Деформация моно- и поликристалла

Оно написано на базе современных представлений о дислокационной структуре металлов. В нем рассматриваются структурные несовершенства кристаллов, механизмы пластической деформации, особенности пластической деформации моно- и поликристаллов, изменение структуры и свойств, вызываемые деформацией и последующим нагревом, динамическая рекристаллизация и др. Анализируются технологические свойства металлов и сплавов, такие как сопротивление деформации (напряжение течения) и пластичность — особо важная характеристика, поскольку обработка давлением допустима только до тех пор, пока пластичность материала исчерпана не до конца. [c.4]

Для сплавов с о. ц. к. решеткой в случае двойникования по плоскости 112 величина е максимальна при а=р = 54,7° и равна 41,4%. Итак, минимально возможный вклад двойникования в процесс пластического деформирования может быть достаточно высоким. Реальный вклад двойникования в процесс деформаций будет рассмотрен при анализе деформации моно- и поликристаллов (гл. IV и V). [c.148]

Перечисленные выше явления, несмотря на их важность и весьма высокую, а иногда и основную долю, вносимую в общую деформацию моно- и поликристалла, не относятся к собственно механизмам диффузионной пластичности. [c.153]

Приведенный анализ деформационного упрочнения благоприятно ориентированного г. ц. к. монокристалла и изложенные в гл. III сведения о пластической деформации моно- и поликристаллов с разными решетками и ориентировкой позволят нам теперь без труда разобраться в любых кривых упрочнения. [c.120]

В работе [10] приведен формализм, свободный от недостатков работ [26—29] и позволяющий описать деформации моно- и поликристалла, а также среды с фазовым превращением. Поля дефектов (механические поля), возникающие при пластической деформации монокристалла, введены путем обобщения классической теории упругости, как и континуальная теория дефектов. Однако в отличие от послед- [c.43]

Исследование закономерностей эволюции дефектной структуры при пластической деформации моно- и поликристаллов, а также влияния структурных изменений на механические свойства остается в центре внимания специалистов. В настоящее время хорошо изучены природа элементарных актов пластической деформации, параметры размножения, подвижность индивидуальных носителей, пластичности (точечных дефектов, дислокаций), их взаимодействия — как теоретически, так и экспериментально [1—7 и дрХ [c.196]

В работе [5] приводится формализм, свободный от недостатков работ [14—17], позволяющий провести описание деформации моно-и поликристалла, а также среды с фазовым превращением. Поля дефектов (механические поля), возникающие при пластической деформации монокристалла, вводятся обобщением классической теории упругости, как и континуальная теория дефектов. Но в отличие от последней, где используются интуитивные геометрические представления, в [5] применен строго обоснованный Лагранжев формализм. Исходным является лагранжиан, вариация которого приводит к волновым уравнениям классической теории упругости. [c.10]

У р у с о в с к а я А. А. Образование областей с переориентированной решеткой при деформации моно- и поликристаллов.— В сб. Некоторые-вопросы физики пластичности кристаллов . М., Изд-во АН СССР, 1960. [c.318]

В однофазных о. ц. к. и г. ц. к. поликристаллах скольжение в смежном кристаллите происходит относительно легко, так как из-за большого числа систем скольжения в соседних кристаллитах всегда найдется благоприятная ориентировка для скольжения. Барьерное упрочнение в таких металлах не будет эффективным вплоть до высоких напряжений. В указанном случае различие в упрочнении и пластичности моно- и поликристаллов будет не столь резким. Барьерное упрочнение важно для металлов с гексагональной решеткой, деформируемых при комнатной температуре. В этих условиях есть только одна плоскость легкого скольжения, и лишь немногие зерна ориентированы благоприятно по отношению к приложенному напряжению. Поэтому гексагональные монокристаллы, ориентированные для базисного скольжения, медленно наклепываются вплоть до значительных деформаций, а поликристаллические образцы (рис. 137) упрочняются гораздо быстрее. Пластичность поликристалла значительно меньше пластичности монокристалла. С повышением температуры возможно скольжение в плоскостях, кроме базисной (см. гл. III и IV), при этом поликристаллические образцы проявляют большую пластичность и меньшую склонность к наклепу. [c.226]

Эффект Баушингера наблюдается в моно- и поликристаллах, причем величина деформации Баушингера eg в монокристаллах больше, чем в поликристаллах. Поэтому эффект Баушингера не может быть объяснен влиянием остаточных напряжений, остающихся в металле после снятия напряжений, хотя, несомненно, этот эффект играет определенную роль и в поликристаллах. Однако объяснение этого эффекта только одной этой причиной не является правомерным, поскольку деформация Баушингера может в несколько раз превосходить деформацию начала пластического течения. [c.234]

В отличие от монокристаллов уже на ранних стадиях деформации поликристаллов границы зерен препятствуют движению дислокаций, что приводит к первичному параболическому упрочнению вместо стадии легкого скольжения. Линейные участки кривых на второй стадии упрочнения для моно- и поликристаллов, согласно [5, 252], практически параллельны, третьи стадии параболического упрочнения также во многом схожи. Причем характерное для ГЦК-монокристаллов влияние температуры и величины энергии дефекта упаковки на наличие [c.117]

В зависимости от типа реактора вопрос радиационного роста может иметь, в общем, неодинаковую технологическую ценность. Изменение размеров урана, циркония, графита вследствие радиационного роста наблюдается в интервале температур примерно до 300—400° С, поэтому проблема роста наиболее важна для реакторов, охлаждаемых водой, и для некоторых типов газовых реакторов. Ранее предполагалось, что основная причина радиационного роста заключается в анизотропии кристаллографической структуры урана, циркония, графита. Однако в последнее время получены данные о том, что эффект анизотропного изменения размеров в результате облучения проявляется также в металлах с ГЦК- и ОЦК-структурами, предварительно подвергнутых пластической деформации [П. Эти результаты свидетельствуют о том, что радиационный рост не является свойством, присущим исключительно кристаллам с анизотропной структурой. Таким образом, область проявления эффекта радиационного роста может затрагивать довольно широкий круг материалов, в связи с чем исследования этого явления занимают важное место в рамках комплексной проблемы радиационной стойкости реакторных материалов. Наиболее исследованным в настоящее время является радиационный рост моно- и поликристаллов а-урана при облучении нейтронами, вызывающими деление ядер Радиационный рост урана и связанные с ним [c.185]

Если найти закон распределения вероятностей значений микронапряжений или микродеформаций, то по известным величинам постоянных упругости монокристалла Сци или Зцы можно, согласно выражениям (12.23) и (12.24), вычислить постоянные упругости поликристалла. Однако определение в общем случае распределения напряжений и деформаций по зернам поликристалла— задача весьма сложная (из-за неопределенности усилий и перемещений на границе отдельного зерна), которая до настоящего времени не решена. Поэтому предложенные решения задачи о нахождении связи постоянных упругости моно- и поликристаллов опираются на ряд упрощающих предположений относительно упругого взаимодействия зерен. В. Фойгт [30] предположил, что все зерна поликристалла деформируются одинаково при этом согласно выражению (12.23) в лабораторной системе координат [c.388]

Возникающие при взаимодействии зерен изгибающие моменты (г. п.-металлы) снимаются полосами сброса и трещинами у границ. Для сопротивления кривых упрочнения моно- и поликристаллов нормальное напряжение а необходимо перевести в скалывающее т, действующее в наиболее благоприятно ориентированной системе скольжения, а удлинение е — в сдвиговую деформацию е, которая параллельна плоскости скольжения и более чем вдвое превышает удлинение при растяжении. [c.218]

Основными параметрами кривой напряжения поликристаллов (рис. 142 и 150) являются условный предел текучести (а или т ), участок параболического упрочнения (е,,) и коэффициент упрочнения, который иногда представляется в виде двух значений 02 и 0з им отвечают два значения условного предела текучести и Тт. При этом можно указать еще степень деформации 85, отвечающую пределу текучести поликристалла Величина Од близка к 0,11 монокристалла, но в несколько раз больше, чем 01 (рис. 150), хотя в ряде случаев значения т , как и Тц у моно-и поликристаллов почти совпадают. Значение также близко к значению т,п монокристалла. [c.218]

В высоком вакууме изменяются механические свойства металлов. В основном наблюдается увеличение пластичности. При растяжении моно- и поликристаллов алюминия в вакууме 1,33 МПа удлинение до разрушения возрастает на 40%, при этом предел прочности заметно снижается. Отмечалось влияние вакуума на механические свойства магния, молибдена. Наблюдаемый эффект объясняется тем, что окисная пленка служит барьером для выхода дислокаций. Дислокации концентрируются в приповерхностном слое, благодаря чему имеет место упрочнение материала. Если же степень вакуума достаточно высока, так что окисная пленка на чистых поверхностях не образуется, выход дислокаций облегчается и пластичность увеличивается. Пластические свойства изменяются также благодаря удалению газовых примесей в поверхностных слоях металла при деформации. Типичные режимы термической обработки в вакууме приведены в табл. 2. [c.216]

На рис. 11 приведены результаты для моно- и поликристал-лических образцов из высокочистого алюминия. Наиболее интересной особенностью этих кривых является то, что для поли-кристаллического материала объем активации меняется в тех же пределах и близок к средним значениям данных, полученных для монокристаллов. Это показывает, что один и тот же механизм контролирует деформации в монокристаллах и поликристаллах и распределение активационных барьеров в обоих случаях в основном одинаково. [c.123]

В реальном теле этот процесс начинается с изменений на микроскопическом или субмикроскопическом уровне. В телах разных типов эти изменения могут иметь разный характер. Так, в металлах изменения микроструктуры, влекущие разрушение, тесно связаны с изменениями в процессе пластической деформации. Дело в том, что для металлического моно- или поликристалла, полученного медленным охлаждением из расплава, характерна малая величина сопротивления необратимому сдвигу по сравнению с сопротивлением отрыву по любой площадке. Поэтому в полном смысле хрупкое разрушение такого тела возможно только при всестороннем равномерном растяжении, т. е. таком напряженном состоянии, когда по любой площадке нет касательных напряжений, а нормальные напряжения суть напряжения растягивающие. В других случаях разрушению предшествует заметная пластическая деформация, т. е. необратимые взаимные сдвиги слоев материала. В ходе этих сдвигов микроскопические дефекты кристаллической структуры группируются так, что сами сдвиги все более и более затрудняются, так что, ло крайней мере в некоторых микрообъемах, сопротивление [c.135]

Физический смысл предела пропорциональности любого материала настолько очевиден, что не требует специального обсуждения. Действительно, ащ для моно-й. поликристалла, гомогенного металла и гетерофазного сплава — это всегда максимальное напряжение, до которого при растяжении со(блюдается закон Гука и макропластическая деформация не наблюдается. Следует, однако, помнить, что до достижения Опц в отдельных зернах поликристаллического образца (при их благоприятной ориентировке, наличии концентраторов напряжений) может начаться пластическая деформация, которая, однако, не приведет к удлинению всего образца, пока деформацией не окажется охваченным большинство зерен. Самым начальным стадиям этого макро-удлинения образца соответствует предел упругости. Для благоприятно ориентированного монокристалла он должен быть близок к критическому скалывающему напряжению, конечно, после перевода касательного напряжения в эквивалентное ему нормальное по формуле (43). Естественно, что при разных кристаллографических ориентировках монокристалла предел упругости будет различен. У достаточно мелкозернистого поликристалла в отсутствие текстуры предел упругости изотропен — одинаков во всех направлениях. [c.142]

На рис. 4.203 сравниваются графики зависимостей от Е для типичных результатов, полученных при простом растяжении, простом кручении, при простом нагружении в случае совместного растяжения и кручения с отношением ст/5=0,57, при непростом нагружении (сначала — растяжение, затем, сохраняя уровень последнего, наложение на него кручения и, наоборот, сначала кручение, а затем при сохранении его уровня наложение на него растяжения). На рис. 4.204 показаны данные, относящиеся к зависимости Г от и полученные в ряде опытов с указанными видами нагружения, к которым я добавил усредненные данные моих опытов при сжатии, чтобы показать еще раз, что когда напряжения и деформации определены для недеформированного тела, функция отклика для конечных деформаций, определенная как для моно -кристалла, так и для поликристалла, оказывается полностью одинаковой при нагружении при любом сочетании двух компонентов напряжений, имеющем место в опытах Р — М (на растяжение — кручение). Приведенные выше данные Дэвиса показывали, что [c.304]

Урусовская А. А. Образование областей с переориентированной решеткой при деформации моно- и поликристаллов Ц Там же. [c.241]

Зависимость электросопротивления от плотности и подвижности дйслокаций еще мало изучена. По Бюргер-су значительный прирост электросопротивления моно- и -поликристаллов дают расширенные дислокации. Возра- стание электросопротивления объясняется образованием вакансий, дислоцированных атомов и дислокаций. Прирост электросопротивления за счет влияния первых двух типов дефектов пропорционален величине (где g — относительная деформация), а за счет влияния дислокаций пропорционален [c.128]

В работе устанавливается связь между неоднородными пластическими деформациями отдельных элементов объема с интенсивностью составляющих профи гя рентгеновских интерференций в изотропном приближении. На основе предположения выполнения условий Крорюра развиваются математические связи между гетерогенной циклической деформацией и распределением интенсивности рентгеновских рефлексов моно- и поликристаллов. [c.424]

При малых пластических деформациях упрочнение, происходящее в поликристалле за счет границ между зернами и разориенти-ровки, значительно выше, чем у монокристалла. При больших же пластических деформациях эта разница в упрочнениях моно и поликристалла уменьшается. [c.256]

Одним из первых исследователей, заметивших влияние поверхности на механические свойства, был Роскоу. Еще в 1934 г. он обнаружил, что критическое значение проекции касательного напряжения на направление скольжения для монокристалла кадмия уменьшается в 2 раза при удалении оксидной пленки с поверхности кристалла. В дальнейшем были проведены многочисленные исследования, в которых изучалось влияние оксидных пленок, керамических и металлических покрытий на напряжение сдвига [118—121], напряжение двойникования [122, 123], форму диаграммы напряжений [119, 121], микроскопические характеристики деформации [121, 122], хрупкое разрушение [124], внутреннее трение [125] и эффекты аномального восстановления деформации [126]. Очень небольшое число работ было посвящено изучению роли поверхности в процессах усталости и ползучести различных моно- и поликристаллов [127, 128]. [c.27]

Если считать, что радиационный рост поликристаллов обусловлен анизотропным изменением размеров составляющих его кристаллов, то коэффициенты роста моно- и поликристаллов могут быть связаны соотношением вида Опол = Я мон. где g — индекс роста — текстурный параметр, характеризующий еклонность к радиационному росту поликристаллических образцов. Существуют различные способы определения индекса роста рентгенографический [39], дилатометрический [40] и метод Gap (41]. Несмотря на различие в методе расчета, принципиальной разницы в индексах роста, определенных различными способами, нет. Все они основаны на предположении, что вклад индивидуальных кристаллов в деформацию радиационного роста поликристалла определяется их ориентировкой в направлении роста поликристалла относительно главных [c.209]

Рис. 63. Зависимость кривизны дефектной решетки К моно- и поликристаллов Ni3pe с разным размером зерна от скалярной плотности дислокаций [ 137-139] Римские цифры - стадии пластической деформации 7-40 мкм 2 - 120 мкм 3 - 450 мкм 4 -ориентагщя [001]

РЕБИНДЕРА ЭФФЕКТ — физико-хи-мич. влияние среды па механич. св-ва материалов, не связанное с коррозией, растворением и др. химич. процессами, Р. э. проявляется в понижении прочности и облегчении упругой и пластич. деформации под влиянием адсорбции (поглощения молекул из окружающей среды поверхностями, развивающимися в деформируемом теле). Р. э. проявляется у металлич. моно-и поликристаллов, полупроводников, ионных кристаллов, бетонов, стекол, горных пород и т. д. Величина Р. э. зависит от темп-ры, величины напряжения, способа нагружения, состава и структуры материала и резко зависит от времени нагружения. Наиболее сильно Р. э. проявляется в тех случаях, когда за время деформации, предшествующей разрушению, вновь возникающие поверхности успевают покрыться адсорбционными слоями. Это имеет место в процессах ползучести при длит, статич. нагружении, в процессах усталости. При переходе от моно- к поликристаллич. металлам Р. э. значительно ослабляется, т. к. облегчение деформации сосредоточивается в поверхностных слоях и не распространяется в глубь тела. Наибольшее понижение поверхностной энергии материалов (почти до нуля) вызывают расплавленные среды, близкие по мол. природе к деформируемому телу напр., если более тугоплавкие металлы и сплавы при нагружении находятся в среде жидких более легкоплавких металлов (в частности, наличие ртутной пленки на монокристаллах цинка уменьшает прочность и пластичность в десятки раз). Р. э. часто вреден для конструкционных материалов, т. к. понижает их прочность и пластичность. Для облегчения обрабатываемости резанием и для ускорения и улучшения ирирабатываемости при трении Р. э. полезен. Защита поверхности деталей от [c.112]

Для того чтобы выяснить, являются ли найденные закономерности микропластического течения вблизи свободной поверхности узко специфичными и присущими только полупроводниковым кристаллам или же, наоборот, они более универсальны и распространяются на металлические системы, мы провели исследования [280- 282], аналогичные описанным выше на металлических моно- и поликристаллах. При этом исследования показали, что принципиально выявленные и разобранные в главе II закономерности микропластического. течения справедливы для всех основных типов металлических кристаллов с О ЦК (МО, Nb, a-Fe), ГЦК (А1) и ГПУ (Ti) решеткой. При этом наиболее подробные кинетические и прямые структурные исследования были проведены на кристаллах с ОЦК решеткой. Исследования кинетики деформации кристаллов с ГЦК и ГПУ решеткой проводились в основном методом экзоэлек1 ронной эмиссии с деформированных растяжением в вакууме образцов [254-256, 283-286] в сопоставлении с данными структурных исследований. [c.59]

Опыты М. Р. Хемпе-ла [1, с. 376] на би- и трикристаллических плоских образцах и-железа с границами зерен, ориентированными примерно параллельно или перпендикулярно направлению нормальных напряжений, показывают влияние ориентировки границ на число циклов до образования линий скольжения и на расположение усталостных трещин. Системы статического и усталостного сдвига совпадают. Усталостные трещины начинаются с поверхности у линий сдвига (у моно- и поликристаллов) у двух- и трехкристаллических образцов у границ зерен, которые сильно деформированы ввиду анизотропии смежных кристаллов трещины могут также начинаться вблизи неметаллических включений, играющих роль концентраторов напряжений и деформаций. [c.202]

Таким образом, соотношения Бэлла справедливы не только для монокристаллов чистых металлов, но п для упорядочивающихся моно- и поликристаллов сплавов. Есть, следовательно, все основа-ппя полагать, что непрерывность коэффициента деформационного упрочнения является общим свойством кривых течения. Выполнимость соотношений Бэлла свидетельствует о глубокой связи стадий деформации. В отличие от чистых металлов коэффициент парабо-личности в упорядоченном сплаве более сложным образом зависит от приведенной температуры. Это свидетельствует о существенной ])оли иных, нежели в чистых металлах, дислокационных механиз-ix, ответственных за термически активируемую часть иластиче-)й деформации. [c.141]

Количественные характеристики дислокационной структуры и особенно скорости пх изменения с деформацией четко связаны со стадийностью кривой течения. Сведения о скалярной плотности дислокаций п скорости ее изменения (совместно с характеристиками избыточной плотности дислокаций) представлены на рис. 5.21. Измерения выполнены на моно- и поликристаллах NiзFe в упорядоченном и разупорядоченном состояниях [143—146, 148, 161]. Очевидно, что скалярная плотность дислокации р(е) изменяется спмбатно с напряжениями течения о(е), а скорость ее изменения ф/с/е с коэффициентом упрочнения 0. На стадии II скорость накопления дислокаций достигает максимальной величины, на III — резко снижается, а на IV выходит на постоянное (низкое) значение. Уменьшение скорости накопления дислокаций связано с интенсивным развитием процесса аннигиляции дислокаций при формировании разориентированных субструктур. [c.159]

Конева Н. А. Эволюция дислокационной структуры, стадийность деформации и формирование напряжения течения моно- и поликристаллов ГЦК однородных сплавов Дис.. .. докт. физ.-мат. наук.— Томск, 1988.— 292 с. [c.233]

В связи с интересом, проявленным к роли окисных пленок (Б. В. Дерягин, 1937) в адсорбционном эффекте облегчения деформаций, были продолжены исследования электрокапиллярного эффекта при изучении ползучести металлических монокристаллов (Е. К. Венстрем и П. А. Ребиндер, 1952), Для металлов с кубической решеткой различия в механических свойствах между моно- и поликристаллами незначительно. Однако это различие становится весьма ош утимым для металлов, имеюш их одну основную систему плоскостей скольжения (например, металлы с гексагональной решеткой или -олово). Проведенные исследования (В. И, Лихтман и П. А. Ребиндер, 1947 С. Я. Вейлер и Л. А. Шрейнер, 1949, 1950 С, Я. Вейлер и Г. И. Епифанов, 1953) показали значительное влияние поверхностно-активных веществ в упругой области деформаций поликристалл ических металлов. [c.435]

В работа.х по исследованию неоднородности распределения микродеформаций при макрооднородном пластическом деформировании (растяжении) моно- и поликристаллов было установлено, что распределение деформаций по элементам объема тела является нормальным и с успехом может быть -количественно охарактеризовано через дисперсию микродеформацнй [1—8J. В этих работах показано, что дисперсия является чувствительной и с устойчивой характеристикой для оценки влияния различных факторов на процессе деформации. В частности, было установлено, что с увеличением степени растяжения дисперсия монотонно возрастает [1—6], а интенсивность ее роста увеличивается с укрупнением зерна [4, 5] или с повышением температуры деформирования [6]. [c.62]

Если для относительно чистых моно- и поликристаллов темпе-ратурно-скоростные зависимости напряжения о не искажены аномалиями типа деформационного старения или коттрелловского типа, а также вкладами в напряжение некоторых механизмов пластической деформации, например двойникования, то в пределах одной модификации для них достаточно убедительно показана [74—76] справедливость соотношений вида [c.34]

Бым разупрочнеииом, установлено для моно- и поликристаллов различных металлов и сплавов — цинка, алюминия, латуни, стали и др. На рис. 3 показано изменение статического напряжения растяжения при деформации монокристаллов цинка. При статическом нагружении образца напряжение растет с увеличением деформации uu кривой А. В определенный момент в образце возбуждается ультразвук с частотой 800 кГц (излучаемый пьсзоквари,евым излучателем), что приводит к резкому падению напряжения (примерно на 40%). После выключения ультразвука напряжение быстро достигает первоначального значения. Эффект может повторяться. Если ультразвук вводится с самого начала, то кривая В напряжения становится более пологой, т. е. снижается напряжение для соответствующей деформации. Подобные результаты получены с монокристаллами кадмия и цинка в широком диапазоне частоты — от 15 кГц до [c.89]

Заслуживает внимания следующий пример экономичности в эксперименте Тэйлор на базе трех опытов с монокристаллами алюминия, четырех с железом, по одному с медью и золотом и трех или четырех испытаний с поликристаллами меди и алюминия разработал кинематику предельной деформации сдвига в условиях. МОНо- и двойного скольжения, предложил физическую теорию дислокаций, согласующуюся с построенными им теоретически параболическими функциями отклика для определяющего сдвига, и сконструировал первую правдоподобную, правда существенно ограниченную, теорию пластической деформации среды, основанную на наблюдениях монокристаллов. То, что сорок лет последующих исследований выдвинули серьезные вопросы, касающиеся статистического происхождения моноскольжения и применимости кинематики двойного скольжения в области параболического упрочнения, рассматриваемой Тэйлором то, что его теория дислокаций оказалась слишком примитивной, чтобы продолжать существовать в предложенной форме, и то, что ограниченность допущений его теории поликристаллического тела и неуспех с включением в ее формулировку условия равновесия напряжений мешали полной корреляции с наблюдением, не могут заслонить тот факт, что работа Тэйлора примерно на протяжении десятилетия давала толчки для большого числа последующих экспериментальных и теоретических исследований в области пластичности кристаллов. [c.125]

В случае "хорошо отожженных" монокристаллов, в которых плотность дислокаций очень низкая, при небольших деформациях (е 4 0,01) разницей между эффективным и приложенным напряжениями можно пренебречь. Однако при деформациях, обычно происходящих при ползучести (особенно на установившейся стадии) в моно- ii поликристаллах, плотность дислокаций настолько высока, что разницей между приложенным и эффективным напряжения1у1и пренебречь нельзя. В таком случае эффективные напряжения нужно либо измерять, либо оценивать из модельных представлений. [c.90]

Рис. 5.34. К выполнимости соотношения (5.12) для моно- п поликристаллов с разным размером зерен, МзРе. а — ДП б — БП штриховые линии и римские цифры — стадпи деформации [153] i — 40 мкм, 2 — 120, 3 — 450 м1 м, 4 — 10011.

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...