CC BY
150
Ведение доменной печи с повышенным общим
перепадом давления газов увеличивает количество
совершаемой газовым потоком работы.
Библиографический список
1. Стефанович М.А., Сибагагуллин С.К. Рациональная организация хсда основных процессов в противогочной зоне доменной печи // Производство чугуна. Свердловск: УПИ, 1983. С. 80-86.
2. Сысоев Н.П. Влияние скорости опускания столба шихты в доменной печи на его порозность // Производство чугуна. Магни-тсгорск: МГМА, 1994. С. 4-6.
3. Основы теории итехнологии доменной плавки / А.Н. Дмитри-ев, Н.С. Шумаков, Л.И. Леонтьев, О.П. Онорин. Екатеринбург: УрО РАН, 2005. 545 с.
4. Бабарыкин Н.Н. Теория и технология доменного процесса. Магнитогорск: ГОУ ВПО «МГТУ», 2009. 257 с.
5. Теплообмен и повышение эффективности доменной плавки /
Н.А. Спирин, Ю.Н. Овчинников В.С. Швыдкий, Ю.Г. Ярошенко.
Екатеринбург: УГТУ, 1995. 243 с.
Bibliography
1. Stefanovich M. A., Sibagatullin S.K. Rational organization of basic processes in the counter-flow zone of a blast furnace // Pig-iron Manufacture. Sverdlovsk: UPI, 1983. P. 80-86.
2. Sysoyev N.P. Influence of speed of stock column descent in a blast furnace on it fractional void volume // Pig-iron Manufacture. Magnitogorsk: Magnitogorsk mining and metallurgical academy, 1994. P. 4-6.
3. Basics of the theory and technology of blast furnace smelting / A.N. Dmitriev, N.S. Shumakov, L.I. Leontev, O.P. Onorin. Yekaterinburg: The Ural branch of the Russian Academy of Sciences, 2005. 545 p.
4. Babarykin N.N. Theory and technology of the blast furnace process. Magnitogorsk: the state educational institution of higher professional education "MGTU", 2009. 257 p.
5. Heat exchange and the increase of blast furnace smelting efficiency / N.A.Spirin, J.N.Ovchinnikov, V.S.Shvydky, J.G.Jaroshenko. Yekaterinburg: USTU, 1995. 243 p.
УДК 621.74:669.13 Андреев В. В.
ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ОСНОВЫ ФОРМИРОВАНИЯ ВКЛЮЧЕНИЙ ГРАФИТАВ ВЫСОКОПРОЧНЫХ ЧУГУНАХ
Несмотря на более чем 60-летний период применения высокопрочного чугуна с шаровидным графитом и большое количество проведенных исследований, до настоящего времени еще не разработана общепринятая теория, объясняющая с достаточной достоверностью механизм образования сферолитов графита в чугуне. Это относится и к другим «промежуточным» (между пластинчатой и шаровидной) формам графита. Их появление в чугуне обусловлено невыполнением в расплаве в полной мере необходимых условий, обеспечивающих образование нормального шаровидного графита.
На основании результатов многолетних исследований, посвященных получению основных параметров жидкого состояния чугуна с шаровидным графитом, кинетики его кристаллизации и строения различных форм графита в нем Б.С. Мильманом была высказана гипотеза об условиях образования шаровидного графита в чугуне и роли элемента-модификатора в этом процессе [1, 2]. Затем основные положения этой концепции были обоснованы и подтверждены результатами исслгдования условий образования шаровидного графита без каких-либо сфероидизирующих графит элементов в синтетическом чугуне, выплавленном в глубоком вакууме из особо чистых исходных материалов и содержащем минимальное количество серы и кислорода [3, 4]. Согласно этой концепции образование шаровидного графита в чугуне про-исждит в условиях совместного воздействия двух основных факторов: высокого поверхностного натяжения расплава и значительного его переохлаждения. Роль же элемента-модификатора (при обработке технических чугунов) заключается в том, что он, благодаря взаимодействию и связыванию в стойкие химические соединения поверхностно-активных прим есейчугуна (кислорода
и серы), создает и поддерживает в расплаве вышеуказанные условия в процессе кристаллизации чугуна. При этом сам элемент-сфероидизатор не принимает непосредственного участия в формировании сферолитов путем избирательной адсорбции на гранях растущих кристаллов графита или каким-либо иным способом, а лишь препятствует таковой со стороны кислорода и серы. Результатом такого воздействия явлжтся кристаллизация графита в шаровидной форме.
В последующих исследованиях специалистов ЦНИИТМАШ, посвященных вопросам разработки новых сфероидизирующих присадок [5, 6] и новой технологии получениячугуна с шаровидным графитом непосредственно в процессе выплавки в электропечах промышленной частоты [7], эти положения были использованы и нашли свое экспериментальное подтверждение.
В настоящее время уже, практически, всеми исследователями в качестве одного из основных условий, определяющих возможность образования шаровидного графита в чугуне, признается необходимость его глубокого рафинирования от кислорода и серы, что, в конечном счете, приводит к повышению общего уровня поверхностного натяжения расплава и, как правило, повышению межфазного натяжения на границе расплав-графит. Таким образом, соблюдается первое необходимое условие для получения шаровидного графита. Что же касается второго необждимого условия (или фактора) - наличия определенного переохлаждения, под которым в данном случае понимается снижение температуры эвтектической кристаллизации чугуна с шаровидным графитом по отношению к исждному чугуну, то большинством исследователей он также признается в качестве главного, наиболее существенного фактора.
С использованием новых методик удалось экспериментально определить в чугунах с пластинчатой и шаровидной формой графита величины межфазных натяжений на границе раздела расплав-базисные и рас-плав-призматические плоскости кристаллов графита и показать связь этих параметров с формообразованием кристаллизующихся включений графита [8, 9].
Было установлено, что в чугуне кристаллизуется полностью шаровидный графит, если при общем высоком уровне межфазного натяжения на границе расплав-графит (ст.ж) эта величина на границе жидкого чугуна с призматическими плоскостями (ст-(Ько)-ж) превышает межфазное натяжение на границе с базисными плоскостями графита (от-(001)-ж), т.е. соблюдается условие:
^т-(Ько)-ж — ^т-(оо1)-ж •
У чугуна с пластинчатым графитом наблюдается обратная зависимость, а абсолютные величины этих показателей существенно ниже. Сопоставление кривых кристаллизации чугунов с изменением межфазного натяжения показало, что возрастание межфазного натяжения на границе расплав-графит всегда сопровождается снижением температуры эвтектической кристаллизации, что вполне согласуется с современными теоретическими представлениями о процессах зародышеобразования.
Таким образом, о состоянии расплава, обусловливающего формирование той или иной формы кристаллизующегося графита, теперь можно судить по величине одного только межфазного натяжения, а учитывая более интенсивный характер изменения межфазного натяжения на границе расплав-призматические плоскости графита, именно по величине (а^иш).*). При его высоком значении (>1200 МДж/м2) графит кристаллизуется в шаровидной форме [8].
Исходя из вышеизложенной концепции, для выявления различий в процессах кристаллизации чугунов с различной формой графита и выяснения причин его неполной сфероидизации были изучены все указанные параметры применительно к чугунам, обработанными РЗМ-содержащими лигатурами. Кроме того, методом закалки образцов исследовали картину зарождения и роста вермикулярного графита в процессе кристаллизации чугуна, а также его внешнюю форму
1
Рис. 1. Кривые кристаллизации чугунов:
■ исходный, 2 - исходный модифицированный ФС75, 3 - обработанный
лигатурой (0,6%), 4 - обработанный лигатурой и модифицированный ФС75
и внутреннее строение.
Комплексному исследованию по определению всехуказанных параметров подвергали чугуны с различной формой графита. Изменение формы графита достигали путем обработки исждного чугуна соответствующим количеством РЗМ-содержащей лигатурой или металлического иттрия. В качестве проб для контроля структуры и снятия кривых кристаллизации чугунов использовали клиновидные заготовки с толщиной стенки 25 мм.
Обработка исждного чугуна 81-РЗМ-лигатурой, как и обработка магнием, церием или мишметаллом, приводит к изменению температуры эвтектической кристаллизации модифицированного чугуна по отношению к исходному (рис. 1).
Однако при использовании лигатуры это изменение является результатом одновременного воздействия РЗМ и кремния. Кроме того, обработка лигатурой без модифицирования (инокулирования) приводит к значительному отбелу чугуна (появлению ледебурита в структуре) и соответственно резкому снижению температуры его эвтектической кристаллизации (см. рис. 1, сравни кривые 1 и 3). Модифицирование ферросилицием такого чугуна вновь повышает температуру его эвтектической кристаллизации (кривая 4) за счет изменения степени эвтектичности расплава при растворении дополнительного количества кремния, а также вследствие проявления инокулирующего действия присадки.
Чтобы выявить влияние именно РЗМ из лигатуры на изменение температуры эвтектической кристаллизации модифицированного чугуна и установить связь между этим изменением и формой кристаллизующегося графита в реальных отливках, получаемых по разработанному технологическому процессу, т.е. после сфероидизирующей и графитизирующей обработки расплава, необждимо сравнить кривые кристаллизации чугуна, обработанного лигатурой, и исходного чугуна с пластинчатым графитом, имеющих одинаковый химический состав (отличающийся лишь содержанием РЗМ) и подвергнутых вторичному инокули -рованию ферросилицием (см. рис. 1, кривые 2 и 4).
Поэтому была принятая следующая методика проведения этого эксперимента. Выплавляли исжд-ный чугун заданного состава и одну его часть обрабатывали в ковше определенным количеством лигатуры, а в другую добавляли соответствующее количество ферросилиция, компенсирующее увеличение содержания кремния в чугуне за счет присадки лигату -ры. Затем полученными чугунами после их вторичного модифицирования ферросилицием (0,8% от массы жидкого чугуна) заливали пробы, кривые кристаллизации кото -рых записывались автоматически.
Поверхностное и межфазное натяжение этих чугунов определяли методом рентгеносъемки лежащей жидкой капли в атмосфере высокочистого аргона на установке «параболоид» конструкции ЦНИИТМАШ. При определении межфазного натяжения на грани-
Связь поверхностных свойств жидкого чугуна со снижением температуры его эвтектичесюй кристаллизации и формой кристаллизующегося в нем графита
Номер поз. Химический состав, % Форма графита °С Стж-г От (ооі)- Ж От (Ько)-ж
С БІ Мп Р Б 02
1 3,53 2,89 0,31 0,028 0,019 0,0035 - ПГ - 1034 197 72
2 3,58 2,79 0,30 0,001 0,004 0,0032 - ПГ - 1380 711 539
3 3,60 2,50 0,40 0,025 0,006 0,0017 0,10РЗМ ВГ 9 1400 1010 958
4 3,73 2,60 0,35 0,030 0,005 0,0016 0,12 РЗМ ВГ+15%ШГ 12 1440 1058 1020
5 3,73 2,65 0,70 0,065 0,005 0,0014 0,06У ВГ+30%ШГ 15 1470 1072 1044
6 3,72 2,70 0,65 0,058 0,005 0,0010 0,10У ВГ+50%ШГ 19 1520 1108 1090
7 3,62 2,65 0,73 0,065 0,004 0,0008 0,16У 90% Ш Г 24 1600 1246 1349
8 3,52 2,89 0,33 0,001 0,004 0,0007 0,09Мд 100%ШГ 27 1622 1242 1390
Примечания: 1. ПГ, ВГ и ШГ - соответственно пластинчатый, вермикулярный и шаровидный трафит.
2. М - снижение температуры эвтектической кристаллизации модифицированного чугуна в сравнении с исходным.
в г
Рис. 2. Структура закаленных образцов ЧВГ (травлено, х200)
це расплав-базисные и расплав-призматические плоскости использовали в качестве подложки соответствующие псевдомонокристаллы графита, имеющие весьма высокую степень ориентировки плоскостей. Величину поверхностного натяжения рассчитывали по геометрическим параметрам капли жидкого чугуна. Межфазное
натяжение рассчитывали по формуле, выведенной из известного уравнения Т. Юнга:
т-ж + Ож-г 008(180°- 0°),
где от.ж, ст.г, ож_г - соответственно поверхностные натяжения на границе фаз твердое-жидкость (гра-фит-жидкий чугун), твердое-газ (графит-газ), жидкость-газ (жидкий чугун-газ); 0° - краевой угол смачивания подложки жидким чугуном.
Поскольку поверхностное натяжение твердого графита на границе с газом при постоянной температуре расплава практически не изменяется, то с изменением физико-химических свойств расплава величина ож_г 008(180°- 0°) будет характеризовать изменение межфазного натяжения на границе жидкий чугун - графит.
В таблице приведены результаты этих исследований для чу-гунов с различной формой графита, обработанных РЗМ. Для сравнения представлены также данные для чугунов с пластинчатым и шаровидным графитом (поз. 1, 2 и 8), полученные в работе [8]. Эти данные наглядно иллюстрируют связь содержания кислорода и серы в чугуне с поверхностными свойствами жидкого расплава, изменением температуры его эвтектической кристаллизации и формой кристаллизующегося в нем графита.
Содержание кислорода и серы оказывает основное влияние на величину поверхностного и межфазного натяжения жидкого чугуна. Действительно, самый низкий уровень поверхностного и межфазного натяжения имеет обычный электропечной чугун с пластинчатым графитом, содержащий значительное количество кислорода и серы (см. таблицу, поз. 1).
При этом величина межфазного натяжения на границе рас-плав-призматические плоскости графита от(ък0)-ж значительно
меньше, чем на границе расплав-базисные плоскости графита от(оо1)-ж.
Такая же закономерность имеет место и в чугуне с пластинчатым графитом, выплавленном на чистых ис-хэдных материалах и содержащем всего только 0,004% серы при том же количестве кислорода, жтя абсолют-
ные значения межфазных натяжений существенно возрастают (см. таблицу, поз 2).
В чугунах, подвергнутых сфероидизирующей обработке РЗМ, содержание газов резко снижается, в том числе кислорода в 2-3 раза и водорода в 2-4 раза. Содержание серы в них, как правило, составляет
0,003-0,006%.
Иногда при обработке исждных чугунов с повышенным содержанием серы (>0,03%) ее остаточное содержание в модифицированном чугуне может быть и несколько выше. В чугуне с вермикулярным графитом оно может достигать значений 0,010-0,012% и сопровождаться соответствующим увеличением остаточного содержания РЗМ. Этот эффект, безусловно, является следствием меньшей степени рафинирования чугуна от продуктов десульфации, так как при прочих равных условиях (одинаковой длительности выдержки и температуры жидкого чугуна) с повышением исходного содержания серы образуется и большее количество сульфидных включений, которые не успевают полностью удалиться из металла в шлак. Существенное уменьшение содержания кислорода и серы в обработанных РЗМ чугунах обусловливает резкое повышение поверхностного и межфазного натяжений их жидких расплавов и соответствующее изменение формы кристаллизующегося графита.
Так, например, величина поверхностного натяжения (ож_г) чугунов с вермикулярным графитом имеет значения 1380...1470 МДж/м2 и с последующим увеличением степени сфероидизации графита (увеличение количества шаровидных включений) достигает значений 1550. 1600 МДж/м2, характерных для чугунов с полностью шаровидной формой графита.
Абсолютные значения межфазных натяжений на границе раздела расплав-графит базисные и расплав-графит призматические грани кристаллов для этих чугунов также закономерно возрастают.
Особенность этого изменения заключается в том, что у чугуна с вермикулярным графитом, как и у чугуна с пластинчатым графитом, межфазное натяжение на границе расплав-призматические грани графита при общем более высоком уровне остаются всегда меньше, чем межфазное натяжение на границе расплав-базисные грани графита, хотя эта разница существенно уменьшается (см. таблицу, поз. 3, 4, 5). При этом у чугунов с вермикулярной и смешанной вермикулярной и шаровидной формой графита абсолютные величины значений этих межфазных натяжений остаются всегда меньше, чем это необходимо для реализации процессов сфе-ролитной кристаллизации, т.е. не достигает значений 1200 МДж/м2 [8]. У чугуна же с шаровидным графитом межфазные натяжения на границе расплав-графит имеют более высокие значения, превышающие указанную величину (см. таблицу, поз. 7, 8), а соотношение их величин меняется в пользу межфазного натяжения на границе расплав-призматические грани графита, т.е. от(Ыш)-ж становится больше от(001)-ж и, таким образом, в этом случае основное услэвие сферолитной кристаллизации графита выполняется полностью.
Термографический анализ процесса затвердевания чугунов, обработанных РЗМ-лигатурами и ферро-
силицием по вышеуказанной методике, показал, что температура их эвтектической кристаллизации снижается по отношению к исходному чугуну и разница между ними (Д1:°) тем больше, чем больше присадка лигатуры или РЗМ и соответственно выше степень сфероидизации графита. Для чугунов с вермикулярным графитом эта разница составляет 8-15°С и с увеличением степени сфероидизации графита возрастает до значений 20-30°С, характерных для чугунов с практически полностью шаровидной формой графита. Полученные данные жрошо согласуются с изменением межфазного натяжения этих чугунов (см. таблицу), так как уровень последнего в основном и определяет велич ину « пер ео хлаж дени я».
Таким образом, физико-химическое состояние расплава чугуна, обусловливающее кристаллизацию графита в вермикулярной форме, характеризуется:
- низким содержанием поверхностно-активных примесей (кислорода и серы);
- повышенным поверхностным натяжением;
- относительно небольшим снижением температуры эвтектической кристаллизации;
- общим, достаточно высоким уровнем межфазного натяжения при условии, что межфазное натяжение на границе «жидкий чугун-призматические грани графита» все же остается всегда несколько меньшим, чем межфазное натяжение на границе «жидкий чугун-базисные грани графита».
Для исследования особенностей кристаллизации чугунов с различной формой графита использовали структурно-закалочный метод, позволяющий судить о последовательности кристаллизации отдельных фаз сплава и проследить процесс формообразования структурных составляющих по мере ихроста.
В качестве исходного материала для исследования этих процессов использовали электропечной ит-триевый чугун следующего состава: 3,62% С; 2,95% 81; 0,73% Мп; 0,065% Р; 0,004% 8 и 0,16% У. Стружку чугуна в кварцевых ампулах 03 мм и толщиной стенки 0,5 мм помещали в силитовую печь, нагревали до 1400°С, выдерживали при этой температуре 2 мин и затем охлаждали с печью со скоростью 20-25°С в минуту. В процессе охлаждения на различных этапах кристаллизации в интервале температур 1160-1100° С ампулы с образцами чугуна закаливали в воде. Металлографический анализ структуры закаленных образцов позволил выявить общую картину формирования включений графита в чугуне (рис. 2).
В образцах чугуна, закаленных с температуры 1160°С, фиксируется, в основном, жидкая фаза в виде тонкого ледебурита (рис. 2, а). Однако уже при этой температуре выявляется химическая неоднородность расплава, которая обусловливает выделение в процессе закалки некоторого количества первичных дендри-тов аустенита и цементита.
Начиная с температуры 1150°С и ниже в структуре закаленных образцов можно наблюдать наличие твердой фазы - графита и аустенита, количество которой непрерывно увеличивается в процессе дальнейшего охлаждения чугуна (рис. 2, б-г). Появившиеся шаровидные вклю-
чения графита уже на ранних этапах эвтектической кристаллизации обволакиваются аустенитом (рис. 3, а).
Образовавшиеся же в процессе совместного роста с аустенитом розетки вермикулярного графита, сходно с
эвтектическими колониями пластинчатого графита (рис. 3, б), своими концами (кромками) на этом этапе кристаллизации еще связаны с расплавом (рис. 3, в, г). Позже такие розетки тоже полностью окружаются аустенитом, и дальнейший рост вермикулярного графита, как и шаровидного, продолжается в условиях диффузии атомов (ионов) углерода из расплава через аустенит-ную оболочку.
Выявленные особенности кристаллизации, по-видимому, и определяют специфичность формы и строения вермикулярного графита в чугуне.
Металлографические исследования шлифов чугуна, полученных методом последовательных сошлифовок и ионного травления, позволили выявить некоторые особенности формы и строения включений вермикулярного графита.
Включения вермикулярного графита на срезе шлифа представляют собой агрегаты, состоящие из набора кристаллов, в которых кристаллографическая ориенти -ровка плоскостей роста различна (рис. 4).
Одни из кристаллитов являются как бы фрагментами сферолит-ного графита со слоистоконцентрически расположенными плоскостями роста или приближаю -щимися к концентрическому расположению (рис. 5, а), другие, сж>дно с включениями пластин -чатого графита, являются слоистыми пластинами (рис. 5, б) с преобладанием роста вдоль плоскостей базиса.
Что же касается пространственного облика вермикулярного графита, то методом последовательных сошлифовок удалось установить, что в пределах одной колонии
Рис. 3. Связь включений графита с расплавом (травлено, х500): а - шаровидный; б - пласгинчатьй; в, г - вермикулярный графит
Рис. 4. Включения вермикулярного графита после ионного травления (х800)
ах1500 б х5000
Рис. 5. Фрагменты вермикулярного графита после ионного травления в изображении растрового электронного микроскопа (РЭМ)
Рис. 6. Пространственная форма вермикулярного графита
а б
Рис. 7. Пространственная форма вермикулярного графита (фрагменты, х400): а - связь между ветвями; б - полушаровидные образования на концах ветвей
видимые на плоскости шлифа изолированные включения вермикулярного графита в пространстве связаны между собой и, таким образом, образуют весьма сложный разветвленный графитный агрегат. Исследования на растровом электронном микроскопе графита верми-кулярной формы, освобожденного от окружающей металлической основы в процессе глубокого электролитического растравливания полированной поверхности шлифов, подтвердили это положение.
В объеме розетка вермикулярного графита представляет собой сложную пространственную структуру, выросшую, по-видимому, из одного центра и напоминающую по форме коралловое образование (рис. 6). Этот разветвленный графитный агрегат состоит из утолщенных, взаимопересекающихся, изогнутых, переменного сечения пластин (рис. 7, а), оканчивающихся полушаровидными образованиями (рис. 7, б).
Возникновение таких полушаровидных образований можно объяснить тем, что вермикулярный графит на определенном этапе теряет непосредственную связь с расплавом и дальнейший его рост идет за счет диффузии углерода через оболочку аустенита, что благоприятствует проявлению черт сферолитной кристаллизации.
Список литературы
1. Мильман Б.С. Образование шаровидного графита и развитие технологии высокопрочного чугуна // Литейное производство. 1958. № 6.
2. Мильман Б.С. Исследования процесса образования шаровидного графита в чугуне// Кристаллизация металлов. М.: Изд-воАН СССР, 1960.
3. Мильман Б.С., Осада Н.Г., Ильичева Л.В. Образование шаровидного графита в синтетическом вакуумированном чугуне // Литейное производство. 1968. № 6. С. 24.
4. Мильман Б.С., Осада Н.Г., Ильичева Л.В. Основные факторы образования шаровидного графита в чугуне // Основы образования литейных сплавов. М.: Наука, 1970.
5. Мильман Б.С., Клочнев Н.И., Захаров А.П. Влияние силико-кальцияи РЗМ на структуру чугуна // Литейное производство. 1972. № 8. С. 23.
6. Мильман Б.С., Клочнев Н.И., Попова Н.Ю. Исследование процесса обработки жидкого чугуна церием // Труды ЦНИТ-МАШ. М., 1964.
7. Мильман Б.С., Бложко Н.К., Горшенков А.Н. Влияние электромагнитного перемешивания расплава на форму графита в чугун // Свойства расплавленных металлов. М.: Наука, 1974.
8. Мильман Б.С., Александров Н.Н. и др. Межфазное натяжение и форма графита кристаллизующегося в жидком чугуне // Ли -тейное производство. 1976. № 5.
9. Herfurth К. Theories aus Freiberg uber die Ursachen fur die ver-schidenen Graphitkrisllformen im Gusseisen. «Giesserei Rdsch.».
2004.51. № 3-4. S. 61-63.
Bibliography
1. Milman B.S. Formation of spherical graphite and development of high-strength cast iron technology // Foundry engineering. 1958. № 6.
2. Milman B.S. Study of the formation process of spherical graphite in cast iron // Metals solidification. M.: Publishing house of the USSR Academy of Sciences, 1960.
3. Milman B.S., Osada N.G., iyicheva L.V. Formation of spherical graphite in synthetic vacuum-treated cast iron // Foundry engineering. 1968. № 6. P. 24.
4. Milman B.S., Osada N.G., Ilyicheva L.V. Main factors of spherical graphite formation in cast iron // Basics of cast alloys formation. M.: Science, 1970.
5. Milman B.S., Klochnev N.I., Zaharov A.P. Influence of silicocal-cium and rare-earth metals on cast iron structure // Foundry engineering. 1972. № 8. P. 23.
6. Milman B.S., Klochnev N.I., Popova N.Yu. Study of the process of liquid cast iron treatment with cerium // Articles of TSNITMASH. M., 1964.
7. Milman B.S., Blozhko N.K., Gorshenkov A.N. Influence of melt electromagnetic stirring on the graphite shape in cast iron. // Properties of molten metals. M.: Science, 1974.
8. Milman B.S., Alexandrov N.N. et al. Interfacial tension and the shape of graphite solidifying in liquid cast iron // Foundry engineering. 1976. № 5.
9. Herfurth K. Theories aus Freiberg uber die Ursachen fur die ver-schidenen Graphitk risllformen im Gusseisen. «Giesserei Rdsch.».
2004.51. № 3-4. S. 61-63.
