Тематика курсовой работы Разработка технологического процесса термической обработки стали 1

Работа добавлена на сайт samzan.net:

Содержание.

Задание           2

 

Введение           3

Цель курсовой работы

Тематика курсовой работы

Разработка технологического процесса термической обработки стали

1.Образование аустенита         4

2. Рост аустенитного зерна        5

3. Общая характеристика превращения переохлажденного аустенита  8

4.Легирующие элементы.        10

5.Износостойкая (аустенитная) сталь       10

6.Система железо – марганец        11

7.Закалка           11      

Список используемой литературы

1.  Лахтин Ю. М., Леонтьева В. П., “Материаловедение”, 492 стр., “Машиностроение”, 1980 г.
2.  Гуляев А. П., “Металловедение”, 646 стр., “Металлургия”, 1977 г.
3.  Рахштадт А. Г., Брострем В. А., “Справочник металлиста”, том 2, 717 стр., “Машиностроение”, 1976 г.

Задание.

Для изготовления зубьев ковша экскаватора применяются сталь 110Г13Л. Расшифруйте состав и определите группу стали по назначению; объясните назначения введения Mn в эту сталь; назначьте режим термической обработки и опешите структуру после термообработки.

Введение.

Цель курсовой работы.

Основной целью курсовой работы по технологии конструкционных материалов является освоение принципов выбора конструкционных материалов для деталей машин, инструмента, основываясь на знании состава и строения металлических конструкционных материалов и методов придания материалам заданных форм.

Тематика курсовой работы.

Прогресс в современной машинной технике связан с созданием u освоением новых, наиболее экономичных материалов, развитием и внедрением в производство методов упрочнения металлов, расширении сортамента выпускаемых материалов.

Совершенство производства, выпуск современных разнообразных машиностроительных конструкций, инструмента, специальных приборов и машин невозможны без дальнейшего развития производства стали. В зависимости от назначения сталям предъявляют различные требования. Некоторые из них должны отличаться высокой прочностью другие - пластичностью, высокой износостойкостью и усталостной прочностью. Получение тех или иных свойств определяется структурой. В свою очередь строение  стали зависит от состава и характера предварительной обработки, следовательно, между всеми этими характеристиками  существует определённые связи: между составом и строением  (первая связь), между обработкой и строением (вторая связь), между строением и свойствами (третья связь).

Темой работы является разработка технологического процесса термической обработки стали различного состава применительно к условиям работы данной детали машин и инструмента. С помощью термической обработки можно придавать различные значения свойствам стали без изменения её химического состава.

Различные операции термической обработки характеризуются следующими элементами: скоростью нагрева, температурой максимального нагрева, продолжительностью выдержки при температуре нагрева, скоростью охлаждения. В свою очередь изменение значения свойств металлов при проведении термической обработки объясняется изменением внутреннего строения, которое испытывает сталь при её нагреве и охлаждении.

Разработка технологического процесса термической обработки стали.

1. ОБРАЗОВАНИЕ АУСТЕНИТА.

Превращение перлита в аустенит в полном соответствии с диаграммой состояния Fe—C может совершиться лишь при очень медленном нагреве. При обычных условиях нагрева превращение запаздывает и получается перенагрев, т. е. превращение происходит лишь при температурах, несколько более высоких, чем указано па диаграмме Fе—С.

       Рис.1 Превращение перлита в аустенит

Перенагретый выше критической точки перлит с различной скоростью в зависимости от степени перенагрева превращается в аустенит.

На рис. приведены данные, показывающие время превращения перлита в аустенит при разных температурах (в зависимости от степени перенагрева). Расположение кривых показывает, что чем выше температура, тем быстрее (т. е. за меньший отрезок времени) протекает превращение, и что чем быстрее осуществляется нагрев, тем при более высокой температуре происходит превращение.

Например, при быстром нагреве и выдержке при 780° С превращение перлит+аустенит завершится за 2 мин, а при 740°С—за 8 мин.

Диаграмма, приведенная на рис. дана в координатах, температура—время, поэтому на нее можно нанести кривые нагрева.

Луч соответствует нагреву стали с какой-то определенной скоростью V2. Он пересекает линии начала и конца превращения в точках а" и Ъ". Следовательно, при непрерывном нагреве со скоростью U2 мы зафиксируем превращение, протекающее в интервале температур от точки а" до точки Ь". Если нагрев был более медленным, то луч v1. пересекает кривые превращения при более низких температурах (точки а' и Ь'), и превращение произойдет тоже при более низких температурах.2

Кривые начала и конца превращения, асимптотически приближаясь к горизонтали Ai, пересекут ее в бесконечности. Нагрев с бесконечно малой скоростью пересечет горизонталь At в бесконечности, где сливаются кривые начала и конца превращения и где превращение перлита в аустенит произойдет в одной «точке», т. е. при постоянной температуре. Это, очевидно, и будет случай равновесного превращения — по диаграмме Fe—С. Реальные превращения, в отличие от равновесных, протекают при температуре выше А\ и не при одной температуре, а в интервале температур, лежащем тем выше, чем быстрее мы нагреваем сталь.

Окончание процесса превращения характеризуется образованием аустенита и исчезновением перлита (феррит+цементит). Однако этот вновь образовавшийся аустенит даже в объеме одного зерна неоднороден. В тех местах, в которых ранее были пластинки (или зерна) перлитного цементита, содержание углерода больше, чем в тех местах, где залегали пластинки феррита. Поэтому только что образовавшийся аустенит неоднороден.

Для получения однородного по составу (гомогенного) аустенита при нагреве требуется не только перейти через точку окончания перлито-аустенитного превращения, но и перегреть сталь выше этой точки или дать выдержку для завершения диффузионных процессов внутри аустенитного зерна.

Скорость гомогенизации аустенита в значительной степени определяется исходной структурой стали — степенью дисперсности цементита и его формой. Чем мельче частицы цементита и, следовательно, больше их суммарная поверхность, тем быстрее происходят описанные превращения.

2. РОСТ АУСТЕНИТНОГО ЗЕРНА

Начало перлито-аустенитного превращения сопровождается образованием первых зерен аустенита. Первые зерна аустенита образуются на границе между ферритом и цементитом — структурными составляющими перлита. Так как эта граница весьма разветвлена, то превращение начинается с образования множества мелких зерен. Следовательно, по окончании превращения перлита в аустенит образуется большое количество малых аустенитных зерен. Размер этих зерен характеризует так называемую величину начального зерна аустенита.

Дальнейший нагрев (или выдержка) по окончании превращения вызывает рост аустенитных зерен. Рост зерна — самопроизвольно протекающий процесс, так как при этом уменьшается суммарная поверхность зерен (уменьшается поверхностная энергия), высокая температура обеспечивает лишь достаточную его скорость.

Различают два типа сталей: наследственно мелкозернистую и наследственно крупнозернистую; первая характеризуется малой склонностью к росту зерна, вторая — повышенной склонностью.

Изменение размеров зерна при нагреве двух принципиально различных по кинетике роста зерна сталей показано на рис.

Переход через критическую точку А1 сопровождается резким уменьшением зерна. При дальнейшем нагреве зерно аустенита в мелкозернистой стали не растет до 950—1000° С, после чего устраняются факторы, препятствующие росту, и зерно начинает быстро расти. У крупнозернистой стали ничто не препятствует росту зерна, который и начинается вскоре после перехода через критическую точку.

Под наследственной зернистостью следует подразумевать склонность аустенитного зерна к росту.

Из рис. видно, что при температурах немного более высоких, чем критическая точка (Ac1), зерна аустенита у наследственно крупнозернистой стали больше, чем у наследственно мелкозернистой, а при температурах значительно более высоких у наследственно мелкозернистой стали зерно может оказаться крупнее. Поэтому по размеру зерна в данном куске металла еще нельзя определять наследственную зернистость.

Размер зерна, полученный в стали в результате той или иной термической обработки,— это так называемое действительное зерно.

Таким образом, различают:

1) начальное зерно—размер зерна аустенита в момент окончания  перлито-аустенитного превращения; 2) наследственное (природное) зерно—склонность аустенитных зерен к росту; 3) действительное зерно—размер зерна аустенита в данных конкретных условиях.

Размеры перлитных зерен зависят от размеров зерен аустенита, из которых они образовались. Чем крупнее зерна аустенита, тем, как правило, большего размера перлитные зерна, образующиеся из них. Аустенитные зерна растут только при нагреве (при последующем охлаждении они не измельчаются), поэтому максимальная температура нагрева стали в аустенитном состоянии и ее наследственная зернистость определяют окончательный размер зерна.

На схемах, приведены размеры перлитного зерна показан равному исходному аустенитному. Это не совсем точно. Перлит зарождается на границах аустенитных зерен, поэтому очевидно, чем меньше зерно аустенита, тем меньше образующие перлитные зерна. Из этого, однако, не следует, что из одного аустенитного зерна обязательно получится одно перлитное зерно – этих зерен может образоваться несколько.

Приведенные выше схемы являются наиболее типичными, однако встречаются отступления, о которых следует сказать в краце.

Если исходная структура стали – мартенсит или бейнит, то превращение этих структур в аустените не сопровождается измельчения аустенитного зерна, как это следует из схем, приведенных на рис. А зерно аустенита вновь приобретает размеры бывшего до закалки зерна аустенита. В этом нет ничего удивительного.

      

 Рис.2 Схема изменения размера зерна перлита в зависимости           от нагрева в аустенитной области.

При превращении аустенита в перлит по диффузионному механизму рост кристаллов новых фаз сопровождается оттеснением дефектов строения к границам зерен, другими словами, дефекты (дислокации, вакансии, примесные атомы), ранее располагавшиеся по границам аустенитных зерен, перераспределяются по границы ферритных (перлитных).

При мартенситном (бейнитном) превращение подобного перераспределения дефектов не происходит; они остаются на местах прежних аустенитных

Рис 3

а – крупное зерно аустенита, выращенное высокотемпературным нагревом (до 1300° С)

б - крупное зерно аустенита после вторичного нагрева (до 900° С), который не вызвал измельчения зерна

зерен. При переходе через критическую точку А1 образующие мелкие слаборазориентированные аустенитные зерна, не имеющие на своих границах защитных дефектных слоев, быстро объединяются в одно зерно, форма и размеры которого определяются расположением зернограничних дефектов, т. е. восстанавливается прежнее аустенитного зерно.

Замечательной и, можно сказать, удивительной особенностью этого аустенитного зерна является его не стабильность. При нагреве до более высокой температуры неожиданно зерно измельчается рис. Факт этот обнаружил, был В.Д. Садовским в 40 годах и в последствие подробно им же с сотрудниками изучен. Садовский считает, что превращение мартенсита в аустенит происходит по другому механизму, чем перлита в аустенит, и сопровождается наклепом (так называемым фазовым наклепом), и дальнейший нагрев и образование новых зерен – естественный процесс рекристаллизации аустенита.

Во многих случаях необходимо установить размер бывшего (т.е. существовавшего при высокой температуре) аустенитного зерна при фактически другой структуре стали, так как этот размер определяется, многие свойства стали, особенно в закаленном состоянии.    Существует ряд способов определения размеров бывшего аустенитного зерна. Для фиксирования положения границ аустенитного зерна применяют разные способы, например: замедленное  охлаждение, способствующие выделению по этим границам избыточных фаз (феррита, цементита и др.); длительный нагрев, вызывающий проникновение кислорода в глубь по границам зерен, и образование сетки из окислов; специальные методы травления мартенсита; травление в вакууме при высокой температуре, при которой растравливается лишь границе.

Для определения действительного зерна определяют средний размер зерна или сравнивают исследуемую структуру со стандартной шкалой.

Как уже указывалось, наследственная зернистость стали, есть способность зерна аустенита к росту. Поэтому для определения зернистости необходимо надо знать зависимость размера зерна от температуры. Практически, однако, удобнее наследственную зернистость определять лишь размером зерна (соответствующим номером шкалы), причем предварительно сталь должна быть нагрета до таких температур, при которых у наследственно крупно зернистой стали уже вырастает. Для обычных сортов конструкционной стали – эта температура 930° С. Стали, у которых при температуре номером зерна -1 -4 – принято считать наследственно крупнозернистыми, а стали с номером зерна -5 -8 – наследственно мелкозернистыми.

Условный номер зерна в действительности характеризует такие физические величины, как средний размер зерна или число зерен, приходящихся на 1мм² поверхности щлифа. Так, например, при размере зерна №6, средний его размер 45 мкм и в 1мм² шлифа помещается 500 зерен.

Зависит ли склонность к росту зерна (наследственная зернистость) от состава стали? Безусловно, зависит. Заэвтектоидная сталь, как правило, менее чувствительна к росту зерна при повышении температуры, чем эвтектоидная. Многие легирующие элементы, вводимые в сталь (ванадий, титан, вольфрам, молибден и др.), уменьшают склонность зерна аустенита к росту. Однако установлено, что даже разные плавки стали одной и той же марки обладают разной способностью к росту зерна, т. е. имеют разную наследственную зернистость. Здесь имеет значение способ производства стали – метод ее раскисления.

Сталь, раскисления только ферромарганцем (кипящая сталь) или ферромарганцем и ферросилицием, - наследственно крупнозернистая сталь, а сталь, дополнительно раскисленная алюминием, - мелкозернистая.

Наиболее достоверное объяснение природы мелкозернистости дает так называемая теория барьеров. Алюминий, введенный в жидкую сталь не задолго до ее разливки по изложницам, образует с растворенной в жидкой стали азотом и кислородом частицы нитридов и оксидов (AIN, AI2O3). Эти соединения растворяются в жидкой стали, а после ее кристаллизации и последующего охлаждения выделяются в виде мельчайших субмикроскопических частиц («неметаллическая пыль»). Последние, располагаясь преимущественно по границам зерна, препятствуют его росту.

Начиная с определенной температуры, даже у мелкозернистых сталей наблюдается интенсивный  рост зерна. Как показали исследования, при достаточно высоких температурах происходит растворение нитридов алюминия в поверхностных слоях аустенитного зерна. При этом устраняются барьеры, препятствующие росту зерна аустенита, и зерно начинает расти.

На свойства стали влияет только действительный размер зерна, наследственный размер зерна влияния не оказывает. Если у двух сталей одной марки (одна наследственно крупнозернистая, другая наследственно мелкозернистая) при различных температурах термических обработок будет получен одинаковый действительный размер зерна, то свойства их будут одинаковыми. Если же размер зерна будет различный, то существенно будут различаться многие свойства стали.

Укрупнение зерна аустенита в стали почти не отражается на статистических характеристиках механических свойств (твердость, сопротивление разрыву, предел текучести, относительное удлинение), но сильно снижает ударную вязкость, особенно при высокой твердости (отпуск при низкой температуре). Это явление сказывается из-за повышения порога хладноломкости с укрупнением зерна.

Рис 4

Если на свойства стали влияет действительный размер зерна, то технологический процесс горячей обработки определяется наследственным зерном.

Наследственно мелкозернистая сталь не склонна к перегреву, т. е. интенсивный рост зерен, начинается при значительно более высокой температуре, чем у наследственно крупнозернистой. Поэтому интервал температур закалки у наследственно мелкозернистых сталей значительно шире, чем у наследственно крупнозернистых.

Наследственно мелкозернистую сталь можно прокатывать (ковать) при более высоких температурах и заканчивать прокатку (ковку) при более высокой температуре, не опасаясь получения при этом крупнозернистой структуры. Как правило, все спокойные марки стали изготавливают наследственно мелкозернистыми, а кипящие стали — наследственно крупнозернистыми.

3. Общая характеристика превращения

переохлажденного аустенита

(диаграмма изотермического превращения аустенита)

Если сталь со структурой аустенита, полученной в результате нагрева до температуры выше Ас3 (для доэвтектоидной стали) или выше Ает (для заэвтектоидной стали), переохладить до температуры ниже Ai, то аустенит оказывается в метастабильном состоянии и претерпевает превращение.

Для описания кинетики превращения переохлажденного аустенита пользуются экспериментально построенными диаграммами время—температура—степень распада или диаграммами изотермического превращения аустенита, т. е. превращения, протекающего при постоянной температуре 1.

Для изучения изотермического превращения аустенита небольшие образцы стали нагревают до температур, соответствующих существованию стабильного аустенита (т. е. выше критической точки), а затем  быстро охлаждают (переохлаждают) до температуры ниже А1 (например, до 700, 600, 500, 400, - 300 °С и т. д.), и выдерживают при этих температурах различное время, в том числе и до полного распада аустенита. Степень его распада можно определять разными методами: микроскопическим, магнитным, дилатометрическим и др.

Рис 5

Результаты исследования описываются кинетической кривой, по которой можно оценить количество распавшегося аустенита в зависимости от времени, прошедшего с момента начала распада. Как видно из рис. а, в течение некоторого промежутка времени (Н1, Н2, Н3) распад аустенита экспериментально не фиксируется. Этот период называют инкубационным.

По истечении этого периода аустенит начинает распадаться с образованием более стабильных структур. В области повышенных температур он протекает с образованием структуры, состоящей из феррита и цементита. Скорость распада сначала быстро увеличивается а затем постепенно замедляется. Через различные промежутки времени (К1, К2, Кз) процесс распада постепенно затухает и, наконец, полностью заканчивается или приостанавливается.

Построение таких кривых в изотермических условиях при разных температурах (t1, t2, t3, и т. д.) позволяет получить диаграмму изотермического превращения аустенита. Для этого нужно отрезки времени, соответствующие началу (Н1, Н2, Н3) и концу распада аустенита (K1,К2, Кз и т. д.), или для какой-то заранее принятой степени превращения, для каждой из исследуемых температур (t1, t2, t3), перенести на график, на котором по оси абсцисс откладывают время, а по оси ординат — температура, и одноименные точки соединить плавными кривыми. На диаграмме изотермического превращения аустенита кривая 1 характеризует начало распада аустенита, а кривая 2 показывает время, необходимое для полного распада аустенита.               

Область, лежащая левее кривой начала распада аустенита, относится к инкубационному периоду; в интервале температур и времени, определяемых этой областью, существует переохлажденный аустенит, практически не претерпевающий заметного распада. Длительность инкубационного периода характеризует устойчивость переохлажденного аустенита. С увеличением переохлаждения его устойчивость быстро уменьшается, достигая минимума, и далее вновь возрастает.

При температуре наименьшей устойчивости аустенита скорость превращения очень велика. В некоторых низкоуглеродистых сталях длительность инкубационного периода при этой температуре не превышает 1,0—1,5 с. Уменьшение устойчивости аустенита и роста скорости его превращения с увеличением степени переохлаждения объясняется возрастанием разности свободных энергий аустенита и феррита. При этом уменьшается размер критического зародыша, способного к росту, и возрастает количество объемов в исходном аустените, в которых могут возникнуть зародыши новых фаз — феррита и цементита. Повышение устойчивости аустенита и уменьшение скорости его превращения при больших степенях переохлаждения определяется снижением скорости образования и роста новых фаз вследствие замедления процесса диффузии.

При переохлаждении аустенита до температуры, равной или ниже мартенситной точки (МН), соответствующей температуре начала превращения переохлажденного аустенита в мартенсит, диффузионные процессы полностью подавляются и образование структуры, состоящей из феррита и цементита, становится невозможным. В этом случае протекает бездиффузионное превращение аустенита в структуру закаленной стали, называемую мартенситом.

В зависимости от степени переохлаждения аустенита различают три температурные области или ступени превращения; перлитную; область промежуточного превращения (промежуточного между перлитным и мартенситным превращением) и мартенситную.

Перлитная область в углеродистых сталях распространяется на интервал температур от точки A1, до изгиба изотермической диаграммы (~550 °С). При этих температурах происходит диффузионный распад аустенита с образованием структуры из феррита и цементита — перлита.

Промежуточное превращение протекает при температурах от изгиба кривой (~550°С) до точки МН. Это превращение обладает рядом особенностей, присущих как перлитному (диффузионному), так и мартенситному (бездиффузионному) превращению. В результате превращения переохлажденного аустенита образуется структура, получившая название бейнита1.

Ниже температуры, соответствующей точке МН, переохлажденный аустенит бездиффузионно превращается в мартенсит.

4.Легирующие элементы.

Элементы, специально вводимые в сталь в определенных концентрациях с целью изменения ее строения и свойств, называются легирующими элементами.

В связи с этим стали, в которые для получения требуемых свойств специально вводят легирующие элементы, называют легированными сталями (легированные стали иногда называют специальными).

Поскольку наличие примесей первых трех групп — неизбежное следствие технологического процесса производства стали в различных условиях, естественно, что эти примеси в указанных концентрациях нельзя рассматривать как легирующие элементы, а стали, содержащие эти примеси, как легированные стали.

Например, сталь, содержащая всего 0,05-0,1% ванадия (V) или 0,1% титана (Ti), считается легированной ванадиевой или титановой сталью, поскольку эти элементы специально вводили в сталь для получения требуемых свойств. При наличии элементов в количестве примерно 0,1% такое легирование называется микролегированием.

Для получения в стали более 0.7% Mn последний следует вводить в нее в количествах сверх требуемого по технологии выплавки. Поэтому, например сталь с 1.0% Mn является уже легированной марганцовистой сталью, а марганец такой концентрации считается легирующим элементом.

5.ИЗНОСОСТОЙКАЯ (АУСТЕНИТНАЯ) СТАЛЬ

Для деталей, работающих на износ в условиях абразивного трения и высоких давлений и ударов (например, для траков некоторых гусеничных машин, щек дробилок, черпаков землечерпательных машин, крестовин железнодорожных и трамвайных путей и т.д.), применяют высокомарганцевую литую аустенитную сталь 110Г13Л, содержащую 0,9-1,3% С и 11,5-14,5%.Mn.

Структура этой стали после литья состоит из аустенита и избыточных карбидов (Fe, Мn)3С, выделяющихся по границам, зерен, что снижает прочность и вязкость стали. В связи с этим литые изделия закаливают с нагревом до 1100°С и охлаждением в воде. При таком нагреве растворяются карбиды, и сталь после закалки приобретает более устойчивую аустенитную структуру. Она обладает следующими механическими свойствами: σB= 80 - 90кrc/мм2, σo,2 = 31 - 35кгc/мм2,5 = 25 - 15%;\|/ = 30 - 20%, НВ 180—220. Сталь с аустенитной структурой характеризуется низким пределом текучести, составляющим примерно одну треть от предела прочности и сильно упрочняется под действием холодной деформации. Если эксплуатация детали протекает в условиях значительных давлений и ударных нагрузок, то твердость стали повышается в результате наклепа, что увеличивает сопротивление износу. По этой причине сталь 110Г13Л плохо обрабатывается резанием. Если же во время работы сталь испытывает только абразивный износ и отсутствуют значительные давления, вызывающие наклеп, то повышения износостойкости не наблюдается.

При повышенном содержании фосфора сталь 110Г13Л хладноломка. При содержании в стали более 0,05% Р по границам зерна образуется хрупкая фосфидная эвтектика, на которой зарождается и растет хрупкая трещина при низких температурах, поэтому при использовании стали в северных районах содержание фосфора должно быть равно или менее 0,02-0,03%.                                     

Для изделий, подвергающихся износу 'в результате действия потока жидкости или газа, рекомендована сталь ЗОХ10Г10, обладающая высокой кавитационно стойкостью.

6.Система железо -- марганец

Марганец имеет четыре аллотропические формы (α, β, у, б) с интервалами стабильного

существования' до 727°С (a); 727—1100°C (p); 1100— П35°С (у) и 1135—1245°С (6). МПу имеет тетрагональную гранецентриро-

Рис 6

рованную решетку, близкую по параметрам к гранецентрированной решетке Fe,y. Это обстоятельство обусловливает возможность образования непрерывного твердого раствора между Fey и Мпу.Если не рассматривать превращение в сплавах, богатых марганцем, особенности которого обусловлены наличием четырех аллотропических модификаций марганца, то в остальной части диаграмма Fe—Мп аналогична диаграмме Fe—Ni.

В сплавах с 15—25% Мп ниже 400° С наблюдается образование гексагональной е-фазы, которая является промежуточной между у- и а- фазами (т. е. превращение в этих сплавах происходит по схеме у-ε-а). Образование е-фазы протекает по мартенситному механизму. Поскольку и при температурах своего образования мартенситная e-фаза неустойчива, температурные области ее образования на диаграмме не указаны.

7.Закалка.

Закалка является основной операцией, формирующей структуру и свойства, которые сталь должна иметь в эксплуатации.

Значения критических точек необходимы не только для характеристики превращений, но и для выполнения тепловой обработки (температур нагрева для отжига, нормализации, отпуска).

На диаграмма Fе-С  критическим точкам Ac1 отвечает линия PSK, критической точке Aс3  (для доэвтектоидной стали) - линия GS. Температуры закалки и отжига обычно на 20°- 40˚ выше точки Аc1 для доэвтектоидной и на 30-70° выше Ас3 для заэвтэктоидной углеродистой стали. Диаграмма характеризует состоянии чистых железоуглеродистых сплавов, промышленные сплавы содержат, кроме того, марганец, серу и фосфор (а также хром, никель и др.). В углеродистых сталях влияние этих примесей на положение критических точек незначительно и это позволяет определить положение критических точек по диаграмме. При увеличении содержания марганца и кремния, при введении других легирующих элементов положение критических точек меняется, и определение их по диаграмме становится невозможным. Вследствие отсутствия многокомпонентных систем для назначения режимов термообработки необходимо экспериментальное определение критических точек.

При назначении решила термический обработки легированных сталей особое внимание следует уделить влиянию углерода и легирующих элементов на превращения при нагреве и охлаждении, рассмотреть структуру и свойства закалённой стали. Закалка не является окончательной операцией термической обработки. Чтобы уменьшить хрупкость и напряжения, вызванные закалкой, и получить требуемые механические свойства, сталь после закалки подвергают отпуску.

при           Рис.7 Схема закалки легированной стали (а) и термокинетическая диаграмма (б), на которой указана скорость охлаждения при закалке

  Выбор температуры закалки. Доэвтектоидные стали нагревают до температуры на 30—50°С выше точки Ас1 (рис. 2, а). В этом случае сталь с исходной структурой перлит + феррит при нагреве приобретает аустенитную структуру, которая при последующем охлаждении со скоростью выше критической превращается в мартенсит.

 Закалку доэвтектоидных конструкционных сталей от температур, соответствующих межкритическому интервалу (Ас1 – Ас3) до недавнего времени не применяли. Вообще говоря, при всех температурах нагрева в межкритическому интервале температур вследствие получения после закалки структуры мартенсита и сохранившегося при нагреве феррита, твердость и другие механические    свойства стали оказываются более низкими по сравнению с закалкой от температур выше Ас3. Однако в последнее время установлено, что при нагреве в межкритическом интервале происходит: рафинирование феррита по примесям (они уходят в аустенит), что делает феррит пластичным; получение двухфазной структуры низкоуглеродистой стали после закалки из межкритического интервала, состоящей из рафинированного феррита и островков мартенсита в тройных стыках зерен, что предопределяет низкие значения предела текучести при высоких значениях временного сопротивления. Низкое отношение σт/σв выгодно для глубокой штамповки листовых малоуглеродистых сталей, что предопределило использование двухфазных сталей после закалки из межкритического интервала в автомобильной промышленности (детали корпуса автомобиля).

Для многих легированных сталей температура нагрева под закалку значительно превышает критические точки, что определяется малой скоростью и степенью растворения специальных карбидов в аустените для получения нужной степени его легированности. Это повышение температуры во многих случаях не ведет к заметному росту зерна, так как нерастворенные частицы карбидов тормозят рост зерна аустенита.

Условия аустенитизации и соответственно состояние аустенита оказывают большое влияние на кинетику фазовых превращений при последующем охлаждении и конечные свойства образующихся при этом структур стали.

Пониженная температура аустенитизации или недостаточная выдержка при этой температуре стали, легированной карбидообразующими элементами, приводит к образованию малоуглеродистого и низколегированного и поэтому малоустойчивого при охлаждении аустенита. Кроме того, ускоренному распаду аустенита при охлаждении способствуют нерастворенные карбиды, оказывающие зародышевое влияние, повышается критическая скорость закалки и уменьшается прокаливаемость стали. Вследствие указанных изменений повышаются температуры мартенситных точек Мн и Мк и снижается твердость мартенсита — уменьшается закаливаемость стали из-за того, что значительное количество углерода находится не в аустените, а в нерастворившихся карбидах. В инструментальных (быстрорежущих) сталях после такой аустенитизации ухудшается теплостойкость (красностойкость) инструмента, а в конструкционных сталях образующийся после такой закалки и высокого отпуска низколегированный или неоднородно легированный феррит в сочетании с укрупненными частицами карбидов определяет понижение механических свойств.

Рис.8 Диаграмма состояния Fe – Fe3C

а – диаграмма состояния с указанием температур закалки доэвтектоидной и заэвтектоидной стали; б – зависимость стали после закалки от содержания углерода [1 – сталь со структурой мартенсита; 2 – заэвтектоидная сталь, закалённая с температуры Ас1+(20 - 30˚С);3 - заэвтектоидная сталь, закалённая с температуры Аcm+(20 - 30˚С) ]; в – зависимость количества остаточного аустенита от содержания углерода в стали.

Повышение температуры нагрева под закалку (или увеличение длительности нагрева) приводит к растворению карбидов, укрупнению зерна и гомогенизации аустенита. Это способствует повышению устойчивости переохлажденного аустенита, особенно в районе температур перлитного превращения, и уменьшению критической скорости закалки и увеличению прокаливаемости стали. Однако чрезмерное повышение температуры нагрева для закалки увеличивает количество остаточного аустенита (рис. 2, в), что снижает твердость стали (рис. 2, б), приводит к сильному росту зерна и увеличению деформации обрабатываемых изделий.

Продолжительность нагрева при аустенизации стали. Продолжительность    нагрева должна обеспечить прогрев изделия по сечению и завершение фазовых превращений, но не должна быть слишком большой, чтобы не вызвать роста зерна и обезуглероживание поверхностных слоев стали.

Нагрев	Продолжительность нагрева, с, на 1 мм сечения или толщины изделия
	круглое	квадратное	прямоугольное
В электропечи	40 – 50	50 – 60	60 – 75
В пламенной печи	35 – 40	45 – 50	55 – 60
В соляной ванне	12 – 15	15 – 18	18 – 22
В свинцовой ванне	6 – 8	8 – 10	10 – 22

Таблица 1. Ориентировочная продолжительность нагрева изделий в различных печах для закалки от 800 - 850˚С

Общая  продолжительность нагрева τобщ =τс. п + τи. в, где τс. п. -  продолжительность сквозного прогрева до заданной (конечной) температуры, обусловлена формой и размером изделий, их расположением, типом печи, составом и свойствами стали и т. д.; τи. в —продолжительность изотермической выдержки при данной температуре, которая не зависит от формы и размера изделия и определяется только составом и исходным состоянием стали.

В настоящее время разработаны инженерные методы расчета Основных тепловых параметров — продолжительности нагрева, скорости нагрева, перепада температуры по толщине металла и т. д. Для ориентировочного определения общей продолжительности нагрева τобщ можно пользоваться данными, приведенными в табл. 1.

Величина τи. в должна быть минимальной, но должна обеспечить завершение фазовых превращений в стали и получение необходимой концентрации углерода и легирующих элементов в аустените.

Продолжительность изотермической выдержки при заданной температуре для деталей машин часто принимают равной 15 —25 % от продолжительности сквозного прогрева.

Выдержка в электропечи при температуре закалки 750—900 °С для инструмента из углеродистой стали (0,7—1,3 % С) рекомендуется 50—80 с на 1 мм наименьшего сечения, а из легированной стали 70—90 с; при нагреве в соляной ванне, соответственно, 20— 25 с для углеродистой стали и 25—30 с — для легированной стали.

Фасонный инструмент и детали машин сложной формы при нагреве под закалку для уменьшения деформации рекомендуется предварительно подогревать в печи при 400—600 °С.

Закаливаемость и прокаливаемость стали. Под закаливаемостью понимают   способность    стали повышать твердость в результате  закалки. Закаливаемость стали определяется в первую очередь содержанием в стали углерода. Чем больше в мартенсите углерода, тем выше его твердость. Легирующие элементы оказывают относительно небольшое влияние на закаливаемость (рис. 2, б).

Под  прокаливаемостью понимают способность стали получать закаленный слой с мартенситной  или троосто-мартенситной и высокой   твердостью, структурой простирающейся на ту или иную определяется глубину. Прокаливаемость определяется критической скоростью охлаждения, зависящей от состава стали. Если действительная скорость охлаждения в сердцевине изделия будет превышать критическую скорость закалки Vv. (рис. 3, III — V’”к), то сталь получит мартенситную структуру по всему сечению и тем самым будет иметь сквозную прокаливаемость.

Если действительная скорость охлаждения в сердцевине будет меньше Vv. (рис. 129, uk и uk'), то изделие прокалится только на некоторую глубину а', а" и прокаливаемость будет неполной. В этом случае в сердцевине произойдет распад аустенита с образованием пластинчатой.феррито-карбидной структуры (троостита, сорбита или перлита).

За глубину закаленного слоя   условно   принимают расстояние от поверхности до полумартенситной зоны (50 % мартенсита+50% троостита). Диаметр заготовки, в центре которой после закалки в данной охлаждающей среде образуется полумартенситная структура, называют критическим диаметром dк. Величина критического диаметра определяет размер сечения изделия,  прокаливающегося  насквозь, т. е. получающего высокую твердость, а после отпуска — и высокие механические свойства по всему сечению. Полумартенситная структура во многих случаях не обеспечивает максимума механических свойств. Так, предел усталости стали с полумартенситной структурой после высокого отпуска (HRC35) на 15—20 % ниже, чем у стали со структурой, состоящей из 90—95 % мартенсита. Поэтому часто прокаливаемость определяют по глубине закаленного слоя со структурой 95 % мартенсита. Критический диаметр для 95 % мартенсита примерно на 25 % меньше критического диаметра, определенного по полумартенситной зоне. Полная прокаливаемость на структур из 99,9 % мартенсита составляет ~50 % от полумартенситной.

Прокаливаемость тем выше, чем меньше критическая скорость закалки, т. е. чем выше устойчивость переохлажденного аустенита. Поэтому все факторы, уменьшающие величину критической скорости закалки (повышающие устойчивость переохлажденного аустенита), увеличивают прокаливаемость.

Легированные стали вследствие более высокой устойчивости переохлажденного аустенита и соответственно меньшей критической скорости охлаждения (рис. 129, V'к и V'" к) прокаливаются на значительно большую глубину, чем углеродистые. Сильно повышают прокаливаемость марганец, хром, молибден и малые присадки бора (0,003—0,005 %).  Прокаливаемость особенно возрастает при одновременном введении в сталь нескольких легирующих элементов. Кобальт, повышая критическую скорость закалки, уменьшает прокаливаемость стали.

Устойчивость переохлажденного аустенита повышается, а критическая скорость закалки уменьшается только при том условии, если легирующие элементы растворены в аустените. В случае если они не растворены в аустените и находятся в виде избыточных частиц (карбидов, карбонитридов, нитридов, и тому подобных фаз), то они не повышают устойчивость аустенита, а могут ее и

Рис. 9 Зависимость  прокаливаемости стали от величины критической скорости закалки Vк: a’ и a” – глубина закалённого слоя; V’к — критическая скорость охлаждения для углеродистой стали; V”к — то же для низколегированной и V’”к — для высоколегированной стали; / — углеродистая сталь; // - низколегированная;   '/// — высоколегированная; Ф+К — пластинчатая   феррито-карбидная структура (троостит. сорбит или перлит).

уменьшить, так как карбиды служат готовыми зародышами, облегчающими распад аустенита. Карбиды (карбонитриды) титана, ниобия и ванадия при нормально принятом нагреве под закалку обычно не растворяются в аустените и понижают прокаливаемость. Сильно влияет на прокаливаемость величина зерна аустенита. В углеродистой стали при укрупнении зерна от балла 8 до 1—2 глубина закаленного слоя возрастает в 2— 3 раза. Поэтому

Рис.10. Твердость по сечению закаленной стали разного состава:

а — 0,4 % С; 6 - 0,4 % С; 0.085 % Mn и 1.0 % Cr; в - 0,4 % С; 3,5 % Ni и 1,5 % Cr (Нпм.з - твердость полумартенситной зоны).

При сквозной закалке свойства стали и, в частности, твердость по всему сечению изделия одинаковы. При несквозной закалке изменение структуры стали по сечению способствует соответствующим изменениям свойств. Распределение твердости по сечению закаленных цилиндров из разных сталей показано на рис. 4. При несквозной прокаливаемости твердость падает от поверхности к сердцевине. При несквозной прокаливаемости   отпуск при высокой температуре уменьшает различие в твердости и временном сопротивлении по сечению. Однако предел текучести, ударная вязкость и относительное сужение в сердцевине образца остаются более низкими. Это объясняется разным характером строения ферритокарбидной  структуры. В закаленном слое в результате отпуска мартенсита образуется более дисперсная феррито-карбидная структура зернистого строения, а в сердцевине она более грубая и имеет пластинчатое строение.

На рис. 5 приведена схема, иллюстрирующая влияние степени прокаливаемости на работу развития трещины улучшенной стали и количество волокнистой составляющей в изломе (В) в зависимости от температуры в интервале охрупчивания. Чем ниже степень прокаливаемости, тем при более высоких температурах начинается охрупчивание и тем ниже ат. Температура t100 м соответствует минимальной температуре, при которой сохраняется полностью волокнистое строение изломов высокоотпущенной стали после сквозной закалки (95 % мартенсита). При неполной прокаливаемости при t100 м в  изломе обнаруживаются кристаллические участки. При малой степени прокаливаемости при этой температуре излом полностью кристаллический и ат (ар) имеет низкое значение. Следует отметить, что различие в твердости в этом случае невелико.

Прокаливаемость стали в небольших сечениях (диаметром до 15—25 мм) можно практически определить по виду излома закаленных образцов или по распределению твердости по сечению (см. рис. 4). Для этого образец ломают или разрезают и по диаметру сечения определяют твердость.

Рис.11. Влияние степени прокаливаемости стали на температурные удельной работы развития трещины ат и количество волокнистой составляющей в изломе В:

1 – сталь со сквозной прокаливаемостью после высокого отпуска; 2-4 – стали после высокого отпуска с различной степенью прокаливаемости (в порядке её уменьшения).

Прокаливаемость стали по стандарту определяют методом торцовой закалки. Цилиндрический образец определенной формы и размеров (диаметр = 25 мм, длина = 100 м) (рис. 6, б), нагретый до заданной температуры, охлаждают водой с торца на специальной установке. После охлаждения измеряют твердость по длине (высоте) образца. Так как скорость охлаждения убывает по мере увеличения расстояния от торца, то будет уменьшаться и твердость (рис. 6, а).

Рис.12 Определение прокаливаемости по торцовой пробе:

а – изменение твёрдости по длине образца для низколегированной (1) и высоколегированной (2) стали; б – схема торцовой закалки образца; Нпм. З – твёрдость полумартенситной зоны.
   Результаты испытаний выражают графически в координатах твердость — расстояние от охлаждаемого торца. Определив расстояние от торца до твердости (рис. 7), отвечающей заданной структуре (50, 95 или 99,9% мартенсита), можно по номограмме найти критический диаметр. Чтобы характеристика прокаливаемости стали не была связана с видом охладителя, при использовании номограмм вводят понятие об идеальном критическом диаметре, который является наибольшим диаметром образца, прокаливаемого насквозь, при идеальном охлаждении (Н = ∞). Поверхность образца в идеальном охладителе должна мгновенно принимать его температуру, т. е. охлаждение следует проводить с бесконечно большой скоростью. От идеального критического диаметра можно перейти к реальному критическому диаметру, используя специальную номограмму 1. На рис. 8, а приведена схема такой номограммы. В правом верхнем углу номограммы помещены две шкалы—для получения в сердцевине 99,9 % мартенсита или структуры состоящей из 50 % мартенсита и 50 % троостита. Однако в обоих случаях используются полученные на торцовой пробе расстояния до полумартенситной зоны (l1, l2 на рис. 6). В случае полной прокаливаемости на мартенсит (99,9 %) на верхней шкале определяют точку О, соответствующую расстоянию от торца до полумартенситной зоны. Из этой точки опускают вертикаль до линии идеального охлаждения (Н = ∞), откуда проводится горизонталь до линии охлаждения в воде (точка b) или другого охладителя (масло, воздух). Опуская

Рис.13 Твёрдость стали с различным содержанием

   

в структуре мартенсита (цифры у кривых)

вертикаль из точки b на шкалу dk (или а) для тел разной формы находят искомый размер критического диаметра (точка с), при котором данная сталь, закаленная в воде, будет иметь в сердцевине структуру мартенсит.

                                                                                 

Рис.14. Номограмма (а) и диаграмма (б) для определения критического диаметра прокаливаемости.

.Рис.15. Полосы прокаливаемости для различных сталей (Нпм. З  - твёрдость полумартенситной зоны).

Аналогично определяют критический диаметр с получением в сердцевине полумартенситной структуры; в этом случае используют нижнюю шкалу (точка О').

На практике с достаточной точностью критический диаметр может быть определен по графику, представленному на рис. 8, б. Для этого на оси абсцисс откладывают расстояние от охлаждаемого торца до твердости полумартенситной структуры (или 95 или 99,9 % мартенсита) и восстанавливают  перпендикуляр до пересечения с кривой закалки в масле или воде. Горизонталь, проведенная от этой точки до величину dк. Чем выше циркуляция охлаждающей среды (Н), тем больше прокаливаемость. Прокаливаемость даже одной и той же стали может колебаться в значительных пределах в зависимости от изменений химического состава, величины зерна, размера и формы изделия и многих других факторов. Поэтому прокаливаемость стали характеризуют не кривой, а так называемой полосой прокаливаемости, которая не всегда отражает действительную прокаливаемость стали в изделии. Полосы прокаливаемости для углеродистой и легированной сталей, содержащих 0,4 % С, наглядно показывающие влияние легирующих элементов, приведены на рис. 9.

Внутренние напряжения в закаленной стали. Внутренние напряжения при закалке стали возникают вследствие неравномерного охлаждения поверхности и сердцевины изделия (эти напряжения называют тепловыми), увеличения объема и неоднородности протекания мартенситного превращения по объему изделия. Напряжения, вызываемые этим превращением, называют структурными (или  фазовыми).

Неодинаковое распределение температур по сечению изделия при быстром охлаждении сопровождается и неравномерным изменением объема. Поверхностные слои сжимаются быстрее, чем внутренние. Однако сжатию поверхностных слоев препятствуют внутренние слои. Это приводит к тому, что в поверхностных слоях образуются временные растягивающие, а во внутренних слоях сжимающие напряжения.

После того как поверхность охладителя и изменение объема прекратится, сердцевина еще будет испытывать тепловое сжатие. Вследствие этого напряжения начнут уменьшаться и в некоторый момент произойдет изменение знака напряжений на поверхности и в сердцевине. После окончательного охлаждения на поверхности получаются остаточные напряжения сжатия, а в сердцевине — растяжения (рис. 10, а). Появление остаточных напряжений является результатом того, что временные напряжения вызывают не только упругую, но также в той или иной степени неодновременную и неодинаковую пластическую деформацию слоев по сечению.

Рассмотрим теперь условия образования структурных напряжений при полной прокаливаемости. При этом тепловые напряжения условно учитываться не будут. По достижении при закалке температур ниже точки My мартенсит в первую очередь образуется на поверхности, где точка Мд будет достигнута раньше, чем в сердцевине. Так как превращение аустенит -*- мартенсит сопровождается увеличением объема, то это приводит к образованию на поверхности временных сжимающих напряжений, а во внутренних слоях — растягивающих. По мере развития превращения знак напряжений на поверхности и в сердцевине меняется.

Структурные напряжения относительно тепловых изменяются в обратном порядке. В результате мартенситного превращения на поверхности образуются остаточные напряжения растяжения, а в сердцевине — сжатия (рис. 10, б). Эти остаточные напряжения так же, как и тепловые, возникают в результате появления под действием временных напряжений не только упругой, но и неодинаковой по сечению остаточной деформации.

При закалке стали одновременно возникают как тепловые, так и структурные напряжения, которые суммируются (рис. 10, в). В данной схеме тепловые напряжения превышают структурные, поэтому на поверхности образовались сжимающие напряжения. Однако в зависимости от соотношения между тепловыми и структурными напряжениями могут получиться различные ё слоях напряжения могут иметь разный знак и различную величину. Во многих случаях величина фазовых напряжений больше, чем тепловых.

Остаточные напряжения, полученные после закалки, не характеризуют напряжения, возникающие при охлаждении (нагреве) стали. Остаточные напряжения всегда меньше временных напряжений, образовавшихся в процессе охлаждения.

Если величина напряжений превышает сопротивление отрыву и металл мало пластичен, то напряжения не могут быть уменьшены пластической деформацией. В такой ситуации образуются трещины. Наиболее опасны при этом растягивающие напряжения на поверхности, которые, способствуя образованию трещин, снижают предел выносливости стали.

Растягивающие напряжения возникают в основном вследствие структурных напряжений, которые стараются уменьшить. Структурные напряжения тем больше: чем выше температура закалки и скорость охлаждения в интервале температур Мн и Мк. Для снижения структурных напряжений скорость охлаждения ниже Ми нужно замедлять и избегать перегрева стали.

Рис.17. Эпюры остаточных напряжений:

а – тепловых; б – структурных; в – суммарных.
Фрагмент диаграммы состояния Fe – C для сталей.

К элементам первой группы относятся никель и марганец. В результате этого на диаграмме состояния железа – легирующий элемент наблюдается расширении области γ-фазы и сужение области существования α-фазы. Сплавы, имеющие концентрацию легирующего элемента больше указанной, не испытывают фазовых превращений α↔γ и при всех температурах представляют твердый раствор легирующего элемента в γ-железе. Такие сплавы называют аустенитными. Сплавы частично претерпевающие α↔γ называют полуаустенитом.

Сталь 110Г13Л содержит 13% марганца. На диаграмме состояния 13% марганца находиться α+γ следовательно сталь 110Г13Л относиться к полуаустенитом.

Для деталей, работающих на износ в условиях абразивного трения и высоких давлений и ударов (например, для траков некоторых гусеничных машин, щек дробилок, черпаков землечерпательных машин, крестовин железнодорожных и трамвайных путей и т.д.), применяют высокомарганцевую литую аустенитную сталь 110Г13Л, содержащую 0,9-1,3% С и 11,5-14,5%.Mn. Структура этой стали после литья состоит из аустенита и избыточных карбидов (Fe, Мn)3С, выделяющихся по границам, зерен, что снижает прочность и вязкость стали. В связи с этим литые изделия закаливают с нагревом до 1100°С и охлаждением в воде. Она обладает следующими механическими свойствами: σB= 80 - 90кrc/мм2, σo,2 = 31 - 35кгc/мм2,5 = 25 - 15%;\|/ = 30 - 20%, НВ 180—220. Сталь с аустенитной структурой характеризуется низким пределом текучести, составляющим примерно одну треть от предела прочности и сильно упрочняется под действием холодной деформации. . По этой причине сталь 110Г13Л плохо обрабатывается резанием. Если же во время работы сталь испытывает только абразивный износ и отсутствуют значительные давления, вызывающие наклеп, то повышения износостойкости не наблюдается. Для изделий, подвергающихся износу 'в результате действия потока жидкости или газа, рекомендована сталь ЗОХ10Г10, обладающая высокой кавитационно стойкостью.

Из стали 110Г13Л – отливки, износостойкость в условиях ударных и высоких статических нагрузок (сердечники стрелочных переводов и крестовин железнодорожных путей, детали экскаваторов дробилок, траки и др.)

Из других сталей – отливки с высокой с высокой коррозионной стойкостью для различной арматуры химической промышленности, коллекторов выхлопных систем, печной арматуры, работающих в среде агрессивных газов, и т.д.

Жаропрочные (до 800-900˚С), отливки для газовых турбин, турбокомпрессоров установок нефтехимической промышленности, газопроводов и др.

Инструментальные стали применяют для изготовления как инструментов (режущих, штамповых и измерительных), так и для некоторых деталей машин, от которых требуется высокие твердость и износостойкость и которые применяют при не больших или умеренных    динамических нагрузках (в частности, для шарика – и роликоподшипников).

15

1. на тему- Сприйняття ціни споживачем Виконала- студентка 4 курсу групи УМ02 Демиденко
2. Задание 1. Вопросы Часть I
3. Пресс Тамара Натановна
4. Политическая жизнь общества Персонификация власти и политический режим
5. Курсовая работа- Доверенность
6. Реферат- Правила работы на компьютере
7. радио письмом.Я желаю Вам здоровьяИ эфирного раздольяБезконечного коннектаДо любого континента П
8. ТЕМАТИКИ ВОЛКОВА Оксана Юріївна УДК 517
9. Курсовая работа- Поставка рогов и копыт- бизнес-план
10.  Социализация личности
11. Тема 1. ldquo;Організація та інформаційне забезпечення економічного аналізуrdquo; За змістом показники
12. научнометодическим центром по непрерывному медицинскому и фармацевтическому образованию МЗ РФ 1993 ~ перече
13. Расчеты водозаборных сооружений на месторождениях в пластовых системах краевой зоны артезианских бассейнов
14. вариант. Соответственно собираетесь со своими друзьями и придумываете крутоесмешное название клана после ч
15. ПЕТЕРБУРГСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ УНИВЕРСИТЕТ Факультет географии и геоэкологии Срав
16. Тема 1. Введение. Географическая оболочка и ее составные части; вещественный состав границы и основные
17. Особенности построения конфликта в сценарии досугового массового мероприятия
18. Лекция 13. Решение вопроса о хлебопоклоннической ереси в России в XVII столетии
19.  Весеннее наступление союзников
20. Как заставить продавать даже сайт визитку как привлечь действительно много клиентов в бизнес с помощью ин

Материалы собраны группой SamZan и находятся в свободном доступе