UDK 669.14.018.85:539.37 ISSN 1318-0010 Izvirni znanstveni članek KZLTET 33(5)271(1999) D. SKOBIR, F. VODOPIVEC: ODPORNOST PROTI LEZENJU PRI VISOKOLEGIRANEM... ODPORNOST PROTI LEZENJU PRI VISOKOLEGIRANEM KROMOVEM JEKLU PRI TEMPERATURAH 650 DO 800°C CREEP RESISTANCE OF HIGH-ALLOYED CHROMIUM STEEL IN TEMPERATURE RANGE 650 TO 800°C Danijela Anica Skobir, Franc Vodopivec IMT, Lepi pot 11, 1000 Ljubljana Prejem rokopisa - received: 1999-04-01; sprejem za objavo - accepted for publications: 1999-05-12 Analizirana je bila mikrostruktura in določena odpornost jekla X20CrMoV121 proti deformaciji pri pospešenem lezenju pri temperaturi 580°C. Preizkušanci so bili izdelani iz cevi, ki so bile izrezane iz visokotlačnega parnega kotla v TE Šoštanj po eksploataciji več 10000 ur. Opredeljen je bil vpliv izotermnega popuščanja vzorcev cevi do 1344 ur na mikrostrukturo in trdoto in določena je bila kinetika rasti karbidnih precipitatov. Opredeljena je bila tudi povezava med razdaljo med precipitati in hitrostjo deformacije pri 100-urnem pospešenem preizkusu lezenja. Ključne besede: jeklo za kotlovske cevi, izotermno popuščanje, hitrost lezenja, karbidni precipitati The microstructure and the creep resistance at 580°C were investigated for tubes of steels X20CrMoV121 from a high pressure steam boiler after several 10000 hours of operation. The influence of long time tempering on microstructure, hardness and creep rate of the tube steels was investigated. The kinetics of carbide particle growth was assessed as well as the effect of mutual particles distance on creep rate by 100 hour tests. Key words: steel for boiler tubes, long time tempering, creep rate, carbide precipitates 1 UVOD Jeklene cevi so v parnih kotlih in drugih termoenergetskih napravah izpostavljene dolgotrajnim termičnim in mehanskim obremenitvam ter vplivom različnih medijev. Kot posledica tega se na ceveh pojavljajo poškodbe in napake zaradi deformacije in korozije, v jeklu pa pride tudi do mikrostrukturnih sprememb. Rezultat vsega tega pa je, da postanejo cevi mehansko oslabljene ali pa celo netesne. Te vrste sprememb so bile ugotovljene tudi pri rutinskem preverjanju cevi, ki so bile po več 10000-urnem obratovanju izrezane iz 325 MW parnega kotla v TE Šoštanj. Ugotovljeno je bilo, da je trdota jekla na plamenski strani cevi nižja kot na dimni, deformacijska sposobnost jekla na plamenski strani cevi pa cca 4,5-krat manjša kot na dimni3.4. Prav tako pa je bila ugotovljena tudi razlika v mikrostrukturi jekla med obema stranema cevi. Tako je na dimni, toplotno manj obremenjeni strani v mikrostrukturi ohranjen igličasti martenzitni habitus, karbidni izločki pa so večinoma le po mejah podstrukture v notranjosti martenzitnih zrn. Na plamenski strani cevi pa so večji in bolj redki karbidni izločki enakomerno razporejeni in ni mogoče več zaznati začetnega habitusa martenzita3,4. Da bi ugotovili vzroke za tako velike razlike v lastnostih jekla na dveh nasprotnih straneh iste cevi, ki so posledica razlike v temperaturi med plamensko in dimno stranjo cevi, je bilo treba: KOVINE, ZLITINE, TEHNOLOGIJE 33 (1999) 5 – raziskati vpliv toplotne obdelave - predvsem dolgotrajnega izotermnega žarjenja - na spremembe, nastale na ceveh – na osnovi metalografskih in mehanskih preiskav povezati spremembe mikrostrukture in spremembe deformacijske odpornosti jekla pri 100-urnem preizkusu lezenja – na podlagi teh rezultatov ugotoviti vzrok, zakaj imajo cevi, izdelane iz jekla X20CrMoV121, po več 10000 urah uporabe v parnem kotlu na plamenski strani mnogo večjo hitrost lezenja kot pa na dimni. 2 EKSPERIMENTALNO DELO Predmet raziskav so bile tri cevi (z oznakami A, B in C) iz jekla X20CrMoV121, ki se uporablja za toplotno najbolj obremenjene dele parnih kotlov. Kemijske sestave jekel cevi so navedene v tabeli 1, iz katere je razvidno, da imajo vsi vzorci zelo podobno sestavo in prav mogoče je, da vzorca A in C pripadata isti šarži. Tabela 1: Kemijske sestave jekel preizkušanih cevi (mas.%) Oznaka vzorca %C %Si %Mn %P %S %Cr %Mo %Ni %V A 0,18 0,37 0,49 0,026 0,024 11,5 1,09 0,66 0,29 B 0,19 0,24 0,51 0,009 0,014 11,7 0,69 0,66 0,27 C 0,18 0,36 0,49 0,028 0,024 11,5 1,08 0,66 0,29 Iz cevi, dimenzij f 40 x 4,5 mm, so bili izrezani vzorci, ki so bili najprej kaljeni s temperature popolne 271 D. SKOBIR, F. VODOPIVEC: ODPORNOST PROTI LEZENJU PRI VISOKOLEGIRANEM... topnosti karbidne faze v avstenitu in nato popuščeni v časovnem intervalu od 1 ure do 1344 ur oziroma 8 tednov in v razponu temperature od 550 do 800°C. Na tako toplotno obdelanih vzorcih cevi so bile nato narejene naslednje raziskave oziroma določitve: 1. Izotermne kinetike zmanjšanja trdote kaljenega jekla pri popuščanju pri zgoraj navedenih pogojih. Trdote so bile izmerjene po metodi Vickersa, HV 10, na aparaturi Reicherter. 2. Spremembe mikrostrukture pri popuščanju tega jekla. Mikrostrukturo smo določali na vzorcih, iz katerih smo pripravili metalografske obruse po standardnih postopkih brušenja in poliranja. Jedkali smo z vodno raztopino feriklorida FeCl3. Mikrostrukturo smo raziskali z metodo SEM, pri povečavah 10000- in 20000-krat z vrstičnim elektronskim mikroanaliza-torjem Jeol JSM-35S. 3. Spremembe povprečne velikosti in velikostne porazdelitve karbidnih in drugih precipitatov pri popuščanju, določene na osnovi manualnega štetja in merjenja precipitatov. 4. Sestavo karbidnih precipitatov smo določili z metodo HRAES z visokoločljivim Auger-jevim spektrometrom na poljsko emisijo Microlab 310-F. Instrument omogoča identifikacijo precipitatov z metodo SEM in analizo le-teh z AES. Tako analizo omogoča Microlab s prostorsko ločljivostjo 10 nm pri toku 1nA. 5. Hitrost lezenja in trajni raztezek jekla smo določili na osnovi 100-urnih pospešenih preizkusov lezenja pri temperaturi 580°C in napetosti 170 MPa. Preizkusi so bili izvedeni na računalniško krmiljeni napravi, ki omogoča merjenje deformacije do 10-6 m. Naprava je bila načrtovana in izdelana na IMT v Ljubljani. Čas popuščanja t(h) — 550C — 600C -* 650 C 700C 7S0C — 800C Slika 1: Spreminjanje trdote popuščanega jekla v odvisnosti od časa in temperature popuščanja Figure 1: Hardness of the tempered steel in dependence of the annealing temperature and time trdimo, da gre tudi v tem primeru za prepletanje procesov. Predvidevamo, da poteka poleg popuščanja tudi utrjevanje, do katerega pride zaradi tvorbe molibdenovih in vanadijevih karbidov, nitridov, karbonitridov in mogoče tudi intermetalnih faz. 3.2 Mikrostruktura Po kaljenju v vodi je bila mikrostruktura iz zelo finega igličastega martenzita, katerega habitus še pri povečavi 10000-krat ni bil popolnoma razločljiv (slika 3 REZULTATI IN DISKUSIJA 3.1 Trdota Na osnovi meritev trdot popuščenih vzorcev je bil izdelan diagram, ki ponazarja vpliv časa popuščanja na trdoto jekla, torej kinetiko izotermnega mehčanja jekla (slika 1). Iz diagrama je razvidno, da je sprememba trdote zelo podobna pri vseh izbranih temperaturah popuščanja. Začetna trdota, nastala pri kaljenju jekla, se do cca 1 ure zmanjša na nivo, ki je tem nižji, čim višja je temperatura popuščanja. Nato pa se pri popuščanju do 1344 ur trdota znižuje praktično proporcionalno času in hitreje pri višji temperaturi popuščanja. Dobljene kinetike kažejo na to, da se procesi mehčanja prepletajo. Zmanjševanje trdote v prvi uri popuščanja zato razlagamo s kombinacijo dveh procesov: tvorbe in rasti cementitnih precipitatov in zmanjšanje elastičnih napetosti, ki so nastale pri premeni avstenit-martenzit. Drugo, počasnejšo stopnjo izoterm-nega zmanjševanja trdote je težje razložiti, vendar lahko Slika 2: Mikrostruktura po kaljenju v vodi s temperature 1040°C; povečava 10000-krat Figure 2: Microstructure after water quenching from 1040°C; mag. 10000x Uašen 272 KOVINE, ZLITINE, TEHNOLOGIJE 33 (1999) 5 D. SKOBIR, F. VODOPIVEC: ODPORNOST PROTI LEZENJU PRI VISOKOLEGIRANEM... Slika 3: Mikrostruktura po popuščanju na 700°C in času 8 tednov; povečava 2000-krat Figure 3: Microstructure after tempering at 700°C for 8 weeks; mag. 2000x 2). Precipitatov ni bilo, ker je bila temperatura kaljenja nad mejo topnosti karbida M23C6, ki je tik pod 1000°C. Podaljševanje trajanja popuščanja od 1 do 1344 ur pri temperaturah od 550 do 750°C ni imelo bistvenega vpliva na spremembo mikrostrukture. Vseskozi namreč ostaja v mikrostrukturi ohranjen habitus martenzita, ki je označen s karbidnimi precipitati, ki jih je največ na mejah martenzitnih lat in paketov (slika 3). Slika 4: Mikrostruktura po popuščanju na 800°C in času 8 tednov; povečava 2000-krat Figure 4: Microstructure after tempering 800°C for 8 weeks; mag. 2000x Pri popuščanju pri temperaturi 800°C pa je habitus martenzita ohranjen le do 24 ur popuščanja, nato pa z nadaljevanjem žarjenja postaja vedno bolj zabrisan. Po 1344 urah popuščanja o njem ni več sledov in so karbidni precipitati zelo različnih velikosti enakomerno porazdeljeni v feritni matici (slika 4). 3.3 Velikost in porazdelitev precipitatov Analiza velikosti, površinske gostote (število precipitatov na enoto površine) in porazdelitve precipitatov je bila narejena z manualnim štetjem in merjenjem precipitatov na mikrostrukturnih posnetkih z vrstičnega elektronskega mikroskopa, narejenih pri povečavah 20000- in 10000-krat. Analizirani so bili vzorci jekel, ki so bili popuščeni pri temperaturah 650 in 800°C. Na sliki 5 sta prikazana diagrama velikostne porazdelitve precipitatov po popuščanju pri 650 in 800°C. Iz obeh je razvidno naslednje: – Delež precipitatov z velikostjo do 0,025 mm je v vseh primerih pomemben. – Velikostno porazdelitev opisujeta dve premici, kar kaže na dvojno naravo precipitatov. – Po popuščanju pri 650°C porazdelitvene krivulje nimajo oblike, ki bi jo pričakovali, če bi s podaljšanjem časa žarjenja rastla tudi povprečna velikost precipitatov. S slike 6, ki prikazuje spreminjanje povprečne velikosti precipitatov v odvisnosti od časa žarjenja, je razvidno, da pri žarjenju pri 800°C v log-prikazu povprečna velikost izločkov enakomerno raste pri podaljšanju žarjenja od 1 do 1344 ur. Pri žarjenju pri 650°C pa povprečna velikost izločkov raste do cca 50 ur (vendar počasneje kot pri temperaturi 800°C), nato pa se pri podaljšanju žarjenja do 1344 ur postopoma zmanjšuje. Podobna je tudi odvisnost med številom precipitatov na enoto površine in časom žarjenja (slika 7). Število precipitatov se enakomerno zmanjšuje pri žarjenju pri 800°C, pri 650°C pa se do cca 50 ur žarjenja zmanjšuje, nato pa znova raste. Kljub dvojnosti v velikostni porazdelitvi imamo pri 800°C opraviti le s precipitati karbidne narave. Na začetku popuščanja verjetno nastajajo cementitni izločki, ker je difuzija ogljika hitra. Železo, potrebno za nastanek precipitata Fe3C, pa je na voljo na mestu začetka rasti precipitata. Za nastanek Fe3C, ki ima manjšo gostoto, se železo pravzaprav odmika z mesta, kjer izloček nastaja. Pri nadaljevanju žarjenja se lahko v majhnih izločkih cementita nabere toliko kroma, da je presežena mejna topnost ter tako postopoma nastajajo druge karbidne faze, npr. M23C6. Že pred časom je bilo za jeklo z 1% C in 1,5% Cr ugotovljeno, da cementit topi do 21% kroma, karbid M23C6 pa vsebuje vedno nad 34% kroma in tudi veliko železa14. Tudi v jeklu z 0,4% C, 5% Cr, 1,3% Mo in 0,4% V je bila ugotovljena postopna pretvorba karbida Fe3C v karbid M23C6. KOVINE, ZLITINE, TEHNOLOGIJE 33 (1999) 5 273 D. SKOBIR, F. VODOPIVEC: ODPORNOST PROTI LEZENJU PRI VISOKOLEGIRANEM... Slika 5: Kumulativna pogostost v odvisnosti od velikosti precipitatov po popuščanju pri a) 650 in b) 800°C Figure 5: Cumulative frequency in dependence of precipitates size after tempering at a) 650 and b 800°C Slika 6: Povprečna velikost izločkov v odvisnosti od časa žarjenja Figure 6: Average size of particles in dependence of the annealing time Slika 7: Število precipitatov na enoto površine v odvisnosti od časa žarjenja Figure 7: Number of particles per surface unity in dependence of the annealing time Literaturni vir12 navaja, da najdemo v jeklu z 12% Cr, 0,5% Mo in 1,8% W pri dovolj dolgem popuščanju poleg karbida M23C6 tudi karbide Mo2C, VC in Laves-ove faze (FeCr)2(MoW). Zato je lahko nezveznost v odvisnosti med časom žarjenja pri 650°C in povprečno velikostjo precipitatov oziroma številom precipitatov tudi znak za tvorbo molibdenovega karbida in/ali Laves-ove faze (FeCr)2Mo. Po podatkih iz literature1,13 začne Laves-ova faza nastajati pri temperaturi okrog 550°C in se nad 700°C ponovno raztopi, zato imamo pri žarjenju pri 800°C v jeklu le karbidne precipitate. Na voljo so tudi prvi podatki analize sestave precipitatov z metodo spektroskopije Auger-jevih elektronov. Za vzorec, popuščan 1344 ur pri 650°C, je analiza kvantitativno potrdila karbidno fazo M23C6. Ni pa potrdila navzočnosti molibdenovega karbida Mo2C in Laves-ove faze (FeCr)2Mo. Iz tega sklepamo, da so precipitati teh faz pri kratkem popuščanju verjetno pod ločljivostjo Auger-jeve spektroskopije. Za vzorec, popuščan 1344 ur pri 800°C pa je analiza pokazala karbidno fazo M3C2, ki pa verjetno ne predstavlja povprečne sestave karbidne faze v jeklu. Iz oblike spektrogramov je mogoče sklepati, da je v jeklu, popuščenem pri 800°C, tudi karbid M3C in nitrid VN, vendar pa še ni na voljo rezultatov točkovne analize, ki bi potrdili indikacijo s spektrogramov. 3.4 Deformacija jekla pri 100-urnem preizkusu lezenja pri 580°C Hitrost lezenja in trajna deformacija vzorcev jekla sta bili določeni na osnovi 100-urnih preizkusov. Vsi preizkusi so potekali v enakih razmerah, to je pri napetosti 170 MPa in temperaturi 580°C, in sicer pri vzorcih jekla, ki so bili popuščeni 0,5, 7 in 1344 ur pri temperaturah 650 in 800°C. Vpliv temperature in časa popuščanja na hitrost lezenja in skupno deformacijo je mogoče oceniti na osnovi slike 8, na kateri so predstavljene povprečne vrednosti paralelnih preizkusov. Hitrost lezenja se do 10 274 KOVINE, ZLITINE, TEHNOLOGIJE 33 (1999) 5 D. SKOBIR, F. VODOPIVEC: ODPORNOST PROTI LEZENJU PRI VISOKOLEGIRANEM... ur obremenitve hitro zmanjšuje, nato pa se asimptotično približuje neki konstantni vrednosti. Že med 50 in 100 urami obremenitve je razlika v hitrosti lezenja zelo majhna. Skupna deformacija pa v začetku obremenitve hitro zraste, nato pa se rast upočasni in jo lahko približno predstavimo kot parabolično funkcijo časa. Drugačen je le potek krivulj za vzorec, popuščen 1344 ur pri 800°C. Prva stopnja lezenja je podobna kot v prejšnjih primerih, druga pa je zelo kratka, in že po približno 15 urah obremenitve se začne tretja stopnja lezenja, pri kateri tako hitrost lezenja kot skupna deformacija zelo hitro rasteta z nadaljevanjem obremenitve. Hornbogen6 navaja, da se v enakomerni disperziji precipitatov razmerje med povprečno velikostjo izločkov (d) in povprečno razdaljo med njimi (L) izračuna iz enačbe 1: d = (n/4)Lf (1) če je f volumski delež faze, iz katere so precipitati. Dalje isti vir navaja, da povezuje hitrost deformacije (e) in razdaljo med izločki pri konstantni napetosti (s, v našem primeru je s = 170 MPa) enačba 2: e=(b2 /kTG)-L-Nd-c2 D (2) V izrazu so: b - Burgers-ov vektor (b=2,87xl010 m za a-železo), k - Boltzmanova konstanta (k=l,38xl02 JrnČK-1), T - temperatura v K (T=823 K), G - strižni modul (G=78,5xl05 MPa za konstrukcijska jekla), Nd -gostota dislokacij (m2), D - koeficient za samodifuzijo železa (D=2,06xl019m2s1). Pri znani hitrosti lezenja lahko izračunamo gostoto dislokacij: N =žl bv (3) Hornbogen6 navaja tudi izraza, s katerima se izračuna hitrost gibanja dislokacij (v), in sicer v čisti kovini (v) in v kovini s precipitati (vp): = (b2 /kT)-a-D (b/kTG)-L-c2 D (4) (5) Rezultati teh izračunov so podani v tabeli 2 in kažejo sprejemljivo korelacijo med hitrostjo deformacije ter razdaljo med izločki in hitrostjo dislokacij. Iz podatkov je razvidno, da se z večanjem razdalje med precipitati večajo tudi: gostota prostih dislokacij, njihova hitrost in število dislokacij na izloček. Vendar so te razlike v jeklu, popuščenem 0,5, 7 in 1344 ur pri 650°C, zelo majhne. Tako se npr. število dislokacij na izloček poveča od 0,297 na 0,755, ko se čas popuščanja poveča od 0,5 na 1344 ur. Povprečna razdalja med izločki se poveča samo od 0,127 mm na 0,19 mm. Pri popuščanju pri temperaturi 800°C so te razlike večje. Pri podaljšanju popuščanja od 0,5 do 1344 ur se namreč poveča povprečna razdalja med precipitati od 0,144 mm na 1,11 mm, število dislokacij na enoto površine se poveča za cca 15-krat, število dislokacij na izloček za približno 3 rede velikosti, hitrost gibanja Slika 8: Vpliv temperature in časa popuščanja na hitrost lezenja in skupno deformacijo Figure 8: The influence of temperature and annealing time on the creep rate and on the total deformation dislokacij pa samo od 0,26x10-22 na 2,04x10-22 ms-1, kar je za okoli osemkrat. Deformacijsko vedenje jekla je torej zelo odvisno od parametrov popuščanja in sicer je vpliv temperature zelo izrazit, vpliv časa popuščanja pa je močnejši pri višji temperaturi. Če poskusimo opredeliti, katera sprememba v mikrostrukturi je merodajna za skokovito zmanjšanje odpornosti jekla pri podaljšanju popuščanja do 1344 ur, ugotovimo, da to nista povprečna velikost in razdalja med precipitati. Prej smo že ugotovili, da je po 7-urnem popuščanju ohranjen habitus martenzita, kar pomeni, da je v vsakem zrnu ferita oziroma martenzita mnogo pod-zrn, katerih meje so zasidrane s precipitati. Upravičena je torej domneva, da taka podstruktura stabilizira tudi mrežo dislokacij, ki je nastala med popuščanjem, in Temperatura 6S(fC Trajanje žarjenja (h) 0,5 7 1344 d (mn) 0,0308 0,0426 0,046 L (um) 0,127 0,176 0,19 e (s') 7,86x10"' 1,08x10"' 1,38x10"" Nr (m"') 3,89x10" 1,99x10" 1,80x10" Nt (m1) 1,16x10" 1,15x10" 1,36x10" N,/Nr 0,297 0,578 0,755 V„ (ms-) 0,234x10" 0,325x10"" 0,35x10" Temperatura 80(fC d (um) 0,035 0,071 0,27 L (Čm) 0,144 0,293 1,11 i (s') 1,26x10"' 2,61x10"' 1,96x10' 1,34x10' N, (m1) 2,57x10" 6,53x10" 0,48x10" Na (m ') 1,64x10" 1,67x10" 3,36x10" 2,26x10" Na/Np 0,637 2,551 689 459 Vd (ms ') 0,26x10" 0,54x10" 2,04x10" Tabela 2: Povprečna velikost izločkov (d) in razdalja med njimi (L), hitrost lezenja (e), število izločkov (Np) in število dislokacij (Nd) na enoto površine, število dislokacij na izloček (Nd/Np) in hitrost gibanja dislokacij (vd) KOVINE, ZLITINE, TEHNOLOGIJE 33 (1999) 5 275 D. SKOBIR, F. VODOPIVEC: ODPORNOST PROTI LEZENJU PRI VISOKOLEGIRANEM... dodatno, poleg precipitatov, povečuje deformacijsko odpornost jekla. Zato je zelo verjetno, da prosta pot gibanja dislokacij ni odvisna samo od povprečne razdalje med precipitati, ampak tudi od njihove porazdelitve. V primeru ohranjenega martenzitnega habitusa se torej sinergijsko dopolnjujeta učinek precipitatov in njihove razporeditve, ki ima učinek pregrade. Tej pregradi se gibajoče dislokacije teže izognejo kot izoliranemu precipitatu, ker je v pregradah medsebojna razdalja precipitatov manjša, kot je povprečna razdalja med precipitati v isti mikrostrukturi. 4 SKLEP Temperaturna razlika med plamensko in dimno stranjo cevi je velika. Na osnovi trdote jekla po 1344 urah žarjenja sklepamo, da je več kot 50°C. Temperatura na dimni strani cevi je zadosti nizka, da se tudi po več 10000-urnem obratovanju pregrevalnika na dimni strani ohrani mikrostruktura, v kateri porazdelitev karbidnih precipitatov ohranja habitus martenzita, ki je nastal pri popuščanju cevi pred vgradnjo v parni kotel. S predpostavko, da je bila temperatura ves čas enakomerna, pokaže ekstrapolacija, da je bila na plamenski strani temperatura cevi približno 640°C, na dimni pa 580°C. Temperatura na plamenski strani pa je lahko bila mnogo višja, če je med obratovanjem kotla prišlo do kratkotrajnih temperaturnih preobremenitev cevi. Na plamenski strani so zaradi višje delovne temperature karbidni precipitati porazdeljeni enakomerno v feritu. Tu ni več sledov prvotne morfologije martenzita. To je posledica intenzivnega poteka termično aktiviranih procesov, ki vodijo h koalescenci in s tem tudi prerazporeditvi karbidov. Z upoštevanjem vseh eksperimentalnih rezultatov torej sklepamo, da na gibanje dislokacij, ki je prevladujoč proces hitrosti lezenja pri 100-urnem preizkusu, močneje vpliva porazdelitev precipitatov, kot pa njihova povprečna velikost. Precipitati, ki so v nizih na manjši medsebojni oddaljenosti, kar je značilno za mikro-strukturo iz popuščenega martenzita, imajo večji oviralni vpliv na gibanje dislokacij, kot če bi bilo enako število precipitatov enakomerno porazdeljeno na isti površini. Geometrijsko gledano je taka pregrada verjetno velika ovira za dislokacijo, ki jo mora obiti s plezanjem. Precipitati v pregradi torej sinergično zavirajo deformacijo z lezenjem in večajo deformacijsko odpornost jekla. Dokler ostane ohranjen habitus martenzita s precipitati v pregradah, ima jeklo večjo odpornost proti lezenju, kot če bi bila mikrostruktura iz ferita z enakim številom izločkov. Torej je razlika v hitrosti lezenja med jeklom iz iste 40 mm cevi, ki je bila izrezana iz parnega kotla po več 10000 urah uporabe, posledica dejstva, da je na dimni strani v veliki meri ohranjen habitus marten-zita, na plamenski pa ne in so precipitati enakomerno porazdeljeni v feritni matici. 5 LITERATURA 1 J. Hald: Steel Research, 67 (1996) 369-374 2 R. Blum, J. Hald, W. Bendick, A. Rosselet in J. C. Vaillant: VGB Kraftwerkstechnik, 74 (1994) 641-652 3 J. Žvokelj in F. Vodopivec: Življenjska doba materialov v termoenergetskih napravah, Poročilo MI Ljubljana, št. 89-010, 1989 4 F. Vodopivec, B. Ule in J. Žvokelj: Kovine, zlitine, tehnologije, 31 (1997) 361-368 5 J. Žvokelj, F. Vodopivec in D. Kmetič: Vpliv termične obdelave cevi in jekla X20CrMoV121 na dobo trajanja v uporabi, Poročilo MI Ljubljana, št. C2-2557, 1987 6 E. Hornbogen: Einfluss von Teilchen einer zweiten Phase auf das Zeitstandverhalten v W. Dahl in W. Pitch: Festigkeit und Bruchverhalten bei höheren Temperaturen, Verlag Stahleisen, Düsseldorf, 1980, 31-52 7 E. Hornbogen in E. Minuth: Arch. Eisenhüttenwes., 44 (1973) 621-628 8 E. Hornbogen: Festigkeitssteigerung durch Ausscheidung; Grundlagen des Festigkeits und Bruchverhaltens, Verlag Stahleisen, 1974, Düsseldorf, 86-100 9 D. Kmetič, B. Arzenšek in F. Vodopivec: Preiskave cevi pregre-valnika po dolgotrajnem obratovanju, Sanacija termoenergetskih objektov, Rogaška Slatina 1997, Izvlečki, 60 10 J. Žvokelj, D. Kmetič in F. Vodopivec: Mikrostrukturne značilnosti pri termični obdelavi jekla X20CrMoV121, 40. Posvet o metalurgiji in kovinskih gradivih, Portorož, oktober 1989, zbornik str. 285 11 W. Pitch: Plastizität bei Versetzungsblockierung durch angelagerte Fremdatomic v W. Dahl und W. Pitch: Festigkeit und Bruchverhalten bei höheren Temperaturen, Verlag Stahleisen, Düsseldorf, 1980, 149-175 12 H. H. Reichel: VGB Kraftwerkstechnik, 77 (1997) 920-926 13 V. Foldyna, Z. Kubon, M. Filip, K. H. Mayer in C. Berger: Steel Research, 67 (1996) 375-381 14 F. Vodopivec in B. Ralič: Železarski zbornik, 8 (1974) 217-222 276 KOVINE, ZLITINE, TEHNOLOGIJE 33 (1999) 5