SVAROVÉ SPOJE TVÁŘENÉ A LITÉ ŽÁROPEVNÉ OCELI P91 MECHANICKÉ VLASTNOSTI A STRUKTURNÍ STABILITA

Transkript

1 SVAROVÉ SPOJE TVÁŘENÉ A LITÉ ŽÁROPEVNÉ OCELI P91 MECHANICKÉ VLASTNOSTI A STRUKTURNÍ STABILITA WELD JOINTS OF WROUGHT AND CAST CREEP RESISTANT STEEL P91 MECHANICAL PROPERTIES AND STRUCTURAL STABILITY Dagmar Jandová Josef Kasl Václav Kanta ŠKODA VÝZKUM s.r.o., Tylova 1/57, Plzeň, ČR dagmar.jandova@skodavyzkum.cz, josef.kasl@skodavyzkum.cz Abstrakt Dva zkušební svarové spoje žáropevné oceli 9Cr-1Mo-V používané pro výrobu parovodního potrubí a litých komponent turbín tepelných elektráren byly podrobeny zkouškám tečení při teplotách 525 C až 625 C. Žáropevnost svarových spojů byla vyhodnocena v závislosti na Larson-Millerově parametru. Až do 575 C se žáropevnost obou svarových spojů nachází v doporučeném rozptylovém pásmu ± 20% žáropevnosti základního materiálu; při 600 C a 625 C klesá pod spodní mez tohoto pásma. Kritickou oblastí z hlediska creepového porušení při teplotách nad 575 C je jemnozrnná tepelně ovlivněná zóna základního materiálu. Příčinou přednostního porušování svarových spojů v této oblasti je relativně vysoká hustota hrubých částic sekundárních fází na hranicích zrn a subzrn a nízká hustota jemného intragranulárního precipitátu, který se při dlouhodobých creepových expozicích na vysokých teplotách postupně rozpouští za současné precipitace Z-fáze. Částice Z-fáze byly detekovány u obou svarových spojů po creepových zkouškách při 625 C s dobou do lomu přibližně h. V obou svarových spojích se nacházela po dlouhodobých creepových zkouškách Lavesova fáze již od teploty 550 C, sporadicky u svarového spoje potrubí, častěji u svarového spoje litých desek. Výrazné zhrubnutí této fáze po creepové expozici při 625 C po dobu h přispělo k rozvoji creepového porušení a k lomu ve svarovém kovu. Abstract Two trial weld joints of creep resistant 9Cr-1Mo-V steel used for production of steam pipes and cast components of steam power plants were undergone long-term creep testing at a temperature range from 525 C to 625 C. Creep resistance of weld joints was evaluated in dependency on the Larson-Miller parameter. Up to 575 C the creep resistance of the both weld joints ranges in recommended ± 20% scatter band of the creep rupture strength of the base material; at 600 C and 625 C it falls below the bottom of this scatter band. From a point of view of creep failure at temperatures above 575 C a critical region is a fine grain heat affected zone of the base material. Causes of the preferential creep failure in this region are a relatively high density of coarse particles of secondary phases at grain and subgrain boundaries and a low density of fine intragranular precipitate, which is gradually resolved during long-term creep exposures and is replaced with Z-phase particles. Some particles of Z- phase were found in both weld joints after the creep tests at 625 C with a time to rupture of about hrs. Laves phase was observed also in both weld joints after long-term creep testing at temperatures above 550 C, sporadically in the weld joint of pipes, more often in the weld joint of cast plates. Remarkable coarsening of this phase after the exposure at 625 C for hrs resulted fracture in weld metal. 1

2 1. ÚVOD Svarové spoje v komponentách parních turbín jsou vystaveny dvoudobému zatížení za vysokých teplot, a proto je nezbytné vedle běžných zkoušek předepsaných pro svarové spoje provádět i zkoušky tečení. Mnohokrát se ukázalo, že predikce dlouhodobé žáropevnosti na základě krátkodobých zkoušek tečení neodpovídá skutečnosti. Mikrostrukturní procesy probíhající při tečení se v průběhu creepových expozic mění a jejich negativní důsledky se mohou projevit teprve po desítkách a stovkách tisíc hodin. U svarových spojů se navíc může lišit kinetika těchto procesů v různých částech spoje dokonce i v případě homogenních svarových spojů. Detailní mikrostrukturní a substrukturní rozbor reálných svarových spojů může tak přispět k objasnění příčin přednostního porušování svarů v určitých lokalitách. Předložený příspěvek navazuje na příspěvky prezentované na předcházejících konferencích Metal [1,2]. Zabývá se studiem dvou zkušebních svarových spojů lité a tvářené oceli 9Cr 1Mo-V zhotovených ve ŠKODA POWER a.s. v rámci vývoje nových svařovacích technologií. Tato ocel se již řadu let používá na výrobu komponent namáhaných při teplotách do 580 C a stala se základem pro vývoj nových modifikovaných (9-12)%Cr ocelí určených pro výrobu parních turbín pracujících v ultra super kritických podmínkách páry. Poznatky získané při studiu mikrostruktury reálných svarových spojů oceli P91 mohou být užitečné i pro svařování jiných modifikovaných (9-12)%Cr ocelí. 2. EXPERIMENT Technologií ručního svařování v ochranné atmosféře a obalenou elektrodou (GTAW & SMAW podle ASME) byly zhotoveny dva zkušební tupé svarové spoje typu W. Kořen byl svařen v ochranné atmosféře argonu a výplň byla svařena obalenou elektrodou. Při svařování byl použit předehřev 200 až 250 C a maximální mezihousenková teplota byla 300 C. Svarový spoj parovodního potrubí označený C1 byl zhotoven ze segmentů o vnějším průměru 325 mm, délce cca 400 mm a tloušťce stěny 25 mm. Kroužky byly svařeny v poloze PC. V případě svarového spoje C byly svařeny v poloze PA dvě lité desky o rozměrech 500 mm x 150 mm x 25 mm. Chemické složení základních přídavných materiálů (elektroda - Chromo 9 V, drát - Thermanit MTS3) je uvedeno v tabulce 1. Desky i kroužky byly kaleny 1050 C/1,5/olej a popouštěny 750 C/3,5h/vzduch. Po svaření bylo aplikováno žíhání na odstranění pnutí: 760 C/2,5h/vzduch pro homogenní svar potrubí a ( ) C/2,5h/vzduch pro svar litých desek. Svary vyhověly požadavkům podle normy ČSN EN a byly podrobeny zkouškám tečení, fraktografickému a mikrostrukturnímu rozboru. Tabulka 1. Chemické složení materiálů svarových spojů [hm.%]. Table 1. Chemical composition of the base materials and consumables [wt.%]. C Mn Si Cr Mo V Ni Nb Al N P S P91- desky 0,11 0,41 0,21 8,84 0,90 0,24 0,11 0,09 0,003 0,066 0,012 0,006 P91- trubky 0,116 0,50 0,29 8,50 0,93 0,20 0,27 0,08 <0,01 0,060 0,010 0,004 Thermanit 0,126 0,61 0,24 8,93 0,99 0,18 0,67 0,069 0,007 0,058 0,007 0,002 MTS3 Chromo 9V 0,10 0,62 0,24 9,05 1,05 0,20 0,73 0,05 0,007 0,40 0,009 0,006 Napříč svarovým spojem byly vyrobeny standardní vzorky pro creepové zkoušky. Teploty creepových zkoušek byly voleny v intervalu 525 C až 625 C, napětí v intervalu 50 MPa až 2

3 240 MPa. Žáropevnost svarových spojů byla vyhodnocena podle modelu Larson-Millera [3] a modelu vyvinutého v SVÚM a.s Praha [4]. Metalografické výbrusy zhotovené v podélném směru byly na mikro i makrostrukturu leptány v činidle Vilella Bain. Napříč svarovými spoji byla měřena tvrdost podle Vickerse. Z vybraných vzorků byly zhotoveny repliky a fólie pro transmisní elektronovou mikroskopii (TEM), vždy z oblasti svarového kovu, hrubozrnné tepelně ovlivněné zóny (HZ TOO), jemnozrnné JZ TOO a základního materiálu neovlivněného svařováním. Při přípravě replik z naleptaného metalografického výbrusu byly různé oblasti svaru vyznačeny skalpelem a uhlíková vrstva byla pak napařena pouze na požadované lokality. Tenké fólie byly zhotoveny z plátků odebraných obvykle kolmo k linii stavení. Po mechanickém ztenčení a jemném přeleštění byly plátky mírně naleptány a byla vyznačena poloha jednotlivých pásem v tepelně ovlivněných zónách. Z vyznačených lokalit byly vyraženy terčíky o průměru 3 mm, které byly ztenčeny pomocí elektrolytického leštění v zařízení Tenupol v 6% roztoku kyseliny chloristé v metanolu při teplotě -50 C. Extrakční repliky a fólie byly pozorovány v mikroskopu JEM-1200 EX vybaveném řádkovacím zařízením EM-ASID 10 a energiově disperzním rtg. mikroanalyzátorem INCA 300. Lomové plochy byly pozorovány v řádkovacím elektronovém mikroskopu JSM-6490LV. 3. VÝSLEDKY 3.1 Zkoušky tečení a fraktografie Zkoušky tečení homogenního svarového spoje potrubí označeného C1 byly provedeny pro 19 vzorků a byly již ukončeny. Výsledky jsou uvedeny v tabulce 2. Lomová trhlina se šířila různými oblastmi svaru v závislosti na podmínkách zkoušky: středovou oblastí svarového spoje (označení SK s ), svarovým kovem v blízkosti linie stavení (označení SK ls ) nebo tepelně ovlivněnou oblastí základního materiálu (TOO). Při vyšších napětích a nižších teplotách se lom nacházel ve svarovém kovu, při nižších napětích a vyšších teplotách v základním materiálu. U vzorků s lomem ve svarovém kovu byla zřejmá výrazná makroplastická deformace, lomové plochy byly značně členité, což souvisí se složitou strukturou svarového kovu, která vzniká při postupném kladení jednotlivých housenek [5]. Vzorky s lomem v TOO ZM se vyznačovaly nízkou tažností, lomové plochy byly více méně rovinné. Výjimkou byly vzorky 25C1 a 16C1 vystavené relativně vysokému napětí při teplotách 575 C a 600 C, které měly lom ve tvaru číšky. Některé lomové plochy jsou díky silné krustě oxidů fraktograficky nečitelné, jiné jeví známky transkrystalického tvárného porušení, které spočívá v nukleaci dutin na částicích v matrici a růstu dutin až do vzájemného propojení. Snímky lomových ploch vybraných vzorků jsou uvedeny v článcích [2,6]. Při vyhodnocení výsledků zkoušek tečení podle Larson-Millerova modelu se creepová pevnost svarového spoje C1 při teplotách do 600 C se nachází v rozptylovém pásmu ±20% kolem střední křivky creepové pevnosti základního materiálu (oceli X10CrMoVNb 9-1 podle DIN a EN). Při nižších teplotách a vyšších napětích jsou výsledky zkoušek svarového spoje téměř shodné s žáropevností základního materiálu, zatímco při teplotě 600 C a napětích menších než 100 MPa stejně tak jako při všech creepových zkouškách při 625 C creepová pevnost svarového spoje klesá v porovnání se základním materiálem až o 30% [2,5,6]. Z naměřených hodnot byla stanovena žáropevnost svarového spoje pro h při teplotách 500 C až 600 C jako aritmetický průměr hodnot určených podle modelu SVÚM a Larson-Millera [4]. V celém oboru zkušebních teplot je žáropevnost svarového spoje nižší než u základního materiálu, přičemž pokles roste s rostoucí teplotou. Při 570 C je žáropevnost svarového spoje o 20% nižší než u základního materiálu, při 580 C o 25% a při 600 C dokonce o 36%. 3

4 Tabulka 2. Výsledky zkoušek tečení svarového spoje potrubí Table 2. Results of creep testing of weld joint of pipes Vzorek Teplota [ C] Napětí [MPa ] Doba do lomu [h] Tažnost [%] Kontrakce [%] Poloha lomové plochy 2C , SK ls 3C ,6 29,7 SK s 6C ,3 72,4 SK s 7C ,3 14,2 SK s 11C ,2 84,9 SK ls 25C ,8 84,9 TOO ZM 12C ,8 37,8 TOO ZM 8C ,0 18,8 TOO ZM 9C ,1 19,0 TOO ZM 16C ,4 59,3 TOO ZM 15C ,0 4,9 TOO ZM 13C ,3 12,1 TOO ZM 26C ,5 11,9 TOO ZM 14C ,1 18,8 TOO ZM 24C ,6 4,9 TOO ZM 18C ,6 18,8 TOO ZM 17C ,0 16,7 TOO ZM 19C ,8 2,2 TOO ZM 20C ,4 9,5 TOO ZM Ze svarového spoje C bylo podrobeno zkouškám tečení při různých teplotách a napětích 16 vzorků. Výsledky jsou shrnuty v tabulce 3. U dvou vzorků zkoušky dosud probíhají. K lomu došlo obvykle v TOO ZM. Lomová trhlina se šířila jemnozrnnou oblastí, popř. oblastí interkritického ohřevu. Doba do lomu se pohybuje v mezích ( ) h. Tažnost vzorků byla nízká, makroplastická deformace byla pozorována pouze u vzorků, které byly vystaveny při dané teplotě nejvyšším napětí. Mírné rozdíly byly pozorovány v rozsahu zaškrcení vzorků a v členitosti lomových ploch. Lomové plochy byly většinou pokryty silnými oxidickými vrstvami, které znemožňují mikrofraktografické hodnocení. V náznacích byly patrné jamky tvárného porušení a u vzorků C6 a C12 byly zřetelné i interkrystalické fasety. Pouze u vzorku C14 se lom nacházel ve svarovém kovu a měl charakter tvárného transkrystalického porušení [7]. Žáropevnost svarového spoje litých desek [6,7] byla porovnána s žáropevností základního materiálu (oceli GX12CrMoVNb 9-1 podle norem DIN a EN). Pro nižší teploty a vyšší napětí, tzn. pro creepové zkoušky při teplotách 525 C až 600 C a napětích v intervalu 120 MPa až 240 MPa se creepová pevnost nachází v rozptylovém pásmu ±20%. Při teplotách 525 C a 550 C je žáropevnost svarového spoje dokonce vyšší než žáropevnost základního materiálu. Avšak při teplotách 600 C žáropevnost svarového spoje rychle klesá. Např. při 625 C a 60 MPa je v porovnání se základním materiálem o 27% nižší. Creepová pevnost pro h nebyla zatím u tohoto svarového spoje stanovena. Zatím se jeví jako vyhovující do teploty 575 C (tzn. v rozptylovém pásmu ±20% žáropevnosti základního materiálu). 4

5 Tabulka 3. Výsledky zkoušek tečení svarového spoje litých desek Table 3. Results of creep testing of weld joint of cast plates Vzorek Teplota [ C] Napětí [MPa ] Doba k [h] Tažnost [%] Kontrakce [%] Poloha lomové plochy C ,9 51,0 TOO ZM C test pokračuje C ,5 14,4 TOO ZM C ,6 4,9 TOO ZM C ,6 19,2 TOO ZM C ,3 12,1 TOO ZM C ,0 4,9 TOO ZM C ,1 7,4 TOO ZM C ,8 14,7 TOO ZM C ,8 12,3 TOO ZM C ,1 9,8 TOO ZM C test pokračuje C ,2 16,7 TOO ZM C ,1 5,2 TOO ZM C ,2 7,4 TOO ZM C ,9 27,7 SK 3.2 Měření tvrdosti U obou svarových spojů byl měřen profil tvrdosti napříč svarovým spojem před a po zkouškách tečení. Typický průběh tvrdosti spolu se snímkem makrostruktury je uveden na obr.1. Tvrdost svarového kovu obvykle převyšuje tvrdost základního materiálu vně TOO. V hrubozrnné TOO u linie stavení se nachází maximum tvrdosti, v jemnozrnné TOO naopak lokální minima. Porovnáme-li průměrné hodnoty tvrdosti svarového kovu a základního materiálu vně TOO u jednotlivých vzorků, lze uvést následující závěry: Tvrdost základního materiálu svarového spoje C1 po svaření a žíhání byla 191 HV10. Po zkouškách tečení při 525 až 575 C se tvrdost zvýšila zhruba na 200 HV10. Po zkoušce 600 C/80MPa/10181h došlo k růstu tvrdosti na 214 HV10 a po zkoušce 600 C/70MPa/27471h pouze na 206 HV10. Po expozicích při 625 C byly naměřeny hodnoty 204 HV10 po h a 208 HV10 po h. Výraznější změny byly zaznamenány ve svarovém kovu (202 až 233 HV10). Při creepových expozicích přibližně h při 525 až 575 C tvrdost klesala z výchozí hodnoty 214 HV10 na 204 HV10, zatímco při 600 C vzrostla po h na 226 HV10 a po h dokonce na 233 HV10. Po creepových zkouškách při 625 C byla tvrdost svarového kovu poněkud nižší 215 HV10 po h a 202 HV10 po h. U svarového spoje C se byla tvrdost základního materiálu před zkouškami tečení 210 HV10, v důsledku creepových expozic mírně vzrostla (max. na 222 HV10). Tvrdost svarového kovu před creepem byla 226 HV10. Během zkoušek tečení se zvýšila (až na 240 HV10 u vzorku C5) s výjimkou dlouhodobých zkoušek na teplotě 625 C. U vzorků C13 a C14 klesla tvrdost svarového kovu na 203 a 181 HV10. 5

6 HV TOO SK TOO poloha vtisku [mm] Obr. 1. Makrostruktura a profil tvrdosti napříč svarovým spojem po creepové zkoušce 625 C/50MPa/29962h - vzorek 20C1 Fig. 1. Macrograph a hardness profile across weld joint after creep test at conditions 625 C/50MPa/29962hrs - sample 20C1 3.3 Mikrostrukturní rozbor Mikrostrukturní studium bylo zaměřeno zejména na stav svarových spojů po dlouhodobých zkouškách tečení při teplotách nad 550 C. Byly sledovány mikrostrukturní a substrukturní změny v různých částech svarového spoje s cílem objasnit příčiny přednostního creepového porušování v TOO ZM nebo v SK. V případě svaru C1 při vysokých napětích a teplotách do 550 C docházelo k tvárnému transkrystalickému lomu mechanismem obdobným jako při pokojové teplotě. Při vyšších teplotách a relativně nízkých napětích vznikla lomová trhlina propojením kavit, které se tvořily přednostně v jemnozrnných TOO. U svaru C převládalo kavitační porušení v TOO nezávisle na podmínkách creepové zkoušky (s výjimkou vzorku C14). Oba svarové spoje jsou tvořeny vysoce popuštěným martenzitem, v základním materiálu svaru litých desek je zřetelná dendritická segregace a zvýšená hustota globulitických vměstků. Substruktura jak základního materiálu, tak svarového kovu je po svaření a žíhání tvořena laťkami s více či méně vyvinutými subzrny. Na hranicích latěk a subzrn se nacházejí relativně hrubé částice karbidu M 23 C 6 na bázi chrómu, v některých zrnech lze pozorovat jemnější intragranulární precipitát zejména nitridy (V,Nb)N, u svarovém kovu byly detekovány i částice Mo 2 C a (V,Cr) 2 C. Hustota jemného precipitátu je značně nerovnoměrná. Ve svarovém kovu bylo pozorováno méně částic než v základním materiálu. V HZ TOO se vyskytuje relativně málo hrubých karbidů, zatímco hustota jemného precipitátu je vyšší. V JZ TOO byla naopak hustota hrubých částic největší a intragranulární precipitát byl pozorován jen výjimečně. S nízkou hustotou jemného precipitátu souvisí i pozorovaný vysoký stupeň zotavení. V základním materiálu byla vně TOO po žíhání relativně vysoká hustota dislokací svědčící pro výskyt intragranulárního precipitátu. 6

7 METAL 2008 Během creepových expozic svarového spoje potrubí docházelo k zotavení, velmi pomalému hrubnutí částic M23C6, precipitaci dalších částic jemného nitridu MX a rozpouštění karbidů M2C (naměřený pokles tvrdosti svarového kovu při creepových zkouškách do 550 C). Po creepových expozicích při 600 C dosahujících h vzrůstala tvrdost svaru zřejmě v důsledku precipitace nitridu vanadu. Po dlouhodobých zkouškách při 625 C byla stále ještě tato fáze pozorována, ale méně často. Navíc byly na extrakčních replikách pozorovány drobné destičkovité částice s chemickým složením blízkým Z-fázi. Pro přítomnost této obávané fáze, která způsobuje rozpouštění jemného nitridu vanadu [8], svědčí i výsledky elektronové difrakce. Nejhrubší pozorované částice přísluší podle vysokého obsahu molybdenu zřejmě Lavesově fázi. Substruktura svarového spoje litých desek (obr. 2) se vyvíjela podobným způsobem, nicméně byly zaznamenány určité rozdíly. Detailní popis svaru po svaření a žíhání je uveden v příspěvku [1]. Po creepové expozici 575 1C/140MPa/ h nebyly ve svarovém kovu ani základním materiálu již detekovány částice fází M2X, velikost i hustota ostatních fází a dokonce i dislokační substruktura byla stejná jako ve stavu před creepovými zkouškami. K pozorovatelným změnám došlo o relativně dlouhé expozici za podmínek 550 C/160MPa/ h. Zejména ve svarovém kovu, ale i v základním materiálu se nacházely hrubé částice Lavesovy fáze, které byly identifikovány podle chemického složení i pomocí elektronové difrakce. Změny v hustotě jemného precipitátu nebyly patrné. Po zkoušce 625 C/50MPa/29312h se ve svarovém kovu nacházely velké částice Lavesovy fáze, poklesla hustota jemného precipitátu a difrakcí byla jednoznačně prokázána přítomnost Z-fáze (obr. 3c). Destičky Z-fáze byly drobné a vyskytovaly se sporadicky, nicméně zřejmě přispěly k poklesu hustoty nitridu vanadu, zotavení dislokační substruktury a růstu velikosti subzrn (obr.2b). Hrubé částice Lavesovy fáze byly velmi časté (obr. 3a,b). V důsledku jejich růstu došlo k ochuzení tuhého roztoku feritu o substituční atomy molybdenu. V TOO a ZM vně TOO byla Lavesova fáze též pozorována, ale její částice byly podstatně drobnější. a b 500 nm 500 nm Obr. 2. Substruktura svarového kovu svarového spoje C po creepových zkouškách: a) vzorek C5-550 C/ 160 MPa/ h, b) vzorek C C/ 50 MPa/ h Fig. 2. Weld metal substructure of weld joint C after creep tests: a) sample C5-550 C/ 160 MPa/ hrs, b) sample C C/ 50 MPa/ hrs 7

8 a 200 nm b 200 nm c 200 nm Obr. 3. Částice sekundárních fází ve svarovém kovu svarového spoje C po creepové zkoušce 625 C/ 50 MPa/ h vzorek C14: a) Lavesova fáze ve světlém poli, b) Lavesova fáze v tmavém poli, c) Z-fáze. Fig. 3. Particles of secondary phases in the weld metal of weld point C after creep test 625 C/ 50 MPa/ hrs sample C14: a) Laves phase, brigh field image, b) Laves phase, dark field image, c) Z-phase. 4. ZÁVĚR Zkušební svarové spoje vyhovují požadavkům na žáropevnost při teplotách do 575 C. Při vyšších teplotách klesá jejich žáropevnost pod spodní mez obvykle přípustného rozptylového pásma ±20% žáropevnosti základního materiálu. Pokles žáropevnosti při creepových expozicích na 600 a 625 C trvajících cca h je způsoben precipitací Lavesovy fáze, která vede ke snížení substitučního zpevnění tuhého roztoku a hrubé částice této fáze působí jako nukleační centra pro kavity. Současně se začínají objevovat částice Z-fáze, které vedou k rozpouštění nitridu vanadu a snížení příspěvku precipitačního zpevnění. Negativní vliv Lavesovy fáze se projevuje zejména ve svarovém kovu. V TOO je snížení žáropevnosti způsobeno především relativně velkou hustotou hrubých částic a naopak nízkou hustotou nitridu vanadu v jemnozrnné zóně. Velká plocha hranic zrn obsazených částicemi sekundárních fází poskytuje výhodné podmínky pro precipitaci Z-fáze i pro nukleaci kavit v důsledku plastické deformace relativně měkkých zrn a subzrn. Příspěvek vznikl na základě řešení projektů MSM a 1P05OC024 COST 536. LITERATURA [1] JANDOVÁ D. Světelná a elektronová mikroskopie svarového spoje oceli P91. In Metal 2006: 14. mez. metal. konference : Hradec nad Moravicí, Česká republika [CD-ROM]. Ostrava: Tanger, Květen, 2005, č ISBN [2] JANDOVÁ D., KASL J., KANTA V. Žárupevnost a mikrostruktura svarových spojů oceli P91. In Metal 2006: 15. mez. metal. konference : Hradec nad Moravicí, Česká republika [CD-ROM]. Ostrava: Tanger, Květen, 2006, č ISBN [3] PENNY, R., MARRIOT, D.: Design for creep, Mc Graw-Hill Book Company, Great Britain, [4] BÍNA, V., PECH, R. Obecný matematický model procesu tečení, Strojírenství 30, 1980, Č. 4. [5] JANDOVÁ, D., KASL, J., KANTA V. Creep resistance of similar and dissimilar weld joints of steel P91, Materials at High Temperatures, 2006, Vol.23, No.3-4, pp [6] JANDOVÁ, D., KASL, J., KANTA, V. Long-term creep testing and microstructure evaluation of P91 steel weld joints. In Proc. of BALTICA VII Life management and Maintenance for Power Plants, Helsinki: VTT Technical Research Centre of Finland and Finishing maintenance Society, June, 2007, Vol. 1, pp [7] JANDOVÁ, D., KASL, J., KANTA, V., FOLKOVÁ, E. Weldment of Cast Steel P91 Creel Testing and Microstructure Evaluation. In Proc. of the 5 th International Conference on Mechanics and Materials in Design, July, 2006, Porto. [CD-ROM] Leca do Balio:INEGI-Instituto de Engenharia Mechanica e Gestao Industrial, July, 2006, p. 179, CD-file No. A , ISBN [8] STRANG, A.-VODÁREK, V. Z phase formation in a martensitic 12CrMoVNb steel, Materials Science and Technology, 1996, Vol.12, p