Совершенствование технологии приготовления сплава системы Al-Mg, применяемого в конструкциях летательных аппаратов

Полный текст

Сплавы системы Al-Mg. При производстве деталей и конструктивных элементов летательных аппаратов (ЛА) широко применяются алюминиевые сплавы [1], и, как следует из прогноза выдающегося уче-ного-материаловеда, теоретика и создателя высоко эффективных алюминиевых сплавов для авиаракетной и ядерной техники, академика И.Н. Фридляндера, в перспективе ожидается еще большее их использование в этой отрасли [2]. Такой же точки зрения придерживаются и сотрудники Британского аэрокосмического 202 Технологические процессы и материалы исследовательского института (Aerospace Research Institute, University of Manchester, UK) [3]. И одна из основных причин популярности этих сплавов в аэрокосмической отрасли - их высокая удельная прочность, численно выражающаяся отношением прочности к удельному весу металла (strength-to-weight ratio) [4], ав/р), что подтверждается приведенными в работе [5] данными, из которых видно (рис. 1, а), что если прочность стали (HIGH TENSILE STEEL) значительно превосходит прочность всех других сплавов, включая и алюминиевые, то алюминиевые сплавы (на примере широко распространенного в производстве летательных аппаратов сплава марки Aluminum 7075 (1,2-2,0 % Cu; 2,1-2,9 % Mg; 0,18-0,28 % Cr; 5,1-6,1 % Zn; примеси не более 0,40 % Si; 0,50 % Fe; 0,30 % Mn; 0,20 % Ti; ост. - Al) имеют наиболее высокую удельную прочность (рис. 1, б). Кроме того, эти сплавы обладают высокой коррозионной стойкостью, выдерживают высокие статические, ударные и вибрационные нагрузки, хорошо обрабатываются резанием и свариваемостью. 1200 1100 -1000 -- 900 -£ Е аоо -Е. 7^о - (Л ... « $00 -L1J к 500 -« 400 300 -200 ^ 100 - 12 3 4 5 6 7 STRAW % а б Рис. 1. Механические свойства сплавов в координатах: а - stress-strain (прочность, Н/мм2 - деформация, %); б - stress/density-strain (удельная прочность, Н/мм2 / плотность, г/см3 - деформация, %); удельная прочность - отношение временного сопротивления разрушению к плотности металла - ^/р) [5] В качестве одного из весомых примеров применения алюминиевых сплавов в летательных аппаратах на рис. 2 приведены данные [6], из которых видно, HIGH TENSILE STEEL - ALLOY TITANIUM 6AL -*V ALUMINIUM 7075-T6 MILD STEEL COPPER HARD DRAWN ALUMINIUM 6062-T6 ALUM (MUM $093 H12 MAGNESIUM AECMA MG-P-Ô1 All IMIN HIM 1 nftn A что их доля в конструкциях широкофюзеляжных лайнеров фирмы Boeing составляет от 20 % (Boeing-787) до 81 % (Boeing-747) от суммарной массы всех используемых материалов (сталь, титановые сплавы, композиты). Рис. 2. Сплавы, применяемые в конструкциях широкофюзеляжных лайнеров фирмы Boeing [6]: □ - Aluminium (алюминиевые сплавы) Известно также применение алюминиевомагниевых сплавов и в ракетостроении. Так, по данным ОАО «Государственный ракетный центр имени академика В.П. Макеева» [7] корпуса первой и второй ступеней баллистической ракеты серии РС с жидкостным ракетным двигателем состоят из боковых оболочек, изготовленных из сплава системы Al-Mg. Среди применяющихся в производстве ЛА алюминиевых литейных сплавов сплавы системы Al-Mg отличаются исключительно высокими механическими свойствами - в закаленном состоянии их временное сопротивление св находится в пределах 300...450 МПа, относительное удлинение 5 - в пределах 10.25 %. При этом в этой группе сплавов особенно высокими свойствами выделяется сплав АЛ27-1 [8], который в период освоения (в котором участвовал автор) имел условное название АЛ8У, а в настоящее время по ГОСТ 1583-93 имеет маркировку АМг10ч. Содержание магния в сплаве составляет 9,5-10,5 %. Сплав содержит также 0,05-0,15 % Ti и 0,05-0,20 % Zr, которые образуют в расплаве центры кристаллизации в виде частиц интерметаллических соединений - соответственно TiAl3 и ZrAl3. Кроме того, в сплаве содержится 0,05-0,15 % Be, который образует на поверхности жидкого металла защитную пленку ВеО, так как при плавке в обычной воздушной атмосфере Al-Mg сплавов, содержащих от 2 до 12 % Mg, на поверхности жидкого металла образуется рыхлая пленка оксида магния MgO, имеющая аморфное строение [9], что приводит к насыщению расплава водородом и, как результат, к формированию в отливках пористости. Действие бериллия на уменьшение окисляемости сплавов системы Al-Mg объясняется его высоким сродством к кислороду. Известно, что в результате введения 0,07 % Be в сплав Al - 10 % Mg снижается окисляемость сплава в 160 раз при выдержке 0,5 ч и в 225 раз при выдержке 6 ч при 750 °С [10]. 203 Вестник СибГАУ. 2014. № 3(55) В сплаве АМг10ч ограничивается содержание железа и кремния (не более 0,05 % каждого), так как они образуют нерастворимые примеси в виде интерметаллических соединений - соответственно Al3Fe и Mg2Si [11]. При этом частицы фазы Al3Fe выделяются в пластинчатой и дендритной формах [12], а частицы Mg2Si - в форме грубозернистых дендритов [13], что приводит к уменьшению механических свойств литых изделий. Однако в работе [14] установлено, что отрицательное влияние Al3Fe можно предотвратить в результате введения в расплав марганца, воздействие которого заключается в уменьшении размеров частиц и изменении формы этого интерметаллида. В другой работе [15] установлено, что при введении в расплав висмута значительно уменьшаются размеры и изменяется морфология частиц Mg2Si - от грубозернистых дендритов до полиэдров. Для усиления уверенности в нейтрализации вредного влияния Fe и Si в сплаве АЛ27-1 специально и ограничено их содержание, что отражено в присвоении сплаву градации - сплав повышенной чистоты [8]. Формовочная смесь. При всех положительных характеристиках алюминиево-магниевых сплавов для их достижения в получаемых из этих сплавов литых деталях требуется соответствующая «правильная» технология. В работе [8] указывается на сложность приготовления сплавов системы Al-Mg, в частности, при литье в песчано-глинистые формы, когда отливки могут поражаться газовой пористостью, возникающей в результате взаимодействия металла с влагой формы, что и подтвердилось в нашей работе при освоении литья деталей из сплава АМг10ч. При этом автором работы [16] было принято такое объяснение влияния борной кислоты на блокирование образования пористости. При заливке в литейную песчано-глинистую форму, в состав которой входит вода, жидкий магнийсодержащий сплав нагревает борную кислоту, в результате чего ее растворимость в воде многократно увеличивается. Поэтому в приграничных с металлом объемах формы вместо воды присутствует пересыщенный раствор борной кислоты, при взаимодействии с которым образуются бораты магния Mg3B2O6, Mg2B2O5 и др., которые залечивают несплошности пленки окислов магния. Это объяснение, по сути, совпадает с тем, которое приводится в работе [17], согласно которому эффект присутствия в формовочной смеси борной кислоты связан с тем, что при заливке сплава в форму происходит нагрев борной кислоты, которая образовывает на поверхности зерен кварцевого песка тонкую пленку, инертную по отношению к жидкому металлу, но обладающую высоким сродством к кислороду, что и приводит к блокированию пор в форме, а следовательно, проникновению в них воды с последующим образованием из нее газовой пористости. С целью предупреждения возможности возникновения этого дефекта, взяв за основу данные работы [17], согласно которой возникновение пористости в отливках из Al-Mg сплавов удалось предотвратить добавкой в формовочный состав борной кислоты с серой, и проанализировав результаты более поздней работы [18], в которой применение серы было исключено, очевидно, как санитарно-экологически вредное вещество, выделяющее при нагреве сернистые газы, а также данные работы [19], нами была разработан оптимальный состав формовочной смеси с добавкой только борной кислоты, при использовании которой газовая пористость в отливках конструкций ЛА из сплава АМг10ч была полностью исключена [20]. Доказательством эффекта присутствия в формовочной смеси борной кислоты, независимо от трактовки механизма ее воздействия, служат полученные нами данные по повышению плотности (определяли гидростатическим способом) и связанным с повышением этой характеристики увеличением механических свойств отливок из сплава АК9ч (табл. 1) [20]. Дегазация лигатур. Следует отметить, что одним из источников попадания газов в сплав АМг10ч могут служить применяемые для модифицирования лигатуры Al - 4,34 % Ti; Al - 3,40 % Zr, технология приготовления которых связана с применением высоких температур, что по определению способствует их га-зонасыщению, в основном водородом. С целью удаления водорода из указанных лигатур в настоящей работе их предварительно по отдельности переплавляли в течение 15 мин в вакуумной индукционной высокочастотной печи при 1100-1200 °С и разрежении 0,799-1,066 Па с последующей разливкой сплава слоем 15-20 мм в изложницы без снятия вакуума [21]. Таблица 1 Влияние содержания борной кислоты в формовочной смеси на плотность и механические свойства сплава АК9ч в отливках* Наименование свойства Свойства сплава при содержании Н3ВО3, % 0 1 4 6 р, кг/м3 2528 2544 2548 2551 Прирост, % - 0,6329 0,7911 0,9098 ств, МПа 365 380 415 427 Прирост, % - 4,11 13,70 16,98 5, % 18 21 23 25 Прирост, % - 16,6 27,7 38,8 НВ, 80 85 85 85 Прирост, % - 6,25 6,25 6,25 * Механические свойства модифицированного сплава АК9ч при литье в земляные формы: ств > 230 МПа; 5 > 3,0 %; НВ > 70 ед. 204 Технологические процессы и материалы Определение очередности загрузки шихтовых материалов. В состав сплава АМг10ч входят как тугоплавкие компоненты - титан, цирконий и марганец, так и легкоплавкие компоненты - магний и бериллий, к тому же обладающие высоким сродством к кислороду, т. е. легко окисляющиеся. При этом нами установлено [22], что при плавке сплава со значительно меньшим содержанием магния (сплав АЛ4 - по ГОСТ 1583-93 переименован в АК9ч - содержит 0,17-0,30 % Mg), чем содержит сплав АМг10ч (9,5-10,5 % Mg), без мер, препятствующих окислению магния при нагреве расплава до 850 °С, и заливке без выдержки его потери составляют 2,0 %, а до 1100 °С - 8,8 %. Следовательно, при плавке сплава АМг10ч, в котором содержится магния в 42,5 раза больше, чем в сплаве АК9ч, без соблюдения температурновременных режимов плавки и без защитных мер от окисления потери магния будут более значительными. Кроме того, с целью гарантии получения высоких механических свойств при изготовлении литых деталей ЛА, работающих в высоконагруженных условиях эксплуатации, в расплав дополнительно вводили в качестве модификатора бор [23] в объеме фторбората калия KBF4 (0,7 масс. %), который образует при взаимодействии с алюминием соединение AlB2, частицы которого служат дополнительными центрами кристаллизации [24]. С целью повышения коррозионной стойкости сплава в расплав вводили порядка 0,1 масс. % марганца, который нейтрализует присутствующие в расплаве железо и кремний, связывая их в результате перитектической реакции в интерметаллическое соединение a-AlMnFeSi [25]. Ввиду присутствия в шихте компонентов, отличающихся разной склонностью к окислению, а также температурами плавления, с целью получения требуемого состава и максимальных механических свойств сплава возникла необходимость определить очередность их расплавления. В качестве шихтовых материалов использовали чушковый алюминий марки А99 (99,99 % Al), чушковый магний марки Мг95 (99,95 % Mg) и лигатуры Al - 3,0 % Be (Тпл « 660 °С); Al - 4,34 % Ti (Тпл « 950 °С); Al - 3,40 % Zr (Тпл « 800 °С) и Al - 9,12 % Mn (Тпл « 940 °С). Приготовление рабочих сплавов производили в высокочастотной индукционной печи в титановом тигле, окрашенном защитной краской (состава 75 г оксида цинка ZnO + 40 г жидкого стекла Na2SiO3 на 1 л воды), по разным вариантам с варьированием спосо бов и очередности загрузки шихтовых материалов, температурно-временных режимов ведения плавки и выполнения других сопутствующих операций. Рафинирование сплава производили 0,3 % гексахлорэтана C2Cl6 в три приема. Исходную шихту предварительно очищали травлением в смеси кислот HCl: HNO3 в соотношении 1,25: 1,0. По технологии А одновременно расплавляли алюминий и лигатуры Al-Be и Al-Ti, доводили температуру расплава до 780-800 °С, в три приема вводили фторборат калия KBF4, после чего последовательно загружали лигатуры Al-Zr, Al-Mn и магний. Затем сплав рафинировали гексахлорэтаном. Заливку производили при 720-730 °С после 10-минутного выстаивания. По технологии Б одновременно расплавляли алюминий и лигатуры Al-Be, Al-Zr и Al-Mn, доводили температуру расплава до 700...710 °С и вводили магний; доводили температуру до 720.730 °С и рафинировали сплав гексахлорэтаном, поднимали температуру до 780.800 °С и вводили в три приема KBF4, снижали температуру до 730 °С, выстаивали 5 мин и производили заливку. По технологии В сплав готовили по аналогии с вариантом А, с тем отличием, что в расплав вводили стружку титана марки ВТ5 - по технологии В1 при 1300 °С без флюса, по технологии В2 - при 800 °С с флюсом. По технологии Г сплав готовили по аналогии с вариантом А, с тем отличием, что в сплав вводили при тех же температурах и при отсутствии и наличии флюса, что и в варианте В, иодидный цирконий (99,95 % чистоты) в объеме брикета, состоящего из 70 % порошкового циркония и 30 % алюминиевой стружки. По каждой технологии проводили по 10 плавок. Полученные результаты усредняли (табл. 2), и их анализ показал, что механические свойства отливок по всем технологическим вариантам превышают требования ГОСТ 1583-93, причем наиболее высокие прочностные свойства были получены по технологии Б: ств = 433 МПа; НВ = 92,6 ед. Прирост относительно ГОСТ 1583-93, соответственно, - 23,7 % и 23,4 %. А наиболее высокая пластичность - 5 = 19,0 %, прирост относительно ГОСТ 1583-93 составляет 26,6 %. По совокупности полученных технологических операций при приготовлении сплава и полученных в результате механических свойств отливок в качестве рабочей технологии была принята технология Б. Таблица 2 Химический состав и механические свойства сплава АМг10ч, приготовленного по разным технологиям* Технологии Содержание компонентов, % Механические свойства Mg Ti Zr Be B Mn ств, МПа / прирост, % 5, % / прирост, % НВ, ед / прирост, % Г 10,51 0,031 0,013 0,042 0,0044 0,12 353/0,85 17,1/14,0 75,6/0,8 А 10,50 0,027 0,061 0,041 0,0042 0,14 359/2,57 19,0/26,6 76,5/2,0 В 10,49 0,071 0,052 0,030 0,0094 0,11 386/10,28 18,7/24,6 82,6/10,1 Б 10,31 0,085 0,065 0,043 0,0044 0,09 433/23,7 17,5/16,6 92,6/23,4 * Химический состав сплава АМг10ч по ГОСТ 1583-93: 9,5-10,5 % Mg; 0,05-0,15 % Ti; 0,05-0,20 % Zr; 0,05-0,15 % Be; механические свойства при литье в земляные формы: ств > 350 МПа; 5 > 15,0 %; НВ > 75 ед. 205 Вестник СибГАУ. 2014. № 3(55) Высокотемпературная обработка расплава. Технологию температурной обработки расплава (ТОР) еще в 40-е годы прошлого столетия разработал и использовал при приготовлении сплава Al - 12 % Si известный специалист в области литейного производства профессор А.Г. Спасский [26]. В этой работе было установлено, что в результате перегрева жидкого сплава выше обычно применяемых «низкотемпературных» технологий, при кристаллизации дендриты a-твердого раствора и эвтектика формируются в виде тонкодисперсных структур, аналогичных структурам, получаемым при модифицировании сплава общепринятым тройным модификатором (45,0 % NaCl + 40 % NaF + 15 % Na3AlF6), что приводит к росту механических свойств отливок. Аналогичные результаты были получены нами [27] при применении ТОР при работе со сплавом АК12 (Al - 10.13 % Si). При этом в процессе плавки сплав нагревали до 900.1000 °С (на 300.400 °С выше температуры плавления эвтектики Al-Si - 577 °С), затем охлаждали до 725.740 °С, производили модифицирование тройным модификатором и заливали в кокиль. Одновременно производили заливку неперегретого сплава. Результаты испытаний вырезанных из отливок стандартных образцов показали, что механические свойства «обычного» неперегретого сплава составляли ств = 220 МПа, 5 = 8,5 %, а для перегретого сплава ств повысилось до 240 МПа (на 9,1 %), 5 - до 12,2 % (в 1,4 раза). По ГОСТ 1583-93 требуется ств > 160 МПа, 5 > 2,0 %. При этом оказалось возможным уменьшить дозу модификатора до 0,5 масс. % (обычная доза - 2,0 %). При разработке технологии авторы технологии ТОР исходили из установленного известным физиком В. И. Даниловым [28] факта существования в металлических жидкостях выше температуры плавления микрогруппировок, унаследованных от твердого металла (остатков твердой фазы), и возможности их разрушения при перегреве выше определенных температур. Такой же точки зрения на строение металлической жидкости придерживались в ХХ столетии многие известные отечественные и зарубежные ученые. И эта точка зрения на строение жидких металлов сохраняется и в наше время, о чем может свидетельствовать, например, современная работа [29], в которой рассмотрено 270 публикаций за период с 1859 г. по 2006 гг. (с 2000 по 2006 гг. - 58 публикаций или 21,5 %), кассающихся воздействия перегрева на строение жидких металлов и на их последующую кристаллизацию. Причем, как указано в этой работе, вопросами плавления и кристаллизации еще более 150 лет назад занимался и М. Фарадей. Одним из подтверждений наличия структурных образований в металлической жидкости может служить установленное в результате термического анализа сплава Al - 16,0 % Si повышение температуры начала и увеличение интервала кристаллизации при увеличении температуры перегрева расплава (табл. 3) [30]. Очевидно, такое течение кристаллизации объясняется тем, что в связи разрушением при перегреве предкристаллизационных образований для инициирования этого процесса требуется большее время. Таблица 3 Влияние перегрева жидкого сплава Al - 16,0 % Si на характеристики кристаллизации Температура перегрева расплава, °С (температура ликвидус 630 °С) 720,0 770,0 800,0 810,0 830,0 870,0 Температура начала кристаллизации, °С 597,5 602,5 609,5 612,5 619,0 619,5 Интервал кристаллизации, °С 62,5 67,5 74,0 76,5 75,0 84,5 В настоящей работе ТОР сплава АМг10ч производили по следующей технологии. Сплав готовили в индукционной печи и при повышении температуры производили заливку проб с 660, 720, 750, 800, 860 и 930 °С. Анализ результатов испытаний механических свойств вырезанных из деталей образцов показал, что оптимальное сочетание прочности и пластичности дает заливка с 750 °С: ств = 445 МПа, 5 = 30 %, НВ = 95 ед. При дальнейшем повышении температуры прочность несколько повышается и при заливке с 930 °С ств составляет 450 МПа, тогда как удлинение при этом снижается до 5 = 25,3 %, твердость остается на том же уровне. Анализ оптических снимков микроструктуры показал, что с повышением температуры перегрева и заливки зерна a-твердого раствора сплава измельчаются и утоняются выделения ß-фазы по границам зерен. Более высокие увеличения (Х 10 000) показали, что при низкой температуре литья зерна a-твердого раствора состоят из отдельных блоков с выраженными между ними границами, тогда как при более высоких температурах структура зерен становится однородной, а сплошность выделений ß-фазы нарушается. Очевидно, такие изменения структуры и являются причиной роста механических свойств отливок из сплава АМг10ч. Рост механических свойств с повышением температуры заливки подтвердился и при литье из сплава АМг10ч деталей ЛА с «крыльчатки» (лопатки оформлялись песчаным стержнем), которая работает в режиме высоких оборотов при перекачке жидкости, и «кронштейна» (земляная форма), испытывающего высокие статические нагрузки. Максимальные свойства первой детали (ств = 410 МПа, 5 = 33 %, НВ = 93 ед.) были получены при температуре литья, равной 800 °С, второй (ств = 390 МПа, 5 = 28 %, НВ = 95 ед.) - при заливке с 860 °С. Фильтрование жидкого сплава. Ввиду того, что с повышением температуры расплава усиливаются процессы окисления и газонасыщения [31], что должно ухудшать качество отливаемых деталей, была проведена работа по предотвращению негативных последствий перегрева путем фильтрования металла в процессе заливки. При этом сплав АМг10ч заливали в форму через магнезитовую крошку (MgCO3) с размером частиц 10.15 мм, помещенную в графитошамотовый тигель с отверстием в донной части, который устанавливали над стояком литейной формы. Перед заливкой сборку «тигель-крошка» нагревали. Результаты испытаний механических свойств отливок показали, что максимальные свойства (ств = 430 МПа, 206 Технологические процессы и материалы 5 = 36 %, НВ = 95 ед.) были получены при заливке с 750 °С, тогда как при заливке без фильтрования они оказались ниже: ств = 400 МПа (меньше на 7,5 %), 5 = 30 % (меньше на 20 %), НВ = 95 ед. Осмотр кусочков отработанного фильтра показал, что их поверхность оказалась покрытой белым налетом, представляющим собой окисные пленки. При этом следует отметить более высокую плотность (определяли методом гидростатического взвешивания) и отсутствие пористости в отливках (определяли на шлифах) из фильтрованного сплава (табл. 4), что является определенным вкладом в повышение механических свойств. Видно также, что плотность фильтрованного сплава при всех температурах заливки выше, чем плотность нефильтрованного, и при этом плотность последнего с повышением температуры заливки существенно понижается, что и проявляется в наличии пористости, тогда как на фильтрованном сплаве пористость отсутствует. Причем, если при самой низкой температуре заливки (660 °С) разница плотностей составляет только 0,54 %, то при самой высокой температуре (1030 °С) плотность нефильтрованного сплава уменьшается на 2,15 %, а фильтрованного - только на 0,54 %, т. е. в 4 раза меньше. Таблица 4 Влияние фильтрации на плотность сплава АМг10ч Температура заливки °С Состояние сплава 660 750 950 1030 Плотность сплава, р, кг/м3 Нефильтрованный 2564 2530 2520 2510 пор нет поры 3 балла поры 3-4 балла поры 3-4 балла Фильтрованный 2578 2575 2575 2564 пор нет пор нет пор нет пор нет Применение устройства типа «тепловая труба» при заливке металла в форму. Следует при этом отметить, что при использовании технологии ТОР важным фактором является быстрое снятие перегрева жидкого металла при заливке в литейную форму с целью сохранения гомогенного состояния сплава, достигнутого в результате перегрева и блокирования процесса восстановления разрушенных при перегреве микрогруппировок. С этой целью в работе применяли теплообменное устройство, работающее по принципу «тепловая труба» [32]. За время прохождения перегретого расплава через металлопровод устройства, соответствующее обычной длительности этой операции, его температура снижается до обычной, более низкой, температуры. Применение указанного устройства показало [33] положительные результаты при литье ответственных деталей из сложнолегированного алюминиевого сплава системы Al-Si-Mg c добавками Cu, Ti, Zr и Be в пределах 0,1...0,3 % каждого. Так, если при заливке сплава с 850 °С ств = 310 МПа, 5 = 9,7 %, то при заливке с применением устройства ств повышается до 325 МПа (на 4,9 %), 5 - до 11,8 % (на 21,6 %). Заключение. В результате проведенной работы были усовершенствованы и разработаны новые технологии, способы и средства, используемые при изго товлении литых деталей и конструкций летательных аппаратов из сплава АМг10ч. В связи с тем, что сплав АМг10ч содержит магний, и сплав проявляет склонность к окислению при взаимодействии с атмосферой и к газонасыщению при взаимодействии с влагой формовочной смеси, были разработаны и использованы на практике следующие мероприятия: 1) введение в формовочную смесь борной кислоты; 2) дегазация лигатур алюминий-цирконий и алюминий-титан; 3) разработан оптимальный порядок расплавления шихтовых материалов; 4) применена высокотемпературная обработка расплава; 5) фильтрация сплава при заливке в форму с использованием устройства типа «тепловая труба», обеспечивающего быстрое снижение температуры перегретого сплава. Все эти мероприятия, как по отдельности, так и применение некоторых в комплексе, обеспечили получение литых деталей из сплава АМг10ч с требуемыми и повышенными механическими свойствами. Причем отмечается воспроизводимость результатов испытаний механических свойств отливок из разных плавок.

Об авторах

Генрих Гаврилович Крушенко

Институт вычислительного моделирования СО РАН

Email: genry@icm.krasn.ru
доктор технических наук, профессор, главный научный сотрудник

Список литературы

Дополнительные файлы