VLASTNOSTI A MIKROSTRUKTURA SIMULOVANÝCH PÁSEM TOO SVAROVÉHO SPOJE OCELI T 24

VLASTNOSTI A MIKROSTRUKTURA SIMULOVANÝCH PÁSEM TOO SVAROVÉHO SPOJE OCELI T 24 prof. Ing. Jaroslav Koukal, CSc., VŠB-TU Ostrava, Český svářečský ústav s.r.o. Ing. Martin Sondel, Ph.D., VŠB-TU Ostrava, Český svářečský ústav s.r.o. doc. Ing. Drahomír Schwarz, CSc., VŠB-TU Ostrava, Český svářečský ústav s.r.o. Ing. Radek Sztefek, VŠB-TU Ostrava Anotace Cílem příspěvku je stanovit základní mechanické vlastnosti a provést mikrostrukturní rozbor jednotlivých pásem TOO svarového spoje oceli T24. Vzhledem k velmi malým šířkám jednotlivých pásem TOO reálných svarových spojů oceli T24 byla využita modelovací technika. Na základě měření teplotních cyklů jednotlivých pásem TOO byly definovány základní charakteristiky (rychlost ohřevu, maximální teplota cyklu, výdrž na maximální teplotě, čas ochlazování mezi 800 a 500°C) pro simulování jednonásobných teplotních cyklů na odporovém simulátoru Smitweld. Základní mechanické vlastnosti modelovaných pásem TOO byly hodnoceny pomocí hodnot Re, Rm, A5 a KV a byla měřena tvrdost HV10. Mikrostruktura jednotlivých simulovaných pásem TOO svarového spoje oceli T24 byla analyzována pomocí transmisní elektronové mikroskopie a byla provedena strukturně fázová analýza pro identifikaci jednotlivých typů minoritních fází a stanovení disperze částic precipitátu. 1. Úvod V parních kotlích energetických bloků se ve spalovacích komorách v současné době používá konstrukční řešení v podobě membránových stěn, které tvoří stěny výparníků. Membránová stěna je tvořena z trubek a tyto trubky jsou navzájem spojeny přes plochou ocel. Membránová stěna se vyrábí jako nerozebíratelný celek (svařovaná konstrukce), jednotlivé obvodové svary mezi trubkami se provádějí metodou 141 a spoje mezi plochou ocelí a trubkou se ve výrobě řeší svařováním metodou 121 (SAW). Při montáži kotle se plochá ocel přivařuje k trubkám rovněž metodou 141. Problematice svařitelnosti oceli T/P24 je v současné době věnována značná pozornost. Důvodem je vznik vad v průběhu výroby membránových stěn, při jejich dopravě na staveniště a v počátcích náběhu energetického bloku do provozu. Některé publikace poukazují na vznik teplých trhlin [5, 6], avšak vznik teplých trhlin je úzce spjat s procesem svařování, tudíž nelze tímto způsobem vysvětlit příčinu vzniku trhlin až za provozu zařízení. Jako pravděpodobný mechanismus vzniku vad v membránových stěnách se kromě nízké teploty předehřevu, nedodržování teploty interpass, nedostatečné izolace svařovaného místa a nepopuštění svarových spojů, také uvádí sekundární vytvrzování a s tím spojené nízké hodnoty plastických vlastností [7, 8]. Problém sekundárního vytvrzování je úzce spjat s obsahem karbidotvorných a nitridotvorných prvků a s teplotou popouštění ocelí. Vlastnosti jednotlivých pásem TOO svarových spojů nelze s ohledem na jejich malé rozměry studovat klasickými metodami, ale pouze pomocí modelovací techniky. Nutnou podmínkou pro využití modelovací techniky je znalost teplotních cyklů, kterým jsou jednotlivá pásma TOO vystavena. Detailní studium jednotlivých oblastí svarového spoje umožní určit nejslabší místo svarového spoje jak z hlediska základních mechanických vlastností, tak i z hlediska

mikrostrukturních parametrů. Tyto znalosti pak mohou být využity pro optimalizaci technologie svařování, zvýšení životnosti a spolehlivosti energetických zařízení. 2. Experimentální materiál V rámci experimentálního programu byly na trubkách Ø42,8 x 7,1 mm z oceli T24 měřeny teplotní cykly v průběhu svařování obvodových svarových spojů, s cílem použít naměřené teplotní cykly pro simulaci jednotlivých pásem TOO. Svarový spoj byl zhotoven metodou 141 s předehřevem přibližně 180°C. Jako přídavný materiál byl použit svařovací drát typu WZ CrMo2VTi/Nb dle EN 12070 o průměru 2,4 mm, chemické složení je uvedeno v tabulce 1. V tabulce 2 jsou uvedeny požadované mechanické hodnoty trubek z oceli 7CrMoVTiB10-10 (T24) uváděné normou ČSN EN 10216-2+A2 [16]. Měření bylo provedeno pomocí termočlánků Ni – NiCr o průměru 0,25 mm při teplotě předehřevu 180 °C. Cílem měření teplotních cyklů svařování bylo získat detailní charakteristiky teplotních cyklů pro jednotlivá pásma TOO svarového spoje. Vzhledem k nedokonalosti při měření reálného svarového spoje byly naměřené charakteristiky validovány a následně upřesňovány pomocí numerických simulací svařování v softwaru Sysweld. Takto získané charakteristiky teplotních cyklů u jednotlivých pásem TOO jsou uvedené v tabulce 3. Hodnoty parametru t8/5 jsou v souladu s hodnotami uvedenými v publikacích [17, 18, 19, 20]. Tab. 1 Chemické složení experimentální oceli T24 a přídavného materiálu (hmot. %) Základní materiál

C

Si

Mn

P

S

Al

Cr

Mo

V

Ti

N

B

T24 (standard)

0,05 až 0,10

0,15 až 0,45

0,30 až 0,70

max. 0,020

max. 0,010

max. 0,020

2,20 až 2,60

0,90 až 1,10

0,20 až 0,30

0,05 až 0,10

max. 0,010

0,0015 až 0,0070

0,078

0,29

0,55

0,017

0,0025

0,012

2,522

0,975

0,224

0,084

0,0098

0,0022

0,05

0,30

0,50

-

-

-

2,20

1,00

0,22

Ti/Nb 0,05

-

-

T24 základní materiál přídavný materiál

Tab. 2 Požadované vlastnosti pro trubky z oceli T24 [16] Ocel

Re pro tl. stěny t ≤ 16

Rm

Amin podél

KVmin při 20 °C podél

KVmin při 20 °C napříč

T24

450 MPa

565 - 840 MPa

17 %

40 J

27 J

Charakteristiky změřených teplotních cyklů jednotlivých pásem TOO svarového spoje byly použity pro simulaci pásem TOO svarového spoje. Simulace byla prováděna na hranolcích o rozměrech 10,2x10,2x70 mm vyrobených ze základního materiálu, jehož chemické složení je uvedeno v tabulce 1. Výchozí tepelné zpracování hranolků bylo normalizační žíhání a popouštění. Vlastní simulace byla realizována ve Výzkumném a zkušebním ústavu v Plzni na simulátoru Smitweld TCS 1405.

Tab. 3 Charakteristiky jednotlivých tepelných cyklů pásem TOO tupého svarového spoje Charakteristika

Pásmo přehřátí

Pásmo normalizace

Pásmo interkritické (částečné překrystalizace)

Počáteční teplota

180°C po dobu 30 sekund

Rychlost ohřevu

60 °C/sec

Max. teplota cyklu Tmax

1350°C

1000°C

Doba výdrže na Tmax

860°C 1 sec

Rychlost ochlazování mezi Tmax a 800°C

24 °C/sec

20 °C/sec

10 °C/sec

Parametr t8/5

36,5 sec

39 sec

43 sec

Ochlazování pod 500°C

vzduch

Jedna část nasimulovaných vzorků byla ponechána bez tepelného zpracování (po svaření) a druhá část vzorků byla tepelně zpracována na teplotě 740°C po dobu 1 hodiny. Mikrostruktura v jednotlivých pásmech a v obou stavech byla tvořena bainitem, resp. popuštěným bainitem a liší se od sebe v základních rysech typických pro jednotlivé oblasti TOO svarového spoje. Podle normy ČSN EN ISO 6892-1 byly provedeny tahové zkoušky. Z každého nasimulovaného pásma a z každého stavu byly zkoušeny 2 vzorky při pokojové teplotě. Výsledky zkoušek jsou graficky zpracovány na obr. 1 až 5. Na obrázcích jsou vyneseny průměrné hodnoty ze dvou měření. Rovněž jsou na obrázcích pro informaci zakresleny minimálně požadované hodnoty jednotlivých vlastností pro trubky z oceli 7CrMoVTiB10-10 (T24) podle [16].

3. Hodnoty tvrdosti simulovaných pásem TOO oceli T24 Hodnoty tvrdosti HV10 simulovaných pásem TOO byly stanoveny podle normy ČSN EN ISO 6507-1 se zatížením 98 N. Tvrdost základního experimentálního materiálu oceli T24 je 200 HV10. Naměřené hodnoty tvrdosti simulovaných pásem TOO v nepopuštěném a popuštěném stavu jsou znázorněny na obrázku 1.

Obr. 1 Hodnoty tvrdosti HV10 simulovaných pásem TOO oceli T24 Naměřené hodnoty tvrdosti pásma přehřátí v nepopuštěném stavu jsou vyšší než maximální přípustná tvrdost podle normy ČSN EN ISO 15614-1. Svarové spoje ocelí tohoto typu se však používají pouze v popuštěném stavu. Hodnoty tvrdosti naměřené ve všech pásmech TOO ve stavu po tepelném zpracování splňují požadavky dané ČSN EN ISO 15614-1 pro kvalifikace postupu svařování (max. 350 HV10). Splňují i požadavky na tvrdost popuštěného svarového kovu použitého přídavného materiálu pod 300 HV10. Naměřené hodnoty dokumentují, že nejtvrdším místem svarového spoje je pásmo přehřátí TOO. V tomto pásmu by měly být rovněž naměřeny největší hodnoty Rm a Re a nejnižší hodnoty KV. Naměřené hodnoty tvrdosti tepelně zpracovaného pásma normalizace jsou jen o málo vyšší než hodnoty změřené v základním experimentálním materiálu. Hodnoty naměřené v tepelně zpracovaném interkritickém pásmu jsou nižší než v základním materiálu. Tomuto pásmu by měly odpovídat minimální hodnoty Rm a Re a maximální hodnoty KV. 4. Základní mechanické vlastnosti modelovaných pásem TOO Základní mechanické vlastnosti simulovaných pásem TOO byly hodnoceny pomocí hodnot Re, Rm, A5 a KV. Pro jejich stanovení byly použity standardní platné normy. Tabulka 4 uvádí základní mechanické hodnoty zjištěné u experimentálního základního materiálu oceli T24. Tab. 4 Mechanické hodnoty experimentálního základního materiálu oceli T24 Ocel

Re (MPa)

Rm (MPa)

A5min (%)

KV (+20°C) (J)

T24

545

663

20

183

Naměřené hodnoty základních mechanických vlastností v simulovaných pásmech TOO jsou uvedeny na obrázcích 2 až 5. Pásmo přehřátí vykazuje nejvyšší hodnoty Re a Rm a nejnižší hodnoty A5. Interkritické pásmo vykazuje naopak nejnižší hodnoty Re, Rm a nejvyšší hodnoty A5. Požadavek na minimální hodnotu Re (450 MPa) nesplňuje interkritické pásmo.

Obr. 2 Hodnoty Re simulovaných pásem TOO oceli T24

Obr. 3 Hodnoty Rm simulovaných pásem TOO oceli T24

V nepopuštěném stavu není rozdíl v hodnotách tažnosti A5 mezi simulovanými pásmy TOO tak výrazný a všechna pásma nesplňují minimální požadovanou hodnotu 17%. Popuštěný stav zřetelně ukazuje rozdíly mezi jednotlivými pásmy. Minimální požadovanou hodnotu tažnosti A5 nesplňuje tepelně zpracované simulované pásmo přehřátí.

Obr. 4 Hodnoty tažnosti A5 simulovaných pásem TOO oceli T24

Obr. 5 Hodnoty KV simulovaných pásem TOO oceli T24 Požadavky na minimální hodnotu nárazové práce při teplotě okolí min. 40 J v podélném směru nesplňuje v nepopuštěném stavu pásmo přehřátí. V popuštěném stavu splňují požadované hodnoty na nárazovou práci všechna simulovaná pásma TOO. Požadavky na základní materiál oceli T24 splňují v popuštěném stavu z hlediska minimálně požadovaných hodnot Rm a KV všechna simulovaná pásma TOO. Popuštěné interkritické pásmo nesplňuje požadavek na minimální hodnotu Re a popuštěné pásmo přehřátí pak nesplňuje požadavek na minimální hodnotu tažnosti A5. Kritické mohou být zejména nízké plastické vlastnosti pásma přehřátí v nepopuštěném stavu, které by mohly být příčinou porušení svarů. Je proto nezbytné svarové spoje co nejdříve po svaření tepelně zpracovat.

Dosažené výsledky dokazují, že nejslabším místem TOO, které limituje její vlastnosti je z hlediska hodnot Re a Rm interkritické pásmo a z hlediska hodnot A5 a KV pásmo přehřátí. 5. Studium mikrostruktury simulovaných pásem TOO oceli T24 na elektronovém mikroskopu Elektronové mikroskopické studium bylo provedeno na prozařovacím mikroskopu JEM 2100, vybaveném ED analyzátorem. Při hodnocení mikrostruktury modelových pásem TOO pomocí elektronové mikroskopie byla provedena strukturně fázová analýza a identifikace jednotlivých typů minoritních fází. Pro účely stanovení disperzity precipitátu v jednotlivých vzorcích byly nasnímkovány soubory snímků z extrakčních uhlíkových replik. Identifikace minoritních fází byla provedena pomocí selekční elektronové difrakce a energiově disperzní RTG spektrální mikroanalýzy (EDX). Extrakční uhlíkové repliky jednotlivých pásem TOO oceli T24 po simulaci a po tepelném zpracování jsou uvedeny na obrázku 6 Pásmo přehřátí TOO Mikrostruktura pásma přehřátí po simulaci je hrubozrnná, čistě bainitická. V průběhu simulace došlo k úplné překrystalizaci výchozí popuštěné bainitické mikrostruktury a rozpuštění téměř všech částic minoritních fází, s výjimkou primárních částic MX – titanem bohaté nitridy, příp. karbonitridy, které se v oceli vyloučily v průběhu solidifikace nebo dokonce i v tavenině (částečně). Tato fáze má ze všech fází typu MX nejvyšší teplotu rozpustnosti v austenitu. V nepopuštěném pásmu přehřátí identifikovány následující minoritní fáze: karbonitridy (příp. nitridy MX bohaté titanem), sulfidy mědi (příp. komplexní sulfidy mědi a titanu), velmi jemné částice cementitu. Pozorované částice precipitátu v popuštěném pásmu přehřátí vznikly v průběhu tepelného zpracování na teplotě 740°C. Hranice původních austenitických zrn byly lemovány nesouvislým síťovím částic precipitátu, minoritní fáze lze pozorovat i podél latěk bainitického feritu. Zvýšená leptatelnost hranic latěk bainitického feritu nasvědčuje, že tyto hranice jsou dekorovány velmi jemnými precipitáty. V mikrostruktuře popuštěného pásma přehřátí byly identifikovány následující minoritní fáze: karbidy M23C6, M7C3, karbidy (příp. karbonitridy) MX. Pásmo normalizace TOO Mikrostruktura pásma normalizace je plně bainitická, což svědčí o tom, že v průběhu simulace teplotních cyklů došlo k úplné reaustenitizaci. Distribuce zhrublých částic precipitátu nasvědčuje, že se jedná o řetízky částic, které se v průběhu předchozího tepelného zpracování na jakost vyloučily podél hranic původních austenitických zrn. Hranice austenitických zrn, vytvořených v průběhu simulace, nejsou dekorovány zhrublými částicemi precipitátu. Jemné části precipitátu jsou distribuovány relativně rovnoměrně v bainitické matrici. Lze předpokládat, že v průběhu normalizace došlo jednak k částečnému rozpuštění precipitátu a jednak k určitému zhrubnutí částic přítomných v kovové matrici po tepelném zpracování na jakost. V pásmu normalizace byly identifikovány následující minoritní fáze: karbidy M23C6, M7C3, karbidy (příp. karbonitridy) MX. Mikrostruktura simulovaného pásma normalizace po tepelném zpracování je plně bainitická, s relativně malou velikostí původního austenitického zrna, které se vytvořilo během

simulace normalizovaného pásma. Řetízky zhrublých částic pravděpodobně představují částice, které se vyloučily na hranicích původních austenitických zrn přítomných v mikrostruktuře během tepelného zpracování na jakost a nerozpustily se během simulačního žíhání. Rovněž jemné částice precipitátu, které byly distribuovány relativně rovnoměrně v bainitické matrici, zřejmě představují částice, které se nerozpustily během simulace. Lze předpokládat, že v průběhu krátkodobého popouštění na teplotě 740°C/1h došlo k dodatečné precipitaci převážně jemných částic. V pásmu normalizace po tepelném zpracování byly identifikovány následující minoritní fáze: karbidy M23C6, M7C3, karbidy (příp. karbonitridy) MX. Interkritické pásmo TOO Zpětná transformace útvarů austenitu, které vznikly během simulace interkritického pásma, vedla ke vzniku bainitu – protože se jedná o nepopuštěnou strukturu. Uvnitř tohoto „čerstvého“ bainitu jsou dobře pozorovatelné laťky bainitického feritu. Bainit, který byl přítomen ve struktuře během simulace, se rozpadl na feriticko-karbidickou složku. Většina částic precipitátu, byla zděděna z výchozí mikrostruktury (po tepelném zpracování na jakost). Lze předpokládat, že řetízky hrubých částic precipitátu lemovaly původní hranice austenitických zrn v mikrostruktuře po tepelném zpracování na jakost. Četnost jemného precipitátu ve feritu (interkriticky přežíhaný bainit) se jeví podstatně větší než v bainitu, který vznikl při vychlazování z teploty interkritického žíhání. Během simulačního žíhání zřejmě došlo k dodatečné precipitaci ve feritu. V mikrostruktuře interkritického pásma TOO byly identifikovány následující minoritní fáze: karbidy M23C6, karbidy M7C3, karbidy (příp. karbonitridy) MX. Po provedeném tepelném zpracování interkritického pásma na teplotě 740°C/1h jsou v mikrostruktuře stále patrné rozdíly mezi bainitem, který se v průběhu interkritického žíhání rozpadl na feriticko-karbidickou složku a bainitem, který vznikl během ochlazování z teploty interkritického žíhání. Velká část precipitátů byla zděděna z výchozí mikrostruktury po tepelném zpracování materiálu T24 na jakost, poněvadž teplota interkritického žíhání (860°C) byla příliš nízká pro jejich rozpuštění. Během žíhání na teplotě 740°C došlo k dodatečné precipitaci jak v bainitu, který byl přítomen v mikrostruktuře v průběhu interkritického žíhání, tak i v bainitu, který vznikl při rozpadu austenitu během ochlazování z teploty interkritického žíhání. Ve vzorku popuštěného interkritického pásma byly identifikovány následující minoritní fáze: karbidy M23C6, karbidy M7C3, karbidy (příp. karbonitridy) MX.

Po TZ (740°C/1h)

interkritické pásmo

pásmo normalizace

pásmo přehřátí

Po simulaci

Obr. 6 Extrakční uhlíkové repliky simulovaných pásem TOO oceli T24 ve stavu po simulaci a po TZ (740°C/1h) 6. Závěr Výsledky uvedené v článku jsou příspěvkem k řešení svařitelnosti moderních nízkolegovaných žáropevných ocelí, které se vyvíjejí pro konstrukci energetických zařízení se superkritickými parametry páry a s vysokou účinností. Svařitelnost je řešena s využitím znalostí teplotních cyklů, kterým jsou jednotlivá pásma TOO svarových spojů vystavena a s využitím

modelovací techniky, která umožňuje detailní studium vlastností jednotlivých pásem TOO svarového spoje. Klasický způsob řešení svařitelnosti pomocí velkého počtu reálných svarových spojů toto studium neumožňuje a hodnotí svarové spoje jako celek. Dosažené hodnoty základních mechanických vlastností a změny mikrostruktury potvrzené výsledky studia na elektronovém mikroskopu prokázaly nutnost tepelného zpracování svarových spojů oceli T/P24 po svaření. Teprve po provedeném tepelném zpracování bude mikrostruktura téměř ve stabilním stavu a dosáhneme požadované vlastnosti TOO svarových spojů. Literatura [1] PECHA, J., Zváranie moderných žiarupevných ocelí pre energetické zariadenia. 1. vydání. Bratislava: STU Bratislava, 2007. 136 s., ISBN 978-80-227-2744-0. [2]

MYSUYAMA et al., Development of a Tungsten Strengthened Low Alloy Steel with Improved Weldability. Proc. Conf. Materials of Advanced Power Engineering 1994. Eds. D Coutsouradis et al., Dordrecht, Netherlands, 1994, s. 173-181.

[3]

HUSEMANN, R. U., BENDICK, W., HAARMANN, K., The new 7CrMoVTiB10-10 (T24) Material for Boiůer Waterwalls.7ASME PWR- Vol. 34, s 663-640.

[4]

KUBOŇ, Z. Aplikační vlastnosti svarů z oceli T24 pro membránové stěny. In PROMATTEN 2011. 1. vydání. Ostrava: Flash Steel Power, a.s., 2011. s. 99-104. ISBN 978-80-260-0931-3.

[5]

ADAMIEC, J., BERNAS, A., WIECEK, M., BIJOK, H., Hot cracking of SAW welded joints of the 7CrMoVTiB10-10 steel. Proc. Conf. New methods of damage and failure analysis of structural parts. 1. vydání. Ostrava, 10 – 14 September 2012. s. 337-343.

[6]

MRÁZ, L., BERNASOVSKÝ, P., ZIFČÁK, P., BRZIAK, P., KOTORA, J., KRAJČÍ, D., MRÁZ, M., PECHA, J., Skúsenosti s úžitkovými vlastnosťami ocele T24. In zváranie Svařování- ročník 61. 1. vydání. Bratislava, 5-6 2012. s. 105-114.

[7]

MOHYLA, P. Vliv teploty popouštění na mechanické vlastnosti svarových spojů nízkolegovaných žáropevných ocelí. In 20th Intrnational Conference on Heat Treatment. Jihlava, listopad 2004. s. 109-114. ISBN 80-239-3561-5.

[8]

MOHYLA, P., KOUKAL, J. Příspěvek k výzkumu svařitelnosti moderních nízkolegovaných žáropevných ocelí. In Acta metallurgica Slovaca. 1. vydání. Košice, březen 2003. s. 210216. ISSN 1335-1532.

[9]

KOUKAL, J., SCHWARZ, D., HAJDÍK, J. Materiály a jejich svařitelnost. 1. vydání. Český svářečský ústav: Ostrava 2009. 241 s. ISBN 978-80-248-2025-5.

[10] ANTALFFY, L., WHIPPLE, R. The use of vanadium modified chrome molybdenum steel plates in pressure vessel fabrication. Proc. Conf. Dillinger pressure vesel colloquium. Dillinger 16/17th September 2009. [11] PRAGER, M. Chalenges for application of 2¼Cr1Mo¼V alloys in heavy wall hightemperature high-pressure hydro-processing equipment. Proc. Conf. Dillinger pressure vesel colloquium. Dillinger 16/17th September 2009. [12] CHAUVY, C., PILLOT, S. Prevention of weld metal reheat cracking during Cr-MoV heavy reactors fabrication. Proc. Conf. ASME Pressure vessels and piping division. Czech Republic: Praha, 26-30 July 2009.

[13] TANINO, M., NISHIDA, T. On the secondary hardening on tempering in vanadium stells, Trans JIM. Vol 9. 1968. s.103 -110. [14] BAIN, P., J., PAXTON, W., W. Alloying elements in steel. In 2nd ed ASM. 1961. 195 s. [15] FAWAKHRY, K., A., MISHREKY, M., L., EISSA, M., M..Secondary hardening of vanadium and titanium microalloyed steels. Neue Hütte 35 Jahrgang. Heft 9. September 1990. s.343 - 347. [16] ČSN EN 10216-2+A2. Bezešvé ocelové trubky pro tlakové nádoby a zařízení - Technické dodací podmínky - Část 2: Trubky z nelegovaných a legovaných ocelí se zaručenými vlastnostmi při zvýšených teplotách. 1. 2. 2008. [17] XAVIER, C., R., DELGADO, H., G., CASTRO, J., A. Numerical evaluation of the weldability of the low alloy ferritic steels T/P23 and T/P24. In Materials Research. February 2011. s. 73-90. [18] CARON, J., HEINZE, C., SCHWENK, C., RENTHMEIER, M., BABU, S. S., LIPPOLD, J. Effect of contiuous cooling transformation variations on numerice calculation of welding-induced residual stresses. In welding journal, Vol. 89. July 2010. 1999. s. 151-160 [19] BONN, R. Experimentelle und numerische Ermittlung der thermo-mechanischen Beanspruchung des Wurzelbereichs austenitischer Rundnähteweldment. Stuttgart: Staatliche Materialprüfungsanstalt universität, Fakultät Energietechnik, Oktober 2001, 122 s. Dissertation Arbeit. [20] CERJAK, H., NAGEL, G., PRADER, R. Quantification of the toughness distribution in a heavy section submerged arc multilayer reactor pressure vessel weldment. In Nuclear Engineering and Design 190. 1999. s. 29-39. [21] ČSN EN ISO 15614. Stanovení a kvalifikace postupů svařování kovových materiálů Zkouška postupu svařování. 1. 5. 2005.