MIKROSTRUKTURA A ŽÁROPEVNÉ VLASTNOSTI SVAROVÉHO SPOJE OCELI P92 SVOČ FST 2009

Transkript

1 MIKROSTRUKTURA A ŽÁROPEVNÉ VLASTNOSTI SVAROVÉHO SPOJE OCELI P92 SVOČ FST 2009 Bc. Petr MARTÍNEK Západočeská univerzita v Plzni Univerzitní 8, Plzeň Česká republika ABSTRAKT Práce obsahuje charakteristiku modifikovaných (9-12)% Cr ocelí, oceli P92 a strukturu svarových spojů žáropevných ocelí. Experimentální část vychází ze zkoušek tečení zkušebního svarového spoje. U vybraných vzorků po zkoušce tečení a u jednoho před zkouškou tečení byl měřen průběh tvrdosti napříč svarovým spojem. Dále byl proveden metalografický rozbor svarového spoje včetně kvantitativního hodnocení minoritních fází pomocí elektronové mikroskopie. KLÍČOVÁ SLOVA Modifikované (9-12)% Cr oceli, měření tvrdosti svarového spoje, metalografický rozbor, kvantitativní hodnocení minoritních fází 1. ÚVOD V současnosti je věnována velká pozornost zvyšování účinnosti tepelných elektráren, které stále představují hlavní zdroj elektrické energie, z ekonomických důvodů a požadavkům na snižování množství škodlivých emisí. Toho lze dosáhnout zvyšováním parametrů páry, tj. teploty a tlaku páry, na vstupu do parních turbín. Dnes je teplota vstupní páry obvykle pohybuje v mezích C, ale uvažuje se o jejím zvýšení až na teplotu 650 C [2]. Podmínky, při nichž teplota přesahuje 600 C a tlak 26 MPa se označují jako ultra super kritické parametry páry (USC) [1]. Očekává se, že u zařízeních pracujících za těchto podmínek stoupne účinnost z dnešních 35% na 42% až 43% a emise oxidu uhličitého poklesnou přibližně o 20% [2]. Pro výrobu zařízení pracujících v USC podmínkách se průběžně vyvíjejí nové progresivní oceli odolné vůči tečení a korozi. K perspektivním ocelím, které jsou uvažovány pro použití v těchto podmínkách, patří především modifikované (9-12)% Cr oceli. Do této skupiny ocelí patří i ocel P92, která byla použita jako experimentální materiál. 2. MODIFIKOVANÉ (9-12)% Cr OCELI 2.1 Charakteristika modifikovaných (9-12)% Cr ocelí Modifikované (9-12)% Cr oceli jsou považovány za perspektivní materiály pro konstrukci komponent tepelných elektráren s USC parametry páry. Předpokládá se, že tyto oceli by mohli být využívány ke konstrukci creepově namáhaných komponent až do pracovní teploty 650 C. Dominantním kritériem vývoje těchto ocelí ve druhé polovině dvacátého století bylo dosažení vysoké hodnoty meze pevnosti při tečení ( R mt/10 5 h/600 C = 100MPa). V současné době je vývoj zaměřen především na oceli, které by při teplotách C vykazovaly požadovanou úroveň meze pevnosti při tečení, ale zároveň zvýšenou odolnost vůči oxidaci ve vodní páře. Dalšími požadavky na tyto oceli je houževnatost, která by měla být ekvivalentní nebo lepší než u klasických nízkolegovaných 1CrMoV ocelí, odolnost proti zkřehnutí v průběhu dlouhodobé expozice při pracovních teplotách a dobré technologické vlastnosti. Současné dosažení velmi vysoké úrovně všech požadovaných mechanických a technologických vlastností u jediné oceli je nemožné. V této souvislosti je vývoj nových ocelí prováděn odděleně pro základní kategorie výrobků, tj. turbíny, kotle a odlitky, u kterých jsou prioritní vlastnosti poněkud rozdílné. Mikrostruktura modifikovaných (9-12)% Cr ocelí Modifikované (9-12)% Cr oceli jsou používány ve stavu normalizačně žíhaném a popuštěném nebo kaleném a popuštěném. Vysoký obsah chromu a přítomnost dalších legujících prvků v modifikovaných (9-12)% Cr ocelích vyvolává posun křivek rozpadu austenitu v ARA diagramech k dlouhým časům. Důsledkem je, že tyto oceli jsou plně prokalitelné i v tlustých průřezech při ochlazování na vzduchu [1]. Z tohoto vyplývá, že v širokém rozmezí ochlazovacích rychlostí vzniká martenzit. Ten je převážně laťkový a uvnitř původních austenitických zrn vzniká několik svazků rovnoběžných martenzitických latěk, které mohou být odděleny filmy zbytkového austenitu. V průběhu creepové expozice modifikovaných (9-12)% Cr ocelí dochází k pozvolným změnám mikrostruktury směrem k rovnovážnému stavu, kterému odpovídá minimální hodnota Gibbsovy energie. Mezi nejdůležitější mikrostrukturní procesy patří snižování celkové plochy hranic zrn, pokles hustoty dislokací, rozpouštění metastabilních a precipitace stabilních minoritních fází. Důležitou úlohu ve vývoji mikrostruktury modifikovaných (9-12)% Cr ocelí hrají karbidy typu M 23 C 6, které tvoří majoritní podíl částic minoritních fází. V průběhu creepové expozice dochází k pozvolným změnám chemického složení fáze M 23 C 6. Hnací sílu těchto změn představují rozdíly mezi termodynamicky rovnovážným složením dané fáze

2 při teplotě popouštění a teplotě creepové expozice, která je obvykle o 100 až 2OO C nižší. V průběhu creepové expozice dochází k růstu a následně k hrubnutí částic M 23 C 6, což se projevuje poklesem počtu částic a zvětšováním jejich střední velikosti. Rychlost hrubnutí částic M 23 C 6 roste se zvyšujícím se obsahem chromu v ocelích. Vysoká úroveň odolnosti modifikovaných (9-12)% Cr ocelí vůči tečení je často spojována s precipitací jemných částic sekundární MX fáze. Jedná se prakticky o čisté nitridy, a proto objemový podíl částic této fáze je závislý na obsahu dusíku v tuhém roztoku. Částice MX mohou být v mikrostruktuře přítomny po tepelném zpracování na jakost nebo precipitují v průběhu creepové expozice. Částice diskutované fáze jsou v průběhu žíhání nebo creepové expozice velmi rozměrově stabilní [1]. V závislosti na obsahu molybdenu a nebo wolframu v (9-12)% Cr ocelích může v průběhu žíhání nebo creepové expozice precipitovat Lavesova fáze. Vylučování částic Lavesovy fáze probíhá již při obsahu 0,6 hm. % Mo v oceli. V Lavesově fázi se mohou wolfram s molybdenem vzájemně zastupovat v závislosti na chemickém složení ocelí. Po dlouhodobé expozici částice Lavesovy fáze obvykle tvoří nejhrubší částice přítomné v mikrostruktuře modifikovaných (9-12)% Cr ocelí, a proto není příliš pravděpodobný významný příspěvek této fáze k dlouhodobému precipitačnímu vytvrzení diskutovaných ocelí. Typy zpevnění modifikovaných (9-12)% Cr ocelí Substituční zpevnění V případě substitučního zpevnění se jedná o optimální legování oceli rozptylovými atomy Mo, respektive W, které účinně brání dislokačnímu pohybu při realizaci creepového procesu. Na zpevnění tuhého roztoku se podílí jen ta část Mo a/nebo W v oceli, která není vázána ve formě sekundárních fází bohatých Mo a/nebo W. Proto není účelné zvyšovat obsah Mo a/nebo W v oceli nad mez rozpustnosti při pracovní teplotě. Precipitační zpevnění Precipitační zpevnění je založeno na precipitaci velice jemných částic karbidů, karbonitridů, respektive nitridů v matrici tuhého roztoku. Precipitační zpevnění je uskutečňováno prostřednictvím interakcí mezi dislokacemi a částicemi pracipitátů, které brzdí kinetiku procesů zotavení a rekrystalizace kovové matrice. Precipitační zpevnění v průběhu creepové expozice tedy závisí na rozměrové a termodynamické stabilitě jednotlivých minoritních fází. Hrubnutí karbidů vede k rozpouštění malých a růstu velkých částic, což vede ke snížení počtu částic a zvětšování středního průměru částic. Tím dochází ke zvětšování vzájemné vzdálenosti části a poklesu precipitačního zpevnění [3]. Substrukturní zpevnění stabilizované karbidickými částicemi Důležitou podmínkou pro dosažení vysoké úrovně žárupevnosti je, aby změny dislokační substruktury probíhaly v průběhu creepové expozice co nejpomaleji. Původní martenzitické laťky jsou postupně nahrazovány subzrny, která postupně rostou. Na stabilizaci hranic subzrn, která rostou mnohem pomaleji než v čistých kovech, mají výrazný vliv částice precipitátů [1]. Ocel P92 Ocel P92 je feritická (9% Cr, 1,75% W, 0,5% Mo) ocel legovaná vanadem a niobem a s řízeným obsahem bóru a dusíku [9]. Je výsledkem japonského výzkumu a její původní označení bylo podle výrobce Nippon Steel Corporation NF 616, podle ASTM se ocel NF 616 zavedla pod označením P92 [4]. U ocele P92 je důležité pouze malé množství dusíku, aby se potlačila vazba bóru na dusík. Mikrostrukturní stabilitu této oceli pozitivně ovlivňuje malá rychlost hrubnutí částic M 23 C 6, která úzce souvisí s rozpouštěním atomů bóru v dané fázi. 3. EXPERIMENTÁLNÍ MATERIÁL Experimentální materiál byl použit ze segmentů parovodního potrubí o Ø 219 mm a tloušťky stěny 40 mm. Parovodní potrubí bylo vyrobeno z materiálu P92, jehož chemické složení je uvedeno v tab.1 [2]. Základní materiál byl podroben tepelnému zpracování, které se skládalo z normalizačního žíhání 1060 C/1 hod. a popouštění 770 C/2 hod. Z tohoto materiálu byly zhotoveny svarové spoje typu W. Kořen byl svařen v ochranné atmosféře argonu a výplň obalenou elektrodou. U všech svarových spojů byl použit předehřev 200 až 25O C, po zavaření dohřev 2 hod. na teplotě 250 až 260 C. Maximální mezihousenková (interpass) teplota byla 300 C. Po svaření byly svarové spoje žíhány při teplotě 750 až 760 C/4 hod./vzduch [5]. Jako přídavný materiál byl použit Thyssen Thermanit MTS 616, jehož chemické složení je uvedeno v tab. 1, z které vyplývá, že se jeho chemické složení příliš neliší od chemického složení základního materiálu. Prvek C Mn Si Cr Mo V W Ni Nb N B P S Zákl. mat. 0,12 0,41 0,25 8,6 0,47 0,17 1,75 0,11 0,06 0,045 0,002 0,015 0,003 Příd. mat. 0,13 0,61 0,24 8,93 0,99 0,18 1,55 0,67 0,07 0,041 0,005 0,007 0,002 Tab. 1. Chemické složení základního a přídavného materiálu

3 4. ZKOUŠKY TEČENÍ ZKUŠEBNÍHO SVAROVÉHO SPOJE Příčné vzorky pro creepovou zkoušku byly zhotoveny ze středové části svaru z oblasti mimo kořen svarového spoje. Použité teploty, rozsah aplikovaných napětí a dosažené doby do lomu jsou uvedeny v tab. 2. Vzorek Teplota [ C] Napětí [MPa] Doba do lomu [hod] A [%] Z [%] Poloha lomu 3P ,0 25,6 zákl. mat. 4P ,5 82,9 zákl. mat. 2P ,7 76,2 zákl. mat. 5P ,5 14,4 TOO ZM 6P pokračuje 7P pokračuje 8P ,6 9,3 TOO ZM 15P ,3 59,4 zákl. mat. 9P ,1 TOO ZM 10P ,0 7,4 TOO ZM 11P pokračuje 12P pokračuje 16P ,9 12,1 TOO ZM 13P ,0 7,4 TOO ZM 14P ,6 12,1 TOO ZM 17P ,8 12,1 TOO ZM Tab. 2. Výsledky zkoušek tečení Doposavad bylo dokončeno 12 zkoušek a ostatní dosud probíhají. Červeně jsou zvýrazněny vzorky, které byly dále hodnoceny. Vzorek v základním stavu bez provedené zkoušky tečení byl označen 0P92. Z tabulky 2 dále vyplývá, že rozsah teplot byl volen od 575 až po 650 C a aplikované napětí rozsahu 70 až 240 MPa. U vzorků, u nichž bylo aplikováno vysoké napětí a byla použita relativně nízká teplota, porušení proběhlo mechanismem kluzu a k lomu došlo v základním materiálu. Naopak u vzorků, kde bylo aplikováno nižší napětí a použita vyšší teplota, se na porušení podílelo výrazně kavitační porušení a lom se uskutečnil v tepelně ovlivněné oblasti. Žárupevnost byla hodnocena pomocí Larson-Millerova parametru P LM určeného ze vztahu: P LM = T (C + log t) kde: T teplota [ K] (1) C materiálová konstanta (C = 36 pro ocel P92) t čas do lomu [hod.] Výsledky creepových zkoušek jsou graficky znázorněny na obrázku 1. Napětí [MPa] Teplota 575 C Teplota 600 C Teplota 625 C Teplota 65O C Polynomický (P92) Polynomický (P92-20%) Larson-Miller parametr Obr.1. Závislost napětí na Larson Millerově parametru

4 Na obrázku 1 je uvedeno porovnání hodnot žáropevnosti základního materiálu P92 se zjištěnými hodnotami. Křivky závislostí napětí na Larson Millerově parametru byly stanoveny proložením experimentálních hodnot pomocí metody nejmenších čtverců. Hodnoty creepové pevnosti všech dosud prasklých vzorků leží v rozptylovém pásmu ± 20% pevnosti základního materiálu. Výjimkou je vzorek zkoušený při teplotě 625 C, který leží mimo toto pásmo. 5. MĚŘENÍ TVRDOSTI SVAROVÉHO SPOJE Průběh tvrdostí svarových spojů byl prováděn z důvodu porovnání tvrdostí jednotlivých částí svarového spoje a tvrdosti základního materiálu a také rozdílu tvrdostí vzorku v základním stavu a vzorků po zkoušce tečení. Zkouška byla prováděna podle Vickerse HV 10, tedy při zatížení 98N. Vzdálenost jednotlivých vtisků byla 1 mm a v tepelně ovlivněné oblasti 0,5 mm. Na obr.3 je průběh tvrdosti napříč svarovým spojem u vybraného vzorku a na obr. 2 je zobrazena makrostruktura tohoto vzorku. Obr. 2. Makrostruktura vzorku 9P92 10 mm ZM TOO SK TOO ZM HV poloha vtisku [mm] Obr.3. Průběh tvrdosti vzorku 9P92 6. METALOGRAFICKÝ ROZBOR SVAROVÉHO SPOJE Mikrostruktura byla pozorována na mikroskopu značky Nikon Epiphot 300 a fotodokumentace byla pořízena digitální kamerou od stejného výrobce. Snímky byly zpracovány v programu obrazové analýzy LUCIA 5 NIS ELEMENTS. Mikrostruktura byla pozorována v oblasti lomové plochy, ve svarovém kovu, v tepelně ovlivněné oblasti a v základním materiálu. Mikrostruktura základního materiálu neovlivněného creepovou zkouškou je tvořena popuštěným martenzitem. V jemnozrnné části TOO došlo vlivem svařování k překrystalizaci původně martenzitické struktury a k zjemnění austenitického zrna. Toto tepelné ovlivnění lze označit jako normalizaci. Při následném žíhání svarového spoje se z jemnozrnné martenzitické struktury stala struktura popuštěná. Rozdíly mezi jednotlivými oblastmi svarového spoje vyniknou při malém zvětšení. Při velkém zvětšení je vzhled mikrostruktury v ZM, SK i TOO velmi podobný. Struktura je tvořena feritickou matricí s karbidickými částicemi a více nebo méně zřetelnými hranicemi původních austenitických zrn. V TOO a v základním materiálu byly dále pozorovány vměstky a díry, způsobené vypadnutím vměstků v průběhu přípravy vzorku (obr. 4). Vměstky byly zkoumány pomocí REM a EDX mikroanalýzy. Bylo zjištěno, že se jedná o nitridy bóru, které se často vyskytují ve shlucích s oxidy hliníku a hořčíku. Tmavá částice na obr. 5 je nitrid bóru, světlá částice je oxid. Vyloučení nitridu bóru je nežádoucí, protože se tak zamezí příznivému působení bóru na vlastnosti materiálu. Bór rozpuštěný v tuhém roztoku omezuje růst karbidů chrómu během dlouhodobých creepových expozic.

5 BN oxid Obr. 4. Vzorek 0P92, TOO, jemné vměstky a díry po vměstkách, zvětšení 500x Obr. 5. Vzorek 0P92, TOO, vměstek nitridu bóru a oxidu hliníku a hořčíku Mikrostruktura vzorků po creepové expozici je výrazně ovlivněna touto zkouškou a je tvořena vysoce popuštěným martenzitem. U vybraného vzorku 9P92, který je zobrazen na následujících obrázcích, k lomu došlo v TOO. Na nukleaci a šíření trhliny se podílely kavity, kterých je v TOO velké množství. U lomové plochy je patrné vyřádkování v důsledku segregace a následného tváření materiálu potrubí (obr. 6). Z obr. 7 je patrná velká hustota kavit, které se vyskytují především v jemnozrnné části TOO. Obr. 6. Vzorek 9P92, lomová plocha, zvětšení 50x Obr.7. Vzorek 9P92, TOO, zvětšení 200x Charakter mikrostruktury vzorku 13P92 je podobný jako u předcházejícího vzorku. Vliv creepové zkoušky je v tomto případě značný, vzhledem k tomu, že vzorek byl exponován při teplotě 650 C, což je nejvyšší použitá teplota. Během zkoušky tečení došlo k významnému růstu částic sekundárních fází a k značnému kavitačnímu porušení (obr. 8, 9) Obr. 8. Vzorek 13P92, SK, zvětšení 1000x Obr. 9. Vzorek 13P92, ZM, zvětšení 1000x

6 U všech vzorků se nachází částice δ-feritu, což je nežádoucí fáze [1]. Ve svarovém kovu a v TOO se vyskytují ojedinělé izolované částice δ-feritu, které tvoří v některých místech základního materiálu nesouvislé řetízky, na mezi stavení je vyřádkování částic δ-feritu častější (obr.10). Rozhranní δ-feritu a martenzitu je dekorováno hrubými karbidickými částicemi a uvnitř útvarů δ-feritu se nachází také karbidické částice (obr. 11). Obr. 9. Vzorek 9P92, δ-ferit na linii ztavení, 100x Obr. 10. Vzorek 13P92, částice δ-feritu ve SK, 1000x 7. KVANTITATIVNÍ HODNOCENÍ MINORITNÍCH FÁZÍ Hodnocení minoritních fází se provádělo pomocí transmisního elektronového mikroskopu (TEM) vyhodnocením extrakčních uhlíkových replik, které zachycují v sobě jemné disperzní částice struktury. Na každém vzorku se vždy postupně vytvořily dvě repliky a to ve svarovém kovu a v základním materiálu. Postup přípravy extrakční uhlíkové repliky je zobrazen na obr. 11. Vyleštěný povrch Naleptaný povrch Napařený povrch Uhlíková replika Obr. 11. Schéma postupu přípravy extrakčních uhlíkových replik Vyhodnocení snímků z TEM se provádělo v programu obrazové analýzy LUCIA AR 3.0 NIS ELEMENTS. Jako příznaky pro měření objektů byl použit ekvivalentní průměr, max. a min. Feretův průmět a měřená plocha, která představuje měřenou plochu uvnitř měřícího rámečku. Částice z důvodu velkého rozptylu byly hodnoceny ve 2 intervalech podle ekvivalentního průměru. Interval byl použit v rozmezí nm pro jemné částice, které byly hodnoceny při násobném zvětšení. Druhý interval byl v rozmezí 40 - nm pro částice hrubší, které byly hodnoceny při násobném zvětšení. Výjimku tvořily vzorky 0P92 a 4P92, které hodnoceny rovnou při násobném zvětšení v obou intervalech. Částice byly hodnoceny vždy z 5 snímků, kromě vzorku 0P92 a 4P92 v intervalu 40 - nm, které byly hodnoceny z deseti snímků. Snímky z extrakčních uhlíkových replik jsou zobrazeny na obr. 13 a 14.

7 Obr. 13. Vzorek 13P92, SK, zvětšení x Obr. 14. Vzorek 13P92, ZM, zvětšení x Výsledky kvantitativního hodnocení minoritních fází v intervalu 40 - nm jsou zobrazeny v tabulce 3. Vzorek P LM Počet částic Měřená plocha [µm 2 ] Ekv. průměr [nm] interval měření ekv. průměru 40 - [nm] Směrodatná odchylka Max Feretův průmět [nm] Min Feretův průmět [nm] 0P92-sk-20 / P92-zm-20 / P92-sk P92-zm P92-sk P92-zm P92-sk P92-zm P92-sk P92-zm Tab. 3. Výsledky kvantitativního hodnocení minoritních fází v intervalu 40- nm Z tabulky 3 vyplývá, že ekvivalentní průměr částic v základním materiálu je vždy větší než ve svarovém kovu. U vzorku 0P92 se velikost ekvivalentního průměru částic pohybuje okolo 117 nm. U vzorku 4P92 dochází k poklesu velikosti částic na hodnotu 102 nm, ale dochází k nárůstu počtu částic. Od vzorku 5P92 dochází k opětovnému nárůstu velikosti částic a největší velikost se dosahuje u vzorku 9P92. S rostoucí průměrnou velikostí ale dochází i k poklesu počtu částic. U vzorku 13P92 dochází oproti vzorku 9P92 k poklesu ekvivalentního průměru částic i přes nejvyšší aplikovanou teplotu a větší Larson- Millerův parametr. Pokles ekvivalentního průměru je pravděpodobně způsoben kratší dobou do lomu při zkoušce tečení. Výsledky kvantitativního hodnocení minoritních fází v intervalu nm jsou zobrazeny v tabulce 4. Z této tabulky vyplývá, že velikost ekvivalentního průměru u jednotlivých vzorků se v tomto intervalu neliší. Liší se však počet částic, který je vždy v základním materiálu větší než ve svarové kovu. Největší rozdíl je pak u vzorku 9P92. U všech vzorků byly dále zpracovány grafy rozdělení počtu částic podle ekvivalentního průměru po intervalu 20 nm v intervalu měření 40 - nm a po intervalu 5 nm v intervalu měření nm. Z vybraných grafů zobrazených na obr. 15 a 16 vyplývá, že % zastoupení nejmenších částic je výrazně vyšší u vzorku 0P92 než u vzorku 9P92 a je zde výraznější pokles % podílu než u vzorku 9P92, kde je pokles mnohem pomalejší a je zde proto větší % zastoupení větších částic.

8 Vzorek P LM Počet částic Měřená plocha [µm 2 ] Ekv. průměr [nm] Směrodatná odchylka Max Feretův průměr [nm] Min Feretův průměr [nm] interval měření ekv. průměru [nm] 0P92-sk-20 / P92-zm-20 / P92-sk P92-zm P92-sk P92-zm P92-sk P92-zm P92-sk P92-zm Tab. 4. Výsledky kvantitativního hodnocení minoritních fází v intervalu nm 0P92 ZM 9P92 ZM Podíl [%] Ekv. průměr [nm] >600 Podíl [%] Ekv. průměr [nm] >600 Obr. 15. Graf rozdělení počtu částic podle ekvivalentního průměru Obr. 16. Graf rozdělení počtu částic podle ekvivalentního průměru 8. ZÁVĚR Hodnoty creepové pevnosti svarového spoje leží v požadovaném rozptylovém pásmu ±20% pevnosti základního materiálu. Byla proměřena tvrdost a proveden metalografický rozbor včetně kvantitativního hodnocení sekundárních fází u 5 vybraných vzorků. Bylo zjištěno, že tvrdost se u jednotlivých vzorků výrazně neliší a její průběh napříč svarovým spojem má předpokládaný tvar. Při velkém zvětšení je vzhled mikrostruktury v ZM, SK i TOO velmi podobný, rozdíly mezi jednotlivými oblastmi svarového spoje vyniknou pouze při malém zvětšení. Struktura je tvořena feritickou matricí s karbidickými částicemi a více nebo méně zřetelnými hranicemi původních austenitických zrn. Dále byly zjištěny rozdíly ve velikosti sekundárních fází, kdy po creepových expozicích při teplotě 600 C a vyšší se projevil růst částic minoritních fází a u jemných částic v rozsahu všech provedených zkoušek nebyly rozdíly zjištěny. Nebyl potvrzen očekávaný předpoklad brzdícího účinku bóru na velikost sekundárních částí. 9. POUŽITÁ LITERATURA [1] Vodárek, V.: Fyzikální metalurgie modifikovaných (9-12)% Cr ocelí, VŠB-TU Ostrava, Ostrava 2003 [2] Kasl, J., Jandová, D., Chvostová, E., Folková, E.: Vývoj mikrostruktury ve svarovém spoji oceli P92 po creepových zkouškách, ZČU v Plzni, Plzeň 2008 [3] Purmentský, J., Foldyna, V., Matocha, K.: Perspektivní žárupevné oceli a jejich vlastnosti a praktické využití, Metal 2006, Hradec nad Moravicí 2006 [4] Pecha, J., Výrostková, A., Jedináková, M.: Zváranie martenzitickej ocele P92 v energetike, Zváranie-svařování, 2005 [5] WPS Q , výrobce Škoda Power a.s.