Poškozování korozivzdorných ocelí za prestupu tepla. Damage mechanisms of stainless steels under heat transfer.

Transkript

1 Poškozování korozivzdorných ocelí za prestupu tepla. Damage mechanisms of stainless steels under heat transfer. Jaroslav Bystrianský; Pavel Novák; Tomáš Prošek; Ludek Joska a Luboš Junek; Marek Slovácek b Jan Siegl, Petr Haušild c a ÚKMKI VŠCHT Praha, Technická 5, Praha 6 b ÚAM Brno,s.r.o. Veverí 95, Brno c FJFI CVUT Praha, Trojanova 13, Praha 2 Abstrakt / Abstract Specifické podmínky panující behem prestupu tepla vedou k ruzným zpusobum poškozování konstrukcních materiálu. V príspevku budou popsány dominující degradacní deje legovaných ocelí k nimž dochází za prestupu tepla, hlavní pozornost bude venována vlivu prestupu tepla na lokalizované napadení a poruchám materiálu, které mají charakter degradace materiálových vlastností; bude diskutován alternativní mechanismus iniciace, který muže být zamenen s klasickým transkrystalovým korozním praskáním. / Specific conditions prevailing in the course of the heat transfer lead to various mechanisms of structure materials deterioration. The paper depicts dominant degradation processes of alloy steels, which occur under the heat transfer, mainly it is focused on influence of heat transfer on localized corrosion failures and defects characterised by degradation of material properties; an alternative mechanism of initiation resulting therefrom which may be interchanged with usual transcrystalic corrosion cracking, will be discussed. 1 Poruchy teplosmenných ploch výmeníku tepla Mnoho prumyslových technologií zahrnuje procesy, pri nichž se uplatnuje prestup tepla. Specifické podmínky panující behem prestupu tepla vedou k intenzivnejšímu poškozování konstrukcních materiálu. K poruchám konstrukcních materiálu ve výmenících tepla muže dojít ruznými zpusoby /1-12/:?? úbytkem materiálu?? degradací materiálových vlastností. Úbytek materiálu je zpusoben ztrátou materiálu korozí, erozí / abrazí. Prubeh tohoto poškození muže být rovnomerný nebo lokalizovaný; prestože rovnomerná poškození muže znacne ovlivnit životnost výmeníku tepla, je jejich výskyt v case do urcité míry predvídatelný. Lokalizovaná poškození však obvykle bývá faktorem limitujícím životnost zarízení, pracujícího v podmínkách výmeny tepla /10,11/. Degradace materiálových vlastností je charakterizována skutecnou nebo zdánlivou ztrátou mechanických vlastností kovových materiálu (pevnosti, houževnatosti) vetšinou bez znatelného úbytku materiálu. K tomuto typu poškození lze priradit zkrehnutí vlivem korozního prostredí (skutecné nebo zdánlivé), extrakcní transport nekteré ze slitinových složek, únavu apod. Ke zkrehnutí materiálu vlivem korozního prostredí dochází u mnoha konstrukcních materiálu, pracujících v podmínkách výmeny tepla. Specifické cástice prítomné v prostredí obvykle ve velmi nízké koncentraci, zpusobí ztrátu plastických vlastností puvodne houževnatého materiálu (korozivzdorné oceli? Cl - ; NO - 3, OH -, HCO 3 /CO 3? nelegované oceli, aj.). Vznik napadení se obvykle pripisuje soucasnému splnení kritických podmínek pro jeho výskyt; koncentrace agresívních cástic v prostredí, teplota, pnutí v materiálu. K jejich prekrocení nemusí však dojít v celém objemu prostredí resp. materiálu, ale i lokálne 1

2 (zahuštení, prehrátí prostredí, prítomnost koncentrátoru napetí, heterogenity materiálu). 2 Nerovnomerná koroze za prestupu tepla Z hlediska nerovnomerné koroze korozivzdorné oceli je v prevážné vetšine prípadu klícové chování pasivní vrstvy. O odolnosti kovu rozhodují jak samotné vlastnosti pasivní vrstvy (tlouštka, chemické a fázové složení, mechanická odolnost, defektnost), tak agresivita prostredí (aktivita agresivních iontu, oxidacní schopnost prostredí, ph, rychlost proudení). Pusobení povrchové teploty na uvedené parametry je na rozdíl od tepelného toku více méne známé. Vysvetlení vlivu tepelného toku na vznik a šírení nerovnomerných forem koroze lze spatrovat v následujících dejích:?? Ovlivnení kvality pasivní vrstvy. Uvádí se, že prítomnost tepelného toku mení tlouštku [24-27], defektnost [24-26], fázové složení [25] a elektrickou vodivost [26] vrstvy, což se projevuje zmenou její odolnosti proti vzniku korozního napadení. Vlastnosti pasivní vrstvy mohou být za prítomnosti tepelného toku ovlivneny prímo prítomností teplotního gradientu pri tvorbe vrstvy nebo zmenou složení prostredí u povrchu kovu.?? Ovlivnení agresivity prostredí. Tepelný tok mení transport hmoty v mezní vrstve [28] a vlastnosti a složení korozního prostredí (napr. oxidacní schopnost vodných prostredí s rozpušteným kyslíkem).?? Prítomnost teplotního gradientu v kovu se uplatnuje ve fázi šírení nerovnomerného napadení. Pri kladném tepelném toku roste smerem od povrchu do nitra kovu teplota a tudíž ve vetšine prípadu rychlost korozní reakce. Zároven dochází v míste nerovnomerného napadení (dulek, šterbina, trhlina) k prehrívání elektrolytu díky méne dokonalému odvodu tepla ve srovnání s volným povrchem.?? Nestejná teplota na teplosmenné ploše. V reálných výmenících není teplota teplosmenné plochy konstantní, což muže vést ke korozi pusobením makroclánku. 3 Alternativní mechanismus poškození korozivzdorných ocelí za prestupu tepla Poruchy korozivzdorných materiálu za prestupu tepla mají velmi casto charakter degradace materiálových vlastností a jejich projevem je transkrystalové porušení iniciované bud z volného povrchu nebo lokalizované korozní poruchy. U ocelí dvoufázových je poškození soustredeno ve fázi austenitické. Bylo prokázáno, že vznik transkrystalového napadení austenitických ocelí, pracujících za prestupu tepla, je vedle korozne podmínených deju možný i spoluúcasti deju s minimálním vlivem koroze, nechemickým - únavovým mechanismem /19/. Takto vytvorené trhliny pak mohou fungovat jednak jako koncentrátory napetí a jednak jako šterbiny, což za vhodných podmínek umožní jejich další šírení korozním mechanismem, který by se na volném povrchu jinak neuplatnil. 4 Výsledky experimentu V rámci výzkumných programu ÚKMKI VŠCHT Praha /20, 31-35/ byl sledován vliv prestupu tepla na výskyt nerovnomerné koroze a možnosti uplatnení alternativního mechanismu poškozování teplosmenných ploch z korozivzdorných ocelí, Tabulka Koroze za prestupu tepla Z výsledku expozicních i z elektrochemických merení vyplynulo, že s rostoucí povrchovou teplotou roste náchylnost ke vzniku i rychlost šírení mezikrystalové koroze. Rostoucí tepelný tok od kovu do roztoku vede k poklesu maximální i prumerné hloubky pruniku korozního napadení do nitra kovu (zvýšením tepelného toku o 10 kw m 2 klesla hloubka nejvetší trhliny vzniklé následným ohybem vzorku prumerne o 9 %). Je-li tepelný tok z kovu do roztoku nenulový, je v porovnání s izotermickými podmínkami za stejné povrchové teploty napadena celkove vetší plocha povrchu, vzniká více trhlin a zpocátku i rychleji rostou. To je zpusobeno rozšírením oblasti s méne stabilní pasivní vrstvou, což nejspíš souvisí se zvýšením rychlosti prenosu hmoty od a k reakcnímu rozhraní. V další fázi mezikrystalového napadení však preváží dobré pusobení tepelného toku formou rychlejšího vycerpávání agresivního elektrolytu v trhlinách (na cele trhliny je za podmínek prestupu tepla od kovu do prostredí teplota vyšší, než za izotermických podmínek a objem kovu v aktivite kovu s obsahem chrómu nedostacujícím k pasivaci za dané teploty je na 2

3 cele trhliny vetší, což vede k rychlejšímu zreagování agresivního elektrolytu). Korozní napadení za prítomnosti kladného tepelného toku je svým rozsahem celkove vetší, ale vzhledem k tomu, že je rovnomernejší a jeho hloubka menší, je celková nebezpecnost mezikrystalové koroze nižší. Vliv prestupu tepla na bodovou korozi byl stanovován ve vodném chloridovém prostredí. Zvyšování povrchové teploty vedlo ve všech ohledech ke snížení odolnosti ocelí k bodové korozi. Zvýšení tepelného toku z 0 na 74 kw m 2 se u obou ocelí projevilo posunem prurazového potenciálu do kladných hodnot (pri 60 o C o cca 100 mv), tedy pomerne výrazným snížením náchylnosti ke vzniku bodového napadení. Hustota dulku na povrchu kovu s tepelným tokem klesala, na druhou stranu však rostla prumerná hloubka dulku (pri 74 kw m 2 byly dulky na oceli FeCr18Ni9 pri 60 o C v chloridu železitém oproti izotermickým podmínkám o 43 % hlubší). Záporný tepelný tok (kapalina teplejší než povrch kovu) mel opacný úcinek, vliv tepelného toku na repasivacní potenciál byl obdobný s vlivem na prurazový. Kladný tepelný tok znesnadnuje vznik bodového napadení kovu, zvyšuje rychlost šírení vzniklých dulku v kovu a usnadnuje repasivaci povrchu. Na základe doplnkových merení vlivu tepelného toku na prenos hmoty (systém hexakyanoželezitan a hexakyanoželeznatan draselný / nikl) a na vlastnosti pasivní vrstvy (1 mol.dm -3 H 2 SO 4 ) bylo zjišteno, že snížení náchylnosti korozivzdorné oceli ke vzniku bodového napadení s rostoucím kladným tepelným tokem v chloridovém prostredí je zpusobeno více než znesnadnením koncentrování agresivních iontu na povrchu (intenzifikací transportu hmoty) zvýšením kvality pasivní vrstvy kov chránící. Za nejpravdepodobnejší prícinu zlepšení ochranných vlastností pasivní vrstvy lze považovat nárust její tlouštky, pri kterém se muže uplatnit vetší množství kyslíku na reakcním rozhraní za tepelného toku. Kyslík muže ovlivnovat jak katodickou tak i anodickou reakci a jeho množství u povrchu kovu roste za prítomnosti kladného tepelného toku zvyšováním intenzity prenosu hmoty a rozpustnosti v objemu roztoku. Zvyšování rychlosti rustu dulku s rostoucím tepelným tokem je zpusobeno prítomností teplotního gradientu v kovu, díky cemuž dochází k prehrívání elektrolytu v uzavreném prostoru dulku. Pri repasivaci oceli se pozitivne projevuje intenzivnejší transport hmoty, vedoucí ke snadnejšímu vymytí dulku. Vznik napadení na povrchu pokrytém vrstvou sklenených kulicek (šterbinová koroze) byl zkoumán v chloridovém roztoku cyklickou potenciodynamickou metodou. Prurazový i repasivacní potenciál klesá s rostoucí povrchovou teplotou i tepelným tokem od kovu do roztoku. Prícinou snížené korozní odolnosti oceli na stíneném povrchu za podmínek tepelného toku je prehrívání elektrolytu omezením konvekce. Odolnost proti koroznímu praskání byla overována tahovou zkouškou za pomalé konstantní rychlosti protahování (2?10 6 s 1 ) ve dvou prostredích. I v tomto prípade je vliv rostoucí povrchové teploty negativní. Pri tepelném toku od kovu do roztoku 180 kw m 2 dochází v roztoku MgCl 2 oproti izotermickým podmínkám ke snížení hodnoty práce nutné k pretržení vzorku o 16 a 20 % pri teplote povrchu 60, resp. 80 o C. V chloridu sodném se vliv tepelného toku uplatnuje ješte výrazneji (34 % pri 80 o C). Zároven klesá doba do lomu, lomové napetí a tažnost kovu. Tepelný tok opacným smerem zpusobuje naopak zvýšení odolnosti kovu. Z prerušovaných tahových zkoušek vyplynulo, že ke vzniku trhlin dochází kolem 11 % doby do lomu pod mezí kluzu (55 90 % R p0,2 ) korozivzdorné oceli. Tepelný tok zkracuje iniciacní fázi úmerne se zvyšováním rychlosti šírení trhlin v kovu a pomer doby iniciacní fáze ku dobe do lomu je na tepelném toku nezávislý. Pravdepodobnou prícinou snížené odolnosti oceli za prítomnosti kladného tepelného toku je ve fázi iniciace ovlivnení vlastností pasivní vrstvy a ve fázi šírení zvyšování teploty cela trhliny i agresivního elektrolytu v trhline prítomností teplotního gradientu. 3

4 Tabulka 1 Korozivzdorná ocel FeCr18Ni9Ti Modelové podmínky, za kterých byl sledován vliv prestupu tepla na nerovnomerné formy koroze (kladný tepelný tok = povrch kovu teplejší než objem kapaliny) Druh koroze korozní praskání Prostredí??35% MgCl 2??25% NaCl + 0,5% K 2 Cr 2 O 7 Povrchová tepl. [ o C] Tep. tok [kw m 2 ] Druh zkoušky 60 až až 180 tahová zkouška pri pomalé rychlosti protahování FeCr18Ni9 zcitlivená mezikrystal.??1 M H 2 SO 4 40 až 70 0 až 300 elchem. potdyn. reaktivacní metoda FeCr18Ni9 zcitlivená mezikrystal.??16 obj. % H 2 SO g l 1 CuSO 4 70 až 90 0 až 42 expozicní pri 110 mv / SKE FeCr18Ni10 bodová??350 ppm Cl 31 až 73 0 až 300 potenciodynamická 30 až 80 0 až 400 potenciodynamická, FeCr18Ni9 bodová??350 ppm Cl??1000 ppm Cl galvanostatická FeCr18Ni9 bodová??1000 ppm Cl 40 až až 74 potenciodynamická FeCr18Ni17Mo3 FeCr18Ni9 bodová??fecl 3 (5,6 g l 1 60 až až 74 expozicní FeCr18Ni17Mo3 Cl, ph 0) FeCr18Ni9Ti FeCr18Ni12Mo3 šterbinová??350 ppm Cl 64 až až 40 potenciodynamická 4.2 Zkoušky tepelné únavy Pro zkoušky tepelne únavového poškození byla navržena a vyrobena zkušební aparatura umožnující realizaci gradientových zkoušek (tj. rychlý ohrev i ochlazení vzorku). Vnitrní pnutí je pri techto zkouškách vyvozováno teplotními rozdíly ve zkušebním telese, které je vyhráto na požadovanou teplotu a v okamžiku dosažení zvolené teploty T MAX je ochlazeno na teplotu T MIN, chladivem, kterým muže být jak inertní prostredí, (tekutý dusík), tak i chemicky aktivní prostredí (ruzné vodné roztoky). Pri poklesu teploty na T MIN se prívod chladiva uzavre a zacíná další cyklus ohrevu a chlazení. Hodnotícím kritériem je pocet cyklu do vzniku trhliny. Pro zkoušky byly dosud použity ploché vzorky s ruzným koncentrátorem napetí. Telíska jsou po upnutí mezi topné desky obvode cyklicky ohrívána a ochlazována proudícím médiem v predem urcených rozsazích teplot, címž je zajištena promenná amplituda zatížen. Proces je rízen termoclánky a casove je zaznamenáván prubeh experimentu. Behem experimentu je sledován pocet cyklu do iniciace trhliny v závislosti na rozdílu zatežujících teplot. Po ukoncení experimentu byly vzorky fraktograficky hodnoceny. Vzhledem k velikosti hodnocených teles (obdélník o rozmerech asi 10? 20 mm) a délkám trhlin (asi 0,1 mm), vyžaduje preparace trhlin znacnou presnost pri preparování oblasti trhliny. Behem faktografické analýzy bylo zjišteno, že ve dnech iniciacních vrubu došlo ke spontánní násobné iniciaci dílcích únavových trhlin. V oblastech iniciace nebyly nalezeny žádné výrazné vady ci nehomogenity, které by mohly významným zpusobem ovlivnit dobu potrebnou pro iniciaci trhlin. Postupným propojováním a rozvojem dílcích mikrotrhlin byly vytvoreny trhliny magistrální. Mikromorfologie lící obou trhlin je charakterizována výskytem polí striací a prícných mikrotrhlin, z cehož plyne, že trhliny se šírily predevším Lairdovým mechanismem tvorby striací. Lokálne byly nalezeny i oblasti porušené tvárným lomem jde predevším o stupne, kterými byly propojeny dílcí mikrotrhliny, Obrázek 2. Následující faktografická analýza byla zamerena na orientacní merení prumerných roztecí striací vzávislosti na délce nalezených trhlin. Výsledky merení prumerné roztece ukazují, že ve sledovaném prípade se roztece striací s délkou trhliny prakticky nemení a kolísají v rozsahu (0,11 0,18) µm. Bylo tak prokázáno, že obe sledované trhliny se v prubehu zkoušky šírily prakticky pouze striacním 4

5 mechanismem, podíl jiných mechanismu porušování lze považovat za zanedbatelný. Tato skutecnost spolu s konstantními roztecemi striací vede k záveru, že v prubehu únavové zkoušky byla rychlost šírení trhlin témer konstantní. Hodnotu makroskopické rychlosti šírení trhlin v lze na základe fraktografické analýzy urcit v prípade, kdy pro sledovaný materiál známe faktor D = v/s, kde s je prumerná roztec striací. V prubehu únavové zkoušky platí D = 1, z cehož plyne, že maximální možná hodnota makroskopické rychlosti rustu trhlin je stejná jako prumerné roztece striací. Pri této maximální hodnote rychlosti šírení by se však trhliny musely zacít šírit okamžite, prakticky od prvního zatežovacího cyklu. Tepelne únavový experiment byl rovnež rešen i analyticky, pro získání celkových pružne plastických napetí a deformací v prubehu a na konci zkoušek. K simulaci byl použit programový soubor SYSTUS (ESI Group, FR, MKP) a únavové posouzení bylo provedeno programem STATES. Rešení experimentu bylo rozdeleno do trí cástí: a) teplotní rešení na osove symetrickém modelu (okrajové podmínky 1.druhu) b) teplotní rešení bylo provedeno tak, že byl zanedbán teplotní gradient po výšce desky (pouze na skorepinovém modelu), c) mechanické pružne plastické rešení. Bylo vytvoreno nekolik výpoctových modelu (skorepinový model, osove symetrický model, ruzné síte konecných prvku, ruzné okrajové podmínky) a provedena rada numerických analýz. Na základe výsledku analýz byla vybrána varianta, poskytující nejlepší výsledky. Rešení netypického vzorku (tenký plech) v plastické oblasti chování materiálu vykazuje velkou nelinearitu, komplikující výpocet. Pro konecnou analýzu byl použit osove symetrický model (s velmi jemnými prvky, velikost hrany prvku je 0,033 mm) se staticky urcitou okrajovou podmínkou. Podarilo se provést analýzu jednoho cyklu ohrevu a ochlazení. Celý cyklus experimentu byl popsán dvema zatežovacími bloky. Použité zátežné bloky byly analyzovány na možnost iniciace trhliny. Pro únavové posouzení plechu byl dále použit koeficient koncentrace napetí ve vrubu 2 a pocty opakování až Pro výpocet kumulace poškození programem STATES byl vzat v úvahu pouze jeden cyklus, celkem bylo pocítáno celkem 40 cyklu, pricemž byl pozorován vzestup plastické deformace a napetí. Výsledná kumulace poškození s koeficientem koncentrace napetí 1 je 0,872. Ve skutecnosti je koeficient koncentrace napetí v intervalu mezi 1 a 2,, Obrázek 3. 5 Souhrn Vliv prestupu tepla na mezikrystalovou, šterbinovou a bodovou korozi a korozní praskání korozivzdorných se projeví jednak povrchovou teplotou jednak tepelným tokem. Zvýšení povrchové teploty se dle predpokladu ve všech prípadech projevilo negativne a vedlo ke zvýšení náchylnosti kovu k danému typu korozního napadení. Pusobení tepelného toku závisí vedle smeru a intenzity také na typu nerovnomerné koroze a fázi napadení, Tabulka 2. Zároven je zde porovnána míra jeho vlivu s vlivem povrchové teploty. V provozních podmínkách bývají ve výmenících a jiných teplosmenných zarízeních bez varu bežne dosahovány tepelné toky v rádu desítek kw m 2. V tabulce je uvedena zmena povrchové teploty (T p ) odpovídající zmene korozní odolnosti korozivzdorné oceli po aplikaci kladného tepelného toku 100 kw m 2. Je zrejmé, že s výjimkou fáze šírení bodového napadení a šterbinové koroze je vliv povrchové teploty prakticky významnejší než vliv tepelného toku. Výjimecnost fáze šírení bodového napadení a šterbinové koroze je dána tím, že dulek, resp. šterbina predstavuje stínený prostor, ve kterém dochází vzhledem k výraznému omezení konvekce k prehrívání. Povrchová teplota i teplota okludovaného roztoku je v takovém prostoru odlišná od volného povrchu. Tabulka 2 Typ koroze Fáze korozního Vliv na korozní 100 kw m 2 odpovídá Pravdepodobný prevládající mechanismus pusobení 5

6 Mezikrystalová Bodová napadení odolnost zmene T p Iniciace negativní +8 K rozšírení oblasti s méne stabilní pasivní vrstvou šírení pozitivní 15 K rozšírení zóny aktivního rozpouštení na cele trhliny zpusobené vyšší teplotou kovu iniciace pozitivní 9 až 21 K zvýšení kvality pasivní vrstvy šírení negativní +71 K prehrívání elektrolytu v dulku repasivace pozitivní 6 až 25 K zvýšení prenosu hmoty k povrchu kovu a snadnejší vypláchnutí dulku Šterbinová iniciace negativní +21 až 100 K prehrívání elektrolytu ve šterbine Korozní praskání Šírení negativní +21 až 100 K prehrívání elektrolytu ve šterbine iniciace negativní +6 až 10 K rychlejší rozpouštení kovu v míste porušení pasivní vrstvy Šírení negativní +6 až 10 K prehrívání elektrolytu v trhline U oceli FeCr18Ni10Ti byla zjištena iniciace a šírení transkrystalového poškození bez prímé úcasti korozního média, tepelne-únavovým dejem, a to i pod kritickou teplotou vody. Rozmezí teplot v nemž byl tento mechanismus pozorován se pohybuje od 373 až 623 K, což je pro tento typ oceli rozmezí mnohem nižší než je uvádeno bežne v literature. Kolísání teplot v rozmezí teplot do 623 K (350 C) je charakteristické napr. pro regeneracní výmeníky tepla, parní generátory, ohríváky tepla, chladice apod., tj. ve výmenících typu voda - voda nebo voda - pára. Byla overena metoda preparace trhlin z netypických vzorku, pro následné fraktografické hodnocení. Fraktografická analýza prokázala že k šírení trhlin dochází mechanismem tvorby striací, merení prumerných roztecí striací nasvedcuje, že rychlost šírení trhlin v prubehu únavové zkoušky byla konstantní, k iniciaci došlo již behem prvního cyklu. K numerické simulaci bylo použito nekolik modelu, v místech pozorovaného poškození byly zjišteny nejvyšší úrovne kumulace plastické deformace. Práce byly vykonány v rámci rešení grantu GA CR 106/02/

7 METAL 2004 Obrázek 1 Celkový pohled na zkušební teleso po únavové zkoušce (pohled na chlazenou stranu). Obrázek 2 Charakteristická mikromorfologie lící trhlin T1 a T2 (šipky vyznacují makroskopický smer šírení). Obrázek 3 Výsledky numerické simulace po 1 a 40; prubeh napetí (modrá / cervená = nejnižší / nejvyšší úroven napetí); šipkou je oznaceno místo vetknutí vzorku do topné desky. 7

8 6 Literatura 1. TALPA,I; BYSTRIANSKÝ,J: Výzkum korozní problematiky JEZ, VÚHŽ Dobrá, prosinec DRALEY,J.E.: CONF TOMAN,J.: Korózia v energetike, Košice CSVTS, 1984, str.22-26; 4. TOMAN,J.: VOREM 80, CSVTS 1980/10/30 až 31., Brno, Sborník str.43; 5. TOMAN,J.: V. konference, "Korozní problémy energetického strojírenství", Železná Ruda, 1983/10/25 až 27; 6. KRJANIN,I.R. et al.: Energomašinostrojenije 1980, (10), 27-31; 7. RUSNÁK,M.: Energetika 1983, 33, ; 8. TABET,W.: IAEA -CN-42/77 9. HEAT EXCHANGER SOURCEBOOK ; ed. PALEN,J.W.; EPSTEIN, N. 10. Metals Handbook : Vol.10 - Failure Analysis and Prevention, 8 TH edition, Metals Park ASM 1975, p.545 Failures of Heat Exchangers 11. PACHOMOV, V.S.: Korrozija teploobmennogo oborudovanija; Itogi nauki i techniki, ser. Korrozija i zašcita ot korrozii, Tom 10, pp ; Moskva Corrosion, Vol.1, London, Newnes-Butterworths 1979, 2: KALUŽINA,S.A.; GLADYŠEVA,O.S.: Zašcita Metallov 1989, 25, (4), GERASIMOV,V.V.: Korrozija stalej v nej. vodnych srjedach, Moskva, l98l 15. BOGATSCHEV,A.F.: Teploenergetika 1989, (5), OKAMOTO,D.; SIMIDZU,M.: Nihon Kikaj Gakkai Rombunsju 1986, 52, (475), ZUCHOVICKI,R.: Analiza procesu zniszczenia podczas zmenczenia cieplneho metali; Prace Naukove Politechniki Wroclawskiej No.46, Seria Monografie No.18, Wroclaw GIERZYNSKA,M.; SMARZYNSKI,Z.: Mechanik 1979, (3), BYSTRIANSKÝ, J.; BÁRTA,J.; TVRDÝ, M.; MA LANÍK, K.: Determination of conditions leading to localized corrosion initiation on UNS S32100 (AISI 321) stainless steels in nuclear power plant environments. Nuclear Engineering and Design 1995, 157(1-2), ISSN: BYSTRIANSKÝ,J.: Práce Za rok 2002 a 2003 vykonané v rámci rešení grantu GA CR 106/02/ SIEGL,J.; KOVARÍK,O.; ADÁMEK,J.: Fraktografický popis procesu porušování pri tepelné únave. CVUT Praha, FJFI, Katedra materiálu, zpráva c. E-KMAT-555/03; NEDBAL,I. SIEGL,J. KUNZ,J.: Relation Between Striation Spacing and Fatigue Crack Growth Rate in Al-Alloy Sheets. In: Advances in Fracture Research (Proc.ICF 7, Houston) Eds.K.Salama et al., Vol. 5, Oxford, Pergamon Press 1989, pp SLOVÁCEK,M.; JUNEK,L.: Výpocet napetových podmínek iniciacního vrubu teplotne zatežované desky, Ústav aplikované mechaniky Brno, s.r.o., Zpráva c.: 3363/03 R0, Brno, leden KALUŽINA,S.A.; KOBANENKO,I.V.; SANINA,M. J.: Zashchita Metallov 1996, 32 (6), p KALUŽINA,S.A.; KOBANENKO,I.V.; SANINA,M. YU.; NAFIKOVA,N.G: Proc. of the Symposium on Passivity and its Breakdown, Electrochem. Soc. Series 1998, Vol. 97, No. 26, p PARŠIN,A.G.; PACHOMOV,V. S.; MEŠCHERYAKOV, A. V.: Zashchita Metallov 1998, 34 (4), p VOLLMAR,J.; ROEDER,E.: Materialwiss. Werkstofftech. 1995, 26, p BARTONÍCEK,R.: Mater. Corros. 1979, 30, p MERCER,A.D.: The Options Available in the Development of a Laboratory Test for Assessing Corrosion in Heat Transfer Conditions. Report of Division of Materials Applications, National Physical Laboratory, Teddington, QVARFORT, R.: Corrosion Science 1988, 28 (2), p NOVÁK,P.; PROŠEK,T.: Koroze a Ochrana Materiálu 1998, 42, (4), PROŠEK,T.; NOVÁK,P.: Koroze a Ochrana Materiálu 2000, 44 (1), p NOVÁK,P.; PROŠEK,T.: Konf. Corrosion in Power Industry 2000, Košice, duben NOVÁK,P.; BYSTRIANSKÝ J., JOSKA L., KHALIL E. O.: Proc. 13 th ICC, Paper 366, Melbourne, NOVÁK,P.; PROŠEK,T.: Proc. Eurocorr 2000, London,