Proces formowania fazy TiAl3 w laminatach Al/Ti rozpoczyna się od nukleacji, gdzie reakcja chemiczna między Ti a Al na granicy Ti/Al jest energetycznie korzystna i prowadzi do powstania TiAl3 zgodnie z równaniem Ti + 3Al → TiAl3. W początkowym stadium szybkość tworzenia TiAl3 jest stała i przebiega w fazie stałej na styku metali. Następnie ziarna TiAl3 rosną, co powoduje zmniejszenie liczby atomów Al dostępnych na granicy Ti/TiAl3. Atomów Al przenikają przez szczeliny między cząstkami TiAl3, co prowadzi do rozpadu tych cząstek na powierzchni Ti. Jeśli dyfuzja Al w fazie TiAl3 jest wystarczająco szybka, tworzy się ciągła warstwa TiAl3 na powierzchni Ti. Napędza ją gradient stężenia i rekrystalizacja zdeformowanej mikrostruktury po walcowaniu. Dostateczna podaż atomów Al umożliwia ich reakcję z nowo odsłoniętą powierzchnią Ti, formując kolejne cząstki TiAl3.

Analizy SEM i TEM nie wykazały oddzielania się czystego Ti od rdzenia laminatu ani powstania strefy buforowej między Ti a TiAl3, co wskazuje, że dyfuzja Ti w Al przebiega wolniej niż odwrotnie. Nowo powstające cząstki wypychają wcześniej utworzone TiAl3 w kierunku warstwy Al. Przy długotrwałym wyżarzaniu całe czyste Ti reaguje z Al, tworząc charakterystyczny pierścień TiAl3. Ziarna TiAl3 z czasem stają się większe i bardziej rozrzucone.

W trakcie wyżarzania obecność cząstek międzymetalicznych TiAl3 poprawia jednocześnie plastyczność i wytrzymałość laminatu Al/Ti. Symulacje metodą elementów skończonych wykazały zmiany rozkładu odkształceń w laminacie w zależności od czasu wyżarzania. Przy krótkim czasie (6 godzin) występuje dużo pustek na granicy Ti/TiAl3, co sprzyja pękaniu i obniża wydłużenie oraz wytrzymałość. Po 12 godzinach liczba pustek maleje, a laminat osiąga maksymalną wytrzymałość i wydłużenie, przy czym odkształcenie jest najmniejsze spośród badanych próbek. Przy dalszym wydłużaniu czasu wyżarzania do 24 i 48 godzin dochodzi do eliminacji pustek i powstania charakterystycznego wzoru sieciowego w matrycy Al, co sprzyja rozkładowi ziaren i poprawia jednorodne wydłużenie. Jednak po bardzo długim wyżarzaniu (168 godzin) maksymalne odkształcenie wzrasta znacząco, a wytrzymałość i odporność na pękanie maleją z powodu braku umocnienia matrycy Al i łatwego propagowania pęknięć między cząstkami TiAl3.

Analiza mechanizmu pękania ujawniła, że przy krótkim wyżarzaniu (6 godzin) pęknięcia powstają pod kątem bliskim 45°, zgodnym z maksymalnym naprężeniem ścinającym według kryterium Treski, co sprzyja szybkiemu zniszczeniu. Po 12 godzinach kąt pęknięcia zmniejsza się do około 29°, co powoduje tępienie końcówki pęknięcia w matrycy Al i opóźnia pęknięcie, zwiększając plastyczność. Przy dalszym wydłużeniu czasu kąt pęknięcia lekko rośnie, co wiąże się ze spadkiem plastyczności, a po 168 godzinach kąt osiąga 37°, a pęknięcia szybko propagują się bez zatrzymania, co obniża trwałość materiału.

Wyżarzanie asymetrycznie walcowanych laminatów Al/Ti/Al w 873 K przez nawet 7 dni prowadzi do niezwykle wysokiej gęstości dyslokacji resztkowych w obszarze czystego Al, osiągając poziom 7,5 × 10^14 m^−2. Jest to wartość przewyższająca gęstość dyslokacji uzyskiwaną po niektórych ciężkich procesach plastycznych. Obserwacje mikroskopowe wykazały, że wraz ze wzrostem czasu wyżarzania maleje liczba pustek na granicach TiAl3/Al, jednak po 168 godzinach widoczna jest nieregularna, rozproszona masa dyslokacji wewnątrz ziarna Al, co jest nietypowe w porównaniu do zwykłego nagromadzenia dyslokacji przy granicach cząstek. Otoczenie cząstek TiAl3 w laminacie zawiera około 0,5% Ti w aluminium, co wskazuje na obecność atomów Ti w strefie wpływu.

W kontekście syntezy stopów Ti-Al, w zależności od temperatury obróbki mogą powstawać różne fazy międzymetaliczne, takie jak Ti3Al, TiAl, TiAl2 czy TiAl3. Przy temperaturach wyżarzania poniżej 923 K, w warstwie bogatej w Al, szybko tworzy się TiAl3. Zrozumienie mechanizmów dyfuzji atomów, kinetyki wzrostu fazy TiAl3 oraz ewolucji mikrostruktury podczas wyżarzania ma kluczowe znaczenie dla kontrolowania właściwości mechanicznych laminatów Al/Ti.

Ważne jest także uwzględnienie efektu Kirkendalla, który powoduje powstawanie pustek w wyniku różnicy molowych objętości reagentów oraz różnej prędkości dyfuzji Ti i Al. Zjawisko to wpływa na jakość połączenia międzywarstwowego i stabilność faz międzymetalicznych. Ponadto, anomalnie wysoka gęstość dyslokacji w strefie Al po długim wyżarzaniu może mieć kluczowe konsekwencje dla plastyczności i wytrzymałości laminatu, a jej kontrola wymaga uwzględnienia procesów rekrystalizacji i rozpraszania defektów w strukturze.

Podsumowując, sterowanie czasem i temperaturą wyżarzania pozwala na optymalizację struktury mikro- i nanoskali, eliminację defektów oraz poprawę równowagi między wytrzymałością a plastycznością laminatów Al/Ti. Wnikliwa analiza mechanizmów dyfuzji, reakcji międzymetalicznych oraz odkształceń umożliwia precyzyjne projektowanie materiałów o pożądanych właściwościach mechanicznych.

Jak zmienia się mikrostruktura laminatów Al/Mg-Li/Al podczas różnych procesów walcowania?

Obraz mikrostrukturalny wyżarzanego stopu LZ91 ujawnia typową strukturę dwufazową składającą się z fazy α-Mg równomiernie rozmieszczonej w osnowie β-Li. Faza α-Mg, będąca roztworem stałym Mg z rozpuszczonym Li o sieci krystalicznej heksagonalnie ścisło upakowanej (hcp), widoczna jest jako jasne "wyspy", natomiast faza β-Li – roztwór stały Li z Mg w sieci centrowanej przestrzennie (bcc) – przedstawia się jako obszary szare. Laminaty Al/Mg-Li, obserwowane w SEM, nie wykazują obecności pustek ani międzyfazowych związków międzymetalicznych (IMCs), a granice łączenia stają się faliste w miarę zwiększania redukcji walcowania, co ostatecznie prowadzi do powstania pasm ścinających.

Zastosowane różne kombinacje procesów walcowania – gorącego (HR), naprzemiennie gorącego i zimnego (HR+CR), gorącego z przerotem (HR+RTR), a także gorącego z dodatkowymi etapami walcowania (HR+HR1/HR2) – wpływają znacząco na ewolucję mikrostruktury warstwy Mg-Li. Obserwuje się różnice zarówno w morfologii faz, jak i ich proporcji objętościowych. Początkowy udział fazy α-Mg w nieprzetworzonym stopie wynosił 33,5%, podczas gdy po walcowaniu HR spadł nieznacznie do 32,3%, przy jednoczesnym rozciągnięciu tej fazy do postaci wydłużonych pasm o zmniejszonej grubości. Dalsze etapy walcowania HR+HR prowadzą do dalszego ścieńczenia fazy α-Mg, lecz bez zmian jej udziału objętościowego.

W przypadku procesu HR+RTR dochodzi do intensywnej przemiany fazowej indukowanej odkształceniem – faza β-Li ulega transformacji do α-Mg, co skutkuje znacznym wzrostem udziału objętościowego tej fazy, nawet do 73,1%. Natomiast w laminatach HR+CR transformacja fazowa jest słabsza – udział α-Mg rośnie umiarkowanie (do ok. 37,8%), lecz jej struktura ulega dalszemu rozciągnięciu do cienkich pasm o grubości nawet 1,2 µm.

Obrazy EBSD i IPF wskazują, że faza α-Mg w laminatach HR+RTR1 składa się z licznych, wydłużonych ziaren, natomiast w HR+CR1 dominują pojedyncze, drobne ziarna. Przejścia od granic niskokątowych (LAGBs) do wysokokątowych (HAGBs) są wyraźnie bardziej hamowane w HR+CR1 (udział LAGBs: 38,8%) niż w HR+RTR1 (18,6%), co sugeruje silniejsze hamowanie rekryształizacji dynamicznej i bardziej jednolity charakter odkształcenia w procesie walcowania na zimno.

Warstwy Al w obu typach laminatów (HR+RTR1 i HR+CR1) wykazują strukturę mieszaną – obecne są zarówno gruboziarniste, wydłużone ziarna, jak i drobne ziarna równoosiowe. Różnice w rozkładzie wielkości ziaren oraz kątach dezorientacji w warstwie Al pomiędzy ró

Jak wartość wyjścia wpływa na kompozycyjność programów?
Jakie znaczenie miały wróżby ptaków w starożytnym Rzymie i Celtach?
Jak międzynarodowe zespoły zarządzające wspierają wzrost zysków?
Jakie cechy histopatologiczne i kliniczne wyróżniają wybrane jednostki dermatologiczne i onkologiczne?