Full Text

Введение Исследуемая марка 12Х3Г2МФС является низкоуглеродистой мартенситной сталью. Сталь предназначена для замены марок сталей, серийно применяемых в производстве гражданской продукции, а именно для изготовления высоконагруженных изделий нефтегазового машиностроения, таких как утяжеленные бурильные трубы и переводники. Традиционно при выпуске таких изделий используются среднеуглеродистые легированные конструкционные марки сталей, а именно 40ХГМА, 40ХН2МА, 42CrMo4V, 4145 AISI. Указанные марки обеспечивают относительно высокий уровень прочностных характеристик σВ более 900 МПа и ударной вязкости KCV не менее 600 кДж/м2. Как известно, использование подобных марок экономически оправдано, так как себестоимость самой стали относительно низка. Однако существует и ряд недостатков. Формирование высокого комплекса свойств достигается упрочняющей термической обработкой - закалкой с высоким отпуском, или так называемой операцией «улучшение». В свою очередь, использование в основном производственном процессе термической обработки с закалкой в жидких средах весьма энергозатратно и неэкологично. Дополнительную степень упрочнения возможно реализовать методами механотермического воздействия с применением дополнительной холодной или теплой деформации, термоциклической обработкой [1, 2], закалкой токами высокой частоты [3, 4]. Однако указанные методы являются технологически сложными при внедрении в условиях действующего серийного производства. Классически применяемые марки сталей, помимо прочего, также имеют ограниченную прокаливаемость и склонность к деформации и трещинообразованию при закалке. Так, например, прокаливаемость стали 40ХГМА, в зависимости от содержания углерода и легирующих элементов, составляет от 13 до 46 мм, а прокаливаемость стали 40ХН2МА - от 45 до 49 мм [5]. При этом толщина стенки бурильной трубы УБТС-203-71 составляет 66 мм. Внедрение новой марки стали позволит решить указанные проблемы. Известно, что проблему повышения технологичности и прокаливаемости стали возможно решить при повышении устойчивости аустенита при его охлаждении. При этом система легирования стали должна включать ряд карбидообразующих элементов в соотношении, обратном их способности к карбидообразованию, в недостаточном для образования спецкарбидов количестве [6]. В то же время в работе [7] показано, что введение в сталь кремния в количестве до 1,5 % значительно повышает устойчивость аустенита в перлитной и бейнитной областях. Данное решение позволяет исключить из системы легирования стали такой дорогостоящий элемент, как никель, и значительно снизить себестоимость изделий. В работе [8] показано, что структура реечного (пакетного) мартенсита обеспечивает в низкоуглеродистых сталях высокий комплекс прочностных и пластических характеристик, а для обеспечения подвижности дислокаций в реечном (пакетном) мартенсите содержание углерода не должно превышать 0,12 %. Более высокое содержание углерода приводит к увеличению доли твердорастворного упрочнения и снижению пластических характеристик материала. Детальное исследование превращений НМС-сталей и бейнитных сталей изучено в работах [9-14]. Разработку и проектирование химического состава, технологических и конструкционных свойств выполняли с учетом ранее проведенных исследований кафедры «Металловедение, термическая и лазерная обработка металлов» Пермского национального исследовательского политехнического университета. За основу при проектировании были взяты марки 10Х3Г3МФ, 10Х3Г3МФТ и 10Х3Г3МФС, исследованные в рамках реализации Постановления 218 при поддержке Минобрнауки России [7]. Цель работы - исследование превращений, структуры и свойств специально сконструированной и выплавленной системно-легированной низкоуглеродистой стали; промышленное опробование стали в серийном производстве. Методика проведения исследований Исследовали образцы стали 12Х3Г2МФС, отобранные из опытной ступенчатой кованой заготовки сечением Æ254, Æ266, Æ279 мм, полученной методом радиальной ковки. Опытная заготовка изготовлена на основном технологическом оборудовании ПАО «Мотовилихинские заводы» по маршруту: выплавка стали в дуговой сталеплавильной печи, доведение химического состава стали на агрегате комплексной обработки, вакуумирование, разливка блюмов, радиальная ковка. Температура нагрева под ковку 1150 + 50 °С, температура окончания ковки не менее 850 °С. Фактическая температура окончания ковки 950 °С, охлаждение поковки проводили на спокойном воздухе. Вырезку образцов проводили в соответствии с требованиями ГОСТ 8479-90 на расстоянии 1/3 по радиусу от поверхности и с дополнительным отбросом, исключающим торцевую закалку. Оценку химического состава образцов выплавленных сталей проводили на спектрометре фирмы Spectro (модель SpectromaxхM) и газоанализаторе фирмы ELTRA (модель ONH 2000). Дилатометрические исследования выполняли на дилатометре Lineseiss RITA L78, оснащенном индукционным датчиком продольного перемещения. Методика подробно описана в работе [7]. Термическую обработку образцов выполняли в лабораторных печах ПНИПУ и центральной заводской лаборатории ПАО «Мотовилихинские заводы»: печи сопротивления камерного типа с окислительной атмосферой; рабочий диапазон 200-1300 °С, максимальный перепад температур по объему ±5 °С. Для термической обработки вырезали образцы сечением 20´20 мм и длиной 100 мм. Направление образцов продольное, отбор согласно ГОСТ 8479-90. Механические испытания на одноосное растяжение проводили на универсальной испытательной разрывной машине Inspekt 250, модель EDC2/900W, усилием 250 кН. Расчет характеристик прочности (σВ, σ0,2) и пластичности (δ, ψ) проводили в соответствии с требованиями ГОСТ 1497-84 на пятикратных цилиндрических образцах типа III № 4. Испытания на ударный изгиб проводили на маятниковом копре модели 2130КМ-0,3 с усилием 300 Дж, в соответствии с ГОСТ 9454-78. Испытания проходили при температуре +20 °С. Металлографические исследования проводили на шлифах, изготовленных из разрушенных частей ударных образцов. Травление выполняли в 3%-ном растворе азотной кислоты в этиловом спирте. Структуру изучали с помощью светового инвертированного микроскопа Meiji Techno Co, LTD (серия IM 7200) и светового микроскопа Olympus GX-51 при увеличениях от 100 до 1000. Для выявления границ зерен после различных нагревов использовали комбинированный метод окисления-травления [14], который гарантированно выявляет границы бывших аустенитных зерен при варьировании в широком интервале температур и продолжительности выдержек. Твердость определяли по ГОСТ 9013-59 на твердомере «Роквелл» (заводской номер 048120) по шкале С, твердомере Бринелль по ГОСТ 9012-59 и ГОСТ 23677-79. Результаты исследований и их обсуждение Химические составы опытной марки стали 12Х3Г2МФС и ранее исследованных в работе [7] сталей приведены в табл. 1. Как видно из результатов химического анализа, состав стали 12Х3Г2МФС отличен от ранее исследованных композиций по углероду, марганцу, кремнию, хрому. Незначительное отличие по остаточным элементам (никелю, титану и меди), а также примесям (сере и фосфору) связано с различием в технологии производства. Выплавку стали 12Х3Г2МФС проводили на промышленном оборудовании с объемом плавки по жидкой стали 60 т, выплавку сталей, исследованных в работе [7], на лабораторном оборудовании с объемом плавки 60 кг. Следует отметить, что содержание углерода в стали 12Х3Г2МФС является граничным для гарантированного получения структуры мартенсита и исключения бейнитного превращения при охлаждении аустенита [6, 8], как и содержание кремния и отношение Cr/C [7]. Таблица 1 Химический состав опытной марки стали. Марка стали Содержание элементов, мас. % С Mn Si S P Cr Ni Mo V Ti Cu 12Х3Г2МФС 0,12 1,8 1,15 0,016 0,008 2,43 0,26 0,44 0,12 0,005 0,22 10Х3Г3МФ 0,10 2,81 0,34 0,020 0,009 2,77 0,16 0,40 0,12 0,002 0,19 10Х3Г3МФТ 0,10 2,70 0,37 0,020 0,009 2,78 0,16 0,40 0,12 0,021 0,19 10Х3Г3МФС 0,10 2,51 1,25 0,019 0,008 2,75 0,16 0,40 0,12 0,004 0,19 Поверхностная твердость ступенчатой поковки 12Х3Г2МФС после ее полного охлаждения на спокойном воздухе с кузнечного нагрева составила 379-383 НВ. Далее произведена вырезка поперечных темплетов для контроля макроструктуры (толщиной 20 мм) и темплетов для изготовления образцов для механических испытаний (толщиной 100 мм). Отбор темплетов для контроля макроструктуры и механических испытаний проводили от каждой ступени опытной поковки. Оценку макроструктуры проводили по ГОСТ 10243-75. Условия травления: в 50%-ном водном растворе соляной кислоты при температуре 60-80 °С в течение 50 мин. Результаты контроля макроструктуры опытной ступенчатой поковки из стали 12Х3Г2МФС приведены ниже. Диаметр ступени поковки, мм Результаты контроля Æ254 Шкала 1а - балл 0,5; шкалы 2а-6а, 7, 8, 9, 10а - балл 0. Другие дефекты также отсутствуют. В изломе дефектов не обнаружено Æ266 Шкалы 1а-6а, 7, 8, 9, 10а - балл 0. Другие дефекты также отсутствуют. В изломе дефектов не обнаружено Æ279 Шкалы 1а-6а, 7, 8, 9, 10а - балл 0. Другие дефекты также отсутствуют. В изломе дефектов не обнаружено Результаты анализа макроструктуры подтверждают соответствие металла требованиям ГОСТ 10243, а также характеризуют технологичность стали при серийном металлургическом переделе. Следует отметить, что уков ступенчатой поковки составил от 3,98 для сечения диаметром 279 мм до 5,17 для сечения диаметром 254 мм, что также является достаточным условием для формирования плотной структуры металла после обработки давлением. Подтвержденная практикой степень укова для поковок ответственного назначения, изготавливаемых из классических улучшаемых марок сталей, должна находиться в пределах от 3 до 5, что обеспечивает необходимую проработку и исправление литой структуры, а также технологические нормы и операционные коэффициенты использования металла [15]. Дополнительно для оценки прокаливаемости стали 12Х3Г2МФС при охлаждении на спокойном воздухе проведен контроль твердости по сечению макротемплетов. Результаты представлены в табл. 2. Таблица 2 Результаты контроля твердости по сечению стали 12Х3Г2МФС Сечение заготовки, мм Твердость HB, Н/мм2 Расстояние от поверхности, мм поверхность 50 мм 100 мм центр Æ254 388 341 333 333 Æ266 385 333 333 333 Æ279 379 333 333 321 Твердость, замеренная на трех сечениях опытной ступенчатой поковки, находится в интервале от 321 до 388 НВ (3,1-3,4 мм). Фактические результаты замеров подтверждают потенциальную способность марки 12Х3Г2МФС к сквозной прокаливаемости в сечениях не менее 279 мм при охлаждении с кузнечного нагрева на спокойном воздухе. Незначительная разница в полученных результатах в поверхностном слое и в центральной части объясняется различной удельной скоростью охлаждения между сечениями. Замер температурных полей при охлаждении не проводился, полное охлаждение заготовки составило 12 ч. Для оценки влияния системы легирования на склонность зерна аустенита к росту в процессе аустенитизации из тела поковки были отобраны и изготовлены дополнительные образцы. Исследуемые образцы нагревали до температур в интервале от 930 до 1200 °С с выдержкой в течение 40 мин и последующим охлаждением в воде. Выявление зеренной структуры проводили комбинированным методом [14]. Результаты контроля зеренной структуры стали представлены на рис. 1. Зеренная структура сталей 10Х3Г3МФ, 10Х3Г3МФС и 10Х3Г3МФТ изучена в работе [7]. а б Рис. 1. Микроструктура стали 12Х3Г2МФС, выявленная различными методами: а - травлением в 3%-ном растворе НNO3 (закалка 900 °С, 30 мин); б - электролитическим травлением (закалка 1200 °С, 30 мин) Очевидно, что во всех исследуемых сталях с увеличением температуры происходит рост зерна, но характер этого роста различен и зависит от системы легирования и соотношения легирующих элементов. Размер зерна для стали 12Х3Г2МФС идентичен размеру зерна стали 10Х3Г3МФС до температуры 1100 °С - 26-28 мкм. При более высоких температурах зерно стали 12Х3Г2МФС растет быстрее, и при температуре нагрева 1200 °С средний размер зерна в стали 12Х3Г2МФС составляет 133 мкм, а в стали 10Х3Г3МФС - 90 мкм (рис. 2). Рис. 2. Влияние температуры аустенитизации на размер зерна стали 12Х3Г2МФС в сравнении со сталями 10Х3Г3МФ, 10Х3Г3МФС, 10Х3Г3МФТ Таким образом, в стали 12Х3Г2МФС с пониженным содержанием хрома и марганца, по сравнению со сталью 10Х3Г3МФС, более интенсивный рост зерна аустенита наблюдается при нагреве выше 1100 °С. В результате построения термокинетических диаграмм (рис. 3) для стали 12Х3Г2МФС показано: мартенситное превращение реализуется только при самой большой исследованной скорости охлаждения 50 °С/с; уже при скорости охлаждения 1,5 °С/с мартенситному превращению предшествует бейнитное превращение, которое протекает в интервале 500-400 °С. При скорости охлаждения 0,3 °С/с температурный интервал бейнитного превращения становится более широким, а при скорости охлаждения 0,05 °С/с бейнитному превращению предшествует выделение избыточного феррита. Для стали 10Х3Г3МФС Мн при скоростях 50; 1,5; 0,3 °С/с постоянна с небольшим повышением к скорости 0,3 °С/с; при скорости охлаждения 0,05 °С/с наблюдается бейнитное превращение, при этом температура начала мартенситного превращения, протекающего после бейнитного, заметно снижается, что объясняется процессами обогащения по углероду еще не превращенного аустенита. а б Рис. 3. Термокинетические диаграммы: а - для стали 12Х3Г2МФС; б - для стали 10Х3Г3МФС Количественная информация о критических точках для стали 12Х3Г2МФС и сталей 10Х3Г3МФ, 10Х3Г3МФС и 10Х3Г3МФТ приведена в табл. 3. Таблица 3 Температуры критических точек сталей 12Х3Г2МФС, 10Х3Г3МФ, 10Х3Г3МФС и 10Х3Г3МФТ после охлаждения с различными скоростями (дилатометр Lineseiss RITA L78) Сталь Скорость охлаждения, °С/с 50 1,5 0,3 0,05 Критические точки, °С Мн/Мк Бн/Бк Мн/Мк Бн/Бк Мн/Мк Фн/Фк Бн/Бк Мн/Мк 12Х3Г2МФС 395/255 490/400 400/260 575/445 445/300 730/600 600/425 425/345 10Х3Г3МФ 390/310 - 388/327 - 390/340 - 400/380 340/305 10Х3Г3МФТ 393/295 - 395/285 - 400/315 - 450/390 365/325 10Х3Г3МФС 388/310 - 392/310 - 398/330 - 398/375 340/305 Таким образом, из данных, представленных в табл. 1 и табл. 3, следует, что снижение содержания марганца с 2,80 до 2,50 % при неизменном содержании хрома, равном 2,75 %, не приводит к снижению устойчивости переохлажденного аустенита, которая остается на достаточно высоком уровне. При этом нужно принять во внимание, что кремний (его содержание в стали 10Х3Г3МФС по сравнению со сталью 10Х3Г3МФ увеличено в 3,5 раза: с 0,34 до 1,25 %) слабо влияет на уровень устойчивости переохлажденного аустенита. Дальнейшее снижение содержания марганца до 1,8 % при одновременном снижении содержания хрома до 2,4 % приводит к резкому снижению устойчивости переохлажденного аустенита, однако такой устойчивости достаточно для получения структуры мартенсита при скоростях охлаждения более 1,5 °С/с. Результаты оценки влияния температуры аустенитизации на твердость стали 12Х3Г2МФС, с последующим охлаждением в воде и на воздухе, представлены на рис. 4. После закалки с 920 °С на воздухе Рис. 4. Влияние температуры аустенитизации на твердость стали 12Х3Г2МФС и в воде твердость примерно одинакова и составляет 36-38 HRC. С повышением температуры нагрева твердость после закалки в воде падает на 7-8 единиц HRC, причем до 1000 °С она не изменяется, а при более высокой температуре нагрева - 1050 °С она снижается до 32-31 HRC, и при дальнейшем повышении температуры нагрева твердость стали 12Х3Г2МФС вновь не изменяется. После закалки на воздухе твердость практически линейно снижается с 36-38 HRC после закалки с 920 °С до 22 HRC после закалки с 1200 °С. Такое существенное падение твердости можно было бы объяснить обезуглероживанием, но и образец, закаленный в воде, тоже претерпевал аналогичное обезуглероживание. В связи с этим объяснить такое снижение твердости при закалке на воздухе с 1200 °С можно лишь появлением немартенситных продуктов превращения. Действительно, в структуре стали 12Х3Г2МФС после закалки на воздухе с 1200 °С наблюдали области избыточного феррита и карбидные выделения в областях бейнита (рис. 5, в). После закалки с 920 и 1050 °С на воздухе дисперсность структуры стали 12Х3Г2МФС практически одинакова (рис. 5, а, б), что подтверждают и исследования размера зерна. а б в Рис. 5. Структура стали 12Х3Г2МФС после закалки с 920 °С (а), с 1050 °С (б), с 1200 °С (в) на воздухе Исследовали влияние скорости охлаждения на твердость и свойства стали 12Х3Г2МФС. Образцы нагревали до температуры 930 °С с выдержкой 40 мин и последующим охлаждением на воздухе, в коробке с песком на воздухе, вместе с печью, в коробке с песком вместе с печью, что соответствует скоростям охлаждения 1,5; 0,31; 0,054 и 0,028 °С/с. Зависимость твердости стали 12Х3Г2МФС от скорости охлаждения представлена в табл. 4. Таблица 4 Зависимость твердости стали 12Х3Г2МФС от скорости охлаждения Скорость v, °С/с Разбег значений твердости Твердость, HRC среднее 0,03 35-37 36 0,05 34-36 35 0,3 35-37 36 1,5 34-36 35 50 36-39 38 Следует отметить только незначительное повышение твердости при закалке в воде (скорость охлаждения 50 °С/с). Предел прочности стали 12Х3Г2МФС, оцененный по уровню твердости, составляет 1220-1270 МПа, что практически точно соответствует уровню предела прочности пробных сталей. Для оценки влияния скорости охлаждения на ударную вязкость стали 12Х3Г2МФС использовали образцы типа 11 (ГОСТ 9454). Установлено, что в диапазоне скоростей охлаждения от 0,028 до 1,5 °С/с ударная вязкость практически не изменяется и находится в пределах KCV = 230…280 кДж/м2. Влияние скорости охлаждения на ударную вязкость сталей 10Х3Г3МФ, 10Х3Г3МФТ и 10Х3Г3МФС подробно рассмотрено в работе [7]. Исследовали влияние температуры отпуска на свойства стали 12Х3Г2МФС в сравнении со сталями 10Х3Г3МФ, 10Х3Г3МФС. Исходя из данных, представленных в табл. 5, видно, что прочность исходной горячекованой стали выше, чем после закалки и отпуска при температуре 200 °С, это можно объяснить частичным сохранением повышенного уровня плотности дислокаций, возникших в аустените при горячей ОМД и сохранившихся после охлаждения до комнатной температуры - эффект ВТМО (нагрев до температуры 1150 °С, степень укова 5). Повышение температуры отпуска до 350 °С приводит к существенному снижению σВ на 100-150 МПа для стали 12Х3Г2МФС и на 25-30 МПа для сталей 10Х3Г3МФС и 10Х3Г3МФ. Повышение температуры отпуска до 500 °С приводит к росту σВ для стали 12Х3Г2МФ на 25 МПа, для стали 10Х3Г3МФ на 15 МПа, для стали 10Х3Г3МФС на 30 МПа относительно уровня прочности после отпуска на 200 °С. Повышение температуры отпуска до 650 °С приводит к существенному разупрочнению всех исследуемых сталей. Характер изменения условного предела текучести σ0,2 отличается от характера изменения предела прочности. Максимум σ0,2 для стали 12Х3Г2МФС наблюдается после отпуска на 500 °С (прирост незначительный), максимум σ0,2 для сталей 10Х3Г3МФ, 10Х3Г3МФС наблюдается после отпуска на 350 °С (прирост примерно 80 МПа), дальнейшее повышение температуры отпуска ведет к плавному понижению σ0,2 для всех сталей. Изменение характеристик прочности можно объяснить тем, что при температуре отпуска 350 °С происходит закрепление дислокаций вследствие формирования чрезвычайно дисперсных, квазихаотически ориентированных карбидов цементитного типа [16], что объясняет повышение σ0,2 для сталей 10Х3Г3МФ, 10Х3Г3МФС. При температуре отпуска 500 °С происходит выделение большого количества дисперсных карбидов типа Ме7С3 как в теле, так и по границам элементов субструктуры, что объясняет повышение σВ (эффект дисперсионного упрочнения). Дальнейшее разупрочнение связано с протеканием процессов полигонизации, рекристаллизации и коагуляции карбидной фазы. Ударная вязкость у всех сталей находится на уровне, несколько меньшем, чем обычно, причем с повышением температуры отпуска наблюдается снижение, а не повышение ударной вязкости, как это бывает обычно. Таблица 5 Зависимость характеристик прочности, пластичности и ударной вязкости от температуры отпуска исследуемых сталей (исходное состояние: закалка с 930 °С, выдержка 40 мин, охлаждение на воздухе) Режим обработки σ0,2, МПа σВ, МПа δ, % Ψ, % KCV+20, кДж/м2 КСТ+20, кДж/м2 12Х3Г2МФС Исх. сост. (г/ков) - 1210 12,0 23 190 - Закаленное сост. 1145 1200 15,0 63 - - Окончание табл. 5 Режим обработки σ0,2, МПа σВ, МПа δ, % Ψ, % KCV+20, кДж/м2 КСТ+20, кДж/м2 Закалка + отпуск при t, °С 200 1135 1305 12 56 270 - 350 1050 1150 12 61 - - 500 1150 1330 13 58 - - 650 770 835 20 66 240 - 10Х3Г3МФ Исх. сост. (г/ков) 943 1295 16,0 63 - 180 Закаленное сост. 900 1229 17,0 65 300 - Закалка + отпуск при t, °С 200 900 1220 17,5 64 - 120 350 985 1189 18,0 65 - 110 500 877 1235 21,5 64 - 80 650 753 861 21,4 68 - 50 10Х3Г3МФС Исх. сост. (г/ков) 965 1319 15,0 55 - 230 Закаленное сост. 917 1286 17,5 57 550 - Закалка + отпуск при t, °С 200 941 1271 17,0 59 540 120 350 1025 1242 17,4 59 520 110 500 956 1297 19,5 60 400 60 650 745 836 23,5 64 320 40 Заключение На основании проведенного исследования можно сделать следующие выводы: 1. Показано, что сталь 12Х3Г2МФС в исходном состоянии, после охлаждения с кузнечного нагрева на спокойном воздухе, обеспечивает сквозную прокаливаемость в сечении не менее 279 мм и высокий предел прочности - 1210 МПа при сравнительно низком уровне пластических характеристик. 2. Установлено влияние температуры аустенитизации на размер зерна стали 12Х3Г2МФС. Показано, что у стали 12Х3Г2МФС до температуры нагрева 1100 °С зерно растет соразмерно стали 10Х3Г3МФС, и при температуре 1100 °С его размер составляет 26-28 мкм. При более высоких температурах зерно стали 12Х3Г2МФС растет быстрее, и при температуре нагрева 1200 °С средний размер зерна в стали 12Х3Г2МФС составляет 133 мкм, а в стали 10Х3Г3МФС - 90 мкм. 3. Показано, что в стали 12Х3Г2МФС снижение содержания марганца до 1,8 % при одновременном снижении содержания хрома до 2,4 % приводит к снижению устойчивости переохлажденного аустенита. 4. Построены термокинетические диаграммы для стали 12Х3Г2МФС. Показано, что мартенситное превращение реализуется только при самой большой исследованной скорости охлаждения 50 °С/с; уже при скорости охлаждения 1,5 °С/с мартенситному превращению предшествует бейнитное превращение, которое протекает в интервале 500-400 °С. При скорости охлаждения 0,3 °С/с температурный интервал бейнитного превращения становится более широким, а при скорости охлаждения 0,05 °С/с бейнитному превращению предшествует выделение избыточного феррита. 5. Установлена зависимость характеристик прочности, пластичности и ударной вязкости от температуры отпуска стали 12Х3Г2МФС. Показано, что при закалке выше точки Ас3 повышение температуры отпуска в интервале 200-650 °С при снижении прочностных характеристик не приводит к повышению пластичности и ударной вязкости.

About the authors

D. P Poduzov

PJSC “Motovilikhinskiye Zavody”

M. Yu Simonov

Perm National Research Polytechnic University

A. N Yurchenko

Perm National Research Polytechnic University

Yu. N Simonov

Perm National Research Polytechnic University

A. D Bukhalov

Perm National Research Polytechnic University

References

Statistics

Views

Abstract - 16

PDF (Russian) - 12

Refbacks

• There are currently no refbacks.