Precipitace sekundárních fází v ocelích obsahujících 2 až 3,5%Cr s ohledem na strukturní stabilitu a žárupevnost

Transkript

1 Precipitace sekundárních fází v ocelích obsahujících 2 až 3,5%Cr s ohledem na strukturní stabilitu a žárupevnost V.Foldyna*, A.Jakobová*, V.Vodárek**, M.Filip**, Z.Kuboň** * Ostrava, Česká republika ** VÍTKOVICE-Výzkum a vývoj spol. s r.o., Ostrava, Česká republika Snaha o zvyšování účinnosti energetických zařízení se realizuje především zvyšováním pracovních parametrů páry, s čímž souvisí vyšší nároky na vlastnosti používaných materiálů. Pro vysokoteplotní oblast s pracovními parametry páry kolem 600 byly austenitické oceli nahrazeny modifikovanými chromovými ocelemi na bázi 9-12%Cr, v oblasti nižších teplot (do cca 580 C) se používají nízkolegované ocele. V České republice se v posledních 30. létech většinou používala nízkolegovaná CrMoV ocel na bázi 0,5Cr-0,5Mo-0,25V, v zahraničí je nejpoužívanější CrMo ocel 2,25Cr-1Mo. I přes výrazně vyšší žárupevnost CrMoV ocele se v západní Evropě a v poslední době i u nás dává přednost CrMo oceli. S ohledem na zvyšování teploty a tlaku páry je i v oblasti nízkolegovaných ocelí vyvíjen v současnosti tlak na zvýšení jejich žárupevnosti. V Japonsku a v Německu se v poslední době věnuje značná pozornost ocelím na bázi 2 až 3,5%Cr legovaným Mo, V příp. W, Nb,Ti, N a B (T23, T24 a TEMPALOY F-2W). Původním záměrem bylo použití těchto ocelí pouze na membránové stěny z důvodu dobré svařitelnosti. Dosahovaná žárupevnost těchto ocelí téměř na úrovni ocele 12Cr-1Mo-0,3V je však opravňuje k širšímu použití, a to především na přehřívákové a parovodní trubky. Klasický postup určující chemické složení perspektivních 3%Cr ocelí vycházel zejména z konstitučních digramů, určujících fázové složení sekundárních fází v kvazistacionárním stavu při teplotě 700 C. Nerespektoval však poznatky získané na základě strukturních a termodynamických rozborů nízkolegovaných CrMoV a modifikovaných 9-12%Cr ocelí zdůvodňujících optimální obsahy jednotlivých legujících prvků pro dosažení maximální možné úrovně žárupevnosti. V uvedeném příspěvku jsou uvedeny základní informace o materiálech T23, T24 a TEMPALOY F-2W, je provedeno porovnání vlastností všech známých typů ocelí na bázi 2 až 3,5% chromu. Pozornost je věnována dalším možnostem zlepšení žárupevných vlastností T23 a T24 optimálním legováním na základě provedených termodynamických výpočtů. 1. Vlastnosti materiálů T23 a T24 Chemické složení materiálů T23 podle ASME Code Case 2199, T24 podle ASTM A213 (návrh) a TEMPALOY F-2W podle [4] je uvedené v Tab.I. Tab.I. Chemické složení porovnávaných ocelí (hm%) Ocel C Mn P S Si Cr Mo V W Nb Ti N B Al T23 0,04 0,10 max. max. Max. 1,9 0,05 0,20 1,45 0,02 - max. 0,0005 max. 0,0060 0,10 0,60 0,030 0,010 0,50 2,6 0,30 0,30 1,75 0,08 0,030 0,03 T24 0,05 0,30 max. max. 0,15 2,2 0,90 0, ,05 max. 0,0015 max. 0,0070 0,10 0,70 0,020 0,010 0,45 2,6 1,10 0,30 0,10 0,012 0,02 F-2W 0,10 0, ,60 1,91 0,60 0,37 0,33-0,14-0, Ocel T23 (HC2MS) byla vyvinuta v Japonsku v 80. létech a poprvé zabudována do 156 MW bloku v roce 1993 [1,2,3]. Ve srovnání s ocelí 10CrMo9 10 (T22) je tato ocel modifikována přídavkem W (1,6%), malého množství V, Nb, N a B a snížením obsahu C

2 Ocel TEMPALOY F-2W byla vyvinuta později jako výsledek detailního sledování vlivu obsahu W, V, Ti, Nb a B na vlastnosti oceli na bázi 2%Cr-0,5%Mo [4]. Ocel T24 (7CrMoVTiB10.10) je vyráběna v Německu firmou Vallourec & Mannesmann. Membránové stěny z této oceli byly použity poprvé v roce 1995 pro elektrárnu Asnaesvaerket, Dánsko.Tato ocel je kromě nižšího obsahu uhlíku modifikována V, Ti a B [5,6]. Po tepelném zpracování C/vzduch C/vzduch (T23), C/vzduch C/vzduch (T24), resp C/780 C (TEMPALOY F-2W) je dosahováno mechanických vlastností uvedených v Tab.II. Hodnoty vrubové houževnatosti při +20 C jsou u všech materiálů vyšší než 200 J/cm 2. Tab.II. Mechanické vlastnosti při +20 C Norma Ocel Rp 0,2 min /MPa/ Rm min /MPa/ A 5 min /%/ HB max. T ASTM A 213 Code Case 2199 ASTM A213 T [4] F-2W Mikrostruktura je obvykle bainitická, příp. bainiticko-martenzitická s velkým objemovým podílem jemných disperzních fází. Kromě VX resp. TiX. byly ve struktuře identifikovány částice M 6 C, M 23 C 6 a M 7 C 3 [3,4]. Mikrostrukturní stabilita je mimořádně vysoká. Po izotermickém žíhání oceli T24 cca h při teplotě 550 C uvádí Deshayes, Bendick, Haarmann a Vaillant [5] minimální pokles hodnot Rp 0,2 a Rm. Hodnoty KV dosahují úrovně kolem 200J. Tato skutečnost byla potvrzena i ověřováním vlastností přehřívákových trubek po provozní expozici cca a hodin při pracovních parametrech páry 4,2 MPa a 543 C [3]. Teplotní závislost hodnot meze pevnosti při tečení za h materiálů T23 a T24 podle [6] je porovnána s žárupevnými vlastnostmi materiálů P22, P91 a X20CrMoV12 1 podle [7,8,9] v Tab. III a na obr Rp 0,2 (MPa) T22 T23 T24 X20 T Teplota ( C) Obr. 1 Srovnání žárupevných vlastností hodnocených ocelí - 2 -

3 Tab.III. Porovnání hodnot meze pevností při tečení za hodin Ocel Mez pevnosti při tečení za h při teplotě /MPa/ 500 C 525 C 550 C 575 C 600 C 625 C Literatura T T (56) 6 T X T ,9 Je zřejmé, že hodnoty meze pevnosti při tečení za 10 5 hodin materiálů T23 a T24 jsou zhruba dvojnásobné ve srovnání s odpovídajícími údaji pro CrMo ocel T22. Žárupevnost 12%Cr oceli X20CrMoV12 1 je při teplotách těsně pod 550 C srovnatelná s žárupevností ocelí T23 a T24. Při vyšších teplotách však dochází k výraznému zvýšení žárupevnosti ve prospěch 3%Cr ocelí. Creepová odolnost oceli T91 dosahuje v celém teplotním rozmezí nejvyšších hodnot. Vzájemné porovnání žárupevnosti ocelí T23 a T24 vyznívá při teplotách pod 550 C příznivě pro materiál T24. Při teplotách nad 550 C je naopak dosahováno vyšší žárupevnosti u materiálu T23. Nízký obsah uhlíku a relativně nízká úroveň maximálních hodnot tvrdosti HV ( 350) jsou skutečnosti, které umožňují používat materiály T23 a T24 pro membránové stěny. Uvádí se, že membránové stěny z těchto materiálů lze svařovat bez předehřevu a bez následného tepelného zpracování po svaření, které se provádí za účelem snížení tvrdosti v přechodové oblasti svarového spoje. Rovněž náchylnost k praskavosti za studena (tvorbě studených trhlin) je výrazně nižší než u materiálů T22 a T91. S dobrými výsledky byly ověřeny technologie svařování WIG, ručně elektrodou i automatem pod tavidlem [2,3,5,6,10]. 2. Žárupevné vlastnosti 3%Cr ocelí Pro porovnání žárupevných vlastností stávajících nízkolegovaných ocelí na bázi 2 3,5% Cr byla provedena revize všech creepových dat těchto ocelí zkoušených v creepové laboratoři VÍTKOVICE,a.s. a jejich vyhodnocení. Všechny tavby z materiálů na bázi: CrMo 0,10C-2,25Cr-1Mo (15 313) 0,20C-3,2Cr-0,45Mo (15 421) 0,15C-1,5Cr-0,5Mo (15 422) CrMoV 0,17C-3Cr-0,25Mo-0,15V ( ) 0,20C-3,25Cr-0,6Mo-0,5V (15 423) 0,15C-2,75Cr-0,7Mo-0,3V (15Ch2MFA) byly samostatně matematicko-statisticky vyhodnoceny pomocí Larson-Millerovy parametrické rovnice. Pro oblast teplot 500 až 625 C byly stanoveny hodnoty meze pevnosti při tečení RmT/10 4 a RmT/10 5. Na obr. 2 je provedeno srovnání hodnot meze pevností při tečení za h materiálu s výsledky získanými na ostatních hodnocených materiálech. Protože výsledky žárupevnosti jednotlivých taveb materiálu odpovídají normovaným hodnotám [7], je pro větší názornost žárupevnost materiálu znázorněna pouze normovanými údaji (střední hodnoty, ±20% rozptylové pásmo) a žárupevnost ostatních materiálů je uvedena: a) pro variantu s 0% vanadu (15 421, ) b) pro variantu s obsahy V od 0.15 do 0.5% (15 323, , 15CH2MFA)

4 Z uvedeného srovnání vyplývá, že žárupevnost ocelí bez vanadu (bez ohledu na rozdílný obsah uhlíku a chromu) se nachází v celém teplotním rozsahu na spodní hranici rozptylového pásma pro materiál Žárupevnost ocelí s vanadem (bez ohledu na jeho rozdílný obsah) leží nad resp. v horní polovině rozptylového pásma pro materiál Se zvyšující se teplotou se rozdíly mezi žárupevností jednotlivých taveb zmenšují. Na obr. 2 jsou rovněž zakresleny příslušné údaje creepové odolnosti materiálů T23 (HCM2S), T24 (7CrMoVTiB10.10) a TEMPALOY F-2W získané vlastním vyhodnocením výsledků zkoušek tečení publikovaných v [3,4,5]. Teplotní průběh hodnot RmT/10 5 všech vývojových ocelí je v celém teplotním rozmezí vyšší než teplotní průběh uvedených hodnot pro všechny porovnávané typy původních CrMo a CrMoV ocelí. RmT/ h, MPa ,25Cr-1Mo 0%V %V T23 T24 F-2W Teplota, C Obr. 2 Porovnání teplotní závislosti RmT/10 5 pro materiály na bázi 3% Cr 3. Diskuze výsledků Mechanizmy zpevnění žárupevných ocelí Mechanizmy zpevnění a degradačních procesů při vysokoteplotním creepu feritických ocelí byly zatím studovány především na nízkolegovaných CrMoV ocelích s obsahem chromu do 1% a na modifikovaných chromových ocelích s obsahem chromu 9 až 12%. Nejvýznamnějšími mechanizmy zpevnění jsou v obou případech precipitační zpevnění a zpevnění tuhého roztoku Precipitační zpevnění závisí na mezičásticové vzdálenosti disperzních fází, precipitujících při popuštění nebo v průběhu vysokoteplotní expozice. Nízkolegované CrMoV ocele jsou disperzně zpevněny zejména částicemi V 4 C 3, resp. V(C,N). Chromové ocele obsahující 9 až 12% Cr a modifikované molybdenem jsou disperzně zpevněny zejména částicemi M 23 C 6. Vzájemnou vzdálenost uvedených částic l lze vyjádřit vztahem l = 1 2 ( Nv. d ) 1 2 d kde Nv je počet částic v jednotce objemu a d je střední velikost částic. S klesající vzdálenosti částic zpravidla stoupá mez kluzu při +20 C i mez pevnosti při tečení a klesá rychlost tečení [11,12,13]. (1) - 4 -

5 V chromových ocelích typu 9CrMoWVNbN a 12CrMoWVNbN se pozoruje ve struktuře především přítomnost částic karbidu M 23 C 6 a velmi jemných částic typu VN. V tomto případě je precipitační zpevnění určováno efektivní vzdálenosti částic obou sekundárních fází l ef, která se stanoví podle vztahu = + (2) l ef l M 23C 6 lvn kde l M23C6 a l VN znamenají střední vzdálenost částic M 23 C 6 a VN. Důležitý rozdíl mezi nízkolegovanými CrMoV ocelemi s obsahem Cr do 1% a modifikovanými Cr ocelemi CrMoWVNbN se středním obsahem Cr cca 10% spočívá v tom, že v ocelích s nízkým obsahem Cr vzniká karbid vanadu, zatímco v ocelích s obsahem Cr kolem 10% nevzniká karbid vanadu, ale pouze nitrid vanadu, ačkoliv obsah C je v tomto případě značně vyšší než obsah dusíku. U obou typů ocelí je žádoucí dosažení stechiometrického poměru V:C, resp. V:N. V případě dusíku však nelze uvažovat s celkovým obsahem dusíku v oceli, ale pouze s tou částí dusíku, která není vázaná na silněji nitridotvorné prvky jako např. Al, Ti, resp. Nb. Aby mezičásticová vzdálenost byla co nejmenší, je žádoucí dosáhnout větší objemový podíl malých částic V 4 C 3, resp. VN. Na zpevnění tuhého roztoku feritických ocelí se podílí zejména Mo a W, ale pouze ta část Mo nebo W, která zůstává v tuhém roztoku. Precipitují-li v oceli fáze bohaté na Mo nebo W (např. M 6 C nebo M 2 X, Lavesovy fáze Fe 2 Mo a Fe 2 W), klesá obsah Mo, resp. W v tuhém roztoku. Fáze M 6 X se pozoruje v ocelích s vyšším obsahem Mo, resp.w a to nezávisle na obsahu Cr v oceli. Lavesovy fáze byly pozorovány v ocelích s vyšším obsahem Mo a W a to prozatím pouze u ocelí s obsahem chromu 9 až 12%. Precipitace uvedených fází vede ke snížení zpevnění tuhého roztoku [12,14,15,16]. Precipitace karbidu M 6 C navíc výrazně snižuje precipitační zpevnění tím, že rozpouští jemné částice karbidu i nitridu vanadu. Proto precipitace fáze M 6 C je v uvedených žárupevných ocelích nežádoucí. Provedena strukturní analýza materiálu T23 ve výchozím stavu (normalizace 1060 C a popuštění 760 C) potvrdila přítomnost zhrublých částic především na hranicích původních austenitických zrn. V menší míře jsou tyto částice vyloučeny i na hranicích laťek bainitického feritu. Na hranicích i uvnitř laťek bainitického feritu byly pozorovány i četné částice jemného precipitátu (obr.3). Identifikace minoritních fází byla provedena za použití kombinace selekční elektronové difrakce a energiově disperzní analýzy. Zhrublé částice precipitátu jsou převážně tvořeny fázemi M 6 C a M 7 C 3. V hrubších introgranulárních částicích, převážně pravoúhlého tvaru, byla prokázána přítomnost Ti a menšího množství Nb obr.4. Primární částice (Ti,Nb)X nukleovaly v některých případech na desoxidačních vměstcích. Převážná většina částic jemného precipitátu byla identifikována jako fáze MX, kde M = V,Ti,Nb a X = C,N. Rovněž publikované výsledky provedených strukturních analýz potvrzují, že ve struktuře ocele TEMPALOY F-2W se kromě částic M 23 C 6 a MC objevuje karbid M 6 C [4]. v těchto ocelích příliš vysoký. Žárupevnost CrMoV ocelí je výrazně vyšší než žárupevnost CrMo ocelí a to zejména při teplotách 550 C a vyšších. Je to dáno zejména tím, že rozměrová stálost V 4 C 3 resp.v(c,n) je při zvýšených teplotách výrazně vyšší než rozměrová stálost karbidů Mo 2 C a Cr 7 C 3. Poměr rychlostí hrubnutí uvedených fází stanovený na nízkolegovaných ocelích lze při teplotě 600 C vyjádřit vztahem: Cr 7 C 3 : Mo 2 C : V 4 C 3 : V(C,N) = 2206 : 44 : 18 : 1 (3) - 5 -

6 Obr. 3 Zhrublé částice precipitátu na hranicích austenitických zrn x 4500 Obr. 4 EDX spektrum introgranulárních částic typu (Ti,Nb)X Umožnění vzniku karbonitridu vanadu v oceli je výhodnější, protože rychlost hrubnutí V(C,N) je asi 20krát pomalejší než rychlost hrubnutí V 4 C 3. Ke vzniku V(C,N) stačí poměrně nízký obsah volného dusíku v oceli, který není vázán na silnější nitridotvorné prvky jako - 6 -

7 např.al a Ti.Těmto skutečnostem odpovídá i rozdílný průběh žárupevnosti CrMo a CrMoV ocelí uvedený na obr.2. Zvýšení žárupevnosti CrMoV ocelí lze dále dosáhnout zvýšením obsahu vanadu v oceli až do stechiometrického poměru V:C Návrh úpravy chemického složení 3%Cr ocelí Klasický postup určující chemické složení modifikovaných ocelí na bázi 2 až 3,5%Cr vychází zpravidla z publikovaných konstitučních diagramů, určujících fázové složení sekundárních fází v kvazistacionárním stavu při teplotě 700 C [17]. V současné době se pro stanovení fázového složení ocelí používá stále více teoretický přístup, který je založen na existenci rozsáhlých databází termodynamických dat a využívá výpočetní techniku. Spolehlivost a přesnost takového výpočtu je samozřejmě kriticky závislá na spolehlivosti a množství údajů, které jsou o jednotlivých sloučeninách a fázích k dispozici v databance termodynamických dat. V Evropě je taková databanka budována a průběžně aktualizována v rámci mezinárodní skupiny SGTE (Scientific Group Thermodata Europe) [18]. Obdobné programy byly vyvinuty i na jiných pracovištích. Patří k nim rovněž program PD-pp, který byl vyvinut v ÚMF AV ČR v Brně [19]. Pro systém Fe-Cr-Mo-V-C byly provedeny výpočty termodynamických rovnovážných stavů pro rozmezí obsahu chromu v oceli 0 až 8%, molybdenu 0 až 3%, dusíku 0 až 0,05%, pro dvě úrovně obsahu V (0,3 a 0,5%) a pro tři úrovně teploty - 700, 600 a 550 C [20]. Ze srovnání provedených výpočtů vyplývá, že: v oblasti našeho zájmu, tedy pro obsahy Cr v rozmezí 2 až 4% a Mo do 1% je ve struktuře v rovnovážném stavu přítomen karbid M 7 C 3 a karbid MC. Karbid M 7 C 3 je při vyšších obsazích chromu nahrazen karbidem M 23 C 6 u oceli s vyšším obsahem V (0,5%) je ve struktuře při obsazích do cca 1%Cr potlačen výskyt karbidu M 2 C na úkor M 6 C. Při nejvyšším obsahu dusíku (0,05%) je tento vliv minimalizován vyšší obsah vanadu má příznivý vliv na náhradu cementitu M 3 C speciálním karbidem MC přítomnost dusíku v oceli už v minimálním množství vede k náhradě specielního karbidu MC karbonitridem V(C,N). Oblast výskytu karbonitridu V(C,N) se se vzrůstajícím obsahem N v oceli výrazně nemění. Dusík zároveň mírně posouvá oblast existence M 6 C k nižším rovnovážným obsahům Mo teplota má výrazný vliv na oblast výskytu karbidu M 6 C. S klesající teplotou se oblast výskytu karbidu M 6 C pro všechny alternativy chemického složení posouvá k nižším rovnovážným obsahům Mo. Při teplotě 700 C vzniká karbid M 6 C už při obsazích Mo nad 0,7% (obr.5), při teplotě 600 C při obsazích Mo kolem cca 0,5% (obr.6) a při teplotě 550 C kolem cca 0,3%Mo. Tento trend je z hlediska žárupevnosti negativní, neboť rozměrová stabilita karbidu M 6 C je malá a jeho rychlost hrubnutí naopak vysoká. Výskyt M 6 C tak limituje množství Mo, resp. W, které může být v oceli využito. Na základě provedené analýzy poznatků získaných především studiem strukturních a termodynamických parametrů modifikovaných 9 až 12% Cr ocelí, konkrétně provedeného strukturního rozboru materiálu T23, teoretického stanovení fázového složení a rozpustnosti částic VC resp. V(C,N) [21] ocelí na bázi 2-3,5%Cr modifikovaných různými obsahy molybdenu, vanadu a dusíku je možno doporučit především snížení obsahu Mo resp. Mo eq v ocelí s cílem omezit pravděpodobnost precipitace M 6 C během tepelného zpracování a creepové expozice

8 Obr. 5 Rovnovážné fázové složení systému Fe-Cr-Mo-C s 0,3% V při 700 C Obr. 6 Rovnovážné fázové složení systému Fe-Cr-Mo-C s 0,3% V při 600 C 4. Závěr Žárupevnost nové generace nízkolegovaných ocelí na bázi 2 až 3,5% chromu je významně vyšší, než žárupevnost klasické oceli 2,25%Cr-1%Mo a je srovnatelná s žárupevností oceli X20CrMoV12 1. Na základě provedené analýzy poznatků získaných především studiem strukturních a termodynamických parametrů modifikovaných 9 až 12%Cr ocelí, konkrétně provedeného strukturního rozboru materiálu T23, teoretického stanovení fázového složení a rozpustnosti částic VC resp. V(C,N) v ocelích na bázi 2-3,5%Cr modifikovaných různými obsahy molybdenu, vanadu a dusíku je možno pro zvýšení žárupevných vlastností doporučit zejména: snížení obsahu Mo, resp. Mo eq s cílem omezit pravděpodobnost precipitace M 6 C během tepelného zpracování a creepové expozice umožnění vzniku karbonitridu vanadu v oceli, který je výhodnější z důvodu pomalejší rychlosti hrubnutí. Ke vzniku V(C,N) stačí relativně nízký obsah volného dusíku v oceli, který není vázán na silnější nitridotvorné prvky (např. Al, Ti) zvýšení obsahu vanadu v oceli až do stechiometrického poměru V:C 4-8 -

9 5. Poděkování Dosažené výsledky byly získány při řešení grantového projektu č. 106/00/0860 financovaného Grantovou agenturou ČR. 6. Literatura 1. F.Masuyama, T.Yokoyama, Y.Sawaragi, A.Iseda: Proc.: Materials for Advanced Power Engineering 1994, Ed.:D.Coutsouradis, Liege 1994, Belgium, p N.Komai, F.Masuyama, I.Ishikara, T.Yokoyama: Proc.: Advanced Heat Resistant Steels for Power Generation, San Sebastian 1998, Spain, Section 1A: Steel Development 3. Y.Sawaragi, K.Miyata, S.Yamamoto: Proc.: [2], Section 1B: Service Experience 4. A.Tohyama,Y.Minami: Proc.:Materials for Advanced Power Engineering 1998,Ed.:, J.Lecomte-Beckers, F.Schubert and P.J.Ennis Liege 1998, Belgium, p F.Deshayes, W.Bendick, K.Haarmann,J.C.Vaillant: Proc.:[4], p The T23/T24 Book, New Grades for Waterwalls and Superheaters, Vallourec& Mannesmann, 19uu8 7. DIN , Nahtlose Rohre aus warmfesten Stählen, Vd TÜV, Werkstoffblatt 511/2, pren (Draft), Creep resisting steels, nickel and cobalt alloys, W.Bendick, K.Haarmann, M.Ring, M.Zschau: Proc.: Creep Resistance Metallic Materials, Hradec n.m, 1996., Czech Republic, p Kuboň,Z., Foldyna,V., Vodárek,V.: Proc.[4], p Foldyna,V.,Jakobová,A.,Vodárek,V.,Kuboň,Z.: Proc.[1], p Foldyna,V., Purmenský,J.: Czechoslovak Journal of Physics, 39, 1989, p Foldyna,V. et al.: Archiv für das Eisenhüttenwessen, 42, 1971, p Jakobová,A., Foldyna,V., Prnka.: Archiv für das Eisenhüttenwessen, 43, 1972, p Jakobová,A. et al.: Technické aktuality VÍTKOVIC No.3, Andrews,K.W.,Hughes,H.,Dyson,D.J.: JISI,210, 1972, p Dinsdale, A.T.: Callphad, 15, 1991, p Sopoušek,J., Kroupa A., Dojiva,R., Vřešťál,J.: Calphad, 17, 1993, p Kroupa,A.: bude publikováno 21. Jakobová,A. et al.: Proc. Creep Resistance Metallic Materials, Praha 2001, Czech Republic, v tisku - 9 -