป็นเวลา 36 ชั่วโมงของ MA มีลักษณะเฉพาะคือการก่อตัวของนาโนเกรนละเอียดฝังอยู่ในเมทริกซ์บางแบบอสัณฐาน ดังแสดงในรูปที่ 8a การวิเคราะห์ EMF เฉพาะที่แสดงให้เห็นว่านาโนคลัสเตอร์ที่แสดงในรูปที่ 8a เกี่ยวข้องกับผงโลหะผสม Cu, Zr และ Ni ที่ไม่ได้รับการบำบัด ปริมาณของ Cu ในเมทริกซ์จะแตกต่างกันไปตั้งแต่ ~32 at.% (โซนต่ำ) ถึง ~74 at.% (โซนเข้มข้น) ซึ่งบ่งชี้ถึงการก่อตัวของผลิตภัณฑ์ที่ไม่เป็นเนื้อเดียวกัน นอกจากนี้ SADP ที่สอดคล้องกันของผงที่ได้หลังจากการบดในขั้นตอนนี้แสดงให้เห็นวงแหวนเฟสอสัณฐานแบบการแพร่กระจายฮาโลปฐมภูมิและทุติยภูมิที่ทับซ้อนกันด้วยจุดแหลมที่เกี่ยวข้องกับธาตุโลหะผสมที่ไม่ได้รับการบำบัดเหล่านี้ ดังแสดงในรูปที่ 8b
คุณสมบัติโครงสร้างในระดับนาโนของผง Beyond 36 h-Cu50Zr30Ni20 (a) ภาพสนามสว่าง (BFI) และ (b) SADP ที่สอดคล้องกันของผง Cu50Zr30Ni20 ที่ได้หลังจากการบดเป็นเวลา 36 ชั่วโมง MA
เมื่อใกล้จะสิ้นสุดกระบวนการ MA (50 ชั่วโมง) ผง Cu50(Zr50-xNix), X, 10, 20, 30 และ 40 at.% โดยไม่มีข้อยกเว้น จะมีสัณฐานวิทยาแบบเขาวงกตของเฟสอะมอร์ฟัส ดังแสดงในรูปที่ . ไม่สามารถตรวจพบการเลี้ยวเบนจุดหรือรูปแบบวงแหวนที่คมชัดใน SADS ที่สอดคล้องกันของแต่ละองค์ประกอบ ซึ่งบ่งชี้ว่าไม่มีโลหะผลึกที่ไม่ได้รับการบำบัด แต่เป็นการก่อตัวของผงโลหะผสมอะมอร์ฟัส SADP ที่สัมพันธ์กันเหล่านี้ซึ่งแสดงรูปแบบการแพร่กระจายของฮาโลยังใช้เป็นหลักฐานสำหรับการพัฒนาเฟสอะมอร์ฟัสในวัสดุผลิตภัณฑ์ขั้นสุดท้ายอีกด้วย
โครงสร้างท้องถิ่นของผลิตภัณฑ์ขั้นสุดท้ายของระบบ Cu50 MS (Zr50-xNix) FE-HRTEM และรูปแบบการเลี้ยวเบนของนาโนบีมที่สัมพันธ์กัน (NBDP) ของ (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 และ (d) Cu50Zr10Ni40 ที่ได้หลังจาก 50 ชั่วโมงของ MA
การใช้แคลอรีเมตริแบบสแกนเชิงอนุพันธ์ เสถียรภาพทางความร้อนของอุณหภูมิเปลี่ยนผ่านของแก้ว (Tg) บริเวณของเหลวที่เย็นจัด (ΔTx) และอุณหภูมิการตกผลึก (Tx) ได้รับการศึกษาโดยขึ้นอยู่กับปริมาณของ Ni (x) ในระบบอะมอร์ฟัส Cu50(Zr50-xNix) คุณสมบัติ (DSC) ในการไหลของก๊าซฮีเลียม กราฟ DSC ของผงโลหะผสมอะมอร์ฟัส Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20 และ Cu50Zr10Ni40 ที่ได้หลังจาก MA เป็นเวลา 50 ชั่วโมง แสดงอยู่ในรูปที่ 10a, b, e ตามลำดับ ในขณะที่กราฟ DSC ของโลหะผสมอะมอร์ฟัส Cu50Zr20Ni30 แสดงแยกกันในรูปที่ 10 ศตวรรษที่ 10 ในขณะเดียวกัน ตัวอย่าง Cu50Zr30Ni20 ที่ถูกให้ความร้อนถึง ~700°C ใน DSC แสดงอยู่ในรูปที่ 10g
เสถียรภาพทางความร้อนของผง Cu50(Zr50-xNix) MG ที่ได้หลังจาก MA เป็นเวลา 50 ชั่วโมงนั้นถูกกำหนดโดยอุณหภูมิเปลี่ยนสถานะแก้ว (Tg) อุณหภูมิการตกผลึก (Tx) และบริเวณของเหลวที่เย็นจัด (ΔTx) เทอร์โมแกรมของผงโลหะผสม Cu50Zr40Ni10 (a), Cu50Zr30Ni20 (b), Cu50Zr20Ni30 (c) และ (e) Cu50Zr10Ni40 MG หลังจาก MA เป็นเวลา 50 ชั่วโมง รูปแบบการเลี้ยวเบนของรังสีเอกซ์ (XRD) ของตัวอย่าง Cu50Zr30Ni20 ที่ถูกให้ความร้อนถึง ~700°C ใน DSC แสดงใน (d)
ตามที่แสดงในรูปที่ 10 กราฟ DSC สำหรับองค์ประกอบทั้งหมดที่มีความเข้มข้นของนิกเกิลต่างกัน (x) แสดงถึงสองกรณีที่แตกต่างกัน กรณีหนึ่งเป็นแบบดูดความร้อน อีกกรณีเป็นแบบคายความร้อน เหตุการณ์ดูดความร้อนครั้งแรกสอดคล้องกับ Tg และเหตุการณ์ที่สองเกี่ยวข้องกับ Tx พื้นที่ช่วงแนวนอนที่อยู่ระหว่าง Tg และ Tx เรียกว่าพื้นที่ของเหลวที่เย็นลงเล็กน้อย (ΔTx = Tx – Tg) ผลลัพธ์แสดงให้เห็นว่า Tg และ Tx ของตัวอย่าง Cu50Zr40Ni10 (รูปที่ 10a) ที่อุณหภูมิ 526°C และ 612°C จะทำให้เนื้อหา (x) เปลี่ยนแปลงไปเป็น 20% ทางด้านอุณหภูมิต่ำที่ 482°C และ 563°C โดยที่เนื้อหา Ni เพิ่มขึ้น (x) ตามลำดับ ดังที่แสดงในรูปที่ 10b ดังนั้น ΔTx Cu50Zr40Ni10 จึงลดลงจาก 86°С (รูปที่ 10a) เป็น 81°С สำหรับ Cu50Zr30Ni20 (รูปที่ 10b) สำหรับโลหะผสม MC Cu50Zr40Ni10 ก็พบว่าค่า Tg, Tx และ ΔTx ลดลงเหลือระดับ 447°С, 526°С และ 79°С (รูปที่ 10b) ซึ่งบ่งชี้ว่าการเพิ่มขึ้นของปริมาณ Ni ส่งผลให้เสถียรภาพทางความร้อนของโลหะผสม MS ลดลง ในทางตรงกันข้าม ค่า Tg (507°C) ของโลหะผสม MC Cu50Zr20Ni30 ต่ำกว่าค่าของโลหะผสม MC Cu50Zr40Ni10 อย่างไรก็ตาม Tx แสดงค่าที่เทียบเคียงได้ (612°C) ดังนั้น ΔTx จึงมีค่าสูงกว่า (87°C) ดังแสดงในรูปที่ ศตวรรษที่ 10
ระบบ MC Cu50(Zr50-xNix) ซึ่งใช้โลหะผสม MC Cu50Zr20Ni30 เป็นตัวอย่าง จะตกผลึกผ่านจุดสูงสุดของการคายความร้อนที่แหลมคมจนกลายเป็นเฟสผลึก fcc-ZrCu5, เฟสผลึกออร์โธรอมบิก-Zr7Cu10 และเฟสผลึกออร์โธรอมบิก-ZrNi (รูปที่ 10c) การเปลี่ยนเฟสจากสถานะไม่มีรูปร่างเป็นผลึกนี้ได้รับการยืนยันโดยการวิเคราะห์การเลี้ยวเบนของรังสีเอกซ์ของตัวอย่าง MG (รูปที่ 10d) ซึ่งถูกให้ความร้อนถึง 700 °C ใน DSC
รูปที่ 11 แสดงภาพถ่ายที่ถ่ายระหว่างกระบวนการพ่นเย็นที่ดำเนินการในงานปัจจุบัน ในการศึกษานี้ อนุภาคผงโลหะแก้วที่สังเคราะห์หลังจาก MA เป็นเวลา 50 ชั่วโมง (โดยใช้ Cu50Zr20Ni30 เป็นตัวอย่าง) ถูกใช้เป็นวัตถุดิบต้านเชื้อแบคทีเรีย และแผ่นสแตนเลส (SUS304) ได้รับการเคลือบด้วยสเปรย์เย็น วิธีการพ่นเย็นได้รับการเลือกสำหรับการเคลือบในซีรีส์เทคโนโลยีการพ่นความร้อน เนื่องจากเป็นวิธีที่มีประสิทธิภาพมากที่สุดในซีรีส์เทคโนโลยีการพ่นความร้อน ซึ่งสามารถใช้กับวัสดุที่ไวต่อความร้อนที่ไม่เสถียร เช่น ผงอสัณฐานและผงผลึกนาโน ไม่ขึ้นอยู่กับการเปลี่ยนเฟส ซึ่งเป็นปัจจัยหลักในการเลือกวิธีนี้ กระบวนการสะสมแบบเย็นดำเนินการโดยใช้อนุภาคความเร็วสูงที่แปลงพลังงานจลน์ของอนุภาคให้เป็นการเสียรูปถาวร การเสียรูป และความร้อนเมื่อกระทบกับพื้นผิวหรืออนุภาคที่สะสมไว้ก่อนหน้านี้
ภาพถ่ายภาคสนามแสดงขั้นตอนการพ่นเย็นที่ใช้ในการเตรียม MG/SUS 304 ห้าครั้งติดต่อกันที่อุณหภูมิ 550°C
พลังงานจลน์ของอนุภาค รวมถึงโมเมนตัมของอนุภาคแต่ละอนุภาคในระหว่างการก่อตัวของสารเคลือบ จะต้องถูกแปลงเป็นพลังงานรูปแบบอื่นๆ ผ่านกลไกต่างๆ เช่น การเสียรูปพลาสติก (อนุภาคหลักและปฏิสัมพันธ์ระหว่างอนุภาคในเมทริกซ์และปฏิสัมพันธ์ของอนุภาค) ปมระหว่างอนุภาคของของแข็ง การหมุนระหว่างอนุภาค การเสียรูปและการจำกัดความร้อน 39 นอกจากนี้ หากพลังงานจลน์ที่เข้ามาไม่ได้ถูกแปลงเป็นพลังงานความร้อนและพลังงานการเสียรูปทั้งหมด ผลลัพธ์ที่ได้คือการชนแบบยืดหยุ่น ซึ่งหมายความว่าอนุภาคจะกระเด้งกลับหลังจากกระทบ มีการสังเกตพบว่าพลังงานการกระทบ 90% ที่กระทำกับวัสดุอนุภาค/พื้นผิวจะถูกแปลงเป็นความร้อนในพื้นที่ 40 นอกจากนี้ เมื่อใช้แรงกดจากการกระทบ จะทำให้ได้อัตราความเครียดพลาสติกสูงในบริเวณที่อนุภาค/พื้นผิวสัมผัสกันในเวลาอันสั้นมาก 41,42
โดยทั่วไปแล้วการเปลี่ยนรูปพลาสติกจะถือเป็นกระบวนการของการกระจายพลังงาน หรืออีกนัยหนึ่ง เป็นแหล่งความร้อนในบริเวณส่วนต่อประสาน อย่างไรก็ตาม การเพิ่มขึ้นของอุณหภูมิในบริเวณส่วนต่อประสานมักไม่เพียงพอต่อการเกิดการหลอมละลายของส่วนต่อประสานหรือการกระตุ้นการแพร่กระจายซึ่งกันและกันของอะตอมอย่างมีนัยสำคัญ ยังไม่มีสิ่งพิมพ์ใดที่ผู้เขียนทราบเกี่ยวกับผลของคุณสมบัติของผงโลหะแก้วเหล่านี้ต่อการยึดเกาะและการตกตะกอนของผงที่เกิดขึ้นเมื่อใช้เทคนิคการพ่นแบบเย็น
ค่า BFI ของผงโลหะผสม MG Cu50Zr20Ni30 สามารถดูได้ในรูปที่ 12a ซึ่งสะสมอยู่บนพื้นผิว SUS 304 (รูปที่ 11, 12b) ดังที่เห็นได้จากรูป ผงที่เคลือบยังคงโครงสร้างอะมอร์ฟัสเดิมไว้ เนื่องจากมีโครงสร้างเขาวงกตที่ละเอียดอ่อนโดยไม่มีลักษณะผลึกหรือข้อบกพร่องของโครงตาข่าย ในทางกลับกัน รูปภาพบ่งชี้ถึงการมีอยู่ของเฟสแปลกปลอม ซึ่งพิสูจน์ได้จากอนุภาคนาโนที่รวมอยู่ในเมทริกซ์ผงเคลือบ MG (รูปที่ 12a) รูปที่ 12c แสดงรูปแบบการเลี้ยวเบนของลำแสงนาโนที่มีดัชนี (NBDP) ที่เกี่ยวข้องกับบริเวณ I (รูปที่ 12a) ดังที่แสดงในรูปที่ 12c NBDP แสดงรูปแบบการแพร่กระจายฮาโลที่อ่อนแอของโครงสร้างอะมอร์ฟัสและอยู่ร่วมกับจุดแหลมที่สอดคล้องกับเฟส Zr2Ni เมตาเสถียรแบบลูกบาศก์ขนาดใหญ่ที่เป็นผลึกบวกกับเฟส CuO แบบเตตระโกนัล การก่อตัวของ CuO สามารถอธิบายได้จากการออกซิเดชันของผงเมื่อเคลื่อนตัวจากหัวฉีดของปืนฉีดพ่นไปยัง SUS 304 ในอากาศเปิดในกระแสเหนือเสียง ในทางกลับกัน การแยกตัวของผงโลหะแก้วทำให้เกิดเฟสลูกบาศก์ขนาดใหญ่หลังจากการพ่นเย็นที่อุณหภูมิ 550°C เป็นเวลา 30 นาที
(ก) ภาพ FE-HRTEM ของผง MG ที่สะสมบน (ข) สารตั้งต้น SUS 304 (ภาพแทรก) ดัชนี NBDP ของสัญลักษณ์รูปวงกลมที่แสดงใน (ก) จะแสดงใน (ค)
เพื่อทดสอบกลไกที่มีศักยภาพนี้สำหรับการก่อตัวของอนุภาคนาโน Zr2Ni ลูกบาศก์ขนาดใหญ่ จึงได้ทำการทดลองอิสระ ในการทดลองนี้ ผงจะถูกพ่นจากเครื่องพ่นละอองที่อุณหภูมิ 550°C ในทิศทางของพื้นผิว SUS 304 อย่างไรก็ตาม เพื่อตรวจสอบผลของการอบอ่อน ผงจะถูกนำออกจากแถบ SUS304 โดยเร็วที่สุด (ประมาณ 60 วินาที) ได้ทำการทดลองชุดอื่นอีกชุดหนึ่ง โดยนำผงออกจากพื้นผิวประมาณ 180 วินาทีหลังจากการใช้งาน
รูปที่ 13a,b แสดงภาพสนามมืด (DFI) ของวัสดุที่สปัตเตอร์สองชนิดที่ทับถมบนพื้นผิว SUS 304 เป็นเวลา 60 วินาทีและ 180 วินาทีตามลำดับ ภาพผงที่ทับถมเป็นเวลา 60 วินาทีไม่มีรายละเอียดทางสัณฐานวิทยา แสดงให้เห็นลักษณะไม่โดดเด่น (รูปที่ 13a) ซึ่งได้รับการยืนยันด้วย XRD ซึ่งแสดงให้เห็นว่าโครงสร้างโดยรวมของผงเหล่านี้เป็นแบบอะมอร์ฟัส ดังที่ระบุโดยค่าพีคของการเลี้ยวเบนปฐมภูมิและทุติยภูมิที่กว้างดังที่แสดงในรูปที่ 14a ซึ่งบ่งชี้ว่าไม่มีตะกอนที่เสถียรไม่เสถียร/มีโซเฟส ซึ่งผงยังคงโครงสร้างอะมอร์ฟัสเดิมเอาไว้ ในทางตรงกันข้าม ผงที่ทับถมที่อุณหภูมิเดียวกัน (550°C) แต่ทิ้งไว้บนพื้นผิวเป็นเวลา 180 วินาที แสดงให้เห็นการทับถมของเมล็ดขนาดนาโน ดังที่แสดงด้วยลูกศรในรูปที่ 13b