Исследование горячеломкости литейных сплавов на основе систем Al-Si, Al-Cu, Al-Si-Cu - Металлургия - Скачать бесплатно
удлинение, им запас пластичности повышается.
Таким образом, объяснение несовпадения максимумов горячеломкости и
эффективного интервала кристаллизации сводится к следующему. У сплава
алюминия с 0.2% Cu, расположенного на концентрационной границе появления
эвтектики, эффективный интервал кристаллизации максимален, но температурный
интервал хрупкости меньше, чем у несколько более легированных сплавов.
Поэтому при практически одинаковом удлинении в интервале хрупкости
наименьшим запасом пластичности в твёрдо-жидком состоянии, т.е.
максимальной горячеломкостью, обладает сплав алюминия с 0.7% Cu, содержащий
больше второго компонента, чем сплав с максимальным эффективным интервалом.
Это положение справедливо для большинства систем эвтектического типа
(рисунок 3). Например, в системе Al – Zn максимум горячеломкости приходится
на 6% Zn, а максимум эффективного интервала кристаллизации – на 3% Zn
(граница появления эвтектики определена на шлифах из кольцевых проб).
Точно определить состав наиболее горячеломкого сплава можно только прямыми
опытами. Но в практическом отношении немаловажно, что по микроструктуре
можно ориентировочно оценить сравнительно узкую область составов, где
следует ожидать появления максимума горячеломкости. Это – область сплавов с
концентрацией легирующих элементов несколько большей, чем на границе
появления эвтектики в данных неравновесных условиях кристаллизации,
область, где сплавы содержат не более десятых долей процента неравновесной
эвтектики.
[pic]
Рис.3 Несовпадение максимумов эффективного интервала кристаллизации и
горячеломкости в системе эвтектического типа
Рассмотрим, в каком интервале концентраций вообще появляется
горячеломкость.
Сплавы, находящиеся в области составов от «критической» точки до
эвтектической, казалось бы, вообще не должны быть горячеломкими, так как
эффективный интервал у них равен нулю, а кристаллизация эвтектики,
протекающая при постоянной температуре, сама по себе не должна вызывать
образования усадочных трещин. В действительности же на сложных фасонных
отливках можно встретить кристаллизационные трещины и в этой группе
сплавов. Из-за градиента температур усадка одних частей отливки, успевших
полностью затвердеть, вызывает растяжение соседних более горячих участков,
находящихся ещё в стадии кристаллизации эвтектики. Растяжение участков, где
имеется остаточная жидкая фаза, может привести к образованию
кристаллизационных трещин. Таким образом, сплавы с нулевым эффективным
интервалом кристаллизации могут проявлять горячеломкость, т.е. не
существует абсолютно негорячеломких сплавов.
Состав сплава с максимальной горячеломкостью в каждой системе весьма
постоянен: он практически не зависит от степени перегрева расплава,
скорости охлаждения и геометрии отливки. С повышением температуры кокиля
наблюдается лишь незначительная тенденция к смещению максимума
горячеломкости в сторону менее легированных сплавов. Минимальная
концентрация второго компонента, при которой экспериментально фиксируемая
горячеломкость исчезает, наоборот, зависит от условий литья. Интервал
концентраций, в котором обнаруживается горячеломкость, расширяется с
увеличением степени перегрева расплава, увеличением скорости охлаждения и
увеличением диаметра кольцевой пробы. Последние два фактора делают пробу
более жёсткой, так как увеличивают градиент температур и усиливают
локализацию усадочных деформаций, и поэтому способствуют выявлению
горячеломкости до больших концентраций легирующего элемента. Увеличение
перегрева расплава действует в том же направлении, так как расширяет
область составов сплавов, в которых образуются столбчатые кристаллы.
Объясняя причину снижения горячеломкости при увеличении количества
эвтектики в сплаве, на первое место часто ставят способность эвтектической
жидкости залечивать образующиеся трещины. С этим нельзя согласиться, так
как эвтектика не обладает какой-то особой, резко отличной от
неэвтектической жидкости способностью заполнять возникающие трещины.
Снижение горячеломкости при увеличении количества эвтектики в сплаве
происходит благодаря росту запаса пластичности в твёрдо-жидком состоянии, а
последний увеличивается как в результате повышения удлинения в интервале
хрупкости, так и уменьшения линейной усадки. Главной причиной этого
является увеличение количества жидкой фазы, кристаллизующейся в последнюю
очередь при постоянной температуре. Такой фазой может быть не только
эвтектика, но и жидкость перитектического состава и фаза, кристаллизующаяся
в точке минимума на диаграмме плавкости непрерывного ряда твёрдых
растворов. Другой фактор, благоприятно сказывающийся на пластичности и
линейной усадке в твёрдо-жидком состоянии – измельчение зерна, в
особенности сужение зоны столбчатых кристаллов, происходящее при увеличении
количества эвтектики в сплаве.
1.1.4. Влияние зональной ликвации на горячеломкость
При изучении системы Al – Cu было обнаружено, что кроме обычного максимума
горячеломкости при 0.7% Cu, расположенного вблизи концентрационной границы
появления эвтектики, существует ещё один максимум при 4% Cu.
Микроструктурный анализ показал, что и в разрывных образцах и в кольцевых
пробах сердцевина сильно обеднена медью, а поверхностные слои обогащены ею
по сравнению с нормальной структурой сплава с 4% Cu. В других
алюминиевомедных сплавах обратная ликвация не была выявлена. Появление
второго максимума горячеломкости объяснили развитием обратной ликвации.
Зональная ликвация наиболее развивается в сплавах, значительно более
легированных, чем сплав с максимальным эффективным интервалом
кристаллизации. В отсутствии её такие сплавы должны обладать сравнительно
небольшой горячеломкостью. Зональная ликвация приводит к образованию в
отливке участков, обеднённых легирующим элементом до концентраций,
соответствующих составам сплавов с высокой горячеломкостью. Неоднородность
микроструктуры отливки обуславливает также большой разброс значений
горячеломкости в разных опытах.
1.1.5. Влияние примесей на горячеломкость
Примеси оказывают разнообразное и часто очень сильное действие на
горячеломкость. Роль примесей неоднократно обсуждалась применительно к
самым разным сплавам. Ниже на нескольких примерах кратко рассмотрены
основные случаи влияния примесей на горячеломкость в связи с изменением
свойств сплавов в твёрдо-жидком состоянии.
Примеси воздействуют на горячеломкость главным образом через изменение
пластичности. Они могут расширить и сузить интервал хрупкости, увеличить и
уменьшить относительное удлинение в нём. На развитии линейной усадки в
интервале кристаллизации примеси обычно не сказываются.
Рассматривая действие вредных примесей, расширяющих интервал
кристаллизации, необходимо иметь в виду, что уменьшение горячеломкости
происходит не только при снижении, но и при повышении их концентрации в
сплаве. Одни и те же примеси, в зависимости от того, в каком металле или
сплаве они находятся, могут как усиливать, так и снижать горячеломкость.
Продемонстрируем это на примере двойной системы Al – Cu. Алюминий марки
AВ00 (99.96% Al) практически не склонен к образованию кристаллизационных
трещин, а алюминий марки A00 (99.7% Al) весьма горячеломок. Обусловлено это
тем, что при кристаллизации алюминия чистоты 99.7% по границам зёрен
образуется тонкий слой жидкой фазы, обогащённой кремнием и железом. Этот
слой создаёт интервал хрупкости в твёрдо-жидком состоянии величиной около
14°, в котором и возникают кристаллизационные трещины. Противоположно ведут
себя сплавы системы
Al – Cu. Сплавы, приготовленные на более грязном алюминии, менее
горячеломки. У них толще прослойки жидкой фазы в интервале хрупкости и
поэтому несколько выше относительное удлинение по сравнению со сплавами,
приготовленными на чистом алюминии.
У сплавов, приготовленных на алюминии чистоты 99.96%, максимум
горячеломкости наблюдается при содержании меди 0.7%, а если использовать
алюминий чистоты 99.7% - при содержании 0.3% Cu. Как видно, в последнем
случае требуется меньше легирующего элемента, чтобы достигнуть критического
количества легкоплавкой составляющей (максимума горячеломкости), так как
исходный металл уже содержит некоторое его количество.
Аналогично сказывается чистота алюминия на горячеломкости сплава АЛ19.
При использовании алюминия марки АВ000 (99.99% Al) показатель
горячеломкости этого сплава по кольцевой пробе при диаметре стержня 48 мм
составляет 95%, а при работе на алюминии марки А00 (99.7% Al) – 70%.
Соответственно, в первом случае средняя ширина жидких межзёренных прослоек
при 590° равна 3.4 мкм, а во втором – 4.9 мкм (оба значения получались
заниженными, так как измерения проводили на закалённых шлифах ).
Одни примеси в сплаве могут усиливать, а другие в том же сплаве
уменьшать горячеломкость, так как они по-разному влияют на солидус,
количество и форму распределения легкоплавкой составляющей. Примеси,
входящие в твёрдый раствор, мало ликвирующие к границам зёрен и
незначительно расширяющие интервал кристаллизации, на горячеломкости
практически не сказываются. Изменение температуры солидуса сплава и
количества легкоплавкой составляющей, рассмотренное выше на нескольких
примерах, - это главное направление влияния примесей на горячеломкость. Но
могут быть встречаться и другие случаи, из которых наиболее важно изменение
формы и размера зерен и формы выделений интерметаллидов. Так, повышение
содержания примеси алюминия в бронзе Бр. ОЦСН3-7-5-1 с 0.01 до 0.1%
увеличило показатель горячеломкости по кольцевой пробе с 65 до 100%, так
как оно способствовало образованию столбчатой структуры. Очень интересно
действие изменения примеси железа в сплаве АМц. При добавлении 0.2% Fe в
сплав алюминия с 1.5% Mn включения Al6Mn измельчаются, нижняя граница
интервала хрупкости поднимается до температуры солидуса, сам интервал
хрупкости сужается с 20 до 6°, в результате чего показатель горячеломкости
по кольцевой пробе при диаметре стержня 30 мм снижается со 100 до 40%.
1.2. ПУТИ СНИЖЕНИЯ ГОРЯЧЕЛОМКОСТИ СПЛАВОВ
Громадный производственный опыт и проводившихся во многих странах
лабораторные исследования влияния химического состава и других факторов на
склонность сплавов к образованию горячих трещин позволили в последние два
десятилетия выявить основные направления снижения горячеломкости. Ниже на
основе этого накопленного опыта с учётом данных о природе горячих трещин и
закономерностей влияния состава и структуры на пластичность и линейную
усадку в твёрдо-жидком состоянии кратко рассматривают пути снижения
горячеломкости сплавов (но не отливок, так как в последнем случае пришлось
бы рассматривать разнообразные мероприятия по устранению трещин в изделиях,
носящие чисто технологический характер).
Горячеломкость сплава зависит от пластичности и линейной усадки его в
твёрдо-жидком состоянии и от способности расплава залечивать возникающие
трещины. Снижать горячеломкость сплава можно через повышение его
пластичности в твёрдо-жидком состоянии, уменьшение линейной усадки
кристаллизации и через усиление залечивания трещин расплавом. Из этих трёх
факторов пластичность наиболее сильно реагирует на изменения состава и
структуры сплава, а способность расплава залечивать трещины – наиболее
слабо. Поэтому самые действенные металлургические способы снижения
горячеломкости основаны на повышении пластичности сплава в твёрдо-жидком
состоянии и частично на снижении линейной усадки в интервале
кристаллизации.
Повысить пластичность и снизить линейную усадку в интервале
кристаллизации путём изменения состава и структуры сплава – это значит:
1. Сузить температурный интервал хрупкости за счёт повышения его нижней
границы и (или) снижения верхней границы.
2. Поднять уровень относительного удлинения во всём интервале хрупкости,
в том числе и уровень минимального удлинения.
3. Сузить эффективный интервал кристаллизации за счёт снижения
температуры начала линейной усадки и (или) повышения точки солидуса.
4. Уменьшить темп нарастания линейной усадки при понижении температуры в
эффективном интервале кристаллизации.
Можно выделить четыре пути снижения горячеломкости сплавов.
1.2.1. Первый путь снижения горячеломкости – выбор оптимального
состава по основным компонентам при разработке новых и улучшении
существующих сплавов. Выбирая легирующие элементы и устанавливая их
концентрации, желательно обеспечить малый темп кристаллизации в верхней
части интервала «ликвидус – солидус» и большой темп в нижней части этого
интервала, чтобы получить возможно большее количество жидкой фазы к концу
кристаллизации. Этим достигается, во-первых, снижение температурной границы
между жидко-твёрдым и твёрдо-жидким состояниями, а параллельно с ней обычно
опускается и верхняя граница интервала хрупкости. Во-вторых, увеличение
относительного количества жидкой фазы к концу кристаллизации способствует
развитию здесь межзёренной деформации при затрудненной усадке и,
следовательно, повышает удлинение в интервале хрупкости. Наиболее простой
способ достижения этой цели состоит в увеличении количества составляющей
кристаллизующейся в последнюю очередь при постоянной температуре. Такой
составляющей является эвтектика, перитектическая составляющая, твёрдый
раствор, кристаллизующийся в точке минимума на диаграмме состояния, и
чистый металл. Снижение горячеломкости путём увеличения количества
эвтектики широко используется при разработке алюминиевых и магниевых
сплавов. Увеличение количества перитектической составляющей можно
использовать для снижения горячеломкости многих медных сплавов. В системах
с непрерывным рядом твёрдых растворов из-за дендритной ликвации
кристаллизация часто заканчивается в точке минимума на кривой ликвидуса или
в точке плавления более легкоплавкого компонента. Изменение состава сплава
в сторону этих точек должно увеличить количество жидкой фазы вблизи
солидуса и снизить горячеломкость. Этот способ снижения горячеломкости
может быть использован при разработке сплавов, относящихся к системам с
непрерывным рядом твёрдых растворов, например сплавов на основе Ni, Nb, Pt
и др.
На пластичности многокомпонентных сплавов в твёрдо-жидком состоянии
сказывается не только составляющая, кристаллизующаяся в последнюю очередь
при постоянной температуре (например, тройная эвтектика), но и
составляющая, образующаяся внутри интервала кристаллизации (например,
двойная эвтектика). Суммарное количество двойной и тройной эвтектик
желательно выбирать таким, чтобы температура перехода из жидко-твёрдого в
твёрдо-жидкое состояние находилась не в области первичной кристаллизации, а
в интервале выделения двойной эвтектики. Тогда сплав будет иметь
сравнительно небольшой температурный интервал хрупкости и высокое удлинение
в нём.
Рассмотренным выше способом снижения горячеломкости, к сожалению,
далеко не всегда удаётся воспользоваться, так как он может ухудшить
эксплуатационные свойства. Напомним, что составы высокопрочных и
жаропрочных сплавов часто находятся в области, где горячеломкость очень
высока, а допускаемое количество эвтектической или перитектической
составляющей в деформируемых и многих литейных сплавах строго ограничено.
Другой способ снижения горячеломкости состоит в том, чтобы при
разработке сплава попытаться изначально поднять его солидус, не повышая
ликвидуса и температуры начала линейной усадки. Для этого совсем
необязательно сильно изменять химический состав. Например, в тройной
системе (рисунок 4) с соединением AmBn, образующимся по перитектической
реакции, кристаллизация всех сплавов треугольника AmBn – B – C
заканчивается в эвтектической точке Е, а сплавов треугольника A – AmBn – C
– в перитектической точке Р. Температура плавления тройной эвтектики
может находиться значительно ниже температуры четырёхфазного
перитектического равновесия. При очень небольшом увеличении концентрации
компонента А в сплавах, находящихся вблизи линии AmBn – С,
они из треугольника AmBn – B – C попадают в треугольник A – AmBn – C
(например, сплав меняет свой состав от точки 1 до точки 2). При этом
тройная эвтектика исчезает, и солидус сплава сильно повышается, а
температура ликвидуса и температура начала линейной усадки практически не
изменяются; в результате сильно сужаются эффективный интервал
кристаллизации и интервал хрупкости.
Могут использоваться и другие варианты значительного сужения интервала
хрупкости при сравнительно небольшом изменении состава. Например,
легирование сплава магния с 4.5% Zn добавкой 0.8% Zr повышает солидус с 344
до 550°. Одновременно верхняя граница интервала хрупкости снижается на 30°
благодаря тому, что цирконий сильно измельчает зерно. В результате,
небольшая добавка циркония, мало изменяющая микроструктуру, сужает интервал
хрупкости в 25 раз.
Ещё одну возможность снижения горячеломкости можно использовать при
разработке новых сплавов – введение добавок, которые расширяют приграничную
зону твёрдого раствора, обогащённую легирующими элементами. Такие добавки
увеличивают толщину жидких прослоек по границам зёрен в интервале
хрупкости, повышая относительное удлинение в нём без заметного увеличения
количества эвтектики. Именно так действует добавка 0.3% Mn и 0.1% Ti к
сплаву алюминия с 7% Cu. Сплав алюминия с 7% Cu, 0.3% Mn и 0.1% Ti имеет
условный запас прочности в твёрдо-жидком состоянии ЗП = 0.52%, а у сплава с
7% Cu ЗП = 0.35%. Этот способ снижения горячеломкости весьма перспективен,
так как он не связан со значительным увеличением количества эвтектической
или перитектической составляющей. Но, к сожалению, пока трудно
предсказывать, какие элементы и в каком количестве необходимо вводить,
чтобы расширить приграничную ликвационную зону в первичных кристаллах
твёрдого раствора.
Все рассмотренные выше способы снижения горячеломкости основаны на
сужении эффективного интервала кристаллизации и интервала хрупкости и
повышении относительного удлинения в интервале хрупкости. Рассчитывать на
снижение горячеломкости за счёт уменьшения термического коэффициента
линейного сжатия не приходится, так как последний, как
[pic]
Рис. 4 Тройная система с двойным соединением, образующимся по
перитектической реакции.
правило, можно значительно уменьшить, лишь очень сильно изменив состав
сплава.
1.2.2. Второй способ снижения горячеломкости – регулирование содержания
основных компонентов в пределах допусков ГОСТа или технических условий.
Здесь применимы те же приёмы, что и при разработке нового сплава, но рамки
изменения химического состава строго ограничены. Однако и в тесных границах
ГОСТа, регулируя содержание основных компонентов, можно значительно
увеличить количество жидкой фазы и нижней части эффективного интервала
кристаллизации, существенно снизить температуру начала линейной усадки или
же поднять температуру солидуса.
Для каждого стандартного сплава, если при литье его наблюдается чистый
брак по кристаллизационным трещинам, необходимо установить оптимальный в
пределах допусков по ГОСТу состав, соответствующий минимуму горячеломкости.
Этот путь снижения горячеломкости ещё недостаточно широко используется, и
здесь имеются скрытые резервы уменьшения брака по усадочным трещинам в
производстве слитков и фасонных отливок.
1.2.3. Третий путь снижения горячеломкости – регулирование содержания
примесей в сплаве. Изменение содержания примесей может сильно повлиять на
нижнюю границу интервала хрупкости и величину относительного удлинения в
нём, практически не сказываясь на верхней границе интервала хрупкости и
температуре начала линейной усадки.
Наиболее вредны легкоплавкие примеси, образующие по границам зёрен
плёнки большой протяжённости, так как они резко расширяют температурный
интервал хрупкости. Давно известен способ снижения горячеломкости удалением
легкоплавких примесей из сплава. Если полностью избавиться от такой примеси
не удаётся, то можно снизить содержание её до такого уровня, чтобы она
находилась в виде изолированных включений, а не в виде плёнок. В последнем
случае, хотя точка начала плавления сплава не повышается, нижняя граница
интервала хрупкости может значительно подняться над солидусом. Когда и это
осуществить не удаётся, можно прибегнуть к искусственному увеличению
легкоплавкой примеси в сплаве. Этот способ снижения горячеломкости основан
на том, что утолщение легкоплавких плёнок облегчает межзёренную деформацию
и повышает относительное удлинение в нижней части интервала хрупкости.
Ослабление вредного влияния легкоплавкой примеси путём повышения её
концентрации в сплаве – интересный способ. Но он сравнительно редко может
быть использован из-за вредного действия этой примеси на эксплуатационные
свойства сплава.
1.2.4. Четвёртый путь снижения горячеломкости – введение в сплав малых
технологических добавок. Под технологическими добавками понимают такие
малые добавки, основной целью введения которых является снижение
горячеломкости. Технологические добавки могут резко повысить нижнюю границу
интервала хрупкости, значительно опустить верхнюю его границу и температуру
начала линейной усадки, а также повысить относительное удлинение в
интервале хрупкости.
С давних пор для снижения горячеломкости используется способ введения
добавок, связывающих вредные примеси в более тугоплавкие соединения
(например, введение магния для обезвреживания серы в никеле). При этом
нижняя граница интервала хрупкости резко повышается, верхняя практически не
изменяется и интервал хрупкости сильно сужается.
Другой хорошо известный способ снижения горячеломкости технологическими
добавками состоит во введении модификаторов зерна. Измельчение зерна и
особенно устранение столбчатой структуры снижают температуру начала
линейной усадки и верхнюю границу интервала хрупкости и повышают
относительное удлинение во всём интервале. Именно так действует небольшая
добавка титана ко многим алюминиевым сплавам.
Модификаторы микроструктуры почти совсем не используются как
технологические добавки, специально предназначенные для снижения
горячеломкости. Вместе с тем этот способ борьбы с кристаллизационными
трещинами представляют практическую ценность. Например, введение 0.1% Zr в
алюминиево-магниевый сплав поднимает нижнюю границу интервала хрупкости и
сужает этот интервал благодаря тому, что включения эвтектической жидкости
получаются более дисперсными.
Одним из очень интересных способов снижения горячеломкости высокопрочных
сплавов-растворов является введение таких технологических добавок, которые
образуют по границам зёрен протяжённые прослойки неравновесной
эвтектической или перитектической составляющей, причём при нагреве сплава
под закалку или специальную гомогенизацию эта составляющая рассасывается.
Последнее условие является важнейшим, так как в противном случае ухудшаются
эксплуатационные свойства. Следовательно, почти всё количество эвтектики,
образующееся при введении технологической добавки, должно быть
неравновесным. Например, добавка 0.5% Ce к жаропрочному сплаву АЛ19
уменьшает показатель горячеломкости по кольцевой пробе с 75 до 10 %
(диаметр стержня – 44 мм), не ухудшив механических свойств при 300°
(неравновесная эвтектика в сплаве АЛ19 с добавкой церия в значительной мере
рассосалась при ступенчатом нагреве под закалку до 525° в течение 9 часов и
до 535° в течение 12 часов). Это малоизученное направление снижения
горячеломкости высокопрочных сплавов может оказаться весьма перспективным.
Ещё одна возможность снизить горячеломкость введением технологических
добавок состоит в утолщении жидких прослоек, а значит, и в повышении
относительного удлинения внутри интервала хрупкости, не за счёт увеличения
количества эвтектики, а в результате расширения приграничных ликвационных
зон твёрдого раствора. В этом направлении пока ничего не сделано, хотя оно
также может оказаться перспективным.
Путь использования малых технологических добавок является одним из
наиболее важных, так как он в принципе позволяет сильно снизить
горячеломкость, не ухудшая эксплуатационных свойств сплава.
Повышение газосодержания расплава может привести к снижения температуры
начала линейной усадки, уменьшению темпа её нарастания при падении
температуры в эффективном интервале кристаллизации и тем самым снизить
горячеломкость. Было предложено вводить в алюминиевый расплав водород в
таких количествах, чтобы заметно снизилась горячеломкость, а пористость
увеличивалась бы незначительно. Хотя этот способ и был опробован в
заводских условиях с положительным результатом, но вряд ли он может найти
сколько-нибудь заметное промышленное применение, так как обычно стремятся
полнее дегазировать расплав для повышения герметичности и механических
свойств. Однако полезное действие газа на горячеломкость необходимо иметь в
виду и, если изделие трудно получить без кристаллизационных трещин, то не
следует производить полной дегазации, оставив в расплаве попавший в него
естественным путём газ (при условии получения необходимых эксплуатационных
свойств).
1.3. ЛИТЕЙНЫЕ ПРОБЫ НА ГОРЯЧЕЛОМКОСТЬ
Для оценки горячеломкости сплавов не разработано общепризнанных проб.
Иногда «новые» пробы полностью или почти полностью повторяют те, которые
были предложены значительно раньше.
Литейные пробы на горячеломкость трудно разделять на классы, потому
что их очень много. Однако среди всех существующих проб можно выделить три
основные группы в соответствии с тем, что принимается за показатель
горячеломкости или противоположную ей характеристику – сопротивляемость
образованию трещин.
1.3.1. В первой группе проб показателем горячеломкости является размер
трещин при неизменной геометрии отливки. Так как жёсткость пробы постоянна,
то размеры трещин могут характеризовать горячеломкость сплава.
Была разработана чрезвычайно простая кольцевая проба, которая в разных
модификациях быстро завоевала популярность при
|
