Topografie naleptaných hranic zrn a žíhacích dvojčat u austenitické korozivzdorné oceli AISI 316L

METAL 2003

20.-22.5.2003, Hradec nad Moravicí

Topografie naleptaných hranic zrn a žíhacích dvojčat u austenitické korozivzdorné oceli AISI 316L Zuzana Stonawská 1 Monika Křístková1 Ludmila Hyspecká 1 Martin Matula 2 Catherine Dagbert 3 Jacques Galland 3 1

VŠB-TU Ostrava, tř.17. listopadu 15, 708 33 Ostrava-Poruba, ČR, [email protected] ([email protected]);- [email protected]; [email protected] 2 Autopal s.r.o., Lužická 14, 741 01 Nový Jičín,ČR, [email protected] 3 Ecole Centrale Paris, Laboratoire Corrosion-Fragilisation-Hydrogene, 92 295 ChatenayMalabry, Fr, [email protected]; [email protected]

ABSTRAKT Naleptání hranic austenitických zrn (GB) a žíhacích dvojčat (TB) bylo provedeno u korozivzdorné oceli AISI 316L, s vyšší metalurgickou čistotou, normovaným testem leptatelnosti v kyselině šťavelové. Podíl korozně napadených hranic zrn austenitu (GBatt/GB) a podíl korozně napadených žíhacích dvojčat (TBatt/TB) byly u vzorků žíhaných při konstantní teplotě 650°C po různě dlouhou dobu kvantitativně vyhodnoceny optickým mikroskopem. Během expozice v kyselině šťavelové jsou napadány a rozpouštěny zejména karbidy Cr23C6, proto je sklon závislosti standardní odchylky podílu (GBatt/GB) v závislosti na logaritmu doby stárnutí při 650°C (strukturního zcitlivění) přibližně stejný jako u kinetiky karbidů vyjádřenou objemovým podílem karbidů Cr23C6. Topografický výzkum naleptaných (GB) a napadených hranic zrn a žíhacích dvojčat (TB) byl proveden metodou AFM (mikroskopie atomárních sil), která umožnila pozorovat povrch vzorku s nanometrickým rozlišením ve vertikálním směru. Zkoumána a kvantitativně hodnocena byla zejména hloubka brázd naleptaných hranic zrn a žíhacích dvojčat. Takto byla hodnocena i hloubka důlků po rozpuštěných karbidech na hranicích napadených kyselinou šťavelovou, jestliže byly vzorky stárnuty na teplotě 650°C po dlouhou dobu. Cílem práce bylo ukázat, jak je možné nově uplatnit moderní experimentální techniku a metodiku hodnocení korozní odolnosti při výzkumu a inženýrském kvantitativním hodnocení degradace materiálu vlivem koroze. The grain boundaries (GB) and the annealing twin boundaries (TB) of the austenitic stainless steel AISI 316L (with higher than commercial metallurgical purity) were electrolytically etched in oxalic acid by means of the standardized test. Moreover, the fraction of the attacked grain boundaries (GBatt/GB) and the fraction of the attacked twin boundaries (TBatt/TB) were evaluated with help of metallographic microscope on the specimen aged at 650°C with different annealing durations. At this oxalic acid etch test mainly the chromium rich carbides Cr23C6 are attacked and dissolved, thus the slope of standard deviation of (GBatt/GB) fraction in dependence on the logarithm of the ageing time at 650°C (structural sensibility) is nearly the same as the slope of the kinetics of the Cr23C6 carbides formation.

1

METAL 2003


Topography in the etched grain boundaries (GB) and in the etched annealing twin boundaries (TB) was investigated by AFM (Atomic Force Microscopy). This method enables the observation of the sample surface with nanometric resolution in vertical direction. The depths of the grain boundaries grooves and the depths of the etched annealing twins were evaluated quantitatively. Further, the depths of the dimples on the grain boundaries due to dissolution of the M23C6 carbides during electrolytic etching in oxalic acid were evaluated, if the specimen were aged for a long time at 650°C. The purpose of the present paper is to show, how the modern experimental equipment enables to found a new approach in evaluation of materials degradation due to corrosion effects. 1. Úvod Korozivzdorné ocele s austenitickou strukturou jsou náchylné k interkrystalické korozi (IGC). Důvodem je strukturní zcitlivění, které se vyvolá setrváním v oblasti teplot 500-800°C buď při výrobě, např. při tepelném zpracování, při svařování aj., nebo při exploataci. Precipitací karbidů na bázi chromu M23C6 na hranicích zrn vznikají v jejich okolí oblasti ochuzené o chrom. Sníží-li se v těchto zónách podíl chromu na méně než-li 11-13% [1,2,3,4] stane se ocel citlivou na IGC. IGC je tedy apriorně spojena s precipitací karbidů: s prodlužující se dobou zcitlivění se ochuzení hranic zrn v okolí nukleujících karbidů M23C6 zvýrazňuje, avšak po dosažení maxima, pravděpodobně převládne-li již proces růstu karbidů, dochází v jejich okolí k rehomogenizaci a obsah chromu se zvýší téměř až na úroveň matrice. [2,5]. Vedle chromu zvyšuje schopnost oceli k pasivaci přísada molybdenu, zatímco nikl a zejména uhlík ji významně snižují [6]. Briant at al. [7] potvrdili platnost Fullmanem doplněnou Číhalovou rovnici: (rovnice1), Creff = %Cr-(0,18)%Ni-(100)%C+(1,42)%Mo kde Creff je z hlediska pasivace efektivní koncentrace chromu v hmotn.%. Vliv přísady molybdenu na pasivaci matrice ocele, legovanou na bázi AISI 304 a AISI 316, byl v práci [6] odvozen z výsledků Straussova testu. Při normovaném testu leptatelnosti ve vodném roztoku kyseliny šťavelové [ASTM A262-A] nebyl vliv molybdenu prokázán, neboť se při něm především rozpouští karbidy. Tento test leptatelnosti je tedy výhodným prostředkem pro zkoumání mikrostrukturních změn k nimž dochází při žíhání na strukturní zcitlivění, zejména v oblasti dob a teplot vzniku karbidů M23C6. Stupeň zcitlivění k IGC závisí u austenitických korozivzdorných ocelí nejen na chemickém složení, tj. také na metalurgické čistotě (obsah nežádoucích příměsí, např. fosforu a síry a vměstky), ale i na teplotě rozpouštěcího žíhání (dále označeno SA) [6,7] . Např. podle Weiss a Hall [6] vede vyšší teplota rozpouštěcího žíhání (1250°C) k nárůstu zrna, což autoři objasňují zvýšením koncentrace vakancí, která následně při žíhání na strukturní zcitlivění vede k urychlení difuzních procesů, tj. k urychlení vzniku karbidů. IGC, hodnocená testem leptatelnosti v kyselině šťavelové, by tedy po rozpouštěcím žíhání při vysoké teplotě měla nastat rovněž po kratší době žíhání na strukturní zcitlivění (za jinak stejných podmínek: chemické složení a teplota žíhání), než-li v případě běžně používané teploty rozpouštěcího žíhání 1050°C. Oproti tomu však hrubé zrno poskytuje v jednotce objemu menší počet heterogenit vhodných pro nukleaci karbidů, takže jmenované dva faktory působí protichůdně. Tato práce navazuje na dříve publikované výsledky [8,9] a jejím cílem je popsat a diskutovat rozdílné možnosti kvantitativního hodnocení k IGC dvou austenitických korozivzdorných ocelí typu 316L s komerční a vysokou metalurgickou čistotou testem leptatelnosti v kyselině šťavelové včetně popisu velikosti austenitického zrna a precipitace karbidů. Dále je cílem ukázat novou možnost uplatnění moderní experimentální techniky AFM (mikroskopie atomárních sil) pro zjištění korozní odolnosti a to topografickým hodnocením

2

METAL 2003


leptacích efektů u oceli AISI 316L s vysokou metalurgickou čistotou, po rozpouštěcím žíhání a po dlouhodobém žíhání při teplotě 650°C, tj. v oblasti nejvýznamnějšího strukturního zcitlivění vlivem precipitace karbidů M23C6. 2. Materiál a experimentální technika Ke studiu byla použita ocel typu 316L, a to s komerční metalurgickou čistotou (dále označena CS) o chemickém složení (hmotn.%): 0,016C; 16,17Cr; 10,28Ni; 1,66Mn; 0,48Si; 0,0006S; 2,07Mo; 0,02P; 0,12Cu; 0,067N. Způsob tepelného zpracování (rozpouštěcí žíhání při 1050°C a případné následné žíhání na strukturní zcitlivění při teplotě 650°C po různě dlouhou dobu) a příprava zkušebních vzorků jsou detailně popsány v práci [2,10].Velikost zrna odpovídala ve všech případech hodnotě G = 5,4 ± 0,2 (d ≈ 0,054mm). Dále byla použita ocel s vysokou metalurgickou čistotou (označena PS), jejíž chemické složení v hmotn.% je následující: 0,029C; 16,84Cr; 13,80Ni; 2,98Mo. Ačkoliv se chemické složení u obou ocelí liší, zejména v obsahu uhlíku, niklu, molybdenu a manganu je vypočtená hodnota Creff podle rovnice 1 zhruba stejná, a to 15,66 pro ocel CS a 15,69 pro ocel PS. Podle Straussova testu by tedy účinky korozního chování z hlediska IGC měly být pro oba typy oceli zhruba stejné. Ocel PS byla připravena plazmovou technologií s argonovou ochranou k zabránění oxidace, a to z elektrolytického železa 3N, chromu 4N, niklu 3N5 a molybdenu 3N. Relativně vyšší obsah niklu u PS oproti CS byl zvolen záměrně s ohledem na zajištění její strukturní stability vůči mechanickému zatěžování. Ingoty o hmotnosti 1kg byly pak válcovány na tloušťku 5mm a podrobeny rozpouštěcímu žíhání 1050°C/2hodiny/voda (označeno SA). Část vývalků byla po SA žíhána na teplotě 650°C po různě dlouhou dobu, počínaje 3,6x104 s a konče 19,08x106 s (tj.10h až 5300h). Po SA a žíhání na strukturní zcitlivění byly vývalky nařezány na vzorky o rozměrech 5x20x5 mm3. Plocha vzorků 5x20 mm2 byla u všech vzorků broušena na brusných papírech a vyleštěna do drsnosti 1 µm. Test leptatelnosti v 10% vodném roztoku kyseliny šťavelové byl proveden podle normy ASTM A-262A, při proudové hustotě 1Acm-2 po dobu 90s. Napadený povrch byl pozorován jak na optickém (OM), tak na skenovacím (SEM) mikroskopu. Průměrná hodnota velikost zrna u oceli PS byla G = 4,7 ± 0,5 (d ≈ 0,069mm) a pro daný rozsah žíhacích dob zůstala konstantní. Kvantitativní hodnocení měření počtu napadených hranic zrn k celkovému počtu hranic zrn, respektive počtu napadených žíhacích dvojčat k celkovému počtu žíhacích dvojčat bylo provedeno metodou detailně popsanou v práci [8]. Topografie naleptaného povrchu austenitické oceli byla studována pomocí mikroskopu atomárních sil (AFM). Tento mikroskop instalovaný na VŠB-TU Ostrava je typu Explorer TM americké firmy ThermoMicroscopes. Při sledování byla použita nekontaktní metoda s AFM dry skener, 8 µm z, linearizovaný s hrotem typu SFM Probes, Model č. 165000, HRF Silicon. Při tomto režimu je hrot vzdálen řádově desítky až stovky nanometrů od povrchu a měření probíhá bez mechanického kontaktu. Získaná data měření jsou zpracovávána počítačem vybaveným systémem Windows NT 98 a softwarem SPMLab 5.01 a poskytují informace o hloubce a šířce brázd naleptaných hranic zrn nebo žíhacích dvojčat austenitu nebo důlků po rozpuštěných karbidech typu M23C6. Při následném statistickém zpracování dat byla vzata v úvahu pouze hloubka brázd a důlků. 3. Popis a diskuse výsledků 3.1. Leptatelnost v kyselině šťavelové Na obr.1 jsou uvedeny příklady snímků (SEM) získaných u oceli PS po rozpouštěcím žíhání (obr.1a) a po strukturním zcitlivění při teplotě 650°C pro dvě různé doby (obr.1b a 1c). Snímky mikrostruktur pro ocel s komerční čistotou (CS) byly již prezentovány dříve [8],

3

METAL 2003


nicméně pro možnost porovnání je pro tuto ocel CS na obr.1d uveden snímek mikrostruktury po rozpouštěcím žíhání a maximálním zcitlivění při teplotě 650°C, kterého bylo dosaženo po době 1050h. Na některých hranicích zrn nebo žíhacích dvojčat se karbidy vůbec nevyskytly, a to ani po nejdelší době žíhání, jak je např. vidět na obr 1c a 1d. 40 µ m

40 µm

a)

b)

40 µ m

40 µm

c)

d)

obr.1. Mikrostruktury po testu leptatelnosti v kyselině štavelové, a) až c) ocel PS, a d) ocel CS, SEM; a) SA, b) SA+650°C/500h/H2O, c) SA+650°C/5300h/H2O, d) SA +650°C /1050h/ H2O. Z měření délky napadených hranic zrn (GBatt) a celkové délky hranic (GB) provedeném na OM vždy při zvětšení 500x, byl stanoven procentuální podíl napadených hranic. Výsledky kvantitativního zhodnocení podílu zcitlivěných hranic austenitických zrn a žíhacích dvojčat byly dále znázorněny v souřadnicích standardní odchylka a přirozený logaritmus doby žíhání při teplotě 650°C. Výsledky reprezentované procentem napadených hranic zrn jsou pro různé doby strukturního zcitlivění shrnuty na obr.2. Čárkovaně je vyznačena přímka, která byla přejata z práce [2] a reprezentuje kinetiku precipitace karbidů Cr23C6 během žíhání při 650°C, vyjádřenou jejich objemovým podílem. Experimentální výsledky (GBatt/GB) pro ocel PS jsou znázorněny na obr.2a, a pro ocel CS na obr. 2b. V obou případech mají naměřené hodnoty (GBatt/GB) obdobný průběh, avšak pro ocel CS je většina experimentálně naměřených bodů posunuta ke kratším časům vzhledem k přímce, reprezentující objemový podíl precipitace karbidů. U oceli PS oproti CS jsou zřejmě karbidické reakce zpožděny, takže podle testu leptatelnosti dochází ke koroznímu napadení později, přestože, jak bylo výše uvedeno podle rovnice (1), je Creff zhruba stejné. Je však třeba dodat, že Straussův test detekuje především oblasti ochuzené o chrom, zatímco test leptatelnosti rozpouští především karbidy. Uplatňuje 4

METAL 2003


se zde pravděpodobně i velikost austenitického zrna: hrubozrnější struktura (ocel PS) poskytuje méně heterogenit pro nukleaci karbidů. Další experimentálně zjištěný rozdíl plynoucí z obr.2 je úroveň maximální hodnoty procentuálně napadených hranic zrn: pro ocel CS je (GBatt/GB)max = 70% ± 14% a pro ocel PS je (GBatt/GB)max = 80% ± 18%. Tento rozdíl je pravděpodobně dán nižším obsahem uhlíku (0,016%), tj. nižším objemovým podílem karbidů u oceli CS oproti oceli PS (0,029%). Lze usuzovat, že pro dlouhé doby zcitlivění je prakticky veškerý obsah uhlíku vázán ve formě karbidů, takže u oceli s nižším obsahem uhlíku nemusí být všechny povrchy hranic zrn a žíhacích dvojčat pokryty karbidy. Navíc zde bude působit i vliv velikosti zrna: u oceli PS je zrno větší, takže i pokrytí hranic zrn karbidy by mohlo, pro stejný obsah uhlíku, být větší. Přesné kvantitativní vyhodnocení úlohy hranic zrn však ani v našem případě není možné, neboť dalším důležitým faktorem, který hraje úlohu při precipitaci karbidů je krystalografická orientace hranic zrn vzhledem k heterogenitám nukleaci karbidů [11]. 97.72%

1

84.13%

0

50.00%

-1

15.90%

-2

2.28%

-3 0

5

10

15 ln t (s)

šťavelové:

20

kumulativní

2

97.72%

1

84.13%

0

50.00%

-1

15.90% 2.28%

-2 -3

b)

25

3

Kumulativní četnost

2

Standardní odchylka

a)



3

0

distribuce

5

hranic

10

zrn

a)

15

20

25

(GBatt/GB) vs

ln t (s)

b)

Obr.2. Výsledky testu leptatelnosti mikrostruktury v kyselině šťavelové:kumulativní distribuce hranic zrn (GBatt/GB) vs doba zcitlivění (ln t) při 650°C; pro ocel a) PS b) CS. 97.72%

1

84.13%

0

50.00%

-1

15.90%

-2

2

97.72%

1

84.13%

0

50.00%

-1

15.90%

-2

2.28%

2.28%

-3

-3 0

5

10

15

ln t (s)

20

25

b)

0

5

10

15

20

25

ln t (s)

a) b) Obr.3. Výsledky testu leptatelnosti mikrostruktury v kyselině šťavelové:kumulativní distribuce žíhacích dvojčat (TBatt/TB) vs doba zcitlivění (ln t) při 650°C; pro ocel a) PS b) CS.

5


2


3



3

METAL 2003


Na obr.3 jsou znázorněny experimentální výsledky procentuálního napadení žíhacích dvojčat pro různou dobu zcitlivění, čárkovaná přímka opět representuje precipitaci karbidů typu M23C6 jako na obr.2. Je vidět, že obdobně jako v případě hodnocení hranic zrn lze i pro žíhací dvojčata pozorovat rozdíl mezi studovanými ocelemi CS a PS. Experimentální hodnoty vyznačené na obr.3 body, reprezentující kumulativní četnost jsou pro ocel PS opět posunuty k delším dobám žíhání. Rozdíl maximálních hodnot kumulativní četnosti (pro ocel PS (TBatt/T)max = 36%± 36% a pro ocel CS (TBatt/TB)max= 33% ± 31%) je však s ohledem na rozptyl získaných výsledků nepatrný. 3.2. Topografie technikou AFM Na obr.4a je uveden typický 3D - snímek mikrostruktury získaný pomocí mikroskopie atomárních sil (AFM) na vzorku po rozpouštěcím žíhání (SA). Oblast hranice zrna je označena (GB) a žíhacího dvojčete je označena (TB). Příklad 3D- snímku mikrostruktury po SA a žíhání na strukturní zcitlivění při 650°C po dobu 500h je patrný na obr.4b. Jak po SA, tak po všech sledovaných dobách žíhání na zcitlivění byly dále dokumentovány šířkou (distance) a hloubkou (depth) brázdy hranic zrn, dvojčat a důlků po rozpuštěných karbidech (obr.4c). Profil označený na obr.4c A (modře) je typickým profilem důlku na hranici, další profil označený B (červeně) odpovídá jednak dvojčeti (označení 1 – hloubka 641nm), jednak důlku po rozpuštěné částici na hranici dvojčete (označení 2 – hloubka 554,7nm). Poslední profil označený C (zeleně) odpovídá důlku po rozpuštěné částici karbidu na hranici zrna. Kvantitativně však byly hodnoceny pouze hloubky brázd hranic a důlků. Na obr.5 je uvedena střední hodnota hloubky hranic zrn, která činila 315,5 ± 75,4; pro žíhací dvojčata byla 295 ± 134 nm, takže rozdíl byl prakticky zanedbatelný. Po rozpouštěcím žíhání se důlky vyskytovaly jen ojediněle, avšak s rostoucí dobou žíhání na zcitlivění se jejich četnost zvyšovala. Možnost pozorování a měření hloubky hranic zrn a dvojčat se zmenšovala, jestliže se doba žíhání na strukturní zcitlivění prodlužovala, tj. jestliže se objemový podíl karbidů zvyšoval [9]. Na obr.5 je s výjimkou doby žíhání 5300h tento trend patrný: hloubku hranic zrn bylo možno bezpečně měřit jen po žíhání na zcitlivění po dobu do 1050h, zatímco hloubku důlků až od 500h (obr.4c). Zde je třeba poznamenat, že počet měření hloubky hranic zrn a důlků byl relativně malý a činil pro každý případ maximálně 35. Rozptyl naměřených hloubek byl rovněž velký, takže perspektivně je předpoklad, že bude možno zvýšením počtu měření zpřesnit výsledky kvantitativního hodnocení výše uvedených pozorování, získaných technikou AFM. Nicméně prezentované výsledky ukazují, že tato nová technika AFM a použitá metodika hodnocení IGC jsou nadějným prostředkem hodnocení i jiných korozních účinků, než-li jen IGC.

GB TB

Obr.4a)

Obr.4b )

6

METAL 2003


A) Částice na hranici 10µm

Obr.4c)

B) 1) Dvojče 2) Částice na dvojčeti

C) Částice na hranici

Obr.4. Příklady topografických snímků AFM u vysoce čisté oceli PS; a) 3D-snímek: po SA (GB-příklad hranice zrn, TB-příklad žíhacího dvojčete); b) 3D-snímek: po SA + žíhání při 650°C/500h; c) 2D-snímek s vyznačením rozměrových profilů A,B (1,2), C ze snímku 3D, viz obr.4b).

3000

hloubka (nm)

2500 2000 1500 1000 D

500

GB

= 315 ,5 ± 74 ,3 nm

0 6

8

10

12

14

16

18

ln t (s)

Obr.5. Výsledky měření AFM hloubky brázd hranic zrn a žíhacích dvojčat a důlků po rozpuštěných karbidech na hranicích zrn pro různé doby žíhání na strukturní zcitlivění při 650°C u oceli PS. (Ve všech případech byl před měřením aplikován test leptatelnosti podle normy ASTM A-262A).

Závěr Náchylnost oceli AISI 316L k mezikrystalové korozi byla hodnocena testem leptatelnosti doplněným nově o kvantitativní údaje jednak počtu napadených k celkovému počtu hranic zrn nebo žíhacích dvojčat, jednak hloubky brázd hranic zrn, dvojčat a důlků. Studován byl také vliv metalurgické čistoty oceli. V souladu s předpokladem byla ocel s vysokou čistotou (PS) po rozpouštěcím žíhání hrubozrnější než-li ocel s komerční čistotou (CS). Kinetika precipitace karbidů, vyjádřená počtem obsazených hranic zrn (GBatt/GB) a žíhacích dvojčat (TBatt/TB) byla u hrubozrnější 7

METAL 2003


oceli (PS) zhruba shodná s kinetikou precipitace karbidů, vyjádřenou objemovým podílem karbidů M23C6, zatímco u komerční, jemnozrnější oceli (CS) došlo k precipitaci těchto karbidů dříve. Technika AFM a nově použitá metodika hodnocení hloubky naleptaných brázd hranic zrn, žíhacích dvojčat a důlků po karbidech rozpuštěných během testu leptatelnosti poskytla kvantitativní data, perspektivně nadějná pro hodnocení různorodých korozních účinků nejen testem leptatelnosti k IGC.

Poděkování Autoři děkují prof. Ing. M. Kursovi, CSc. za poskytnutou pomoc při výrobě vysoce čisté oceli 316L. Za podporu a finanční příspěvek děkují autoři programu MŠMT - CEZ 63002.

Literatura [1] Číhal, V.: Mezikrystalová koroze oceli a slitin, SNTL, Praha 1978, s.1-406. [2] Matula, M.: Etude du rôle de la microstructure sur les caractéristiques électrochimiques de la corrosion intergranulaire des aciers inoxydables austénitiques.PhD-disertační práce, Ecole Centrale Paris, červen 2000, s. 1-214. [3] Stawstrom, C., Hillert, M.: An improved depleted-zone theory of intergranular corrosion of 18-8 stainless steel. Journal of the Iron and Steel Institute, leden 1969, s. 77-85. [4] Hall,E., L., Briant, C., L.: Chromium Depletion in the Vicinity of Carbides in Sensitized Austenitic Stainless Steels, Metallurgical Transactions A, květen 1984, roč.15A, , s. 793-811. [5] Sahlaoui, H., Sidhom, H., Philibert, J.: Prediction of chromium depleted-zone evolution during aging of Ni-Cr-Fe alloys, Acta Materialia 2002, roč.50, s.1383-1392. [6] Weiss,B., Stickler,R.: Phase Instabilities During High temperature Exposure of 316 Austenitic Stainless Steel, Metallurgical Transactions, duben 1972, roč. 3, s. 851-865. [7] Briant, C.,L., Mulford, R.,A.,Hall,E.,L.: Sensitization of Austenitic Stainless Steels, I. Controlled Purity Alloys, National Association of Corrosion Engineers (Corrosion-NACE), září 1982, roč.38, č.9, s. 468-477. [8] Stonawská, Z. aj.: Hodnocení zcitlivění korozivzdorné oceli AISI 316L k mezikrystalové korozi, In Sborník z konference, CD-ROM-Metal 2002, Ostrava, TANGER. [9] Stonawská,Z. aj.: Intergranular corrosion evaluated by metallographic and atomic force microscope, Acta Metallurgica Slovaca, 2002,roč.8, č.4, s. 364-370. [10] Matula, M. aj.: Intergranular corrosion of AISI 316 L steel, Materials Characterization, 2001,roč. 46, s.203-210. [11] Wasnik, D.N.: Resistance to sensitization and Intergranular corrosion through extreme randomization of grain boundaries, Acta Materialia, 2002, roč.50, s. 4587-4601.

8

Topografie naleptaných hranic zrn a žíhacích dvojčat u austenitické korozivzdorné oceli AISI 316L

Recommend Documents