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 0,20 - - 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 0,51 - - 0,60 1,91 0,60 0,37 0,33-0,14-0,0046 - 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. - 1 -
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 1050-1070 C/vzduch + 745-775 C/vzduch (T23), 990-1070 C/vzduch + 735-765 C/vzduch (T24), resp. 1050 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. T23 400 510 20 220 ASTM A 213 Code Case 2199 ASTM A213 T24 450 585 20 250 [4] F-2W 600 700 20 - 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 50 000 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 10 000 a 20 000 hodin při pracovních parametrech páry 4,2 MPa a 543 C [3]. Teplotní závislost hodnot meze pevnosti při tečení za 100 000 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. 1. 300 Rp 0,2 (MPa) 250 200 150 T22 T23 T24 X20 T91 100 50 0 480 500 520 540 560 580 600 620 640 Teplota ( C) Obr. 1 Srovnání žárupevných vlastností hodnocených ocelí - 2 -
Tab.III. Porovnání hodnot meze pevností při tečení za 100.000hodin Ocel Mez pevnosti při tečení za 100.000 h při teplotě /MPa/ 500 C 525 C 550 C 575 C 600 C 625 C Literatura T22 137 100 69 47 34-7 T23 191 158 130 106 84 (56) 6 T24 234 194 147 100 58-6 X20 235 178 128 89 59 37 7 T91 253 206 162 123 90 62 8,9 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 (15 323 ) 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 100 000 h materiálu 15 313 s výsledky získanými na ostatních hodnocených materiálech. Protože výsledky žárupevnosti jednotlivých taveb materiálu 15 313 odpovídají normovaným hodnotám [7], je pro větší názornost žárupevnost materiálu 15 313 znázorněna pouze normovanými údaji (střední hodnoty, ±20% rozptylové pásmo) a žárupevnost ostatních materiálů je uvedena: a) pro variantu s 0% vanadu (15 421, 15 422) b) pro variantu s obsahy V od 0.15 do 0.5% (15 323, 15 423, 15CH2MFA). - 3 -
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 15 313. Žárupevnost ocelí s vanadem (bez ohledu na jeho rozdílný obsah) leží nad resp. v horní polovině rozptylového pásma pro materiál 15 313. 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/100 000 h, MPa 300 250 200 150 100 2,25Cr-1Mo 0%V 0.1-0.5%V T23 T24 F-2W 50 0 500 525 550 575 600 Teplota, C Obr. 2 Porovnání teplotní závislosti RmT/10 5 pro materiály na bázi 3% Cr 3. Diskuze výsledků 3. 1. 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 2 3 1 2 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 -
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 1 1 1 = + (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 -
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 -
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 4. 3.2 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. - 7 -
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 -
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.173 2. 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.431 5. F.Deshayes, W.Bendick, K.Haarmann,J.C.Vaillant: Proc.:[4], p.499 6. The T23/T24 Book, New Grades for Waterwalls and Superheaters, Vallourec& Mannesmann, 19uu8 7. DIN 17 175, Nahtlose Rohre aus warmfesten Stählen, 1979 8. Vd TÜV, Werkstoffblatt 511/2, 1995 9. pren 10302 (Draft), Creep resisting steels, nickel and cobalt alloys, 1998 10. W.Bendick, K.Haarmann, M.Ring, M.Zschau: Proc.: Creep Resistance Metallic Materials, Hradec n.m, 1996., Czech Republic, p.276 11. Kuboň,Z., Foldyna,V., Vodárek,V.: Proc.[4], p.311 12. Foldyna,V.,Jakobová,A.,Vodárek,V.,Kuboň,Z.: Proc.[1], p.453 13. Foldyna,V., Purmenský,J.: Czechoslovak Journal of Physics, 39, 1989, p.1133 14. Foldyna,V. et al.: Archiv für das Eisenhüttenwessen, 42, 1971, p.927 15. Jakobová,A., Foldyna,V., Prnka.: Archiv für das Eisenhüttenwessen, 43, 1972, p.55 16. Jakobová,A. et al.: Technické aktuality VÍTKOVIC No.3, 1980 17. Andrews,K.W.,Hughes,H.,Dyson,D.J.: JISI,210, 1972, p.337 18. Dinsdale, A.T.: Callphad, 15, 1991, p.15 19. Sopoušek,J., Kroupa A., Dojiva,R., Vřešťál,J.: Calphad, 17, 1993, p.229 20. Kroupa,A.: bude publikováno 21. Jakobová,A. et al.: Proc. Creep Resistance Metallic Materials, Praha 2001, Czech Republic, v tisku - 9 -