CC BY
58
УДК 669.018.44:669.849
Е.Н. Каблов, Ю.А. Бондаренко, В.А. Сурова
ОШБЕННОСТИ ВЫСОКОГРАДИЕНТНОЙ НАПРАВЛЕННОЙ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ И ОБОРУДОВАНИЕ ДЛЯ ЛИТЬЯ МОНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ ОБРАЗЦОВ И ТУРБИННЫХ ЛОПАТОК ИЗ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ, СОДЕРЖАЩИХ РЕНИЙ
Промышленное производство лопаток ГТД за рубежом базируется на методе Бриджмена, в котором процесс направленной кристаллизации, как известно, осуществляется перемещением керамической формы с расплавом жаропрочного сплава на водо-охлаждаемом кристаллизаторе из зоны нагрева в зону охлаждения [1]. Вследствие того что данный метод предполагает отвод теплоты кристаллизации только за счет радиационного охлаждения, он обеспечивает невысокие температурные градиенты на фронте кристаллизации (С=10-20°С/см), малые скорости кристаллизации и охлаждения. Это приводит к формированию структуры жаропрочных сплавов с крупными дендритными и фазовыми составляющими, со значительной дендритной ликвацией и пористостью. В этой связи за рубежом проблему уменьшения пористости пытаются решать путем использования дорогостоящей технологии газостатического прессования (HIP) [2]. Направленная кристаллизация в условиях невысокого температурного градиента может привести также к образованию на поверхности отливок структурных дефектов в виде полос струйной ликвации (freckles) [3], содержащих крупные выделения эвтектической у'-фазы и карбидов.
Необходимость в более эффективном отводе тепла привела к созданию процесса направленной кристаллизации с жидкометаллическим охладителем - метод LMC [4, 5]. В процессе LMC керамическую форму с расплавом жаропрочного сплава перемещают из зоны нагрева и одновременно погружают в ванну с жидким охлаждающим металлом. Использование конвективного охлаждения существенно повышает скорость теп-лоотвода: отливка охлаждается в ~3-4 раза эффективнее, чем при охлаждении излучением [5]. В соответствии с законом Фурье, в условиях квазистационарного теплового потока температурный градиент на фронте кристаллизации возрастает пропорционально плотности теплового потока через боковые стенки формы, - это дополнительно позволяет увеличить и скорость кристаллизации.
На базе метода LMC было предложено устройство для осуществления высокоскоростной направленной кристаллизации [6]. С помощью высоких скоростей кристаллизации (более 20 мм/мин) удалось уменьшить размер дендритных и структурных составляющих жаропрочных сплавов [4]. Однако чрезмерное увеличение скорости роста приводит к увеличению кривизны межфазной поверхности (фронта кристаллизации), высоким радиальным температурным градиентам, росту вторичных ветвей дендритов и зарождению зерен кристаллов на стенке формы [4]. Высокие скорости кристаллизации также способствуют формированию более неравновесной структуры, в первую очередь эвтектических фаз.
Метод LMC получил развитие в ВИАМ, где разработана технология высокоскоростной направленной кристаллизации лопаток ГТД в установках УВНК-8П с температурным градиентом ^=50-60°С/см) и жидкометаллическим охладителем - расплавом алюминия [7]. Эта технология широко используется в России при производстве рабочих лопаток 1 ступени авиационных ГТД (длиной до 100 мм) [8].
Однако дальнейшее развитие технологии литья лопаток с монокристаллической структурой с использованием жидкометаллического охладителя (алюминия) потребовало снизить скорость кристаллизации до R=5 мм/мин и даже меньше (для крупногабаритных лопаток).
Известно [9], что главная структурная характеристика - расстояние между дендритными осями первого порядка (А,, мкм) - связана со скоростями охлаждения расплава на фронте кристаллизации известным соотношением:
А = а(О-К)'" , мкм.
Коэффициент а в этом выражении пропорционален интервалу кристаллизации: а~АТ, а показатель степени п может принимать значения в диапазоне У - У . Исходя из этого соотношения, можно увеличить скорость охлаждения и, следовательно, уменьшить размер структурных составляющих путем повышения температурного градиента на фронте кристаллизации.
Для решения проблемы разработки процесса высокоградиентной направленной кристаллизации, в ВИАМ на протяжении ряда лет велись целенаправленные работы по детальному исследованию теплофизических параметров процесса направленной кристаллизации, способов охлаждения, конструктивных особенностей тепловых узлов вакуумных плавильных установок и их влияния на условия направленной кристаллизации и структуру жаропрочных сплавов при получении лопаток и других деталей горячего тракта ГТД [10].
Начиная с 1974 года были спроектированы и изготовлены специализированные вакуумные плавильные установки направленной кристаллизации с различными способами охлаждения: УВНЭС-1, УВНЭС-2, УВНЭС-3. Их общей особенностью были близкие по размеру конструкции теплового узла, рассчитанные на одновременную кристаллизацию блока из нескольких образцов или одной-двух лопаток (длиной ~150-200 мм). Информация о характере распределения температуры, полученная с помощью термопар, установленных на поверхности керамических форм, позволила оценить значение температурного градиента и изменение в положении фронта роста в процессе направленной кристаллизации [11]. Анализ полученных результатов показал, что направленная кристаллизация в керамических формах на медном водоохлаждаемом кристаллизаторе (метод Бриджмена) из-за недостаточно эффективного отвода тепла излучением с поверхности формы обеспечивает незначительные градиенты на фронте кристаллизации G=30-40oС/см. Применение водоохлаждаемых кольцевых экранов в нижней части печи подогрева форм (установка УВНЭС-2) обеспечило некоторое увеличение значений температурного градиента до G=50-60oС/см. Применение жидкоме-таллического охладителя (расплава олова) в установке УВНЭС-3 (метод ЬМС) обеспечило температурный градиент до G=80oС/см. Дальнейшее совершенствование конструкции печи с жидкометаллическим охладителем путем использования двухзонного нагревателя, тепловых экранов, а также повышение рабочей температуры в печи подогрева форм (до 1700ОС) при использовании более огнеупорных, бескремнеземных керамических форм, состоящих практически полностью из оксида алюминия (99,6% (по массе) А1203), обеспечило рост значений температурного градиента до G=200-250oc/см [11].
Проведенные исследования позволили сформулировать и экспериментально подтвердить основные требования, выполнение которых необходимо для получения высокого градиента на фронте кристаллизации при литье лопаток ГТД: применение метода направленной кристаллизации с жидкометаллическим охладителем, использование жидкометаллического охладителя с более низкой температурой плавления, повышение рабочей температуры в печи подогрева, уменьшение расстояния между нагревателем и поверхностью жидкометаллического охладителя, применение эффективных тепловых экранов между зоной нагрева и зоной охлаждения, повышение теплопроводности керамических форм.
В результате исследований в ВИАМ была создана не имеющая аналогов в мировой практике модульная вакуумная высокоградиентная плавильная установка УВНЭС-4 (рис.1), особенности конструкции теплового узла которой защищены патентом (на способ высокоградиентной направленной кристаллизации также получен патент Российской Федерации).
а)
б)
Рис. 1. Общий вид установки УВНЭС-4 (а) и схема ee теплового узла (б)
Создание специализированного оборудования позволило приступить к изучению процесса высокоградиентной направленной кристаллизации жаропрочных сплавов. В работах [12,13] установлено, что повышение температурного градиента на фронте кристаллизации способствует получению более качественной структуры. Суть этого эффекта заключается в следующем. В условиях дендритного роста при направленной кристаллизации жаропрочного сплава существует жидко-твердая область, которая состоит из закристаллизовавшихся осей дендритов, ориентированных в направлении роста (рис. 2), и расплава, сосредоточенного в междендритном пространстве.
а)
б)
Р ис. 2. Схема фронта кристаллизации в условиях дендритного роста при направленной кристаллизации (Т5 и Ть - температуры солидус и ликвидус соответственно): а - О = 30о^см; б - О = 200ОС/см
При направленной кристаллизации лопаток ГТД по существующей в России и за рубежом промышленной технологии с невысоким температурным градиентом О=10-30°С/см) высота жидко-твердой области на фронте кристаллизации составляет десятки миллиметров (рис. 2, а). Из-за перекрытия осями второго порядка дендритных каналов течение расплава в них затруднено. Вследствие различия молярных объемов жидкой и твердой фаз, по мере кристаллизации в основании дендритов формируются дендритные поры.
Повышение температурного градиента обеспечивает уменьшение высоты жидко-твердой зоны перед фронтом кристаллизации (рис. 2, б), что облегчает подпитку расплавом оснований дендритов и, следовательно, содействует уменьшению размера и количества междендритных пор (в 8-10 раз). Последующая высокотемпературная гомогенизация жаропрочных сплавов увеличивает как объемную долю, так и размер пор (рис. 3), особенно в отливках, полученных после направленной кристаллизации при низких температурных градиентах, что связано как с растворением неравновесных эвтектических фаз и коагуляцией имеющихся пор, так и с нескомпенсированностью встречных диффузионных потоков (эффект Киркендала) легирующих элементов при термообработке.
V,, %
Рис. 3. Зависимость объемной доли пор Уп в структуре сплава типа ЖС от температурного градиента О и термообработки: 1 - литое состояние (без термообработки); 2 - после гомогенизирующего отжига при 1290°С (1 ч) + при 1 300°С (1 ч) + при 1310°С (6 ч)
Это особенно актуально для современных высокожаропрочных никелевых сплавов с монокристаллической структурой, высокие прочностные характеристики которых во многом обеспечиваются повышенным содержанием рения [14]. Превосходные жаропрочные свойства таких сплавов большинство исследователей связывают в основном с низким коэффициентом диффузии Яе в никелевом у-твердом растворе [15]. Это обеспечивает дополнительное упрочнение у-твердого раствора, стабилизирует коагуляцию у'-фазы, повышает структурную стабильность сплава.
На рис. 4 приведены характерные структуры современного наиболее жаропрочного сплава ЖС47 [16] с высоким содержанием рения (~9,0% по массе), полученного при одинаковых скоростях кристаллизации (К=4 мм/мин) в виде цилиндрических образцов (0 15 мм), но с различным температурным градиентом на фронте роста. Необходимо отметить, что повышение температурного градиента обеспечивает формирование более однородной, тонкодендритной структуры с междендритным расстоянием ^=160 мкм
(рис. 4, б, г) (вместо Х=350 мкм при литье по промышленной технологии - рис. 4, а, в). Хорошо видно, что при низком градиенте формируются крупные по размеру выделения частиц у/у'-эвтектики, имеющие монолитный характер с четкой границей фазового раздела (рис. 4, в). При высокоградиентной направленной кристаллизации образуются мелкие выделения у/у'-эвтектики, фрагментированные прожилками у-фазы, что весьма важно для последующей гомогенизации.
а) б)
Рис. 4. Характерная структура (а, б - х50; в, г - х2500) жаропрочного сплава ЖС47 с повышенным содержанием рения (9,0% по массе):
а, в - О=60°С/см, Х=350 мкм; б, г - О=200°С/см, Х=160 мкм
На рис. 5 приведена экспериментально полученная графическая зависимость междендритного расстояния X от температурного градиента (при постоянной скорости кристаллизации Я=4 мм/мин) для современных ренийсодержащих жаропрочных сплавов.
Рис. 5. Зависимость междендритного расстояния X от температурного градиента, при литье с постоянной скоростью кристаллизации Я=4 мм/мин (экспериментальные данные) для никелевых жаропрочных сплавов, содержащих рений
G, °С/см
Результаты исследований зависимости коэффициента ликвации для некоторых никелевых ренийсодержащих жаропрочных сплавов, например Rene N5 (4% (по массе) Re) и ЖС47 (~9,0% (по массе) Re), от условий направленной кристаллизации, проведенных с помощью микрорентгеноспектрального анализа (МРСА), показали, что элементы, понижающие температуру солидус (Al, Ti, Ta), как правило, концентрируются в межосном пространстве. Элементы, повышающие температуру солидус (тугоплавкие W, Re), концентрируются в осях дендритов. Повышение температурного градиента на фронте кристаллизации способствует уменьшению дендритной ликвации (табл. 1), что особенно важно для сплавов данного типа, содержащих в значительном количестве рений и имеющих малую диффузионную подвижность в никелевом твердом растворе. Поэтому в сплавах с большим содержанием рения, полученных при низких температурных градиентах на фронте роста, даже длительная высокотемпературная обработка при температурах >1330°С (> 40 ч) не обеспечивает устранения ликвации рения внутри дендритных ячеек [17].
Таблица 1
Зависимость коэффициента ликвации Кл от условий направленной кристаллизации никелевых жаропрочных сплавов Rene N5 и ЖС47
Сплав G, Кл элементов (Со 1С )*
°С/см Al Cr Mo W Ta Co Re
Rene N5 60 200 0,7 0,9 0,8 0,9 0,7 0,8 2,0 1,4 0,7 0,8 1,1 1,2 2,5 1,5
ЖС47 60 0,7 1,2 1,2 2,1 0,5 1,2 3,4
200 0,8 1,0 0,9 1,5 0,6 1,1 2,5
* Сод, Смд - концентрация легирующего элемента в оси дендрита и межосном пространстве.
Микросегрегация элементов внутри дендритных ячеек в современных ренийсо-держащих сплавах, предельно легированных тугоплавкими элементами, может приводить к образованию топологически плотноупакованных фаз (ТПУ фаз) , что резко разупрочняет материал [18]. Детальные исследования методами физико-химического фазового анализа позволили выявить в изоляте сплава Rene N5 частицы ТПУ фазы, близкие по кристаллографической структуре к д'-фазе с составом, соответствующим формуле: (Ni,Co)1,5(W,Mo,Re) [19]. Изолированные частицы ТПУ фазы имеют форму пластин, которые могут служить концентраторами напряжений и вызывать развитие трещин. Высокоградиентная направленная кристаллизация вследствие уменьшения
дендритной ликвации может содействовать уменьшению вероятности образования микросегрегации элементов внутри дендритной ячейки, являющихся благоприятной средой для выделения ТПУфаз при эксплуатации и высокотемпературном отжиге [19].
Известно, что термическая стабильность, как и темп разупрочнения жаропрочных сплавов, определяется в первую очередь диффузионными характеристиками. Авторадиографические исследования диффузионной проницаемости внутренних поверхностей раздела монокристаллов <001> ренийсодержащего жаропрочного сплава Rene N5 показали, что условия направленной кристаллизации, температурный градиент на фронте роста в значительной степени влияют на диффузионные характеристики. Так, эффективные параметры самодиффузии атомов 63Ni в условиях высокоградиентной
13 2
направленной кристаллизации (Дзф>3,5-10~ см/с) в ~1,5 раза ниже, чем в процессе
13 2
кристаллизации по промышленной технологии (Дзф=5,52-10~ см/с). Результаты послойного анализа, характеризующие конкретные параметры диффузии по внутренним поверхностям раздела, свидетельствуют, что высокоградиентная направленная кристаллизация существенно снижает диффузионную проницаемость, что связано с отсутствием в структуре крупных выделений у/у'-эвтектики и междендритных пор.
Вследствие того что термическая стабильность и темп разупрочнения жаропрочных сплавов во многом определяются диффузионными характеристиками [20], полученные результаты свидетельствуют о преимуществе высокоградиентной технологии, обеспечивающей высокое качество структуры и, следовательно, лучшую стабильность жаропрочных сплавов. Оценка жаропрочных свойств, проведенная для образцов современных ренийсодержащих жаропрочных сплавов с монокристаллической структурой <001>, полученных в условиях высокоградиентной направленной кристаллизации (на вакуумной установке УВНЭС-4), показала высокий уровень длительной прочности. Так, в литом состоянии (без термообработки) у зарубежного сплава Rene N5 время до разрушения при Т=1000°С и нагрузке а =250 МПа составило т =60-70 ч. Монокристаллические образцы сплава ЖС47 также показали превосходный уровень свойств (табл. 2).
Таблица 2
Длительная прочность монокристаллических (<001>) образцов _опытных композиций сплава ЖС47_
Температура испытаний, °С Нагрузка а, МПа Время до разрушения т, ч
900 540 225,5
1000 320 121
270 274
270 225
270 248,5
1100 160 221
Для внедрения процесса высокоградиентной направленной кристаллизации в промышленность в ВИАМ спроектирован и изготовлен образец промышленной вакуумной установки УВНЭС-5 с компьютеризированной системой управления (рис. 6). Основной особенностью новой установки является то, что для реализации тепловых условий процесса высокоградиентной направленной кристаллизации в ней воспроизведены все технические решения, разработанные при создании модульной установки УВНЭС-4: печь подогрева форм с двухзонными нагревателями; ванна с жидкометалли-ческим охладителем (расплавом олова с Тохл=260-300°С), имеющая систему нагрева и охлаждения; теплоизолирующий экран, обеспечивающий эффективное экранирование
зоны нагрева от зоны охлаждения при прохождении через него керамических форм с переменным сечением.
Рис. 6. Общий вид промышленной вакуумной высокоградиентной установки УВНЭС-5 с компьютерной системой управления
Производительность печи обеспечивается достаточно большим внутренним размером пространства печи подогрева форм (110x320x400 мм), что позволяет одновременно кристаллизовать два блока лопаток ГТД (до 8-12 шт. длиной по 100 мм -рис. 7, а) или 2 крупногабаритные лопатки ГТУ (длиной до 300 мм каждая - рис.7, б).
а) б)
Рис. 7. Отливки, получаемые на высокоградиентной установке УВНЭС-5:
а - блок лопаток ГТД (длиной 100 мм); б - крупногабаритная лопатка ГТУ (длиной до 300 мм)
Плавка жаропрочного сплава осуществляется в сменных керамических тиглях емкостью 10-15 кг (по никелю) с использованием тиристорного источника питания. Вакуумная система обеспечивает вакуум 0,133-0,бб7 M^ [(1-5)40-3 мм рт. ст.], температура в печи подогрева форм до 1700oC.
Главной особенностью установки УВНЭC-5 является компьютеризированная система управления всеми основными параметрами технологического процесса: температурой в печи подогрева форм и ванны с жидкометаллическим охладителем, скоростью нагрева и охлаждения, скоростью перемещения (кристаллизации) керамической формы, вакуумом в камере печи. Вся информация об основных параметрах процесса в реальном времени в течение процесса проецируется на жидкокристаллическом экране компьютера, а также фиксируется на жестком диске и при необходимости на дискете.
Разработка высокоградиентной технологии и создание специализированной вакуумной промышленной установки УВНЭC-5 делает возможным внедрение ренийсодер-жащих высокожаропрочных сплавов при производстве наиболее нагруженных рабочих лопаток ГТД перспективных авиационных двигателей пятого поколения.
ЛИTЕРATУРA
1. Versnyder F.L., Shank M.E. The Development of Columnar Grain and Single Crystal High Temperature Materials through Directional Solidification //Mater. Sci. and Eng., 1970, v.6, № 4, p. 213-247.
2. Горячее изостатическое уплотнение отливок. Обзор зарубежной литературы под ред. Хаюрова C.C. //Технология легких сплавов, 1985, № 3, с. 43-54.
3. Copley S.N., Giamei A.F., Johnson S. Origin of «Freckles» in Ni-Base Superalloy //Metal. Trans., 1970, № 1, p. 2193-2204.
4. Giamei A.F., Tschinkel J.G. Liquid Metal Cooling: A New Solidification Technique //Metal. Trans. A, 1976, v. 7A, p. 1427-1434.
5. Giamei A.F., Kraft E.H. and Lemkey F.D. New Trends in Materials Processing. - ASM, Metals Park, 1976, OH, p. 48-97.
6. Tschinkel J.G., Giamei A.F. Apparatus for Casting of Directionally Solidified Articles // Pat. (US) № 3.763.926., заявл. 15.09.71, опубл. 09.10.73.
7. Огроганов Г.Б., Логунов A3., Герасимов В.В. и др. Высокоскоростная направленная кристаллизация //Литейное производство, 1983, № 12, с. 20-22.
8. Панкратов ВА., Каблов Е.Н. Инкубатор для турбинных лопаток //Наука и жизнь, 1991, № 8, с. 62-64.
9. Чалмерс Б. Теория затвердевания.- M.: Mеталлургия, 1968, 288 с.
10. Бондаренко ЮА. Закономерности формирования направленной структуры жаропрочных сплавов и высокоградиентная технология получения деталей горячего тракта ГТД: Aвтореф. дис. на соиск. учен. степени докт. техн. наук.- M.: ВИAM, 2002, 53 с.
11. Бондаренко ЮА., Каблов Е.Н. Высокоградиентная направленная кристаллизация -перспективная технология получения лопаток ГТД с монокристаллической структурой //В кн. Каблов Е.Н. Литье лопаток газотурбинных двигателей (сплавы, технология, покрытия).- M.: MИCИC, 2001, с. 339-444.
12. Каблов Е.Н., Бондаренко ЮА. Новое в технологии производства лопаток ГТД /Аэрокосмический курьер, 1999, № 2, с. 60-62.
13. Каблов Е.Н., Бондаренко ЮА. Получение монокристаллических лопаток ГТД высокоградиентной направленной кристаллизацией /Авиационная промышленность, 2000, № 1, с. 53-56.
14. Erickson G.L., Harris K. DS and SX Superalloys for Industrial Gas Turbines. Materials for Advanced Power Engineering: Proc. of a Conf., Part II.- Belgium: Kluwer Acad. Publ., 1994, p. 1055-1074.
15. Каблов Е.Н., Светлов И.Л., Петрушин Н.В. Никелевые жаропрочные сплавы для литья лопаток с направленной и монокристаллической структурой //Материаловедение, 1997, № 4, с. 32-39; № 5, с. 14-17.
16. Каблов Е.Н., Петрушин Н.В. Компьютерное конструирование жаропрочных сплавов на основе расчетов фазового состава, физико-химических и структурных характеристик никелевых сложнолегированных систем //Создание и исследования перспективных жаропрочных сплавов для новой техники: Тезисы докл. междунар. конф.-М.: ВИАМ, 2001, 9 с.
17. Walston W.S., Ross E.W., OHara K.S., Pollock T.M., Murphy W.H. Nickel-Base Super-alloy and Article with High Temperature Strength and Improved Stability Rene N6 //Pat. 5.455.120 (US), 1995.
18. Dorolia R., Lahrman D.F., Field R.D. Formation of TCP Phases in Nickel-Base Single Crystal Superalloys //Superalloys: A Publ. of The Metallurgical Soc., 1988, p. 255-265.
19. Бондаренко Ю.А., Каблов Е.Н., Морозова Г.И. Влияние высокоградиентной направленной кристаллизации на структуру и фазовый состав жаропрочного сплава типа Rene N5 //МиТОМ, 1999, № 2, с.15-18.
20. Бокштейн С.З., Гинзбург С.С., Кишкин С.Т. и др. Авторадиография поверхностей раздела и температурная стабильность сплавов.- М.: Металлургия, 1987, 263 с.
УДК 629.7.023.222:669.843
В.Н. Толораия, Е.Н. Каблов, И.М. Демонис
ТЕХНОЛОГИЯ ПОЛУЧЕНИЯ МОНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ ОТЛИВОК ТУРБИННЫХ ЛОПАТОК ГТД ЗАДАННОЙ КРИСТАЛЛОГРАФИЧЕСКОЙ ОРИЕНТАЦИИ ИЗ РЕНИЙСОДЕРЖАЩИХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
Как известно, научным обоснованием применения метода направленной кристаллизации в производстве турбинных лопаток ГТД послужили результаты исследований механизмов высокотемпературного разрушения поликристаллических жаропрочных сплавов [1]. Результаты этих исследований показали, что разрушение в процессе ползучести происходит по границам зерен, ориентированным перпендикулярно оси действующих напряжений. В частности, было показано, что никелевый жаропрочный сплав ЭИ437 разрушается по участкам границ зерен, расположенным перпендикулярно приложенной нагрузке, причем зарождение пор и трещин по этим местам начинается уже в начале второй стадии ползучести. Именно это последнее обстоятельство и позволило сделать вывод о возможности значительного повышения длительной прочности за счет «удаления» из структуры материала поперечных составляющих границ зерен. Вполне понятно, что если бы разупрочнение по указанным областям происходило бы в конце второй или на третьей стадии крипа, то выигрыш от устранения поперечных составляющих был бы значительно меньшим, а достаточно сложные технологические приемы достижения этой цели себя бы не оправдали. Данная цель была достигнута применением в технологии литья лопаток направленной кристаллизации (метод Бриджмена-Стокбаргера) [2], позволяющей сформировать в отливке монокристаллическую или столбчатую структуру. Ее применение для жаропрочных сплавов традиционного легирования действительно позволило значительно повысить кратковре-
