Студенттер мен жас ғалымдардың

ҚАЗАҚСТАН РЕСПУБЛИКАСЫ БІЛІМ ЖӘНЕ ҒЫЛЫМ МИНИСТРЛІГІ Л.Н. ГУМИЛЕВ АТЫНДАҒЫ ЕУРАЗИЯ ҰЛТТЫҚ УНИВЕРСИТЕТІ

Студенттер мен жас ғалымдардың

«Ғылым және білім - 2014»

атты IX Халықаралық ғылыми конференциясының БАЯНДАМАЛАР ЖИНАҒЫ

СБОРНИК МАТЕРИАЛОВ

IX Международной научной конференции студентов и молодых ученых

«Наука и образование - 2014»

PROCEEDINGS

of the IX International Scientific Conference for students and young scholars

«Science and education - 2014»

2014 жыл 11 сәуір

Астана

УДК 001(063) ББК 72

Ғ 96

Ғ 96

«Ғылым және білім – 2014» атты студенттер мен жас ғалымдардың ІХ Халықаралық ғылыми конференциясы = ІХ Международная научная конференция студентов и молодых ученых «Наука и образование - 2014» = The IX International Scientific Conference for students and young scholars «Science and education - 2014».

– Астана: http://www.enu.kz/ru/nauka/nauka-i-obrazovanie/, 2014. – 5830 стр.

(қазақша, орысша, ағылшынша).

ISBN 978-9965-31-610-4

Жинаққа студенттердің, магистранттардың, докторанттардың және жас ғалымдардың жаратылыстану-техникалық және гуманитарлық ғылымдардың өзекті мәселелері бойынша баяндамалары енгізілген.

The proceedings are the papers of students, undergraduates, doctoral students and young researchers on topical issues of natural and technical sciences and humanities.

В сборник вошли доклады студентов, магистрантов, докторантов и молодых ученых по актуальным вопросам естественно-технических и гуманитарных наук.

УДК 001(063) ББК 72

ISBN 978-9965-31-610-4 © Л.Н. Гумилев атындағы Еуразия ұлттық

университеті, 2014

3408

Марка сплава Способ литья ζв, МПа ζг, МПа δ,% НB

АЛ9 Кокиль 220 134 4.0 680

АЛ9, модифицированный SiC Кокиль 235 145 4.5 700

АЛ4С Кокиль 235 180 3.0 700

AЛ4С, модифицированный SiC Кокиль 247 194 3.4 720

В данной работе изучено влияние температуры на степень усвоения тугоплавких частиц TiN и SiC. Установлено, что степень усвоения порошковых частиц расплавом АЛ4С изменяется с температурой. Во всех случаях наблюдали максимум усвоения при определѐн- ной для данного сплава температуре. Так, максимум усвоения частиц TiС достигнут при тем- пературе расплава 700...720^оС, при 680^оС усвоение падает. При повышении температуры до 780...790^оС усвоение ТiС уменьшается в 3...5 раз. Аналогичная зависимость усвоения модификатора от температуры расплава получена для SiC.

Равномерное распределение дисперсных частиц модификатора в расплаве обеспечивается механическим перемешиванием. На механические свойства литейных силуминов существенно влияют размеры частиц вводимого модификатора. Механическая прочность литейных сплавов АЛ9, АЛ4 и АЛ4С линейно возрастает по мере уменьшения размеров частиц порошковых модификаторов. В результате проведенных теоретических и экспериментальных исследований разработаны технологические режимы получения качественных литейных алюминиевых сплавов, модифицированных порошковыми тугоплавкими частицами.

Список используемых источников

1. Мальцев М.В. Модифицирование структуры металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1964.

-236 с.

2. Фридляндер И.Н. Металловедение алюминия и его сплавов. - М.: Металлургия, 1983. — 522 с.

3. Елагин В.И. Лигирование деформируемых алюминиевых сплавов переходными металлами. – М.: Металлургия, 1975.- 125 с.

4. Крушенко Г.Г. Модифицирование алюминиево-кремниевых сплавов порошкообразными добавками // Материалы II Всесоюзной научной конференции "Закономерности формирования структуры сплавов эвтектического типа". — Днепропетровск, 1982.-С. 137- 138.

5. Михаленков К.В. Формирование структуры алюминия, содержащего дисперсные части- цы нитрида титана // Процессы литья. — 2001. -№1.-С. 40-47.

6. Чернега Д.Ф. Влияние дисперсных тугоплавких частиц в расплаве на кристаллизацию алюминия и силумина // Литейное производство, 2002. — №12. — С. 6-8.

УДК: 621.771:669.15–194.591

ПРОИЗВОДСТВО НОВЫХ КОНСТРУКЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ ДЛЯ ОТВЕТСТВЕННЫХ КОНСТРУКЦИЙ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ

КОНТРОЛИРУЕМОЙ ОБРАБОТКОЙ Рычагов Владимир Васильевич

E-mail: lucky2006@list.ru

Аспирант кафедры Технологии производства физико-технического факультета Днепропетровского национального университета им. О. Гончара, Днепропетровск, Украина

Научный руководитель – доктор технических наук, профессор Санин А.Ф.

Целесообразность применения стали в различных типах металлических конструкций и изделий, в том числе и ответственного назначения, в Украине и ряде стран СНГ регламентируется современными нормативными документами [1-2]. Надежность элементов

3409

металлических конструкций ответственного назначения (космодромов, трубопроводов, морских платформ, мостов, резервуаров и др.) может быть обеспечена, в первую очередь, повышенными характеристиками (прочности, вязкости, сопротивления вязкому и хрупкому разрушению, усталостной прочности, улучшенной свариваемости и др.) материалов, из которых эти конструкции должны быть изготовлены [3-4]. Поэтому выбору материала (стали) для этих типов конструкций должно уделяться значительное внимание [3-5]. Таким материалом являются современные низкоуглеродистые микролегированные ниобием, ванадием, титаном и молибденом стали с содержанием углерода 0,05-0,10% [6-9].

Известно, что свойства сталей определяются типом структуры, размером структурных элементов, которые получены в зависимости от ее состава и технологии производства.

Поэтому важно сформировать оптимальный тип структуры, применяя различные механизмы упрочнения этих сталей в процессе термической или термомеханической обработок, используя и «наноструктурное упрочнение» [10-12]. Оно включает упрочнение стали за счет дисперсных карбидов и нитридов ниобия, ванадия, титана, молибдена (дисперсионное упрочнение), параметров микроструктуры (ширина реек мартенсита, игольчатого феррита, размер субзерен, их фрагментов (субзеренное упрочнение)) и других структурных составляющих размером от 10 до 2500 нанометров [12].

Принципиальным вопросом производства низкоуглеродистых сталей, применяемых для изготовления ответственных металлических конструкций, является повышение их прочности одновременно с увеличением вязкости [13-16]. Эти противоречивые требования балансируются единственным структурным фактором - регулированием размера зерна аустенита с созданием и сохранением в процессе горячей пластической деформации и ускоренного охлаждения полигонизованной или фрагментированной субструктуры различной степени дисперсности [16-20]. Создание материалов с ультрамелкозернистой структурой различными методами интенсивной пластической деформации позволяет решать, указанные выше, проблемы современного материаловедения. Таким эффективным типом обработки низкоуглеродистых сталей является термомеханическая контролируемая прокатка с последующим регламентированным охлаждением (ТМКО) [21-24], обеспечивающая одновременное повышение прочности и трещиностойкости.

Основными преимуществами процесса ТМКО по сравнению с классической схемой контролируемой (регламентированной) прокатки являются:

Получение в микролегированных Nb, V и Ti сталях мелкозернистой, равномерной структуры металла с пониженными уровнями полосчатости, внутренних напряжений и анизотропии свойств; возможность снижения содержания углерода и легирующих элементов для конкретного уровня прочности стали, что позволяет снизить себестоимость и повысить свариваемость, вязкость, хладостойкость и трещиностойкость проката. ТМКО позволяет значительно измельчить зерно феррита и получать для ферритно-перлитных сталей с содержанием углерода до 0,11% уровни прочности классов С360-С460. Дальнейшее увеличение прочностных свойств без ухудшения вязкости и хладостойкости возможно только при замене ферритно-перлитной структуры сталей, получаемой контролируемой прокаткой, на ферритно-бейнитную [6-9, 18-21]. Сталь с таким типом структуры может быть получена путем дополнительного легирования Мо, Cr, Ni, В и другими элементами, что неизбежно увеличивает еѐ стоимость и ухудшает свариваемость [10-11, 15-16]. Другим способом получения структур такого типа является применение ускоренного охлаждения в процессе ТМКО [10, 22]. В данном случае, содержание углерода в микролегированной стали может быть снижено до 0,04’0,08%, что позволяет значительно снизить углеродный эквивалент и улучшить свариваемость. Данные технологии позволяют производить стали классов прочности С460-С590 [3-5, 17-19, 22-24]. Увеличение степени легирования и применение интенсивного ускоренного охлаждения с высоким отпуском в процессе ТМКО обеспечивает получение конструкционных сталей классов прочности до С590-С690.

3410

В связи с этим, представляло интерес исследовать возможности ТМКО в плане получения высокопрочных состояний, обеспечивающих высокий уровень трещиностойкости и хладостойкости в низкоуглеродистых микролегированных конструкционных сталях.

Цель настоящего исследования состоит в установлении особенностей фазовых и структурных превращений в ниобийсодержащих сталях ТМКО с последующим регламентированным охлаждением и их влияния на конечную структуру и свойства проката.

Задачи данного исследования основаны на имеющихся достижениях в области легирования конструкционных сталей и направлены на дальнейшее развитие представлений и принципов создания материалов со смешанными типами структур, диспергированными различными упрочняющими фазами, в том числе на субмикро- и наноуровнях.

Задачи исследования - состоят в разработке принципов создания сталей для конструкций ответственного назначения с высоким уровнем механических свойств. Данная работа является составной частью большого комплекса исследований по «Созданию надежных высокопрочных конструкционных сталей различного назначения в Украине».

Исследования по выбору эффективных режимов ТМКО за счет выполнены на двух ниобийсодержащих сталях, химический состав которых представлен в табл. 1.

Таблица 1.

Химический состав исследуемых низкоуглеродистых конструкционных сталей Марка стали Содержание химических элементов, %

C Mn Si P S Nb Ti V Mo N2

Треб. НТД ≤0,11 ≤2,1 ≤0,6 ≤0,025 ≤0,008 ≤0,06 ≤0,05 ≤0,2 ≤0,5 0,012 Б-Б2-Ас 0,063 1,74 0,25 0,015 0,003 0,06 0,03 0,054 0,18 0,007 Б-Б1-Ас 0,091 1,69 0,27 0,018 0,005 0,057 0,02 0,06 0,15 0,008

В данной работе изучено влияние: температуры аустенитизации в интервале - Ас3+30- 50 ’ 1200^оС, суммарной степени деформации в 60-85%, температуры конца прокатки в нижней части γ и γ+α области, температуры выхода из установки ускоренного охлаждения, а также скорости охлаждения после окончания деформации (0,5 – 130К/с) на аустенитную и конечную структуру и механические свойства исследуемых сталей.

Исследовано влияние температуры нагрева под прокатку на процессы роста зерен аустенита ниобийсодержащих сталей. Показано, что при температурах до 1050⁰С рост зерен в сталях существенно тормозится карбонитридами ниобия и ванадия. Их растворение начинается уже при температурах ниже 1100⁰С, что приводит к росту зерен аустенита и определяет выбор температур аустенитизации.

Методами оптической и просвечивающей микроскопии исследована структура листового проката из ниобийсодержащих сталей Б-Б1-Ас и Б-Б2-Ас производства МК

«Азовсталь» и их свойства. Изучены закономерности формирования структуры по толщине листа, подвергнутого деформационно-термическому упрочнению по нескольким режимам ТМКО с последующим ускоренным охлаждением. Изучено влияние параметров ТМКО и охлаждения на формирование зеренной и субзеренной структуры аустенита и возможности ее наследования при γ→α-превращении. После каждого режима обработки изучены размер зерен аустенита и конечная структура сталей вдоль и поперек направления прокатки.

Аустенитное зерно обсчитывали с помощью автоматического анализатора структуры.

Исследованы механические свойства ниобийсодержащих сталей в исходном состоянии и после различных режимов ТМКО, результаты которых представлены в табл. 2.

Таблица 2.

3411

Механические свойства исследуемых сталей в исходном состоянии и после ТМКО Режим

обработки Марка

стали σ_т (σ0,2),

МПа σ_в,

МПа δ5,

% КСV²⁰,

МДж/м² КСV^-40,

МДж/м² КСU^-70,

МДж/м² Т50, ^оС Треб. НТД ≤0,11%С ≥ 330 ≥ 390 ≥ 19 ≥ 0,35 ≥ 0,3 ≥ 0,3 ≤ -40^оС

Исходное

(г\к) сост.. Б-Б2-Ас 335-355 405-460 22-26 0,7-1,5 0,3-1,2 0,3-1,0 ≤ -50^оС ТМКО с охл.

на возд. Б-Б2-Ас 395-455 460-545 22-29 2,9-3,9 1,7-2,2 1,1-2,0 ≤ -80^оС ТМКО с

улучшением Б-Б2-Ас 495-570 570-660 22-27 2,5-3,2 2,3-3,1 1,8-2,5 ≤ -90^оС Исходное

(г\к) сост. Б-Б1-Ас 365-380 440-490 21-26 0,5-1,3 0,3-1,15 0,3-1,2 ≤ -40^оС ТМКО с охл.

на возд. Б-Б1-Ас 450-500 505-575 22-28 2,2-3,6 1,7-2,6 1,5-2,0 ≤ -70^оС ТМКО с

улучшением Б-Б1-Ас 545-645 620-725 20-25 1,8-2,8 1,3-2,6 1,2-2,8 ≤ -80^оС Высокие уровни прочности, вязкости и хладостойкости исследуемых сталей после оптимальных режимов ТМКО с последующим охлаждением на воздухе или улучшением обеспечены формированием мелкодисперсной структуры с субмикро- и наноструктурой.

Электронно-микроскопические исследования показали, что в горячекатаном состоянии в сталях Б-Б1-Ас и Б-Б2-Ас формируется достаточно крупнозернистая ферритно-перлитная структура с выделением карбонитридов ниобия и ванадия размером 0,2-0,5 мкм.

В сталях после ТМКО формируется смешанная ферритно-бейнитно-перлитная структура, когда на выходе из установки ускоренного охлаждения температура листа составляет 575–600С. Дисперсность такой структуры возрастает с приближением к поверхности горячедеформированного листа. Размер ферритных зерен вблизи поверхности листа составляет 48 мкм, в середине – 818 мкм. Межпластинчатое расстояние в перлите равно 0.090.12 мкм, что указывает на низкую температуру перлитного превращения.

Перлит, в данном случае, является квазиэвтектоидом. При температуре завершения охлаждения на выходе 450–500С в листах формируется ферритно-бейнитная структура различной степени дисперсности. В прокате из сталей Б-Б1-Ас и Б-Б2-Ас более мелкозернистая структура образуется при более низкой температуре окончания деформации с последующим ускоренным охлаждением. Высокий уровень прочности сталей обусловлен не только созданием мелкодисперсной структуры, но и частичной передачей дефектов кристаллического строения от деформированного аустенита к образующейся ферритно- перлитной или ферритно-бейнитной смеси с фрагментированной субзеренной структурой.

Металлографические и электронно-микроскопические исследования показали, что после ТМКО и ускоренного прерванного охлаждения в прокате толщиной 20-30 мм формируется смешанная ферритно-бейнитная структура с участками мартенсита и игольчатого феррита различной степени дисперсности в зависимости от температуры конца и суммарной степени деформации. Около поверхности листа в структуре наблюдается больше мартенсита, чем в середине листа, где в основном образуется ферритно-бейнитная структура. Высокий уровень твердости поверхности и, соответственно, прочности стального листа после закалки с прокатного нагрева объясняется не только вышеприведенными различиями в структуре, но и плотностью дефектов кристаллического строения, которые вносятся в металл деформацией и передаются из аустенитного состояния мартенситу или бейниту при -превращении, в процессе охлаждения. Твердость середины листового проката несколько ниже твердости поверхности в связи с тем, что в середине листа, по- видимому, прокаткой не удалось создать достаточно высокой плотности дислокаций. После ТМКО по оптимальным режимам структура сталей представляет собой смесь зернистого бейнита и мелкодисперсного феррита. Бейнит, в свою очередь, состоит из островков остаточного аустенита и бейнитного феррита. Феррит разделен средне- и малоугловыми

3412

границами на фрагменты и субзерна, размеры которых не превосходят 1 мкм.

Отличительным признаком частичного превращения по диффузионному механизму является наличие в структуре микролегированной стали полигонального феррита, образовавшегося либо в процессе влияния значительных деформационных воздействий в процессе чистовой прокатки, либо при охлаждении проката со скоростями значительно ниже критических.

Таким образом, в процессе ТМКО в ниобийсодержащих сталях формируется субмикрокристаллическая феритно-бейнитная, или бейнитная структура с очень мелким зерном, большой протяженностью среднеугловых границ субзерен, значительной долей приграничных объемов в соотношении к объему зерна, с высокой плотностью дислокаций.

ТМКО с деформацией в нижней части гамма-области и двухфазной области, позволяет существенно диспергировать конечную структуру с созданием в феррите и бейните субструктуры того или иного типа. Это обеспечивает увеличение не только прочности, но и повышение пластичности, вязкости, хладостойкости низкоуглеродистых сталей. Однако без последующего ускоренного охлаждения, в том числе и прерванного, не удается в полной мере реализовать возможности ТМКО и регламентированной прокатки в плане повышения прочности сталей для изделий и конструкций ответственного назначения (см. табл. 2).

Отпуск исследуемых сталей после закалки с прокатного нагрева приводит к разупрочнению, величина которого возрастает при повышении температуры отпуска.

Разупрочнение связано с процессами полигонизации -фазы и выделением карбидов и карбонитридов ванадия и ниобия из твердого раствора, которое наиболее интенсивно происходит при температурах 650-675С. Размер и распределение карбидов и карбонитридов ниобия, ванадия и титана значительным образом влияют на размер зеренной и субзереной структуры, а соответственно, и прочность, вязкость и хладостойкость исследуемых сталей.

Получение субзеренной структуры в процессе ТМКО обеспечивает повышение прочности, ударной вязкости, трещиностойкости при снижении температуры вязко-хрупкого перехода Т₅₀ ниже - 80^оС и повышение надежности исследуемых конструкционных сталей.

Предел текучести, Т50, вязкость KCU и KCV сталей с ниобием после ТМКО определяются долей бейнитного феррита, степенью его фрагментации, формированием в нем субзерен, дисперсностью выделений карбонитридов и плотностью дислокаций.

Показано, что с уменьшением размера зерна аустенита и повышением дисперсности конечной структуры характеристики прочности и вязкости стали возрастают. Измельчение аустенитного зерна при деформации обусловливает изменение морфологии бейнитных структур с реечной на глобулярную. Масштабный уровень фрагментов зерен и дислокационных субструктур в феррите и бейните составляет – 50 - 2500 нанометров, а размер, выделившихся, карбонитридов Nb, V, Ti – 10 - 200 нанометров.

Таким образом, ТМКО микролегированных ниобием, ванадием, титаном и молибденом сталей является в настоящее время одним из наиболее эффективных процессов производства проката для изделий и конструкций, эксплуатируемых в экстремальных условиях.

Список использованных источников

1. Державні будівельні норми України. ДБН В.2.6-163:2010. Конструкції будівель і споруд.

Сталеві конструкції. Норми проектування, виготовлення і монтажу.– Київ, 2011.– 202 с., дод.

2. Свод правил СП 16.13330.2011. Стальные конструкции. Актуализированная редакция СНиП II-23-81*/ Издание официальное. Министерство регионального развития Российской Федерации. Москва, 2011. - 172 стр. с доп.

3. Одесский П.Д., Кулик Д.В. Стали с высоким сопротивлением экстремальным воздействиям. М.: «Интермет Инжиниринг», 2008. - 239 с.

4. Ниобийсодержащие низколегированные стали / Ф. Хайстеркамп, К. Хулка, Ю.И.

Матросов и др. – М.: СП Интермет Инжиниринг, 1999. – 94 с.

5. Рычагов В.В. ТМКО ниобийсодержащих сталей – способ получения надежных материалов для ответственных конструкций // В сб. докл. Межд. н\т конф. «Человек и Космос – 2014», Днепропетровск, 2014.

3413

6. Ричагов В.В., Санін А.Ф., Ричагов В.М. Формування оптимальної структури та властивостей під час ТМКО ніобійвмісних сталей для металевих конструкцій відповідального призначення // В сб. докл. Межд. н\т конф. «Человек и Космос – 2013»

Днепропетровск, 2013 – С. 550-551.

7. Бейнитные стали с ультранизким содержанием углерода и перспективы их применения (обзор). Чжао Фучэнь, Чжао Луюй. – Вопросы материаловедения, 2008, № 1(53), с. 52–61.

8. Рычагов В.В., Рычагов В.Н., Санин А.Ф. Преимущества микролегирования низкоуглеродистых конструкционных сталей ниобием // В сб. докл. Межд. н\т конф.

«Человек и Космос – 2013», Днепропетровск, 2013 – C. 551-552.

9. Шабалов И.П., Морозов Ю.Д., Эфрон Л.И. Стали для труб и строительных конструкций с повышенными эксплуатационными свойствами. – М.: Металлургиздат, 2003. – 520 с.

10. Пикеринг Ф.Б. Физическое металловедение и разработка сталей // Пер. с англ. – М. : Металлургия, 1982. – 184 с.

11. Большаков В.И. Структурная теория упрочнения конструкционных сталей и других материалов: монография / В.И. Большаков, Л.И. Тушинский. - Днепропетровск, Издательство: Свидлер А.Л., 2010. - 482 с.

12. Рычагов В.Н., Рычагов В.В. Роль наноструктурных элементов в низкоуглеродистых ниобийсодержащих сталях // В сб. докл. Межд. н\т конф. «Человек и Космос – 2014», Днепропетровск, 2014.

13. Одесский П.Д., Кулик Д.В. Сталь нового поколения в уникальных сооружениях М.:

«Интермет Инжиниринг», 2005. - 176 с.

14. Александров С.В., Хулка К., Степашин А.М., Морозов Ю.Д. Влияние марганца и ниобия на свойства низколегированных сталей // МиТОМ. – 2005. – № 1. – С. 17–21.

15. Hulka К., Bordignon P., Malcolm G. Experience with low carbon HSLA steel containing 0.06 to 0.10 percent niobium. Niobium Technical Report. Summary of international seminar Araxa, October 2003. P.27-49.

16. Kojima S. S., Sampaio M. A., Bott I. S. The development of API 5L X80 steel for pipe production by TMCR process, T&B petroleum, Year 5 - Number 15, 2003.

17. Рычагов В.В. Влияние режимов термомеханической контролируемой обработки на структуру и свойства листового проката из ниобийсодержащих сталей // В сб. докл. «Межд.

форума студентов, аспирантов и молодых ученых», Днепропетровск, 2013 – С. 342-345.

18. Формирование структуры и свойств низкоуглеродистой низколегированной стали при термомеханической обработке с ускоренным охлаждением/ В.В. Рыбин, Е.И. Хлусова, Е.В.

Нестерова, М.С. Михайлов // Вопросы материаловедения. − 2007. − № 4(52). − С. 329–340.

19. Высокопрочные трубные стали нового поколения с феррито-бейнитной структурой/ Ю.Д.

Морозов, М.Ю. Матросов, С.Ю. Настич, А.Б. Арабей// Металлург, 2008, № 8. − С. 39–42.

20. Рычагов В.В. Микроструктура конструкционных низкоуглеродистых ниобийсодержащих сталей после ТМКО // В сб. докл. Межд. н\т конф. «Человек и Космос – 2014»

Днепропетровск, 2014.

21. Смирнов M.А., Пышминцев И.Ю., Борякова А.Н. К вопросу о классификации микроструктур низкоуглеродистых трубных сталей. Металлург.- №7. – 2010.- С. 45-51.

22. Кичкина А.А., Матросов М.Ю., Дубинин И.В. Влияние ускоренного охлаждения после контролируемой прокатки на структуру и свойства стали 05Г1МБ. "Сталь", № 11, 2006.

23. Джитендра П. Ниобий - ключевой элемент при термомеханической прокатке.

Производство феррониобия компанией СВММ. Прогрессивные листовые стали для газопроводных труб большого диаметра и металлоконструкций особого назначения / Сб.

докладов. - М.: 72. Металлургиздат, 2004. - 120 с., ил. С. 76-82.

Рычагов В.В. Повышение свойств ниобийсодержащих конструкционных сталей методом ТМКО // В сб. докл. Межд. н\т конф. «Человек и Космос – 2014» Днепропетровск, 2014.

УДК 53.043