CC BY
11
УДК: 539.24, 539.27, 539.89
Канд. техн. наук А. В. Завдовеев 1нститут електрозварювання iM. Е. О. Патона НАН УкраТни, м. КиТв
СТАР1ННЯ НИЗЬКОВУГПЕЦЕВОТ СТАЛ1, ОТРИМАНО1 ТЕПЛОЮ
ГВИНТОВОЮ ЕКСТРУЗ1СЮ
Показано, що нагргв до 300 °Cпризводить до «зникнення» пластин цементиту. Цей факт не е нормальним, бо ц1 ефекти спостерггаються при пгдвищених температурах поблизу лгнИ фазового перетворення. Це вгдбуваеться через розчинення вуглецю у феритнш матрицi при високих температурах. У цьому випадку температура нагрiвання становить 300 °C i це далеко вiд 723 °C. Щ факти можуть бути поясненi в припущент, що в до^джувант сталi, обробленш теплою гвинтовою екструзiею, вуглець дифундуеу ферритну матрицю при бшьш низькш температурi (300 °C), i це призводить до «зникнення» пластин цементиту. Результатом цього е однорiдна структура фериту, перенасичена вуглецем в нерiвноважному станi.
Ключовi слова: низьковуглецева сталь, гвинтова екструзiя, структура, властивостi, старiння.
Попередш дослщження показали [1, 2], що зсувш деформаци призводять до формування особливо! струк-тури, що вiдрiзнясться високим вшстом б№шекутових меж зерен i низькою щшьтстю дислокацш у тш ферит-ного зерна. 1нтерес до таких структур викликаний тим, що це дозволяе досягти уткальних поеднань властиво-стей [2, 3], таких як висока мiцнiсть i пластичтсть. Змiни структури в чистих металах при зсувних деформащях вивчаються досить активно [1, 2]. Проте мехатзми змiни структури в складних сплавах, якими е сталi, ще мало вивчет. Це i визначае аклуальнють цих дослвджень, що стосуються поведшки надлишкових фаз у маловугле-цевш сталi при зсувних деформацiях.
Нашими рантми дослвдженнями [5-9] виявлено, що штенсивна пластична деформацiя маловуглецево! сталi 20Г2С методом тепло! гвинтово! екструзи призводить до розчинення вуглецю у феритнш матрицi i до змши морфолог^! цементигу з пластинчастого на глобулярну Вмiст вуглецю у феритнш матриц зростае в 1,4 рази, спостер-iгаеться зменшення цементитно! складово! Бе3С з 20 до 6 % i зменшення текстурованосп структури матерiалу. Встановлено, що тепла гвинтова екструзiя призводить до подабнення неметалевих включень (Ре381) з 2 мкм до 30 нм. Однак на цей момент немае дослвджень змш структури i властивостей ще! сталi при старiннi пд час подаль-шо! експлуатаци. Старшня в маловуглецевих низьколего-ваних сталях припускае наявнiсть деяко! залишково! пластично! деформаци та/або нагрiвання до невисоких температур. Саме поеднання цих фактов забезпечуе термодеформацiйнi умови старшня.
Добре ввдомо, що одним iз проявiв граничних станiв металоконструкцiй, яш працюють в iнтервалi температур 100-400 °С, е так звана деградащя механiчних властивостей металу [10]. Зазвичай це виражаеться в зни-женнi характеристик пластичноси, може спостертати-ся як пiдвищення так i зниження мiцностi. Наприклад, у роботах [6, 7] пониження трщиностшкосп в маловуг-
лецевих i низьколегованих сталях пов'язують з сегрега-щею домiшок по межах феритних зерен i з утворенням карбвдних фаз. Сгарiння негативно позначаеться на екс-плуатацiйних i технолопчних властивостях багатьох сталей. Воно може протгкати в будiвельних i мостових сталях, що тддаються пластичнiй деформаци при згинант, монтаж!, зварюваннi ^ посилюючись окрихчуванням при низьких температурах, стати причиною руйнуван-ня конструкци.
У цьому зв'язку в цiй робой зроблено спробу розг-лянути можливi механiзми деградацi!' властивостей маловуглецево! низьколеговано! сталi 20Г2С п1сля тепло! гвинтово! екструзи i старiння при рiзних температурах.
Методика експерименту
Як метод, який дозволяе реалiзовувати зсувш деформаци, використовувалася гвинтова екструзiя [5], яка дозволяе протискати призматичну заготовку через матрицю з гвинтовим каналом. При цьому геометричш розмигси заготовки не змiнюються, що дозволяе нако-пичувати велик! ступет деформаци. ГЕ здшснювали при температурi заготовки 400 °С i температурi оснастки 320 °С. Тиск пресування не перевищував 1200 МРа, прикладений протитиск становив 100 МРа. Величина одиничного ступеня деформацi!' за один прохщ е « 2, а накопичена деформацiя за три проходи -е «6. Старшня здшснювалося в печi 8МОЬ 6,7/1300 Ь при температурах 100-400 °С.
Структурний аналiз сталi 20Г2С тсля тепло! гвинтово! екстрvзi!. Структурний анатз показав, що тепла гвинтова екструзiя маловуглецево! сталi призводить до фрагмен-тацi!' структурних складових як фериту, так i перлiтy За даними сканувально! електронно! мжроскопи (рис. 1) показано, що середнш розмiр перлiтних колонш зменшуеть-ся з (15 ± 1,5) мкм до (5 ± 0,5) мкм, при цьому змшюеться морфолопя цементиту. Ввдбуваеться трансформацiя цементиту з пластинчастого в глобулярний (рис. 1, б, г). Це обумовлено зсувними напруженнями при ГЕ.
© А. В. Завдовеев, 2015
14
Рис. 1. Мжроструктура маловуглецево! CTaii 20Г2С, сканувальна електронна мiкроскопiя: а, в
б, г - тсля гвинтово! екструзи, е = 6
початковии стан;
За даними енергодисперсiИного i ДЗЕ аналiзу вста-новлено, що вiдбуваeться перерозподiл легувальних компонента (С, Мп) у фазах, змшюеться сшввщношен-ня фаз. Питома частка цементитно! фази (Ре3С) змен-шилася з 20 % до 6 %. Вмют вуглецю у феритнш мат-рицi зростае в 1,4 рази, а концентращя марганцю в межах похибки залишаеться незмiнною.
Це пояснюеться рiзною рухливютю легувальних еле-ментiв, тому, що енерпя активаци дифузп С менша нiж у Мп, а коефщент самодифузи i швидк1сть вища. Про-стиИ зсув, реалiзованиИ ГЕ, сприяе активному перероз-подiлу легувальних елеменпв i масопереносу за раху-нок штенсифшаци руху дефекгiв.
Установлено, що тепла гвинтова екструзiя призво-дить до подрiбнення неметалевих включень (Ре381) з 2 мкм до 30 нм, що тдтверджуеться як даними рентге-ноструктурного аналiзу, так i даними сканувально! електронно! мшроскопи та трансмшшно! електронно! мшроскопи (рис. 2).
Вимiрювання показали, що структурш змiни, як1 сформованi теплою ГЕ, приводять до збiльшення мшрот-вердосп в 1,5 рази (1550 ± 150 МПа в початковому станi, 2250 ± 225 МПа тсля тепло1 ГЕ).
Samples
Таким чином виявлено, що iнтенсивна пластична деформащя маловуглецево1 сталi 20Г2С методом тепло! гвинтово1 екструзи призводить до розчинення вуглецю в феритнш матриц i до змiни морфологи цементиту з пластинчастого на глобулярниИ. Вмiст вуглецю у феритнш матрищ зростае в 1,4 рази, спостерпаеться зменшення цементитно! складово! Бе3С з 20 до 6 %. Вста-новлено, що тепла гвинтова екструзiя призводить до подрiбнення неметалевих включень (Ре381) з 2 мкм до 30 нм.
СтруктурниИ аналiз сталi 20Г2С пiсля тепло! гвинтово! екструзи i старiння. П1д старiнням зазвичаИ розумь ють зм^ властивостеИ сталi, як1 протжають у часi без помiтноi змши мiкрострукгури.
Однак у нашому випадку при створеннi умов тер-модеформацшного старiння можливi змiни не тшьки властивостеИ, а И структури металу, оск1льки поперед-ня тепла гвинтова екструзiя створила нерiвноважниИ структурниИ стан через високиИ вмiст вуглецю у феритнш матрищ.
Вочевидь, що старшня може реалiзуватися внасль док змши розчинносп вуглецю i марганцю в а- зaлiзi при шдвищенш температури. ЗазвичаИ вважаеться
Рис. 2. Подрiбнення надлишкових фаз у маловуглецевш сталi 20Г2С при гвинтово! екструзГ!: даш рентгеноструктурного аналiзу, де L - розмiр видiлень Fe3S у паралельному та перпендикулярному перетинах щодо осi деформацii, б - даш просвiчувально! електронно! мiкроскопi!
в
г
б
а
а
ISSN 1607-6885 Hoei MamepiaMU i технологи в металургп та машинобудувант №1, 2015
15
[11-15], що якщо в сталях при попереднш термiчнiй об-робцi був зафшсованиИ пересичениИ а- розчин (як на-приклад при звaрювaннi, охолодженш тонкого листа пiсля прокатки та ш), то при нaсгупнiИ !! витримц1 при нормaльнiИ темперaтурi (природне стaрiння) або при пiдвищенiИ (50...100 °С) темперaтурi вiдбувaеться роз-пад твердого розчину з видiленням третинного цементиту у виглядi дисперсних частинок. Якщо в мaтерiaлi створена висока щшьшсть дислокaцiИ, то при невеликих на^вах на першому етaпi вщбуваеться змiцнення, що пов'язано, в основному, з попршенням умов руху дислокац1И i утворенням карбщних i нiтридних предви-дiлень i вид1лень при нaгрiвaннi. Термiчне i деформац-iИне стaрiння шдвищують мшшсть та твердiсть, але од-ночасно рiзко знижуюгь ударну в'язк1сть i пiдвищують порiг хладноламкост! На другому еташ спостерпаеть-ся деяке укрупнення цих видiлень i втрата ними коге-ренгносп меж, що призводить до зменшення рiвня твердости
На рис. 3 представлена м^оструктура стaлi 20Г2С, отримана за допомогою оптичного мiкроскопa пiсля ГЕ i пiсля стaрiння при рiзних температурах.
Анaлiз змiни структури показав, що тсля ГЕ i вщпу-стки при 150 °С перлiтнi колони мають складну форму роздроблених ост^вщв, розташованих переважно на межах зерен фериту. Сам ферит мае викривлену пластичною деформащею форму i характеризуеться рiзно-зерниспстю. Розмiр зерен вiдрiзняеться бiльш шж у 2 рази (порiвняти розмiр зерен 7,5 мкм i 17,5 мкм). На рис. 4 наведено частотниИ розподш зерен за розмiрa-ми, якиИ показуе нaявнiсть двох мaксимумiв, що шдтверджуе нaявнiсть рiзнозернистостi.
Викривлена форма феритних зерен успадкована пiсля обробки теплою гвинтовою екструзiею, а збiльшення деяких зерен пов'язано зi змiнaми, як1 поча-лися при ввдпуску 150 °С. Слад зазначити, що зазвичаИ
при такш температур! вщбуваються тшьки процеси стоку точкових дефекпв, для змши розм1р1в i форми зерен, як правило, потр1бш температури понад 300 °С [14]. Однак щ даш наводяться для традицшних способ1в обробки сталей, таких як прокатка, кування, осадка. Для сталей, оброблених методами штенсивно! пластично! деформаци ( прокатка i3 зсувом, гвинтова екструз!я, кру-тшня в ковадлах Брщжмена, р1вноканальнекутове пре-сування), сформована нер1вноважна дислокацшна структура [1] i, значить, здатна до змш при невеликих нагр1вах. 1снують дослщження, як1 показують що, мате-р1али при таких обробках реагують на низькотемпера-турт нагр1ви вщ 50 °С i вище [2].
Пояснения тако! поведшки матер1алу може критися в особливостях дефектно! структури тсля ГЕ. Ратше нами було показано [11], що формування тако! структури може призводити до штенсифшованого руху дефекпв, що виражаеться на м1крор1вт в перемщент деяких меж зерен. Под1бт апомальш ефекти зб1льшення окремих зерен спостерпали також rnmi автори [13, 14].
Нагр1ванпя до 300 °С призводить до «зникнення» цементитних пластин. Цей факт неординарний, тому зазвичай подабт ефекти спостерпаються при тдвище-них температурах поблизу лши фазового перетворен-ня. Це пов'язано з розчиненням вуглецю у феритнш матрищ при високих температурах. У цьому ж випадку температура нагр1ву становить всього 300 °С i вона далека ввд 723 °С. Подабний факт можна пояснити з при-пущення, що в дослщжуванш стал!, обробленш теплою ГЕ, вуглець дифундуе у феритну матрицю при бшьш низьк1й температур! (300 °С), i це призводить до « зникнення» пластин цементиту. В результат! утворюеться однорщна (рис. 4, б) феритна структура, пересичена вуглецем до нер!вноважного стану. Добре вщомо, що р!вноважний стан твердого розчину вуглецю в а- залз! при шмнатнш температур! ввдповвдае граничн!й
0 5 10 15 20 25 30
XАх^ ТШе
0 5 10 15 20 25 30
X Ах|Б ТШе
5 10 15 20 25 30
X Ах1э ТШе
25 30
Рис. 4. Частотний розподш розм1р1в зерен стал1 20Г2С тсля тепло! ГЕ 1 старшня при температурах:
а -150, б - 300, в - 350, г - 400 °С
концентрацп 0,02 ваг.% [14]. На цей момент залишаеть-ся вiдкритим питання: в як1й формi i на яких дефектах може видiлятися вуглець. Найiмовiрнiше вiн повинен утворювати атмосфери навколо дислокацшних скуп-чень, але може бути, що вш збагачуе також зони стику бiльшокvтових меж зерен або нанопори, якщо таю сформована Бiльш точнi вщомосп про розташування вуглецю в пересиченому твердому розчинi в сталi пiсля тепло!' ГЕ можуть бути отриманi ильки при проведент пре-цизшних дослiджень надалi.
Проте останнiм часом в лiтературi з'явилися вщо-мостi про подiбнi спостереження iншими авторами. Наприклад, у роботах [13] визначено, що при деяких режимах термомехашчно! обробки в стат можна ство-рити досить значне пересичення вуглецю. Як вiдомо, рiвноважна концентрацiя вуглецю в решiтцi фериту при кiмнатнiй температурi надзвичайно мала, проте ще в класичнш монографп А. П. Гуляева [14] зазначалося, що нерiвноважна концентрацiя вуглецю у ферип за де-яких умов обробки може на порядок перевищувати рiвноважну i досягати ~ 0,15 ваг.%. Останш дослщжен-ня показують, що в умовах штенсивно! пластично! деформаци нерiвноважна концентрацiя вуглецю в залiзi може досягати 0,5 ваг.%.
Розглянемо, що вiдбуваеться з дослiджvваною стал-лю при нагрiваннi до 350°С. Розгляд оптичних фотографiй мiкрострvктvри показуе, що структура знову скла-даеться з сумiшi ферито-перлiтних фаз, що дуже схоже
на структуру матерiалу пiсля ГЕ+вiдпvск при 150 °С. Однак пiсля такого нагрiвv перлита колонi! не прив'я-занi строго до кордошв зерен, а також розташовуються i в об'емi феритного зерна (рис. 3, в.)
Зазвичай для пересиченого розчину вуглецю в а- зaлiзi, що сформувався в результат використання iстотно нерiвновaжних режимiв термомехaнiчно! обробки, з плином часу розпадаеться з видiленням час-ток карбщв. Процес е двохетапним: I етап - дифузiя атотв вуглецю до меж зерен; II етап - утворення i зро-стання часток кaрбiдiв. У маловуглецевих дабнозерни-стих сталях вуглець вде на меж1 зерен, i саме тому утво-рюються зерномежнi карбвди [15]. Це пояснюеться тим, що дефекти кристaлiчно! будови в цьому випадку в основному згруповаш поряд з межею. У нашому ж випадку (1ПД обробки) спостерiгaеться видiлення цементиту не тшьки в прив'язцi до меж, а й в об'емi зерна. Це побiчно дозволяе судити про нaявнiсть дефектiв крис-тaлiчно! будови всерединi зерна.
Подальший на^в до 400 °С дозволяе отримати яш-сно таку ж картину розподшу фаз з одтею ввдмштстю. А саме, спостерiгaеться вибiрковий рют деяких зерен, про що i говорить бiмодaльнa дiaгрaмa розподiлу зерен за розмiрaми (рис. 3, г).
Змша рiвня мiкротвердостi i середнього розмiрv зерна (табл. 1) тдтверджуе ситуaцiю, що обговорюва-лася вище, з розчиненням вуглецю при ввдпуску 300 °С, тому зaфiксовaно зниження рiвня мiкротвердостi до
10
05
1607-6885 Новi матерiали i технологи в металургп та машинобудувант №1, 2015
17
Таблиця 1 - Мшротвердють i середнш po3Mip зерна стали 20Г2С шсля тепло! гвинтово! екструзи i вщпуску
Температура, °С Мжротвердють, МПа Середнш розмiр зерна, мкм
20 1500±30 25±5
150 2568±46 10±3
300 2090±45 11±5
350 2332±120 9±5
400 2253±130 8±5
2090 МПа. При пiдвищеннi температури вiдпуску до 350-400 °С та спостережуваному видiленнi надлишко-вих фаз в об'eмi зерна фшсусться зростання мжротвер-дост1 до 2253-2332 МПа, але ц1 значення все ж таки меншi вiд значень мшротвердосп пiсля ГЕ, поеднано! з выпуском при температурi 150 °С (порiвняти з 2568 МПа). Зменшення «удаваного» середнього розмiру зерна також пов'язане з цими процесами видшення надлишко-вих фаз в об'емi зерна.
Таким чином показано, що на^вання до 300 °С призводить до « зникнення» цеменптних пластин. Цей факт не звичайний, тому що подiбнi ефекти спостерта-ються при пiдвищених температурах поблизу лши фазового перетворення i передують самому фазовому перетворенню. Це пов'язано з розчиненням вуглецю в феритнiй матриц при високих температурах. У цьому ж випадку температура на^ву становить всього 300 °С i вона далека вщ 723 °С. Подiбний факт можна пояснити з припущення, що в дослiджуванiй сталi, об-роблено! теплою ГЕ, вуглець дифундуе у феритну мат-рицю при бтш низьк1й температурi (300 °С), i це при-зводить до «зникнення» пластин цементиту. У резуль-татi утворюеться однорвдна феритна структура, перенасичена вуглецем до нерiвноважного стану.
Висновки
1. Виявлено, що iнтенсивна пластична деформащя маловуглецево! сталi 20Г2С методом тепло! гвинтово! екструзи призводить до розчинення вуглецю у феритнш матрищ i до змши морфологи цементиту з пластинчастого на глобулярний. Вмют вуглецю у феритнш матрищ зростае в 1,4 рази, спостертаеться зменшення це-ментитно! складово! Fe3C з 20 до 6 %.
2. Установлено, що тепла гвинтова екструзiя призводить до подрiбнення неметалевих включень (Fe3Si) з 2 мкм до 30 нм, що внесет у сталь завдяки процесу вип-лавки. Це дае можливють одержати пiсля iнтенсивноï деформаци бшьш дрiбнi (на два порядки) неметалевi включения та збiльшити робочий ресурс виробiв iз тако! стал!
3. Показано, що проведення низькотемпературних нагрiвiв сталi 20Г2С п1сля тепло! ГЕ дае можливють ре-гулювання рiвия мiкротвердостi на ±500 МПа за раху-нок розчинения-видiлеиня надлишкових фаз.
4. Огримаиi знання можуть бути застосоват на прак-
тищ при необхiдностi подальшо! термомехашчно! обробки чи при зварюванш субмiкрокристалiчноi мало-вуглецево! сталi пiсля гвинтово! екструзи.
Автор вважае свом обов 'язком висловити подя-ку колегам з Донецького фiзико-технiчного iHcmumy-ту iM. О. О.Галкша НАН Украши - д. т. н. Пашинськш
0.Г., к.ф.-м.н. ТкаченкоВ.М., ГлазуновшВ.О. таБурхо-вецькому В.В. за допомогу в nроведенi до^джень.
Список лтератури
1. Valiev RZ Nanostructured materials produced by severe plastic deformation / RZ Valiev, IV Alexandrov. - M. : Logos, 2000. - 272 p.
2. Pashinskaya EG Physical and mechanical bases of structure refinement combined with plastic deformation / EG Pashinskaya. - Donetsk : Weber, 2009. - 352 p.
3. Estrin Y. Extreme grain rebinement by severe plastic deformation: A wealth of challenging science / Y. Estrin, A. Vinogradov // Acta Materialia. - 2013. - Vol. 61. -P. 782-817.
4. Dobatkin S. Nano- and submicrocrystalline steels processed by severe plastic deformation / S. Dobatkin // FTVD. -2008. - Vol. 18, № 4. - P. 36-50.
5. Beigelzimer YE Twist Extrusion - the accumulation of strain / YE Beigel'zimer, VN Varyukhin, DV Orlov, SG Synkov. -Donetsk Company «TEAH», 2003. - 87 p.
6. Pashinskaya EG The effect of deformation and shear on the microstructure and mechanical properties of steel St.3 / EG Pashinskaya, MM Myshlyaev, SY Mironov, V. Varyukhin // Physics of Metals and Metallography. - 2008. - T. 105, № 1. - C. 86-94.
7. Pashinskaya EG Opportunities backscattered electron diffraction method for studying the structure of deformed steel / EG Pashinskaya, VN Varyukhin, AV Zavdoveev, VV Burhovetsky, VA Glazunov // Deformation and fracture of materials. - 2012. - № 6. - C. 35-40.
8. Pashinskaya EG Influence of deformation scheme simple shift in the structure of the low-carbon steel / EG Pashinskaya, AV Zavdoveev // Resource-saving technologies of production and processing of materials in mechanical pressure, collection of scientific papers. - 2012. - Vol. 13, № 1. - C. 134-140.
9. Pashinska E. Mechanisms of structure formation in low-carbon steel at warm twist extrusion / E. Pashinska, V. Varykhin, S. Dobatkin, A. Zavdoveev // Emerging Materials Research. - 2013. - Vol. 2, issue EMR3. - P. 139-143.
10. Gevlich SO On the mechanisms of degradation of the
properties low-alloy steels / SO Gevlich, SA Pegisheva // Vestnik TSU. - 2005. - Vol. 7, Vol. 1. - P. 193-196.
11. Rahshtadt AG Spring steels and alloys / AG Rahshtadt. -M. : Metallurgy, 1971. - 496 p.
12. KV Chuistov Aging metal alloys / KV Chuistov. - Kiev : Naukova Dumka, 1985. - 232 p.
13. Vinogradov YM Wear-resistant materials in chemical engineering: Reference / YM Vinogradov. - L. :
Mashinostoenie, 1977. - 256 p.
14. AP Gulyaev Metallography / AP Gulyaev. - M. : Engineering, 1986. - 544 p.
15. Korshunov LG Structural transformations in friction and wear resistance of austenitic steels / LG Korshunov // Phys. -1992. - № 8. - P. 3-21.
Одержано 06.04.2015
Завдовеев А.В. Старение низкоуглеродистой стали, полученной теплой винтовой экструзией
Показано, что нагрев до 300 °C приводит к «исчезновению» пластин цементита. Этот факт не является нормальным, потому что эти эффекты наблюдаются при повышенных температурах вблизи линии фазового превращения. Это происходит из-за растворения углерода в ферритной матрице при высоких температурах. В этом случае температура нагрева составляет 300 °C и это далеко от 723 °C. Эти факты могут быть объяснены в предположении, что в исследуемой стали, обработанной с теплой винтовой экструзией, углерод диффундирует в ферритной матрице при более низкой температуре (300 °C), и это приводит к «исчезновению» пластин цементита. Результатом этого есть однородная структура феррита, перенасыщенная углеродом в неравновесном состоянии.
Ключевые слова: малоуглеродистая сталь, винтовая экструзия, структура, свойства, старенне.
Zavdoveev A. Low carbon steel aging ufter warm twist extrusion (TE)
It is shown that heating to 300 °C leads to the «disappearance» of cementite plates. This fact is not normal, because these effects are observed at elevated temperatures near the line of phase transformation. This is due to the dissolution of carbon in ferrite matrix at high temperatures. In this case, the heating temperature is 300 °C and it is far from 723 °C. These facts can be explained on the assumption that in the investigated steel treated with warm TE, carbon diffuses into the ferritic matrix at a lower temperature (300 °C), and this leads to the «disappearance» of cementite plates. As result there is homogeneous ferritic structure, supersaturated with carbon at non-equilibrium state.
Key words: low-carbon steel, twist extrusion, structure, properties, aging.
ISSN 1607-6885 Hовi мamepiaли i технологи в металургИ та машинобудуванш №1, 2015 19
