Влияние технологических и металлургических факторов на соотношение усадочных раковин и пористости в отливках

Kф определяется характером разветвлённости дендритов;Kф ~ ;

Чем больше разветвлённость дендритов в зоне затвердевания, тем более затруднённо течение расплава и увеличивается склонность его к усадочной пористости.

Ро зависит от того является ли усадочная раковина открытой или закрытой.

Если усадочная раковина открытая, то Ро=Ратм.

: чем больше h, тем больше гидродинамический напор и выше скорость фильтрации, тем нижележащие слои отливки будут более плотными.

<Pатм.

Давление атмосферы эквивалентно давлению столба расплава с плотностью железа высотой 150 см.

То есть для обычных отливок (30-50 см) основную роль играет именно атмосферное давление.

В закрытой усадочной раковине Ро=Рг. ΔР =

.

В закрытой усадочной раковине существенно меньше давление в процессе фильтрации. По этой причине принимаются меры для предупреждения образования закрытой усадочной раковины.

Используются прибыли, действующие под атмосферным давлением и прибыли, действующие под газовым давлением.

Прибыли, действующие под атмосферным давлением

прибыли, действующие под газовым давлением

Толщина оболочки патрона должна быть такой чтобы за время прогрева патрона до 900оС на поверхности прибыли оказалась прочная корка.

Такие мероприятия сложны для реализации. Поэтому применяются теплофизические приёмы, которые позволяют держать Ратм на прибыли.

Поверхность металла в прибыли заполняется теплоизолированными смесями, которые обладают очень низкой теплопроводностью.

Fe2O3+Al→Al2O3+Fe+Q↑

Сопровождаются очень высоким тепловым эффектом и смесь разогревается до 2000оС.

Недостаток теплоизолирующих и экзотермических смесей заключается в том что их время действия весьма ограничено. Для массивных прибылей такие засыпки не являются эффективными и используется многократная доливка прибылей. При этом обеспечивается контакт атмосферы с зеркалом металла.

Доливка преследует 2 цели: доливаемый металл задерживает образование корки на поверхности прибыли и обеспечивает контакт атмосферы с зеркалом расплава и ускоряет фильтрацию в зоне затвердевания.

Рг; Газосодержание сплава играет очень важную роль в формировании газоусадочных пустот, так как это давление препятствует фильтрации.

Sp = 0,5см³/100г →Рг = 0,1*10^-2 атм.

Sг = 5см³/100г →Рг = 0,36 атм.

Sг = 8см³/100г →Рг = 1 атм.

Растворённые в металле газы выделяясь в образующихся порах увеличивают их размеры и препятствуют фильтрации расплава. Важным средством ликвидации усадочных пустот является дегазация расплава.

; Относительная ширина зоны затвердевания определяет сопротивление фильтрационному течению металла, чем больше , тем больше затруднена фильтрация, значит усадка не будет скомпенсирована поступлением расплава из жидкой зоны и будет вызывать развитие пористости.

Сплавы, расположенные вблизи чистого компонента в результате последовательного характера затвердевания при любой интенсивности теплоотвода формируют концентрированную усадочную раковину, при этом образуется плотный металл не содержащий усадочной пористости. При высокой интенсивности теплоотвода сплавы любого состава склонны к последовательному затвердеванию, поэтому усадка в них в основном проявляется в образовании концентрированных раковин, поскольку фильтрация расплава в узкой зоне происходит весьма интенсивно. При малой интенсивности теплоотвода сплавы затвердевают практически объемно, фильтрация расплава при этом затруднена и развивается рассеянная усадочная пористость. При средней интенсивности теплоотвода развитие зоны затвердевания существенно зависит от ширины температурного интервала - чем больше температурный интервал тем больше и больше образующиеся пористость

Сплавы тактического типа Процесс формирования усадочных пустот определяется изменением ширины зоны затвердевания в зависимости от положение на диаграмме состояния в них тактические сплавы кристаллизуются в зависимости от интенсивности теплоотвода последовательное объемно при высокой интенсивности теплоотводы в результате последовательного затвердевания дают концентрированную раковина и незначительную пористость а при малой интенсивности теплоотвода в результате объемного затвердевания в широком интервалесоставов дают рассеянную пористость без образования усадочной раковины увеличение эвтектичностисплавы при движение к точке эвтектики изменяет характер затвердевания в сторону последовательного чем больше тактичность сплавы тем более последовательный характер носит затвердевание увеличивается раковина и уменьшается пористость при этом широкой интервальные сплавы при малой интенсивности теплоотводы несмотря на наличие эвтектики в результате объемного затвердевание дают рассеянную пористость при высокой интенсивности теплоотвода сплавы разной эвтектичности в результате последовательного затвердевания дают концентрированную раковину и незначительную пористость

8.6 меры борьбы с усадочными дефектами в отливке

Меры борьбы зависит от характера затвердевания отливки при последовательном затвердевании необходимо создавать режим направленного затвердевания с локализацией усадочной раковины в объеме прибыли и принимать меры для воздействия на состояние сплава и режим затвердевания для уменьшения раковины в частности уменьшение температуры заливки увеличение времени заливки при подводе металла сверху и так далее при объемном затвердевании необходимо создавать режим одновременного затвердевания утепляют тонкие части захолаживание массивные части и так далее

Для получения плотного металла свободного осадочных пород необходимо обеспечить три условия определяющие характер возникновения усадочных пустот тепловое, усадочные фильтрационные

Тепловое условие: (τ­­₃)_п > (τ₃)₀ ;

В течении всего периода затвердевания отливки в прибыли должен сохраняться жидкий металл способные перемещаться в отливке и компенсировать усадку затвердевающего в ней металла.

Усадочное условие

Размеры и конфигурация прибыли должны быть выбраны из условия локализации усадочной раковины в теле прибыли

≤G (≈0,75)

Фильтрационные условия

Для предупреждения усадочной пористости под прибыльное здание необходимо обеспечить интенсивное направленное затвердевание которая способна профильтровать под определенную зону необходимое количество жидкого металла

= 1, 2 – 1,4 ; τ­­₃ = ;

=1, 2 – 1,4 ;К_п = К_0.

=1,1 – 1,2 ; R = ;

= 1,1 – 1,2

V_п­= V_m+V_p ;

V_p = E_Vз(V₀ + V_пр)

V_M = F_п * ξ_М* ( )

ξ_М = Кр *

Кр–коэффициент затвердевания на поверхности прибыли

=

К ₀– коэффициент затвердевания отливки

;

ξ_М = Кп * = * ;

V_п­ = F_п * * + Е_Vз (V₀+V_p).

V_п­ (1- Е_Vз) = V₀ (Е_Vз + * )

(1- Е_Vз) = Е_Vз + *

Относительный объем прибыли определяется усадкой металла при затвердевании с учетом соотношения поверхности теплообмена отливки и прибыли и интенсивности теплообмена на этих поверхностях.

Кп = К ₀

Е_Vз +

Это уравнение показывает критическую границу между питаемыми и непитаемыми отливками. Оцениваем варианты технологий, однако прямого вычисления размеров прибыли эта формула не дает.

Независимые подход связан с тем что конфигурации усадочной раковины зависит от размеров и концентрации прибыли .

ΔVз = Fз*Δξ ;

Fз – площадь, на которой происходит затвердевание

ΔV = Е_Vз* ΔVз ;

ΔVр = F_зерк*Δh

ΔVз = ΔVр ; Е_Vз*Fз*Δξ = F_зерк*Δh.

Δh = Е_Vз* * Δξ ; H_p = d ;

Глубина усадочной раковины пропорциональна коэффициенту усадки, не зависит от продолжительности процесса, зависит от конфигурации затвердевающая объема. В зависимости от соотношения плоскости поверхности зеркала и боковой поверхности отливка может изменяться в очень больших размерах. Увеличение площади зеркала уменьшает глубину усадочной раковины.

В процессе моделирования усадочных явлений возможен компьютерный анализ формирования усадочной раковины, который показывает расположение усадочной раковины и её размеры. В отливках сплошной конфигурации первичные и вторичные усадочные раковины предопределяют существование нескольких локальных усадочных раковин.

Холодильники для перемерзания каналов.

Создание направленного затвердевания необходимой интенсивности.

Для получения плотного металла в подприбыльной зоне необходимо чтобы:

v_кр* Е_Vз≤ *

Объем металла который необходимо подать в зону затвердевания в единицу времени для компенсации усадки.

Ро=Рг ; v_кр ≤ *

Скорость затвердевания металла в подприбыльной зоне должно быть меньше чем скорость поступления расплава из прибыли.

α_нз = - коэффициент направленного затвердевания (с/см).

α_нз = ; α_нз ≥ *

Для обеспечения плотного металла в подприбыльной зоне должна быть обеспечена высокая интенсивность направленного затвердевания, определяется коэффициентом усадки и шириной зоны затвердевания с учетом характера дендритной структуры и коэффициента фильтрации в ней и действующего напора столба жидкого металла в прибыли H.

Рг = 0,4*10­­^-7атм ; Sг = 0,5 (см³/100 гр)

Рг = 0,36 атм ; Sг = 5 (см³/100 гр)

Рг = 1 атм ; Sг = 8 (см³/100 гр)

Для получения плотного металла необходимо варьировать интенсивность направленного затвердевания путем применения напусков, холодильников, доливки прибылей и так далее, в зависимости от ширины зоны затвердевания и газосодержания металла. Широкоинтервальные сплавы при малой интенсивности теплоотвода дают значительную ширину зоны затвердевания и для фильтрации расплава в ней необходимо обеспечить высокое значение α_нз (≈ 100 с/см), иными словами малую скорость затвердевания, чтобы процесс фильтрации успевал компенсировать усадку. Узкоинтервальные сплавы требуют значительно меньшей интенсивности теплоотвода на уровне 30 с / см, так как фильтрация в узкой зоне происходит значительно быстрее. Газосодержание расплава препятствует фильтрации, так как газы выделяются в порах и создают противодавление. Чем больше газосодержание, тем большая интенсивность направленного затвердевания необходима.

8. 7. Линейная усадка отливок.

Линейная усадка и называется процесс изменения наружных размеров отливки, вызванный изменением температуры и фазовыми превращениями в отливке и обеспечивающий получение отливок заданных размеров.

Линейная усадка оценивается параметром - Литейная усадка сплава.

Елит = *100%; l–размер.

Елит *lмод = lмод – lотл ;

Lмод = lотл * (1 + Елит).

Только зная величину литейной усадки можно правильно назначить размеры модели. Неточное знание о литейной усадке приводит к появлению брака, который связан с получением отливки завышенных размеров или заниженных размеров. Процесс литейной усадки обусловлен целым рядом явлений. Главным из этих процессов является термическое сжатие.

8. 8. Термическое сжатие как компонент литейной усадки.

= α_T*lо ;

α_T­- коэффициент термического сжатия в твердом состоянии, связанный с изменением межатомных расстояний.

Елит = α_T* t_кр

В сплавах, которые затвердевают в интервале температур Линейная усадка понижается с момента образования НТФ.

t₀ → t_илу

Литейная усадка кроме интервала твердого состояния включает в себя часть температурного интервала кристаллизации ниже to.

с<c₁ НТФ α

с<c₂ НТФ β

с₁<c<c₂ НТФ α(β ) + Э

В Системах эвтектического типа сплавы в окрестности и эвтектической точки имеют одинаковую температуру t₀, совпадающую с температурой эвтектики и по этой причине имеют минимальную литейную усадку.

Предусадочное расширение - увеличение объема металла в процессе его кристаллизации предшествующие термическому сжатию и вызванное выделением фаз, Удельный объем которых больше чем удельный объем основного металла. Это могут быть газы и интерметаллиды в цветных сплавах и графит в чугунах.

Sp = So*exp ( )

Q–теплота растворения газов в металлах.

Если растворение происходит экзотермические, тогда по принципу лешателье подвод тепла усиливает процесс. Взаимодействие газов с металлом носят характер химической реакции протекающие на поверхности расплава и поэтому сопровождается экзотермическим эффектом.

Pг ≥ Ро + ρgh +

Чем больше давление под зеркалом расплава, тем более затруднено образование пузырьков. Чем больше гидростатический напор , тем меньше вероятность образования газового пузырька.

Капиллярное давление , которое должен преодолеть пузырек .Образование газовых пузырьков в чистом расплаве невозможно. При отсутствие готовых поверхностей раздела расплав может содержать газ в пересыщенном состоянии. Если есть включения, которые смачиваются расплавом, тогда образование пузырьков существенно упрощается. Рафинирование расплава предупреждает образование газовых пузырьков.

Если t₀<t<t_л , тогда образующиеся газовые включения могут всплывать и удаляться.

Если t_c<t<t₀ , внутри непрерывного скелета эти газовые включения не могут перемещаться, фиксируются в междуосных промежутках и, нередко, газовые усадочные пустоты совмещаются, Что приводит к существенному отрицательному влиянию на процесс питания отливки и порождает эффект предусадорчного расширения. После образования скелета, образующиеся газовые включения непрерывно увеличивают свои размеры и, вследствие, выделения газов при уменьшении растворимости. Давление газовых пузырьков оказывается достаточным, чтобы деформировать твердо-жидкий скелет. С понижением температуры уменьшается плотность металла и его прочность, по этой причине дальнейший рост газовых пузырьков замедляется, они могут оказаться неспособными деформировать скелет, и тогда в условиях понижения температуры предусадочное расширение сменяется термическим сжатием.

В зависимости от газосодержания металла процесс предусадочного расширения может различаться как по величине, так и температурному интервалу развития.

Наличие предусадочного расширения приводит к сокращению литейной усадки, так как часть термического сжатия в интервале t₀ - t_e компенсируется увеличением объема при выделении газов. Чем больше предусадочное расширение по величине и температурному интервалу развития, тем меньше Литейная усадка.

Елит = α_T*Елит* t_o–Eпр

Максимальный интервал развития предусадочного расширения, вызванного выделением Газов простирается до температуры солидуса. В чугунах Наряду с выделением цементита возможно выделение графита с различной морфологией. Выделение графита может быть пластинчатой и шаровидной формы, и механизмы влияния графитизации на предусадочное расширение виесьма различен в чугунах С ПГ и ШГ, и величина предусадочного расширения существенно различается.

ПГ образует эвтектику в которой графит является ведущей фазой кристаллизации и вследствие этого графитовые включения выступают в расплав, аустенитная оболочка нарастает с запозданием.

ρ_г = 2,25 г/см³ ; ρ_ж = 7 г/см³ ; E_vф = (E_vф)_А + (-E_vф)_г

СЧ имеет относительно небольшую предусадочное расширение, так как основная масса графита выделяется в контакте с расплавом в период роста графитовых колоний, когда они разделены и не дают предусадочного расширения. Предусадочное расширение начинается тогда, когда колонии аустенитно-графитовой эвтектики смыкаются, становится невозможным продольный рост, и выделение графита происходит в результате диффузии углерода через аустенитную оболочку.

Основная стадия роста эвтектики с шаровидным графитом происходит в условиях когда графит отделён от расплава аустенитной оболочкой и растет за счет диффузии углерода через эту оболочку. В результате эвтектические Глобули очень быстро смыкаются и на ранней стадии начинается процесс предусадочного расширения, сопровождающийся различным объемным эффектом. Объемный эффект усадки при затвердевании чугуна с шаровидным графитом практически такой же как и в Белом чугуне, так как графит отделен от расплава, и его выделение происходит в твердо-жидком состоянии, а не из расплава.

Если кристаллизация чугуна происходит по половинчатому механизму, Тогда возможно проявление распада цементита при высоких температурах за счет протекания реакции

Fe₃C → 3Fe_A+C_гр

Этот распад происходит после выделения цементита при эвтектической температуре, то есть в условиях понижения температуры ниже солидуса не сопровождается значительным увеличением объема. Чем меньше температура эвтектики, тем больше устойчивость цементита, поэтому процесс распада цементита быстро затухает и ниже 900 градусов Цельсия не проходит.

постэвтектическое расширение чугуна

8. 9. Фазовые превращения в твердом состоянии.

Целый ряд металлов имеют различные аллотропные модификации в твердом состоянии. Превращения в твердом состоянии происходят с увеличением объема.

Fe_ɣ → Fe_α

Объемный эффект фазового превращения и температурный интервал очень сильно зависит от скорости охлаждения.

A → Ф→ P_vt→Bnt → Mvt

–––––→v_охл

ΔV_тф

В зависимости от локальной скорости охлаждения величина происходящего при этом расширение зависит от характера образующейся структуры.Коэффициент термического сжатия фаз также различаются. Высокотемпературная фаза имеет более высокий коэффициент термического сжатия.

Елит = (Е_ɣ + Е_α) – ( Епр + Ефп) = α_ɣΔt_ɣ + α_αΔt_α - Епр – Ефп

Процесс литейной усадки зависит от целого ряда факторов, включающих газосодержание металла, степень легирования и характера формирующейся структуры в связи с чем сплавы разного состава и структуры существенно различаются по величине литейной усадки.

8.10. Термическое и механическое торможение усадки

Термическое торможение усадки состоит в том, что в условиях неравномерного охлаждения различных частей отливки происходит несинхронное изменение их размеров. В связи с этим в объеме металла возникают деформации, упругая часть которых порождает соответствующие напряжения.

Оба бруска в начальном и конечном состоянии имеют одинаковую температуру. Δt₂₁ = t₂ – t₁

= – ;

<> ; → max ; = ;

Интервал температур между брусками сначала возрастает, а потом падает до нуля.

Процесс охлаждения тела, имеющего неравномерное распределение температуры, соотношение скоростей охлаждения массивной и тонкой частей изменяется на обратное, в начале более интенсивно охлаждается тонкая часть, и вследствие этого перепад температур нарастает, достигает максимума в момент когда скорость охлаждения обеих частей равны.

F_ф = F_m; е_фЕ_фS_ф = е_м Е_м S_м ; е_ф = Е_отл ; Е_отл = Е_св (1-μ);

е_м = Е_св - Е_отл = Е_св - Е_св (1-μ) = Е_свμ ;

Е_св (1-μ)Е_фS_ф = Е_свμЕ_м S_{м ­­};

(1-μ) ЕS_ф = μЕS_м ;

ЕS_ф = μЕS_ф + μЕS_м = μ (ЕS_ф + ЕS_м) ;

μ_ф = = ;

S_ф = 0 ; μ_ф = 0; Е_м>>Е_ф ; E_м ≈ Е_ф

l = е_св - Е_отл

В заключительном периоде более длительное охлаждение присуще массивной частьи, которая является более нагретой, перепад температур непрерывно уменьшается до полного выравнивания после охлаждения.

Е_св = αΔt = α( t_кр – t)

Е_отл–изменение размеров составного тела

В результате каждый из брусков оказывается деформированным в зависимости от того, быстрее или медленнее он охлаждался по сравнению с другим бруском.

Та часть отливки, которая охлаждается быстрее, стремится быстрее сократить свои размеры и, встречает сопротивление более медленно охлаждающая части окажется в растянутом состоянии, в свою очередь, вызовет деформации сжатия той части, которая охлаждается медленнее.

e – деформация

e = Е_св - Е_отл ; e_1,2 = (Е_св)_1,2­ - Е_отл

На начальном этапе в таком бруске развиваются деформации растяжения, которую к моменту τ0 сжимаются до нуля, а затем сменяются деформациями сжатия на этапе когда тонкий брусок охлаждается медленнее, чем массивный. В процессе охлаждения отливки и Линейная усадка различных её частей не является свободной и зависит от механического взаимодействия различных участков, которые охлаждаются с разной скоростью.

8.11. Механическое торможение усадки

Механическое торможение усадки является результатом силового взаимодействия отливки и формы, когда в отливке имеются внутренние полости или выступающие части и ее усадка не может протекать свободно и и реализуется только за счёт деформации формы.

Способность формы деформироваться под влиянием усадки отливки называют податливостью. Способность формы противостоять усадке формы это жесткость формы.

0 ≤ μ_ф ≤ 1

μ_ф = 0 абсолютно податливая форма.

μ_ф = 1 абсолютно жесткая форма.

В зависимости от жесткости формы действительная усадка отливки определяется:

Е_отл = Е_св (1-μ);

μ_ф = 0 Е_отл = Е_свe = Е_св - Е_отл =0

μ_ф = 1 Е_отл = 0 e = Е_св–0 = Е_св

В Абсолютно жесткой форме развиваются деформации, которые количественно равны потенциальной свободной усадке.

e = Е_св - Е_отл = Е_св - Е_св (1-μ_ф) = Е_свμ_ф

Деформация отливки пропорциональна свободной усадке с коэффициентом пропорциональности.

e = Е_св - Е_отл

Е_отл = l_ф

Е_отл + l_M = Е_св ; Е_св (1-μ_ф) + Е_свμ_ф - Е_св ;

W_ф = W_м

Примем, что металл и форма деформируются в пределах линейного закона Гука.

Ϭ = еЕ

W_ф = Ϭ_фF_ф = е_фЕ_фF_ф ; W_м = е_м Е_мF_м

е_фЕ_фF_ф = е_м Е_мF_м

е_ф = Е_отл ; е_м = Е_св - Е_отл

Е_отлЕ_фF_ф = (Е_св - Е_отл) Е_мF_м

Е_отл(Е_фF_ф + Е_мF_м) = Е_св Е_мF_м

Е_отл = Е_св = Е_св ≈ Е_св (1 - )

μ_ф

μ_ф ≈

= 0

Жесткость формы определяется соотношением деформационных модулей, а также соотношением площадей по которым происходит деформация формы и металла. Fф = 0 Чем больше опорная поверхность формы, тем выше сопротивление формы усадке отливки. Еф Зависит от характера связующего. В частности использование термически нестойких связующих приводит к Еф ≈ 0, и форма, способная воспринять давление заливаемого металла в результате термического взаимодействия с ним теряет прочность и становится податливой.

Механическое торможение усадки приводит к тому, что свободная усадка отливки реализуется лишь частично, и деформации, которые возникают в отливке способны дать потрясения и трещины, реальная усадка отливки становится возможным лишь в той части в которой реализуется податливость формы.

8.12. Горячие трещины в отливках

Горячими называются трещины, образующиеся в период кристаллизации в результате торможения усадки со стороны формы.

В действительности внутри интервала кристаллизации металл обладает измеримой пластичностью, а напряжения, которые в нём образуются очень быстро релаксируют за счёт пластических деформаций, в результате в условиях деформации металл не имеет напряжений упругого характера и может иметь деформации, которые превышают его пластичность и приводят к образованию трещин.

_­Ϭ_у = Ϭ_общ ( 1- v_pτ)

t_c<t<t_л v_pочень высока и Ϭ_у→ 0

По мере повышения температуры выше t_c, когда образуются жидкие прослойки между дендритами пластичность непрерывно Падает, так как жидкий прослойки не препятствуют деформации металла. Это падение пластичности проходит до t₀ , когда сростки между отдельными дендритами разрушаются. Последующий нагрев сплава приводит в результате увеличению количества жидкой фазы более интенсивной подвижности расплава, который аналогично явлению залечивания горячих трещин способен выполнять пространство между участками деформированного металла. Поэтому фиктивная пластичность увеличивается.

Если е > Δ, то образуются горячие трещины.

e = μ_фЕ_св = μ_фα_tΔt_кр = μ_фα_t(t₀ – t)

μ_ф = 0 e =0

μ_ф = 1 e = Е_св = α_t(t₀ – t)

0<μ_ф<1 e = μ_фЕ_св

Развитие деформаций в интервале кристаллизации определяется ходом свободной усадки сплава и жесткостью формы.

При μ_ф = 0 деформации не возникают

При μ_ф = 1 деформации носят максимальную величину и количественно совпадают с величиной свободной усадки. В общем случае в зависимости от μ_ф возможен веер кривых нарастания деформации.

+ сплав имеет запас пластичности

- Сплав имеет дефицит пластичности

Δ*>e металл имеет запас пластичности. Даже при полном торможении его усадки трещина не образуется.

Δ**<e Формально означает, что сплав имеет дефицит пластичности и при полном торможении усадки будет давать горячие трещины.

μ_кр. Критическая жесткость формы при которой кривая деформации касается кривой пластичности, показывает условие при котором можно избежать образования горячих трещин.

1) если сплав обладает дефицитом пластичности, то возможно получить отливки, не содержащие горячих трещин, если отливка не имеет выступающих частей и внутренних полостей, Которые тормозят усадку, если металл обладает способностью залечивать горячие трещины.

2) если сплав обладает запасом пластичности, возможно появление горячих трещин в результате появления эффекта локализации деформации. Этот эффект связан с тем что деформация в отливке появления распределяется неравномерно и при неблагоприятной конфигурации эти деформации могут быть локализованы в одном месте и провоцируют повышенную степень деформирования.

8.13.Предусадочное расширение

Сначала увеличивается в размерах, потом уменьшает размеры.

Предусадочное расширение смещает моменты начала деформации растяжения в отливке на более поздний период. В зависимости от того Какова его величина Епр и температурный интервал развития ∆t. В результате при более низкой темпера

• ⇐ Назад
12