NÍZKOCYKLOVÁ ÚNAVA SUPERSLITIN INCONEL 713LC A INCONEL 792-5A PŘI TEPLOTÁCH 500 A 700 C

METAL 2008 13. –15. 5. 2008, Hradec nad Moravicí ___________________________________________________________________________

NÍZKOCYKLOVÁ ÚNAVA SUPERSLITIN INCONEL 713LC A INCONEL 792-5A PŘI TEPLOTÁCH 500 A 700 °C LOW CYCLE FATIGUE OF INCONEL 713LC AND INCONEL 792-5A SUPERALLOYS AT 500 AND 700 °C Martin Petreneca Karel Obrtlíka Jaroslav Poláka Karel Hrbáčekb Tomáš Krumla a

Ústav fyziky materiálů, AV ČR, v.v.i., Žižkova 22, 616 62 Brno,ČR, [email protected] b Velká Bíteš a.s., Vlkovská 279, 595 12, Velká Bíteš, ČR, [email protected]

Abstrakt Válcová zkušební tělesa litých polykrystalických niklových superslitin Inconel 713LC a Inconel 792-5A byla cyklicky zatěžována v režimu řízené deformace při teplotách 500 a 700 °C. Jsou dokumentovány strukturní charakteristiky obou materiálů včetně morfologie precipitátů γ´. Dislokační struktura ve vybraných vzorcích cyklovaných do lomu byla pozorována pomocí TEM s využitím techniky orientovaných fólií. Byly získány křivky cyklického zpevnění/změkčení, cyklické deformační křivky a křivky únavové životnosti. Průběh křivek cyklického zpevnění/změkčení závisí na teplotě a na amplitudě plastické deformace. Cyklické deformační křivky lze aproximovat mocninovou závislostí. Experimentální body křivek životnosti vyhovují Mansonovu-Coffinovu a Basquinovu zákonu. Charakteristiky cyklické napěťové odezvy a únavové životnosti stanovené při obou teplotách jsou porovnány a diskutovány v relaci ke strukturním parametrům a pozorovaným dislokačním strukturám studovaných superslitin. Abstract Cylindrical specimens of cast polycrystalline nickel base superalloys Inconel 713LC and Inconel 792-5A were cyclically strained under total strain control at 500 °C and at 700 °C. Structural characteristics and morphology of γ´ precipitates of both materials are documented. Dislocations structures were studied using transmission electron microscopy using technique of oriented foils in selected specimens cyclically strained up to failure. Cyclic hardening/softening curves, cyclic stress-strain curves, and fatigue life curves were obtained for both temperatures. Cyclic hardening/softening curves depend both on temperature and plastic strain amplitude. The cyclic stress-strain curves can be approximated by power law. Experimental points of fatigue life curves satisfy the Manson-Coffin and Basquin law. Stressstrain response and fatigue life characteristics are compared at both temperatures and discussed in relative to structural parameters and to dislocation structures of superalloys studied. 1. ÚVOD Niklové superslitiny Inconel 713LC a Inconel 792-5A jsou používány v leteckých i stacionárních turbínových motorech [1,2]. Tyto superslitiny jsou zvláště vhodné pro výrobu oběžných kol malých spalovacích turbin pro pomocné energetické jednotky v leteckém průmyslu. Lopatky oběžných kol jsou namáhány opakovanými elastickými a plastickými

1

METAL 2008 13. –15. 5. 2008, Hradec nad Moravicí ___________________________________________________________________________ deformacemi v důsledku teplotních gradientů vznikajících při startovacích popř. odstavovacích cyklech. Proto cyklické deformační křivky a křivky životnosti při nízkocyklové únavě jsou nezbytné materiálové charakteristiky potřebné při konstrukci těchto dílů. Inconel 713LC je široce používaný materiál s dobrými únavovými vlastnostmi [3-10] a relativně nízkým poměrem cena/výkon. Inconel 792-5A má lepší vlastnosti při vyšších teplotách, přičemž literární údaje o únavových vlastnostech jsou vzácné [11-15]. Přičemž porovnání únavových vlastností obou superslitin při teplotách 23 a 800 °C bylo provedeno v práci [16]. Cílem tohoto příspěvku je porovnat cyklickou napěťově-deformační odezvu, únavovou životnost a dislokační strukturu litých niklových superslitin Inconel 713LC a Inconel 792-5A při teplotách 500 a 700 °C. Práce je součástí komplexního projektu zaměřeného na studium nízkocyklové únavové odolnosti a její relace k vnitřní struktuře litých niklových superslitin až do teplot 900 °C [3-16] 2. EXPERIMENT 2.1. Superslitiny Inconel Lité polykrystalické niklové superslitiny Inconel 713LC (IN 713LC) a Inconel 792-5A (IN 792-5A) byly dodány PBS Velká Bíteš a.s. ve tvaru litých tyčí. Chemické složení materiálů je uvedeno v Tabulce 1. Obr. 1 uvádí dendritické strukturu přítomné ve střední části měrné oblasti zkušebního tělesa superslitiny IN 713LC. Struktura IN 713LC a IN 792-5A je tvořena hrubými zrny s dendritickou morfologií, karbidy, γ´/γ eutektiky a obsahuje řediny dosahující velikosti až 0,4 mm (IN 713LC) a 0,5 mm (IN 792-5A). Pomocí lineární průsečíkové metody byla určena střední velikost zrna 4,2 mm (IN 713LC) a 3 mm (IN 7925A) [3-16]. Tabulka 1. Chemické složení obou studovaných superslitin Inconel (hm. %). Table 1. Chemical compositions of both superalloys Inconel (in wt. %). IN \ Prvek

Cr

Mo

C

Co

W

Fe

Zr

Nb

Al

B

Ta

Ti

Ni

713LC

11,90 4,57 0,050 0,08

792-5A

12,28 1,81 0,078 8,87 4,1 0,16 0,031 0,10 3,36 0,015 4,12 3,98 Bal.

─ 0,19 0,010 1,96 5,75 0,013

─

0,70 Bal.

Po konvenčním lití superslitiny IN 713LC byly pozorovány γ´ precipitáty s krychlovou morfologií (obr. 2 (a)) a průměrnou délkou hrany 450 nm. Pomocí programu image analysis software Adaptive Contrast Control bylo ze snímku z TEM stanoveno 55 % objemový podíl γ´ precipitátů v γ matrici. Tepelné zpracování superslitiny IN 792-5A se skládalo z homogenizačního žíhání při 1 120 ± 5 °C / 4 hod, ochlazení zrychleným proudem vzduchu, rozpouštěcím žíhání při 1 080 ± 5 °C / 4 hod, ochlazení na klidném vzduchu a finální Obr. 1. Makrostruktura superslitiny IN 713LC vytvrzování při 845 ± 5°C / 24 hod pozorována ve střední části zkušebního tělesa s ochlazením na klidném vzduchu. uprostřed měrná část 12 mm (SM). Po tomto tepelném zpracování Fig. 1. Macrostructure of superalloys IN 713LC byly v tuhém roztoku γ zjištěny observed in the middle part of specimen – gauge length precipitáty γ´ dvojího druhu. A to in the centre (LM). 2

METAL 2008 13. –15. 5. 2008, Hradec nad Moravicí ___________________________________________________________________________ precipitáty γ´s kulovitým tvarem dosahujícím průměru 190 nm a precipitáty γ´s téměř krychlovou morfologií mající průměrnou délku hrany 630 nm (obr. 2 (b)). Z pozorování TEM bylo určeno, že objemový podíl γ´ precipitátů v γ matrici je 68 %.

(b)

(a)

Obr. 2. Mikrostruktura superslitin (a) IN 713LC ve světlém poli a (b) IN 792-5A v tmavém poli (TEM). Fig. 2. Microstructure of superalloys (a) IN 713LC in bright field and (b) IN 792-5A in the dark field (TEM). 2.2. Únavové zkoušky Zkoušky nízkocyklové únavy byly provedeny na válcových zkušebních tělesech se zesílenými konci pro upnutí (obr. 3) s měrnou délkou 15 mm a průměrem 6 mm. Osa zkušebního tělesa byla rovnoběžná s osou tyče. Zatěžování probíhalo na počítačem řízeném elektrohydraulickém pulsátoru MTS 810 v symetrickém tahu–tlaku v režimu řízení celkové deformace. Byly udržovány konstantní hodnoty amplitudy celkové deformace εa v rozsahu 0,22 až 1,2 % a konstantní rychlost deformace 2·10-3 s-1. Deformace byla měřena a kontrolována citlivým axiálním extenzometrem s měrnou délkou 12 mm. Únavové zkoušky byly provedeny při teplotách 500 a 700 °C v laboratorní atmosféře. V průběhu cyklického zatěžování zkušebních těles byly pro vybrané počty cyklů, tvořící přibližně geometrickou posloupnost (10 hodnot na dekádu), měřeny extrémní hodnoty deformace i napětí a digitálně zaznamenávány hysterézní smyčky. Ze zaznamenaných dat pak bylo možno vyhodnotit velikost amplitudy napětí, střední napětí a amplitudy plastické deformace. Ta byla stanovena jako polovina šířky hysterezní smyčky pro hladinu středního napětí [9]. U jednotlivých vzorků zatěžovaných při teplotě 500 °C ležely hodnoty modulů pružnosti při odlehčení z tahu v intervalu 153 až 208 GPa (IN 792-5A). Příklad modulů naměřených při 700 °C u IN 792-5A byl v rozsahu 159 až 190 GPa. Kritérium ukončení zkoušky byl volen jako pokles poměru středního napětí k amplitudě napětí na hodnotu –0,3, což odpovídalo únavové trhlině rozšířené přibližně na polovinu průřezu zkušebního tělesa. Počet cyklů do lomu byl stanoven jako počet Obr. 3. Tvar a rozměry uběhlých cyklů v okamžiku splnění zvoleného kritéria nebo v okamžiku lomu pokud nastal před dosažením kritéria ukončení zkušebních těles. zkoušky. Pro zkoušky nízkocyklové únavy na dané teplotě bylo Fig. 3. Shape and použito 8 až 10 vzorků s životností v intervalu 50 až 105 cyklů do dimensions of a lomu [9]. specimen.

3

METAL 2008 13. –15. 5. 2008, Hradec nad Moravicí ___________________________________________________________________________ 2.3. Pozorování pomocí TEM Vnitřní dislokační struktura byla pozorována pomocí transmisního elektronového mikroskopu (TEM) PHILIPS CM-12 pracujícího s urychlovacím napětím 120 kV vybaveného dvounáklonovým držákem a digitální kamerou MegaView II. Využití techniky orientovaných fólií [17] a použití bodové difrakce a Kikuchiho linií umožnilo stanovení orientace pozorovaných zrn (polohu osy zatěžování S.A. a roviny fólie F.P.). Byly vzaty zkušební tyče cyklované s největšími εa až do lomu od každé superslitiny při studovaných teplotách vyjma IN 792-5A při 500 °C. Příprava orientovaných fólií byla následující. Elektrojiskrovou řezačkou byly odřezány plátky o tloušťce cca 0,6 mm a to podélné s osou vzorku nebo svírající s osou vzorku 45°. Plátky byly mechanicky broušeny pod vodou brusnými papíry na tloušťku ~ 0,08 mm. Orientované fólie byly vyseknuty s přesnou informací o orientaci osy vzorku a elektrochemicky ztenčeny na přístroji TENUPOL v elektrolytu složeném z 10% HClO4 a 90%CH3COOH při napětí 90V a teplotě 14 °C [12]. Aby bylo možné získat představu o prostorovém vzhledu dislokačních struktur metodou TEM, musí se velmi pečlivě stanovit F.P. a vybrat taková zrna u nichž je rovina folie (rovina řezu) blízká k jedné ze tří významných krystalografickým rovin jak je ukázáno na obr. 4. Rovina řezu A je primární skluzová rovina (111) obsahující primární Burgersův vektor b [ 1 0 1 ]. Rovina řezu B ( 1 01 ) je rovina kolmá na primární skluzovou rovinu a současně je kolmá i na primární b. Rovina řezu C (121) je opět Obr. 4. Schéma vzájemné rovina kolmá na primární skluzovou rovinu ale obsahující orientace významných rovin primární b. Neméně důležitá je znalost orientace daného zrna vůči působícímu cyklickému osovému zatěžování, tedy řezu (rovin fólie). Fig. 4. The scheme of mutual stanovení osy zatěžování S.A., neboť je nutné znát mechanické podmínky skluzu pro danou orientaci zrna. S.A. je vynášena orientation significant v základním stereografickém trojúhelníku [001], [ 1 11 ], [011]. crystallographic plans. 3. VÝSLEDKY 3.1. Cyklická napěťově – deformační odezva Amplituda napětí σa, zaznamenaná při cyklování s vybranými konstantními amplitudami celkové deformace εa, v závislosti na počtu cyklů N pro obě teploty a superslitiny je uvedena na obr. 5. Průběh těchto křivek zpevnění/změkčení se mění s amplitudou zatěžování, teplotou a typem superslitiny. Oblast s nejnižšími amplitudami celkové deformace je charakterizována saturovaným chováním až do lomu [3,4,6,9,10,12-15]. V oblasti vysokých amplitud zatěžování (obr. 5.) je pozorován značný vliv teploty na napěťovou odezvu obou superslitin. Cyklováním na teplotě 500 °C docházelo k dlouhodobému cyklickému zpevnění až do lomu u obou superslitin. Při zatěžování při 700 °C bylo cyklické zpevnění následováno saturací či tendencí ke cyklickému změkčení až do konce únavového života [3,6,10]. V případě IN 713LC bylo cyklické zpevnění, při obou teplotách, mnohém výraznější než u IN 792-5A. Cyklická plastická odezva je uvedena na obr. 6 ve tvaru závislosti amplitudy napětí σa na amplitudě plastické deformace εap stanovené v polovině životnosti pro obě superslitiny a teploty. Takto stanovené cyklické deformační křivky (CDK) jsou znázorněny na obr. 6 v logaritmické reprezentaci. Experimentálními hodnotami byla proložena mocninná závislost n´ σ a = K´ (ε ap ) ve tvaru log σ a = log K´ + n´ log ε ap .

(1) 4

METAL 2008 13. –15. 5. 2008, Hradec nad Moravicí ___________________________________________________________________________ 900

800

εa=0,5% εa=0,48%

700

σa [MPa]

σa [MPa]

750

εa=0,4%

700 700°C 500°C 700°C 500°C

650

600

100

IN 792-5A IN 713LC IN 792-5A IN 713LC

500°C 500°C 700°C 700°C

800

101

IN792-5A IN792-5A IN713LC IN713LC

102

600

500

103

N

400

-6

1x10

Obr. 5. Vybrané křivky cyklického zpevnění/změkčení obou superslitin a teplot. Fig. 5. Selected cyclic hardening/softening curves of both superalloys and temperatures.

-5

1x10

-4

1x10

-3

1x10

-2

1x10

εap

Obr. 6. CDK obou superslitin při dvou teplotách. Fig. 6. CSSC of both superalloys at temperatures.

Koeficienty cyklického zpevnění K′ a exponenty cyklického zpevnění n′ byly stanoveny lineární regresní analýzou a jsou uvedeny v Tabulce 2 pro obě superslitiny a teploty. Jak je vidět z obr. 6 a Tabulky 2, závisí CDK silně na teplotě a na typu superslitiny s výjimkou údajů pro teplotu 700 °C. Při teplotě 500 °C je cyklická napěťově-deformační odezva u superslitiny IN 792-5A nepatrně vyšší než u superslitiny IN 713LC. Při 700 °C jsou hodnoty koeficientů cyklického zpevnění K′ a exponenty cyklického zpevnění n′ stejné pro obě superslitiny – viz. Tabulka 2 a obr. 6.

Tabulka 2. Parametry cyklické deformační křivky a Mansonovy-Coffinovy a Basquinovy křivky životnosti. Table 2. Parameters of cyclic stress-strain, Manson-Coffin and Basquin curves. Teplota 500 °C 700 °C

Superslitina

K´ [MPa]

n´

ε f´

c

σ f´ [MPa]

b

IN 713LC IN 792-5A IN 713LC IN 792-5A

1 317 1 661 2 086 2 081

0,079 0,103 0,134 0,136

2,298 0,692 0,134 0,133

-1,328 -1,172 -0,963 -0,906

1 468 1 622 1 569 1 565

-0,112 -0,123 -0,131 -0,122

3.2. Křivky únavové životnosti Křivky únavová životnosti obou superslitin jsou znázorněna v logaritmických souřadnicích na obr. 7 a 8 pro obě teploty. Na obr. 7 jsou závislosti amplitud plastické deformace εap stanovené v polovině života na počtů cyklů do lomu Nf. Těmito experimentálními daty byl proložen Mansonův–Coffinův zákon ε ap = ε f´ (2 N f ) c ve tvaru 1 1 log (2 N f ) =   log ε ap −  log ε ´f . c c

(2)

5

METAL 2008 13. –15. 5. 2008, Hradec nad Moravicí ___________________________________________________________________________ Koeficienty cyklické tažnosti ε f' a exponenty cyklické tažnosti c byly stanoveny lineární regresní analýzou a jsou uvedeny v Tabulce 2 pro obě superslitiny a teploty. MansonovyCoffinovy křivky jsou závislé na teplotě (viz obr. 7) - u teploty 500 °C je křivka strmější. V rozmezí experimentálního rozptylu, v rámci dané teploty, jsou křivky blízko sebe s výjimkou údajů pro teplotu 700 °C kdy křivka superslitiny IN 792-5A je výše položená. -2

900

1x10

-3

1x10

700

-4

1x10

600

500

-5

1x10

-6

1x10

IN 792-5A IN 713LC IN 792-5A IN 713LC

500°C 500°C 700°C 700°C

800

σa [MPa]

εap

IN 792-5A IN 713LC IN 792-5A IN 713LC

700°C 700°C 500°C 500°C

2

10

3

10

4

10

400

5

10

10

Nf

2

3

10

10

4

5

10

Nf

Obr. 7. Mansonovy-Coffinovy křivky obou superslitin při dvou teplotách. Fig. 7. Manson-Coffin plots of both superalloys at two temperatures.

Obr. 8. Basquinovy křivky obou superslitin při dvou teplotách. Fig. 8. Basquin plots of both superalloys at two temperatures.

Na obr. 8 jsou znázorněny závislost amplitudy napětí σa stanovené v polovině života na počtů cyklů do lomu Nf. Těmito experimentálními daty byl proložen Basquinův zákon σ a = σ f´ (2 N f ) b ve tvaru 1 1 log (2 N f ) =   log σ a −   log σ f´ . b b

(3)

Koeficienty cyklické pevnosti σ f' a exponenty cyklické pevnosti b byly stanoveny lineární regresní analýzou a jsou uvedeny v Tabulce 2 pro obě superslitiny a teploty. Basquinovy křivky životnosti téměř nezávisí na teplotě a typu superslitiny. Pro danou amplitudu napětí dochází ke snižování počtu cyklů do lomu pouze u superslitiny IN 713LC v porovnání s křivkami pro IN 792-5A při teplotě 700 °C (viz. obr. 8).

3.3. Dislokační struktura pozorována TEM Vnitřní dislokační struktura zkušebních těles, cyklovaných s nejvyššími εa až do lomu, byla studována s cílem objasnit naměřenou cyklickou napěťově-deformační odezvou obou superslitin. Typická dislokační uspořádání – planární skluzové pásy – jsou pro obě teploty a superslitiny zachyceny na obr. 9 až 11. Obr. 9 ukazuje nehomogenní dislokační uspořádání v zrnu orientovaném pro jednoduchý skluz ve vzorku z IN 713LC cyklovaném s εa = 0,7 % do lomu při teplotě 500°C. Dislokační struktura je tvořená planárními skluzovými pásy tvořenými rovnoběžnými primárními

6

METAL 2008 13. –15. 5. 2008, Hradec nad Moravicí ___________________________________________________________________________ skluzovými rovinami (111), bohatými na dislokace, protínající jak kanály γ tak precipitáty γ´ (viz. detail obr. 9b).

(a)

(b)

Obr. 9. Dislokační uspořádání v IN 713LC cyklovaném při 500 °C (εa = 0,7 %), F.P. svíra 35° s řezem C (TEM); (a) přehledový snímek, (b) detail předchozího snímku. Fig. 9. Dislocation arrangement in IN 713LC cycled at 500 °C (εa = 0.7 %), the F.P. inclined at 35° to the section C (TEM); (a) preview picture, (b) detail previous picture. Na obr. 10 je zachycena typická dislokační struktura, v zrnu orientovaném na jednoduchý skluz, ve vzorku z IN 713LC cyklovaném s εa = 0,7 % do lomu při teplotě 700°C. Dislokační uspořádání skládající se z tenkých pásů (tloušťky okolo 0,12 µm) s velkou hustotu dislokací jsou odděleny oblastmi s malou dislokační hustotou. Některé tenké pásy mají rozdílný kontrast díky vysoké dislokační hustotě a malé dizorientaci (okolo 1°). Tyto pásy ležící rovnoběžně s primárními skluzovými rovinami (111) procházejí jak přes γ´ precipitáty tak matrici γ. Velikost Schmidova faktoru primárního skluzového systému (111), [ 1 01] je 0,499. Rovina fólie F.P. je mezi rovinami A a C a proto primární skluzová rovina (111) a primární Burgersův vektor [ 1 01] jsou skoro kolmé na F.P..

Obr. 10. Dislokační uspořádání v IN 713LC Obr. 11. Dislokační uspořádání v IN 792-5A cyklovaném při 700 °C (εa = 0,7 %) v řezu mezi cyklovaném při 700 °C (εa = 0,75 %) v A a C (TEM). blízkém řezu C (TEM). Fig. 10. Dislocation arrangement in IN 713LC Fig. 11. Dislocation arrangement in IN 792cycled at 700 °C (εa = 0.7 %) in section 5A cycled at 700 °C (εa = 0.75 %) in close between A and C (TEM). section C (TEM). Na obr. 11 je planární dislokační struktura pozorována ve vzorku IN 713LC cyklovaném s εa =0,75 % do lomu při teplotě 700 °C. Planární skluzové pásy leží opět rovnoběžně s primárními skluzovými rovinami (111). Skluzové pásy jsou přítomny jako tenké lamely (tloušťky okolo 0,09 µm) s vysokou dislokační hustotou a protínají obě fáze, jak kanály γ, tak 7

METAL 2008 13. –15. 5. 2008, Hradec nad Moravicí ___________________________________________________________________________ precipitáty γ´. Pozorované zrno je orientováno převážně na jednoduchý skluz a hodnota Schmidova faktoru primárního skluzového systému (111), [ 1 01] 0,463 je větší než 0,423 což je velikost Schmidova faktoru sekundárního skluzového systému ( 1 11), [101]. Rovina fólie F.P. je blízká rovině řezu C (odchylka je 27°) a proto primární skluzová rovina (111) svírá úhel 65° s F.P. a primární Burgersův vektor [ 1 01] téměř leží v F.P. (odchylka je 10°). Tudíž šroubové segmenty dislokací jsou zobrazeny na obr. 10b jako čáry a hranové dislokační segmenty jako body, ale v důsledku splnění podmínky g•b = 0 nejsou všechny viditelné. Některé tenké pásy mají rozdílný kontrast díky vysoké dislokační hustotě a malé dizorientaci (okolo 1°).

4. DISKUSE Studium strukturních charakteristik niklových superslitin IN 713LC a IN 792-5A ukázalo některé podobné vlastnosti obou materiálů. Identické licí podmínky vedly k téměř stejné velikosti dendritického zrna a licích defektů (viz obr. 1). Rozdílné chemické složení a rozdílné tepelné zpracování se projevují v rozdílném obsahu a morfologii precipitující fáze γ´, která hraje rozhodující roli při cyklické deformaci. Počáteční úroveň cyklické napěťové odezvy je podstatně vyšší u materiálu IN 792-5A v porovnání se superslitinou IN 713LC při stejné hodnotě plastické deformace. Avšak výraznější cyklické zpevnění IN 713LC jak při teplotě 500 °C, tak při teplotě 700 °C způsobuje, že v polovině životnosti je úroveň cyklického napětí obou materiálů velmi blízká (viz obr. 5). Tato skutečnost se odráží na CDK, které jsou konstruovány na základě hodnot amplitudy plastické deformace a amplitudy napětí v polovině života a které mají pro oba materiály při dané teplotě téměř shodný průběh (viz obr. 6). Toto chování je v souladu s pozorováním dislokačního uspořádání, které je při obou teplotách v zrnech orientovaných pro jednoduchý skluz charakterizováno velkou hustotou dislokačních pásů protínajících jak kanály γ, tak precipitáty γ´ (viz obr. 9-11). Při teplotě 500 °C je dislokační uspořádání typicky planární. Dřívější detailní pozorování povrchového reliéfu podporuje představu, že cyklická deformace se uskutečňuje zvyšováním počtu planárních pásů [6]. Tato představa je v dobré shodě s cyklickým zpevněním probíhajícím až do konce života (viz obr. 5). Při teplotě 700 °C je dřívější pozorování povrchového reliéfu [6] v souladu s představou, že některé skluzové pásy jsou persistentní (PSP) a dochází v nich tedy k lokalizaci cyklické plastické deformace v průběhu většího počtu cyklů. U materiálů IN 713LC a IN 792-5A koreluje přítomnost PSP se stádiem saturace popř. změkčením pozorovaným za polovinou únavové životnosti (viz obr. 5). 5. ZÁVĚRY Detailní studium cyklické odezvy, únavové životnosti a dislokační struktury litých superslitin IN 713LC a IN 792-5A při teplotách 500 a 700°C vedlo k těmto závěrům: (i) Hlavním rysem cyklického zatěžování studovaných superslitin je u teploty 500 °C cyklické zpevnění. U teploty 700 °C je cyklické zpevnění následováno saturací nebo cyklickým změkčením. (ii) CDK jsou pro jednotlivé teploty téměř shodné u obou superslitin, přičemž při 500 °C jsou CDK posunuty k vyšším amplitudám napětí v porovnání s 700°C. (iii) Křivky životnosti (Basquinovy a Mansonovy-Coffinovy) se v rámci experimentálního rozptylu výrazně neliší. Jen při 700 °C jsou pro superslitiny IN 792-5A posunuty k vyšším životnostem v porovnání s IN 713LC. (iv) Planární dislokační uspořádání je tvořeno skluzovými pásy bohatými na dislokace, ležícími podél primárních skluzových rovin (111) a protínajícími γ i γ´ u obou teplot a u obou superslitin. (v) Pouze při 700 °C u obou superslitin byla pozorována saturace a nástup změkčení.

8

METAL 2008 13. –15. 5. 2008, Hradec nad Moravicí ___________________________________________________________________________ Poděkování Tato práce byla podporována granty GA ČR č. 106/07/1507, GA ČR č. 106/08/1631, GA AV ČR č. AV0Z 204 10507 a GA AV ČR č. 1QS200410502. LITERATURA [1] LUCAS, G., POLLOCK, J.F., Gas Turbine materials, London : Temple Press Ltd., 1957. [2] DONACHIE, M.J., DONACHIE, S.J., Superalloys. A Technical Guide, Mater. Park OH : ASM Int., 2002. [3] OBRTLÍK, K., MAN, J., POLÁK, J. Room and high temperature low cycle fatigue of INCONEL 713LC. In Proceedings of 7th European Conference on Advanced Materials and Processes (EUROMAT 2001), [CD-ROM]. Associazione Italiana di Metallurgia, Milano, 2001, paper No. 894. [4] OBRTLÍK, K., MAN, J., PETRENEC, M., POLÁK, J. Únavové chování niklové superslitiny INCONEL 713 LC při pokojové teplotě. In Sborník z konference Degradácia vlastností konštrukčných materiálov únavou, Žilina, EDIS, 2001, s. 62–66. [5] PETRENEC, M., OBRTLÍK, K., POLÁK, J. Dislokační struktura únavově zatěžované superslitiny Inconel 713LC při pokojové a zvýšených teplotách. Materiálové inžinierstvo, 2002, roč. 9, s. 146–149. [6] OBRTLÍK, K., MAN, J., PETRENEC, M., POLÁK, J. Cyclic strain localisation in Inconel 713 LC at room and high temperature. In Proceedings of 8th International Fatigue Congress (Fatigue 2002), Blom, A. F. (Ed.), West Midlands (UK), EMAS, Vol. 2/5, 2002, pp. 963–970. [7] PETRENEC, M., OBRTLÍK, K., POLÁK, J. Inhomogeneous dislocation structure in fatigued INCONEL 713 LC superalloy at room and elevated temperatures. Materials Science and Engineering A, 2005, Vol. 400-401, pp. 485- 488. [8] PETRENEC, M., OBRTLÍK, K., POLÁK, J. Dislocation arrangements in cyclically strained Inconel 713LC. In Fracture of nano and Engineering Materials and Structures /16/ : 3-7.7.2006. Alexandroupolis, Greece [CD-ROM]. Gdoutos, E., 2006, No. 525_pet. ISBN 1-4020-4971-4 [9] OBRTLÍK, K., PETRENEC, M., MAN, J., POLÁK, J. Zkoušky nízkocyklové únavy materiálů za zvýšených teplot. In Sborník z konference Životnost materiálů a konstrukcí. Brno : ÚFM AV ČR v Brně, 2006, s. 139-145. [10] JULIŠ, M., OBRTLÍK, K., PODRÁBSKÝ, T., PETRENEC, M. Únavové chování niklové superslitiny Inconel 713LC za vysokých teplot. In Metal 2006 : 15.mez. metal. konference : 23.-25.5.2006. Hradec nad Moravicí, Česká republika [CD-ROM]. Ostrava : Tanger, 2006, s.82-89. ISBN 80-86840-18-2. [11] PETRENEC, M., OBRTLÍK, K., MAN, J., POLÁK, J. Low cycle fatigue of Inconel 7925A at 900 °C. In Sborník z konference Juniormat ´05. Brno : Vysoké učení technické v Brně, Šandera, P., 2005, s. 275-278. [12] PETRENEC, M., aj. Únavové chování lité niklové superslitiny Inconel 792-5A při pokojové teplotě. Materiálové inžinierstvo, 2005, roč. 12, č. 3, s. 21–24. [13] PETRENEC, M., MAN, J., OBRTLÍK, K., POLÁK, J. Cyclic localization in cast nickel based superalloy Inconel 792-5A at room temperature. Zeszyty Naukowe Politechniki Opolskiej, 2005, Vol. 308, No. 86, pp. 269-274. [14] PETRENEC, M., aj. Fatigue behaviour of cast nickel based superalloy Inconel 792-5A at 700 °C. Materials and Technology, 2006, Vol. 40, No. 5, pp. 175-178. [15] OBRTLÍK, K., PETRENEC, M., MAN, J., POLÁK, J., HRBÁČEK, K. Low cycle fatigue of superalloy Inconel 792-5A at 23 and 900 °C. In Fatigue 2006 : 9th Inter. Fatigue Congress : 14-19.5.2006. Atlanta, Georgia Inst. of Technology, US [CD-ROM]. London : Elsevier, 2006, paper No. FT307.

9

METAL 2008 13. –15. 5. 2008, Hradec nad Moravicí ___________________________________________________________________________ [16] PETRENEC, M., OBRTLÍK, K., POLÁK, J. Porovnání charakteristik nízkocyklové únavy litých niklových superslitin Inconel 713LC a Inconel 792-5A. In Metal 2007 : 17. mez. metal. konference: 22.-24.5.2007, Hradec nad Moravicí, Česká republika [CDROM]. Ostrava : Tanger : Květen , 2007, s.1-8. ISBN 80-86840-18-2. [17] OBRTLÍK, K. - POLÁK, J.- KOMŮRKA, J.: Dislocation structures in polycrystalline copper cycled at low plastic strain amplitudes, Scripta Metallurgica et Materialia, Vol. 28, 1993, pp. 495–499. [18] POLÁK, J. Cyclic Plasticity and Low Cycle Fatigue Life of Metals, Academia/Elsevier, Prague/Amsterdam, 1991.

10