Особенности наноструктурных состояний механосинтезированных порошковых сталей, легированных Cr и Si

Размещено на http://www.allbest.ru/

ОСОБЕННОСТИ НАНОСТРУКТУРНЫХ СОСТОЯНИЙ МЕХАНОСИНТЕЗИРОВАННЫХ ПОРОШКОВЫХ СТАЛЕЙ, ЛЕГИРОВАННЫХ CR И SI

Волков В.А.¹, Елькин И.А.^{2, *}, Чулкина А.А.³, Загайнов А.В.⁴

^{1, 2, 3, 4} Удмуртский федеральный исследовательский центр Уральского отделения Российской академии наук, Ижевск, Россия

Аннотация

Исследовано влияние легирования элементами замещения (Cr, Si) на формирование наноструктур в порошковых нанокристаллических сталях на основе Fe-1мас. % С, полученных механосплавлением исходных порошков железа и графита. Исследования проводили методами рентгеновской дифракции и магнитной структуроскопии. В наноструктуре сталей углерод распределен между объемами нанозерен феррита и зернограничными сегрегациями. Концентрация углерода в феррите изменяется в пределах 0,2 - 0,37 ат. % в зависимости от легирования. Cr и Si повышают концентрацию углерода в феррите по сравнению с нелегированной сталью. Концентрация углерода в зернограничных сегрегациях изменяется в пределах (1,1 - 1.7)·10^-5 моль/м². Сr понижает концентрацию углерода в сегрегациях, Si - изменяет мало. Концентрация углерода в сегрегациях определяется, главным образом, размерами зерен и связанной с ними протяженностью границ, достигаемыми при механосплавлении.

Ключевые слова: наноструктура, механосплавление, сталь, феррит, зернограничная сегрегация, рентгеновская дифракция, легирующие элементы.

Abstract

FEATURES OF NANOSTRUCTURAL STATES OF MECHANO-SYNTHESIZED POWDER STEELS ALLOYED BY CR AND SI

Research article

Volkov V.A.¹, Elkin I.A.^{2, *}, Chulkina A.A.³, Zagainov A.V.⁴

^{1, 2, 3, 4} Udmurt Federal Research Center of the Ural Branch of the Russian Academy of Sciences, Izhevsk, Russia

* Correspondent author (ivan.a.elkin[at]gmail.com)

The paper studies the influence of alloying elements of substitution (Cr, Si) on the formation of nanostructures in powder nanocrystalline steels based on Fe-1mas. of % C obtained by means of mechano-alloyage of the initial powders of iron and graphite. The study was carried out by X-ray diffraction and magnetic structuroscopy. Carbon is distributed between the volumes of ferrite nanograin and grain boundary segregations in the nanostructure of steels. The carbon concentration in the ferrite varies between 0.2 and 0.37 at. % depending on the alloyage. Cr and Si increase the concentration of carbon in the ferrite as compared to non-alloy steel. The carbon concentration in grain boundary segregations varies within the range (1.1 - 1.7)*10-5 mol/m2. Cr lowers the concentration of carbon in segregations, while Si causes little change. The concentration of carbon in segregations is determined mainly by the grain size and the associated extent of the boundaries obtained by mechano-alloyage.

Keywords: nanostructure, mechano-alloyage, steel, ferrite, grain boundary segregation, X-ray diffraction, alloying elements.

В настоящее время возможности традиционных способов упрочнения сталей, такие как твердорастворное или карбидное, во многом исчерпаны и ведется поиск новых механизмов упрочнения, в том числе, обусловленных наноструктурностью. Наноструктурное состояние металлов и сплавов достаточно легко достигается при помощи интенсивной пластической деформации (ИПД). Материалы в процессе ИПД претерпевают сложные дислокационные превращения, их хаотическая дислокационная структура постепенно превращается в субзеренную и далее в нанозеренную [1], [2]. В результате формируется неравновесная структура с наноразмерными кристаллитами, разделенными мало- или большеугловыми границами к которым прилегают искаженные зоны, насыщенные дефектами [3], [4], [5]. В результате ИПД за счет деформационных процессов происходит перераспределение легирующих элементов.

Формирование наноструктуры при ИПД сплавов Fe-C имеет свои особенности из-за высокой диффузионной подвижности углерода. Одной из разновидностей ИПД является механическое сплавление (МС). В работах [7], [8] наглядно показано, что МС сплавы, содержащие до 2 мас. % C, полученные механосплавлением порошков железа и графита, представляют собой нанозеренный феррит с концентрацией C порядка 0,4 ат. %, по границам зерен которого располагаются сегрегации углерода с концентрацией 6 - 8 ат. %. Ширина зернограничных сегрегаций составляла порядка 2 - 3 нм. Образцы с содержанием углерода более 13 ат. % дополнительно содержали цементит и аморфную фазу. Размер зерна после механосплавления составлял от 6 до 11 нм, плотность дислокаций достигала величины 4·10¹⁶ 1/м², что близко к предельному значению для б-Fe [8]. Большое количество работ, связанных с формированием нанозеренной структуры в сплавах Fe-C, проведено на патентированных проволоках, содержащих 0,8 - 1 мас. % углерода [12], [13], [14], [15]. Показано, что в процессе волочения разрушается исходная ламеллярная структура тонкопластинчатого перлита проволок. Цементит в значительной степени растворяется и формируется нанозеренная структура феррита с размерами зерен порядка 10 нм. Углерод, освободившийся в результате распада цементита, образует сегрегации шириной несколько нм в межзеренных областях. Такая структура материалов позволяет добиваться в них предела прочности до 7 ГПа [14], [15].

Несмотря на наличие работ по получению и исследованию наноструктурных порошковых углеродистых сталей, до настоящего дня не проводилось систематических исследований по влиянию легирования на особенности их нанозеренной структуры. Данная работа посвящена исследованию влияния легирования элементами замещения (Cr, Si) на закономерности формирования наноструктур в порошковых нанокристаллических сталях, полученных помолом в шаровой планетарной мельнице.

В качестве объектов исследования в настоящей работе выбраны модельные порошковые МС стали на основе состава Fe - 1 мас. % C, легированные Cr или Si. Состав сплавов приведен в табл. 1. Сплавы получали механосплавлением в течение 18 часов в шаровой планетарной мельнице Fritsch Pulverisette-7 (энергонапряженность 2,1 Вт/г). Материал сосудов и мелющих тел - сталь ШХ15. Масса загружаемого порошка 10 г, соотношение между массой измельчаемого порошка и массой шаров 1:10. В качестве исходных компонентов для механосплавления использовали порошки б-Fe чистотой (99,98 %), Si (99,99 %), Cr (99,9 %), графита (99,99 %). Размер частиц порошков не превышал 300 мкм.

Структурное состояние и фазовый состав образцов исследовали методами рентгеновской дифракции (дифрактометр ДРОН-3, монохроматизированное излучение Cu-Kб). Съемку рентгенограмм проводили с шагом 0,05 град. и экспозицией в точке 24 с, обработку полученных рентгенограмм осуществляли при помощи программы CMWP [16]. Температурные интервалы фазовых превращений определяли по измерениям температурных зависимостей магнитной восприимчивости.

Исследование структуры модельных порошковых механосинтезированных сталей проводили на основе анализа рентгеновских дифрактограмм. Дифрактограммы, полученные от нанокристаллических сталей после МС, содержали только сильно уширенные линии ОЦК железа.

Рис. 1 - Дифрактограммы стали Fe_95,5C_4,5 после МС и отжигов

Примечание: интенсивность представлена в логарифмическом масштабе. Индексами (hkl) отмечены дифракционные пики б-Fe, ромбами - Fe₃C. (Излучение Cu K_б)

После отжигов происходило уменьшение ширины дифракционных пиков железа, вызванное увеличением размера зерен и уменьшением искажений кристаллической решетки. Начиная с температур отжига 300-400^оС обнаруживались дополнительные дифракционные пики, появление которых связано с образованием карбида Fe₃C (рис. 1). Образование е - или ч-карбидов, которые характерны для близких по составу массивных сталей после низкого или среднего отпуска мартенсита, не наблюдали.

На рис. 2 приведены графики для МС стали Fe_95,5C_4,5, отражающие изменение относительной магнитной восприимчивости при нагревах со скоростью 30 град./мин до температур 200, 300, 400^оС.

Рис. 2 - Графики температурной зависимости относительной магнитной восприимчивости ч/ч₂₀стали Fe_95,5C_4,5, снятые в режиме нагрева (>) и охлаждения (<)

В верхней точке нагрева образцы выдерживались в течение 1 ч, после чего охлаждались с регистрацией изменения восприимчивости. При анализе графика, полученного при нагреве до 400^оС видно, что кривая нагрева состоит из плавного возрастающего участка в интервале температур 20 - 320^оС и следующего за ним перегиба с резким снижением восприимчивости. Монотонное изменение восприимчивости на пологом участке соответствует изменениям состояния наноструктурного феррита сплава, вызванным нагревом. Перегиб в области температуры 320^оС связан с образованием в сплаве цементита. Образование цементита подтверждается наличием перегиба, вызванного переходом через его температуру Кюри (210^оС) на кривой охлаждения.

Из рис. 2 видно, что цементит также образуется после нагрева до 300^оС выдержки при этой температуре. После нагрева до 200^оС магнитная восприимчивость МС стали не уменьшается, из чего следует, что в результате выдержки при этой температуре цементит еще не образуется. Температурные зависимости магнитной восприимчивости легированных сталей в основных чертах повторяют аналогичные кривые для стали Fe_95,5C_4,5.

На рис. 3а, в качестве примера приведены графики температурной зависимости магнитной восприимчивости для МС стали Fe_90,5Cr₅C_4,5. Легирование Cr в количестве 3 и 5 ат. % повышает температуру начала образования цементита при непрерывном нагреве примерно до 350^оС, а для сплава легированного 9 ат. % Cr - выше 400^оС. Образование цементита после часового отжига происходит в сплавах с 3 и 5 ат. % Cr при 400^оС и при 500^оС для сплава, легированного 9 ат. % Cr. Это на 100 и 200 градусов выше по сравнению с МС сплавом Fe_95,5C_4,5. Легирование 5 ат. % Сr приводит к снижению Т_К цементита до температур близких к 100^оС, а для сплава с 9 ат. % Cr - ниже комнатной температуры.

На рисунке 3б приведен график температурной зависимости магнитной восприимчивости для МС сплава Fe_92,5Si₅C_4,5. Легирование кремнием повышает температуру начала образования цементита при непрерывном нагреве еще эффективнее, чем легирование хромом. В МС стали, легированной 5 ат. % Si, эта температура близка к 420^оС. Для сплава Fe_92,5Si₅C_4,5 образование цементита не происходит после часового отжига при 200 и 300^оС и наблюдается только после отжига при 400^оС. Температура Кюри цементита мало изменяется по сравнению со сплавом состава Fe_95,5C_4,5.

Рис. 3 - Графики температурной зависимости относительной магнитной восприимчивости ч/ч₂₀МС сталей легированных Cr и Si, снятые в режиме нагрева (>) и охлаждения (<): (а) -Fe_90,5Cr₅C_4,5, (б) - Fe_92,5Si₅C_4,5

Данные по температурным зависимостям магнитной восприимчивости согласуются с данными рентгенофазового анализа и находятся в соответствии с моделью нанокристаллической структуры МС сплавов Fe-C c содержанием углерода до 2 мас. %. Согласно этой модели, полученной по результату прямых наблюдений [8], [18], углерод в МС сталях распределяется между объемом ферритных зерен и зернограничными сегрегациями.

По положению рентгеновских дифракционных линий определяли параметр решетки феррита сталей. Параметр решетки является важной структурно чувствительной характеристикой материалов. По его изменению можно судить о процессах, протекающих в веществе. В рассматриваемых сплавах значение параметра может меняться из-за растворения в решетке феррита углерода и легирующих элементов. Углерод является элементом внедрения. Он имеет очень низкую равновесную растворимость в решетке феррита [17], однако, в неравновесных условиях растворимость может существенно повышаться. Так в мартенсите закаленных сталей содержится до 2 мас. % (9 ат. %) углерода, в феррите сплавов, полученных интенсивной пластической деформацией, по разным данным может содержаться от 0 до 2 ат. % углерода [8], [18]. Углерод при образовании твердого раствора увеличивает параметр решетки феррита на 0,0083 Е в расчете на 1 ат. % С [19]. По разнице параметров решетки феррита в стали Fe_95,5C_4,5после МС (2,8681 Е) и чистого железа (2,8664 Е) можно определить концентрацию С в феррите МС стали. Разница значений параметра составила Да = (0,0017±0,0002) Е, что соответствует концентрации углерода (0,2±0,02) ат. %.

Поскольку при уменьшении размеров зерен площадь границ пропорционально увеличивается, растет и емкость сегрегаций. Увеличивается количество углерода, которое может поместиться в сегрегациях, либо, при ограниченном количестве углерода, уменьшается его концентрация в сегрегациях. Это приводит к тому, что после механосплавления устанавливаются некоторые значения концентраций углерода в объемах зерен и в сегрегациях. Для определения концентрации углерода в зернограничных сегрегациях необходимо знать общую концентрацию С в стали, концентрацию С в феррите и размеры зерен. Знание размеров зерен позволяет определить удельную площадь границ. Углерод, не растворившийся в объеме ферритных зерен, распределен в зернограничных сегрегациях. Поэтому, определив долю углерода, находящегося в феррите, можно определить долю углерода, приходящегося в сегрегациях, а затем, и концентрацию углерода в сегрегациях (количество углерода на единицу площади границы моль/м²). Размеры зерен феррита, определяли по уширению дифракционных линий.

Таблица 1 - Химические составы механосинтезированных сталей и размеры зерен феррита, определенные из уширения дифракционных линий

Данные по размерам зерен феррита сталей после МС приведены в табл. 1. В МС стали Fe_95,5C_4,5 размер зерен составил (4,5±0,2) нм. Это примерно в четыре раза меньше размера зерен в чистом железе, достигаемого в тех же условиях. Легирование железа одним только хромом в этом отношении намного менее эффективно. Размер зерна уменьшается только в 2 раза (табл.1). Легирование углеродистой стали Cr или Si практически не уменьшает размеры зерен по сравнению с нелегированной сталью. В [8] было проведено сопоставление результатов определения размеров зерен в нанокристаллических сталях, полученных МС методами электронной микроскопии и анализа уширений рентгеновских дифракционных линий с использованием программы СMWP, которая использовалась и в нашей работе. Было показано, что размеры зерен, определенные по уширению линий, меньше примерно на 1,5 нм размеров зерен, определенных методом электронной микроскопии. Это связано с особенностями формирования рентгеновских дифракционных рефлексов. Поскольку метод электронной микроскопии является более прямым необходимо делать поправку на эту величину также для размеров зерен, представленных в табл. 1. Таким образом, действительным размером зерна в МС стали Fe_95,5C_4,5 будем считать 6 нм. Расчет концентрации углерода (Г) в пограничных сегрегациях для стали Fe_95,5C_4,5 приводит к значению Г = 1,25·10^-5 моль/м². Это значение близко к полученному в [8] Г = 1,3·10^-5 моль/м² для сплава близкого состава.

Рис. 4 - Зависимость параметра решетки феррита от концентрации Cr в сталях (Fe,Cr)_95,5C_4,5 после МС. Пунктирный график соответствует сплавам Fe-Cr (базовая линия)

На рис. 4 приведен график изменения параметра решетки феррита сталей (Fe,Cr)_95,5C_4,5 в зависимости от содержания Cr (0; 3; 5; 9 ат.%). Концентрация С в феррите сталей после МС, определенная по разнице значений параметра для МС сталей и значений параметра для твердых растворов Fe-Cr с той же концентрацией Cr составила: 0,25; 0,10 и - 0,07 ат. % С. Из этих результатов видно, что легирование 3 ат. % Cr приводит к небольшому повышению концентрации С в феррите МС стали по сравнению со сталью Fe_95,5C_4,5. Уменьшение разницы значений параметра решетки для МС сталей по отношению к базовой линии, при увеличении концентрации Cr, можно связать с образованием в процессе МС некоторого количества цементита. Так, следовые количества цементита обнаруживались в нелегированных МС сталях при наблюдении в электронный микроскоп [10]. Поскольку Cr увеличивает склонность к образованию цементита, его количество в МС сталях может увеличиваться с увеличением содержания Cr, оставаясь при этом за пределами обнаружения рентгенофазовым анализом. Образование цементита обедняет феррит не только углеродом, но и хромом, поэтому параметр решетки стали легированной 9 ат. % Cr оказывается ниже по сравнению с базовой линией. Образование цементита в высокохромистых МС сталях не позволяет проводить оценку распределения С между ферритом и сегрегациями, поэтому такую оценку проводили только для стали легированной 3 ат. % Cr. Легирование сталей Cr приводит к небольшому уменьшению размеров зерен в МС состоянии по отношению к двойной углеродистой стали (табл. 1). Для сплава, содержащего 3 ат. % Cr размер зерна оказался равен 3,9 нм (с поправкой 5,4 нм). Расчетная концентрация С на границах зерен феррита МС стали (Fe_0,97Cr_0,03)_95,5C_4,5 составила 1,1·10^-5 моль/м². Полученное значение несколько меньше по сравнению с концентрацией углерода в сегрегациях стали Fe_95,5C_4,5.

На рис. 5 представлены графики зависимости параметра решетки феррита сталей (Fe,Si)_95,5C_4,5 в зависимости от содержания Si. Si увеличивает термодинамический потенциал атомов С в феррите и препятствует образованию цементита при отпуске мартенсита в сталях, поскольку растворение Si в цементите увеличивает его энергию. Наклон базовой линии, соответствующий изменению параметра решетки твердого раствора Fe-Si, отрицательный. График для МС сталей легированных Si описывается прямой линией, наклон которой также отрицательный и несколько меньше наклона базовой линии. Поскольку кремний имеет растворимость в железе, намного превышающую использованные концентрации [17], изменение наклона графика для МС сталей относительно базовой линии можно связать с увеличением концентрации растворенного в феррите С по мере увеличения концентрации Si в сплавах. Из разницы значений параметра для МС стали, содержащей 9 ат. % Si и для твердого раствора Fe-Si с тем же содержанием кремния (Да = 0,0031 Е), получили концентрацию С в феррите кремнистой стали (0,37±0,02) ат. %. Это в 1,5 раза больше по сравнению с 0,2 ат. % С, полученным для стали Fe_95,5C_4,5.

Рис. 5 - Зависимость параметра решетки феррита от концентрации Si в стали (Fe,Si)_95,5C_4,5 после МС. Пунктирный график соответствует сплавам Fe-Si (базовая линия)

Размеры зерен феррита сталей содержащих 3, 5 и 9 ат.% Si составили 4,7; 4,3 и 4,4 нм (с поправкой 6,2; 5,8; 5,9 нм). Исходя из размеров зерен и содержания в них С, определили концентрацию С в сегрегациях, которая для всех сталей составила 1,2·10^-5 моль/м², что немного меньше концентрации полученной для нелегированной стали (Г = 1,25·10^-5 моль/м²).

В механосинтезированных нанокристаллических нелегированных и легированных Cr и Si сталях не образуется заметного количества цементита (за исключением сталей с высоким содержанием Cr). Углерод распределяется между ферритом и зернограничными сегрегациями. Основная часть углерода (более 90 %) помещается в сегрегациях. Сегрегации углерода эффективно уменьшают энергию границ. Поэтому введение в сплавы углерода способствует образованию новых границ и намного эффективнее уменьшает размер зерна механосинтезированных сплавов по сравнению с Cr или Si. Концентрация углерода в зернограничных сегрегациях определяется, главным образом, содержанием углерода в стали и размерами зерен достигаемых при МС. Меньшему размеру зерна соответствует большая площадь границ и углерод, не вошедший в состав феррита, распределяется по этой площади. Легирование механосинтезированных сталей Cr и Si приводит к небольшому повышению концентрации углерода в феррите и уменьшению его концентрации в зернограничных сегрегациях. Легирование механосинтезированных сталей Cr и Si увеличивает термическую устойчивость наноструктурного состояния на основе ферритных зерен и зернограничных сегрегаций углерода.

легирование сталь железо металл

Список литературы

1. Конева Н.А. Накопление дефектов при пластической деформации поликристаллов с размерами зерен мезо и микроуровня / Н.А. Конева, Л.И. Тришкина, Н.А. Попова и др. // Известия высших учебных заведений. Физика. - 2014. - Т. 57. - № 2. - С. 45-53.

2. Конева Н.А. Классификация, эволюция и самоорганизация дислокационных структур в металлах и сплавах / Н.А. Конева // Соросовский образовательный журнал. - 1996. - № 6. - С. 99-107.

3. Елсуков Е.П. Мёссбауэровские и магнитные исследования нанокристаллического железа, полученного механическим измельчением в аргоне / Е.П. Елсуков, Г.А. Дорофеев, А.И. Ульянов и др. // Физика металлов и металловедение. - 2001. - Т. 91. - № 3. - С. 46-53.

4. Валиев Р.З. Создание наноструктурных металлов и сплавов с уникальными свойствами, используя интенсивные пластические деформации / Р.З. Валиев // Российские нанотехнологии. - 2006. - Т. 1. - № 1-2. - С. 208-216.

5. Valiev R.Z. Structure and properties of ultrafine- grained materials produced by severe plastic deformation / R.Z. Valiev, A.V. Korznikov, R.R. Mulyukov // Materials Science and Engineering A. - 1993. - V. 168. - P. 141-148.

6. Елсуков Е.П. Механически сплавленные порошки Fe(100-x)C(x); x = 5-25 ат. %. I. Структура, фазовый состав и температурная стабильность / Е.П. Елсуков, Г.А. Дорофеев, В.М. Фомин и др. // Физика металлов и металловедение. - 2002. - Т. 94. - № 4. - С. 43-54.

7. Hidaka H. Ultra grain refining of steels and dissolution capacity of cementite by super-heavy deformation / H. Hidaka, Y. Kimura, S. Takaki // Tetsu-to-Hagane. - 1999 - V. 85 - № 1. - P. 52-58.

8. Chen Y.Z. Nanocrystalline Fe-C alloys produced by ball milling of iron and graphite / Y.Z. Chen, A. Herz, Y.J. Li and others // Acta Materialia. - 2013. - V. 61. - № 9. - P. 3172-3185.

9. Ohsaki S. Characterization of nanocrystalline ferrite produced by mechanical milling of pearlitic steel / S. Ohsaki, K. Hono, H. Hidaka and others // Scripta Materialia. - 2005. - V. 52. - № 4. - P. 271-276.

10. Borchers C. Nanocrystalline steel obtained by mechanical alloying of iron and graphite subsequently compacted by high-pressure torsion / C. Borchers, C. Garve, M. Tiegel and others // Acta Materialia. - 2015. - V. 97. - P. 207-215.

11. Дорофеев Г.А. Деформационно-индуцированные структурно-фазовые превращения в нанокомпозитах железо-цементит / Г.А. Дорофеев, Е.П. Елсуков, А.Л. Ульянов // Известия РАН. Серия физическая. - 2005. - Т. 69. - № 10. - С. 1465-1469.

12. Sauvage X. The role of carbon segregation on nanocrystallisation of pearlitic steels processed by severe plastic deformation / X. Sauvage, Y. Ivanisenko // Journal of Materials Science. - 2007. - V. 42. - № 5. - P. 1615-1621.

13. Li Y.J. Atomic-scale mechanisms of deformation-induced cementite decomposition in pearlite / Y.J. Li, P. Choi, C. Borchers and others // Acta Materialia. - 2011. - V. 59. - № 10. - P. 3965-3977.

14. Li Y.J. Evolution of strength and microstructure during annealing of heavily cold-drawn 6.3 GPa hypereutectoid pearlitic steel wire / Y.J. Li, P. Choi, S. Goto and others // Acta Materialia. - 2012. - V. 60. - № 9. - P. 4005-4016.

15. Li Y. Segregation stabilizes nanocrystalline bulk steel with near theoretical strength / Y. Li, D. Raabe, M. Herbig and others // Physical review letters. - 2014. - V. 113. - № 10. - P. 106104(1-5).

16. Ribarik G. MWP-fit: a program for multiple whole-profile fitting of diffraction peak profiles by ab initio theoretical functions / G. Ribarik, T. Ungar, J. Gubicza // Journal of Applied Crystallography. - 2001. - V. 34. - № 5. - P. 669-676.

17. Диаграммы состояния двойных и многокомпонентных систем на основе железа: Справочное издание / под ред. О.А. Банных. М.: Металлургия, 1986. 440 с.

18. Shabashov V. A. Deformation - induced phase transformation in a high-carbon steel / V.A. Shabashov, L.G. Korshunov, A. G. Mukoseev and others // Materials Science and Engineering A. - 2003. - V. 346. - P. 196-207.

19. Fasiska E. J. Dilation of alpha iron by carbon / E. J. Fasiska, H. Wagenblast // Transactions of the Metallurgical Society of AIME. - 1967. - V. 239. - № 11. - P. 1818-1820.

Размещено на Allbest.ru