Статьи

 




dx.doi.org/ 10.18577/2307-6046-2017-0-2-2-2
УДК 669.018.44:669.245
Р. М. Назаркин, Н. В. Петрушин, А. М. Рогалев
СТРУКТУРНО-ФАЗОВЫЕ ХАРАКТЕРИСТИКИ СПЛАВА ЖС32-ВИ, ПОЛУЧЕННОГО МЕТОДАМИ НАПРАВЛЕННОЙ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ, ГРАНУЛЬНОЙ МЕТАЛЛУРГИИ И СЕЛЕКТИВНОГО ЛАЗЕРНОГО СПЛАВЛЕНИЯ

Рассмотрены особенности структурно-фазового состояния никелевого жаропрочного ренийсодержащего сплава ЖС32-ВИ, полученного методами: направленной кристаллизации монокристаллов, гранульной металлургии и селективного лазерного сплавления.

Работа выполнена в рамках реализации комплексного научного направления 10.3. «Технологии атомизации для получения мелкодисперсных высококачественных порошков сплавов на различной основе для аддитивных технологий и порошков припоев для пайки» («Стратегические направления развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года») 


Введение

Разработка и внедрение новых малоотходных технологий производства деталей и узлов авиационных ГТД и наземных ГТУ является важной задачей для авиакосмического и энергетического машиностроения [1, 2]. Используя последние достижения в области материаловедения жаропрочных сплавов, возможно перейти от традиционных технологий (например, механической обработки), при которых производство деталей происходит путем удаления «лишнего» материала, к аддитивным технологиям, при которых производство изделий происходит путем добавления материала (от англ. toadd – добавлять) [3, 4]. Суть технологии селективного лазерного сплавления (СЛС) заключается в том, что на рабочей платформе формируют слой определенной толщины из порошка металлического материала, затем выборочно (селективно) обрабатывают металлический порошок лазерным излучением, сплавляя частицы порошка с последующим их отверждением. Затем наносится новый слой металлического порошка сплава, выбранного для проведения эксперимента, и таким образом операции сплавления и отверждения продолжаются до тех пор, пока не будет сформирована деталь необходимой конфигурации [5, 6].

Цель данной работы – исследование текстуры, периодов кристаллических решеток γ- и γ'-фаз и их размерного несоответствия в жаропрочном никелевом сплаве ЖС32-ВИ, полученном по технологиям направленной кристаллизации в виде монокристаллов, газовой атомизации аргоном в виде высокодисперсных гранул (порошка) с последующей их вакуумной термической обработкой и методом селективного лазерного сплавления в процессе 3D-синтеза металлопорошковой композиции из сплава ЖС32-ВИ на монокристаллической подложке.

 

Материалы и методы

В качестве объекта исследования выбран жаропрочный ренийсодержащий сплав ЖС32-ВИ – один из наиболее распространенных отечественных жаропрочных сплавов второго поколения, применяемый для изготовления лопаток турбины ГТД [7]. Сплав ЖС32-ВИ разработан в ВИАМ в начале 1980-х гг. и является первым сплавом отечественного производства, который легирован рением.

Сплав ЖС32-ВИ представляет собой трехфазную систему, состоящую из γ-твердого раствора на основе никеля с ГЦК кристаллической решеткой, дисперсионных выделений упрочняющей γ'-фазы на основе интерметаллидного соединения Ni3Al с кристаллической решеткой типа L12 и монокарбида типа MC на основе Ta(Nb, W)C. Химический состав сплава ЖС32-ВИ приведен в табл. 1.

 

Таблица 1

Химический состав сплава ЖС32-ВИ

Содержание элементов, % (по массе)

Ni

Cr

Co

W

Al

Re

Ta

Nb

C

Mo

B

Ce

Основа

4,9

9,0

8,5

5,9

4,0

4,0

1,6

0,15

1,0

0,02

0,025

 

Монокристаллические отливки диаметром 16 мм и длиной 180 мм из сплава ЖС32-ВИ получали методом направленной кристаллизации на промышленной установке УВНК-9А [8]. При этом для формирования монокристаллического строения отливок образцов с заданной кристаллографической ориентацией использовали специальные затравочные монокристаллы (затравки) из сплава системы Ni–W. Использование затравочной технологии литья позволило получить цилиндрические монокристаллические отливки из сплава ЖС32-ВИ с кристаллографическими ориентациями (КГО) и в аксиальном направлении. Исследования проводили на образцах, изготовленных из цилиндрических монокристаллических отливок сплава, продольная ось которых совпадала (в пределах 10 град) с кристаллографическим направлением монокристалла или . Полученные отливки монокристаллов также использовали в качестве монокристаллических подложек для получения образцов методом селективного лазерного сплавления металлопорошковой композиции из сплава ЖС32-ВИ в процессе 3D-синтеза.

Гранулы (порошок) из сплава ЖС32-ВИ размером до 50 мкм получали методом газовой атомизации в атмосфере аргона на установке HERMIGA 10/100 VI [9, 10]. Термическую обработку гранул из сплава ЖС32-ВИ выполняли в вакуумной печи ВЕГА-4. Гранулы помещали в алундовый контейнер и подвергали гомогенизирующему отжигу при температуре 1280°С. После операции вакуумной термической обработки (ВТО) гранулированный сплав, изначально имевший насыпную плотность гранул, свободно насыпанных в алундовый контейнер, ~70% от плотности литого материала (т. е. в свободной засыпке порошка присутствовало ~30% микропор), приобрел монолитную мелкозернистую структуру с размером равноосных зерен в пределах 10–30 мкм.

Отработку режимов 3D-синтеза образцов из сплава ЖС32-ВИ (СЛС-образцов), полученных методом селективного лазерного сплавления металлопорошковой композиции сплава ЖС32-ВИ, осуществляли с применением установки Concept Laser M2 Cusing. В качестве подложки для получения СЛС-образцов использовали литые монокристаллы с кристаллографической ориентацией и .

Для проведения рентгеноструктурного анализа применяли оборудование Испытательного центра ВИАМ, которое позволяет обеспечить необходимую точность и воспроизводимость результатов [11]. Регистрация дифракционной картины проведена на рентгеновском дифрактометре Emperian (фирма Panalytical) в монохроматическом Сu Kα излучении в геометрии Брегга–Брентано. Определение периодов кристаллических решеток γ- и γ'-фаз, их относительного содержания и размерного несоответствия (мисфита) выполнено по рентгеновским рефлексам (222) и (004).

Периоды кристаллических решеток γ- и γ'-фаз определяли по формуле:

                                                    (1)

где a – период кристаллической решетки исследуемой фазы; λ – длина волны Cu Kα-излучения; H, K и L – индексы выбранного рентгеновского рефлекса; θ – угол дифракции выбранного рефлекса.

 

Размерное несоответствие (мисфит) кристаллической решетки фаз определяли по формуле

                                                                  (2)

где aγи aγ'– периоды кристаллических решеток γ- и γ'-фаз соответственно.

 

Относительное содержание γ'-фазы определяли по формуле:

                                                              (3)

где Vγ' – относительное содержание γ'-фазы; Iγ и Iγ' – интегральная интенсивность рентгеновского рефлекса γ- и γ'-фазы соответственно.

 

Максимум интенсивности рентгеновского рефлекса определяли посредством поворота образца вокруг осей ω и φ, затем проводили рентгеновскую съемку выбранной рентгеновской линии, при этом фиксировали угловое смещение оси ω относительно угла дифракции 2θ и поворот оси φ.

Для определения текстуры СЛС-образцов применяли ω-сканирование. При выполнении процедуры ω-сканирования при неподвижном положении счетчика (угол дифракции 2θ=const) производится непрерывный поворот образца по оси ω. По полученной рентгенограмме ω-сканирования определяли отклонение оси роста кристалла от заданной кристаллографической ориентации и наличие блочности (фрагментации) направленно-ориентированных кристаллов. Геометрические параметры рентгеновской съемки одинаковы для всех образцов.

 

Результаты

С целью обнаружения текстуры в образцах, изготовленных по СЛС-технологии, проводили ω-сканирование. Типичная рентгенограмма приведена на рис. 1. По результатам проведенного ω-сканирования установлено, что на всех образцах из сплава ЖС32-ВИ, изготовленных по выбранным параметрам СЛС-технологии, признаки текстуры, крупные блоки и зерна отсутствуют. Данное обстоятельство можно объяснить крайне высокими скоростями кристаллизации отдельных частиц металлического порошка при их расплавлении под лучом лазера с последующим отводом тепла в массивную металлическую подложку при затвердевании сплава [12, 13]. 

 

Рис. 1. Типичная рентгенограмма ω-сканирования образца, изготовленного по СЛС-технологии

 

Типичная рентгеновская дифрактограмма монокристалла сплава ЖС32-ВИ в литом состоянии, полученного методом направленной кристаллизации (НК), представлена на рис. 2, а. По результатам рентгеновского структурного анализа (табл. 2) видно, что монокристаллы сплава ЖС32-ВИ в литом состоянии с КГО и имеют близкие значения мисфита γ- и γ'-фаз.

 

Таблица 2

Результаты рентгеновского структурного анализа экспериментальных образцов

из сплава ЖС32-ВИ

Вид образца

аγ

аγ'

Vγ'

нм

%

Монокристалл в литом состоянии с КГО:

 

 

 

0,35959

0,35993

 

0,35858

0,35884

 

0,28

0,30

 

83,8

72,2

Порошок (гранулы)

0,36001

0,35946

0,15

77,5

Гранулированный образец после ВТО

0,35904

0,35836

0,19

82,8

СЛС-образцы:

1

2

3

 

0,35910

0,35923

0,35887

 

0,35880

0,35880

0,35864

 

0,08

0,09

0,07

 

83,7

81,9

77,7

 

Типичные рентгеновские дифрактограммы порошка (гранул) и гранулированного образца из сплава ЖС32-ВИ после проведения вакуумной термической обработки (ВТО) в тигле при температуре 1280°С представлены на рис. 2, б, в. С учетом результатов рентгеновского структурного анализа (табл. 2) можно отметить следующие особенности структурных характеристик сплава: увеличение периода кристаллических решеток γ- и γ'-фаз порошкового образца и снижение периода кристаллических решеток γ- и γ'-фаз гранулированного образца по сравнению с аналогичными характеристиками монокристаллов в литом состоянии. Величина мисфита (∆) γ- и γ'-фаз гранулированных образцов как в исходном состоянии, так и после ВТО, снижается по сравнению с ∆ монокристаллов в литом состоянии.

Типичная рентгеновская дифрактограмма образца из сплава ЖС32-ВИ, полученного по СЛС-технологии, представлена на рис. 2, г. Основной особенностью структурно-фазового состояния образцов из сплава Ж32-ВИ, полученных по СЛС-технологии, является снижение величины мисфита γ- и γ'-фаз до 0,07–0,09%, что в ~3 раза меньше, чем у монокристаллов, полученных методом направленной кристаллизации, и в 2 раза меньше, чем у порошкового (гранулированного) образца после газовой атомизации и гранулированного образца, подвергнутого ВТО (табл. 2). Отмечено также снижение величины периода кристаллической решетки γ-фазы СЛС-образцов по сравнению с монокристаллами в литом состоянии, порошком (гранулами) и гранулированным образцом после ВТО из сплава ЖС32-ВИ.

 

Рис. 2. Рентгеновская дифрактограмма (222) сплава ЖС32-ВИ, выполненная в монохрома-тическом Cu Kα-излучении, и разделение суммарного γ/γ'-рефлекса на синглеты γ- и γ'-фаз:

а – монокристалл в литом состоянии; б – порошок (гранулы); в – гранулированный образец; г – СЛС-образец

 

В табл. 2 обобщены данные рентгеноструктурного анализа (РСА) по периодам кристаллических решеток γ- и γ'-фаз и размерному несоответствию периодов их кристаллических решеток (мисфиту), а также относительному содержанию γ'-фазы в экспериментальных образцах (по соотношению интенсивностей рентгеновских рефлексов γ- и γ'-фаз).

При определении периодов кристаллических решеток γ- и γ'-фаз установлены следующие зависимости:

– максимальная величина периода кристаллической решетки γ-фазы характерна для порошкового (гранулированного) образца (0,36001 нм) и для монокристаллических образцов в литом состоянии (0,35959–0,35993 нм);

– для экспериментальных образцов, изготовленных по СЛС-технологии, период кристаллической решетки γ-фазы минимален – например, для образца 3: аγ=0,35887 нм (табл. 2);

– максимальная величина периода кристаллической решетки интерметаллидной γ'-фазы характерна для порошкового (гранулированного) образца (0,35946 нм), минимальная – для гранулированного образца после ВТО (0,35836 нм);

– период кристаллической решетки γ'-фазы монокристаллов в литом состоянии и образцов, изготовленных по СЛС-технологии, изменяется незначительно.

Такое изменение периода кристаллической решетки γ-фазы исследуемых образцов обусловлено тем, что по своей физико-химической природе γ-фаза представляет собой неупорядоченный твердый раствор, с гораздо большей растворимостью легирующих элементов, чем упорядоченная интерметаллидная γ'-фаза со значительно более узкими интервалами растворимости легирующих элементов [14]. Кроме того, установлено, что величина мисфита γ- и γ'-фаз не зависит от КГО монокристалла (в случае направленной кристаллизации) и монокристаллической подложки (в случае послойного сплавления по СЛС-технологии).

Из приведенных ранее данных следует, что в образцах, изготовленных по СЛС-технологии, выявлены существенные изменения характеристик структурно-фазового состояния материала – параметров кристаллических решеток γ- и γ'-фаз жаропрочного сплава ЖС32-ВИ. Наиболее выраженным эффектом СЛС-технологии является значительное (в ~4 раза) снижение величины мисфита γ- и γ'-фаз: с 0,28–0,30 (монокристаллы сплава в литом состоянии) до 0,07–0,09% (СЛС-образцы). Основными причинами данного эффекта СЛС-технологии, по-видимому, являются: перераспределение тугоплавких легирующих элементов между монокарбидами MC и γ-фазой (твердым раствором на основе никеля) наряду с изменениями химического состава γ- и γ'-фаз вследствие возникновения и поддержания неравновесных условий при сверхбыстром затвердевании сплава. Имеет место также уменьшение размеров структурных составляющих сплава, что является следствием возрастания скорости кристаллизации при переходе к использованию СЛС-технологии.

Значительная разность величин мисфита между монокристаллами сплава в литом состоянии и образцами, полученными при использовании СЛС-технологии, очевидно, повлияет и на уровень механических свойств образцов [15].

 

Обсуждение и заключения

Определены периоды кристаллических решеток γ- и γ'-фаз и их размерное несоответствие (мисфит), а также относительное содержание γ- и γ'-фаз в образцах из сплава ЖС32-ВИ, полученных по различным технологиям: монокристаллическое литье, газовая атомизация, селективное лазерное сплавление.

Установлено, что при использовании технологии СЛС, по сравнению с иными способами производства сплава ЖС32-ВИ, наблюдается значительное снижение величины периода кристаллической решетки γ-фазы при практически неизменной величине периода кристаллической решетки γ '-фазы, что приводит к снижению величины мисфита γ- и γ'-фаз (размерного несоответствия периодов кристаллических решеток).

Выявлено, что текстура в образцах, изготовленных по технологии СЛС, отсутствует.

 

Работа выполнена при финансовой поддержке Российского научного фонда (проект №15-19-00164).


ЛИТЕРАТУРА REFERENCE LIST
1. Каблов Е.Н. Инновационные разработки ФГУП «ВИАМ» ГНЦ РФ по реализации «Стратегических направлений развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года» // Авиационные материалы и технологии. 2015. №1 (34). С. 3–33. DOI: 10.18577/2071-9140-2015-0-1-3-33.
2. Мин П.Г., Сидоров В.В. Опыт переработки литейных отходов сплава ЖС32-ВИ на научно-производственном комплексе ВИАМ по изготовлению литых прутковых (шихтовых) заготовок // Авиационные материалы и технологии. 2013. №4. С. 20–25.
3. Шестакова Е.А., Шайхутдинова Е.Ф., Янбаев Р.М., Янбаев Ф.М. Технологии селективного спекания для авиастроения // Ползуновский альманах. 2014. №2. С. 21–24.
4. Шишковский И.В. Лазерный синтез функциональных мезоструктур и объемных изделий. М.: Физматлит. 2009. 421 с.
5. Dalgarno K.W., Wright C.S. Approaches to processing metals and ceramics through the laser scanning of powder beds – a review // Powder Metallurgy Progress. 2001. Vol. 1. No. 1. P. 70–79.
6. Brodin H., Andersson O., Johansson S. Mechanical testing of a selective laser melted superalloy // 13th International conference on Fracture (June 16–21, 2013). China. Bejing. P. 11.
7. Литые лопатки газотурбинных двигателей: сплавы, технологии, покрытия / под общ. ред. Е.Н. Каблова. 2-е изд. М.: Наука, 2006. 632 с.
8. Каблов Е.Н., Герасимов В.В., Висик Е.М. Технологические особенности получения монокристаллических образцов и турбинных лопаток из высокорениевых жаропрочных сплавов на установках УВНК-9 и ВИАМ-1790 // Авиационные материалы и технологии. М.: ВИАМ, 2004. Вып.: Высокорениевые жаропрочные сплавы, технология и оборудование для производства сплавов и литья монокристаллических турбинных лопаток ГТД. С. 91–97.
9. Евгенов А.Г., Неруш С.В., Василенко С.А. Получение и опробование мелкодисперсного металлического порошка высокохромистого сплава на никелевой основе применительно к лазерной LMD-наплавке // Труды ВИАМ: электрон. науч.-технич. журн. 2014. №5. Ст. 04. URL: http://viam-works.ru (дата обращения: 08.12.2016). DOI: 10.18577/2307-6046-2014-0-5-4-4.
10. Неруш С.В., Евгенов А.Г. Исследование мелкодисперсного металлического порошка жаропрочного сплава марки ЭП648-ВИ применительно к лазерной LMD-наплавке, а также оценка качества наплавки порошкового материала на никелевой основе на рабочие лопатки ТВД // Труды ВИАМ: электрон. науч.-технич. журн. 2014. №3. Ст. 01. URL: http://viam-works.ru (дата обращения: 08.12.2016). DOI: 10.18577/2307-6046-2014-0-3-1-1.
11. Орлов М.Р. Стратегические направления развития Испытательного центра ФГУП «ВИАМ» // Авиационные материалы и технологии. 2012. №S. С. 387–393.
12. Волосова М.А., Окунькова А.А. Пути оптимизации процесса селективного лазерного плавления при помощи выбора стратегии обработки лазерным лучом // Известия Самарского научного центра Российской академии наук. 2012. Т. 14. №4 (2). С. 587–591.
13. Меркушев А., Ильиных М., Фефелов А. Исследование образцов из алюминиевого сплава, изготовленных методом селективного лазерного сплавления // Фотоника. 2014. №3. С. 46–49.
14. Симс Ч., Хагель В. Жаропрочные сплавы. М.: Металлургия, 1976. 568 с.
15. Грязнов М.Ю., Шотин С.В., Чувильдеев В.Н. Эффект мезоструктурного упрочнения стали 316L при послойном лазерном сплавлении // Вестник Нижегородского университета им. Н.И. Лобачевского. 2012. №5 (1). С. 43–50.
1. Kablov E.N. Innovacionnye razrabotki FGUP «VIAM» GNC RF po realizacii «Strategicheskih napravlenij razvitiya materialov i tehnologij ih pererabotki na period do 2030 goda» [Innovative developments of FSUE «VIAM» SSC of RF on realization of «Strategic directions of the development of materials and technologies of their processing for the period until 2030»] // Aviacionnye materialy i tehnologii. 2015. №1 (34). S. 3–33. DOI: 10.18577/2071-9140-2015-0-1-3-33.
2. Min P.G., Sidorov V.V. Opyt pererabotki litejnyh othodov splava ZhS32-VI na nauchno-proizvodstvennom komplekse VIAM po izgotovleniyu lityh prutkovyh (shihtovyh) zagotovok [The experience of GS32-VI alloy scrap recycling at the VIAM scientific and production complex for cast bars production] // Aviacionnye materialy i tehnologii. 2013. №4. S. 20–25.
3. Shestakova E.A., Shajhutdinova E.F., Yanbaev R.M., Yanbaev F.M. Tehnologii selektivnogo spekaniya dlya aviastroeniya [Technologies of the selection agglomeration for aircraft industry] // Polzunovskij almanah. 2014. №2. S. 21–24.
4. Shishkovskij I.V. Lazernyj sintez funkcionalnyh mezostruktur i obemnyh izdelij [Laser synthesis of functional mesostructures and volume products]. M.: Fizmatlit. 2009. 421 s.
5. Dalgarno K.W., Wright C.S. Approaches to processing metals and ceramics through the laser scanning of powder beds – a review // Powder Metallurgy Progress. 2001. Vol. 1. No. 1. P. 70–79.
6. Brodin H., Andersson O., Johansson S. Mechanical testing of a selective laser melted superalloy // 13th International conference on Fracture (June 16–21, 2013). China. Bejing. P. 11.
7. Litye lopatki gazoturbinnyh dvigatelej: splavy, tehnologii, pokrytiya / pod obshh. red. E.N. Kablova. 2-e izd. [Cast blades of gas turbine engines: alloys, technologies, coverings / gen. ed. by E.N. Kablov. 2nd ed.]. M.: Nauka, 2006. 632 s.
8. Kablov E.N., Gerasimov V.V., Visik E.M. Tehnologicheskie osobennosti polucheniya monokristallicheskih obrazcov i turbinnyh lopatok iz vysokorenievyh zharoprochnyh splavov na ustanovkah UVNK-9 i VIAM-1790 [Technological features of receiving single-crystal samples and turbine blades from high-rhenium hot strength alloys on the installations UVNK-9 and VIAM-1790] // Aviacionnye materialy i tehnologii. M.: VIAM, 2004. Vyp.: Vysokorenievye zharoprochnye splavy, tehnologiya i oborudovanie dlya proizvodstva splavov i lit'ya monokristallicheskih turbinnyh lopatok GTD. S. 91–97.
9. Evgenov A.G., Nerush S.V., Vasilenko S.A. Poluchenie i oprobovanie melkodispersnogo metallicheskogo poroshka vysokohromistogo splava na nikelevoj osnove primenitelno k lazernoj LMD-naplavke [The obtaining and testing of the fine-dispersed metal powder of the high-chromium alloy on nickel-base for laser metal deposition] // Trudy VIAM: elektron. nauch.-tehnich. zhurn. 2014. №5. St. 04. Available at: http://www.viam-works.ru (accessed: December 08, 2016). DOI: 10.18577/2307-6046-2014-0-5-4-4.
10. Nerush S.V., Evgenov A.G. Issledovanie melkodispersnogo metallicheskogo poroshka zharoprochnogo splava marki EP648-VI primenitelno k lazernoj LMD-naplavke, a takzhe ocenka kachestva naplavki poroshkovogo materiala na nikelevoj osnove na rabochie lopatki TVD [Research of fine-dispersed metal powder of the heat resisting alloy of the EP648-VI brand for laser metal deposition (LMD) and also the assessment quality of welding of powder material on the nickel basis on working blades THP] // Trudy VIAM: elektron. nauch.-tehnich. zhurn. 2014. №3. St. 01. Available at: http://www.viam-works.ru (accessed: December 08, 2016). DOI: 10.18577/2307-6046-2014-0-3-1-1.
11. Orlov M.R. Strategicheskie napravleniya razvitiya Ispytatelnogo centra FGUP «VIAM» [Strategic directions of development of the Test center FSUE «VIAM»] // Aviacionnye materialy i tehnologii. 2012. №S. S. 387–393.
12. Volosova M.A., Okunkova A.A. Puti optimizacii processa selektivnogo lazernogo plavleniya pri pomoshhi vybora strategii obrabotki lazernym luchom [Ways of optimization of process of the selection laser melting by means of choice of strategy of processing by laser beam] // Izvestiya Samarskogo nauchnogo centra Rossijskoj akademii nauk. 2012. T. 14. №4 (2). S. 587–591.
13. Merkushev A., Ilinyh M., Fefelov A. Issledovanie obrazcov iz alyuminievogo splava, izgotovlennyh metodom selektivnogo lazernogo splavleniya [Research of samples from the aluminum alloy, made by method of the selection laser fusing] // Fotonika. 2014. №3. S. 46–49.
14. Sims Ch., Hagel V. Zharoprochnye splavy [Hot strength alloys]. M.: Metallurgiya, 1976. 568 s.
15. Gryaznov M.Yu., Shotin S.V., Chuvildeev V.N. Effekt mezostrukturnogo uprochneniya stali 316L pri poslojnom lazernom splavlenii [Effect of mesostructural hardening of steel 316L at level-by-level laser fusing] // Vestnik Nizhegorodskogo universiteta im. N.I. Lobachevskogo. 2012. №5 (1). S. 43–50.
Вы можете оставить комментарий к статье. Для этого необходимо зарегистрироваться на сайте.