автореферат диссертации по металлургии, 05.16.06, диссертация на тему:Влияние дисперсности порошков на структурно-фазовые превращения в хромомолибденовых порошковых сталях

Введение.

1. Особенности структурных и фазовых превращений при термической обработке порошковых сталей (Литературный обзор).

1.1. Порошковые углеродистые стали.

1.2. Формирование структуры порошковых легированных сталей.

1.3 Постановка задачи исследования.

2. Методики исследования.

2.1. Исходные материалы.

2.2. Приготовление шихты.

2.3. Прессование. Спекание.

2.4. Термическая обработка образцовУ.

-я * ^ •

2.5. Рентгеноструктурный анализ.

2.6. Дилатометрический анализ.

2.7. Оценка степени химической неоднородности.

2.8. Микроструктурный анализ.

2.9. Магнитометрический анализ.

2.10. Приготовление субмикронных порошков хрома и молибдена.

2.11. Цементация спеченной композиции ЖХ12М2.

2.12. Исследование механических свойств и износостойкости.

3. Влияние режимов спекания, марки и дисперсности частиц исходных порошков на структуру и фазовое состояние порошковой хромомолибденовой стали ПК100Х12М2.

3.1. Структурно-фазовый анализ стали ПК100Х12М2 в спеченном состоянии.

3.2. Тонкая структура стали ПК100Х12М2 в зависимости от типа железного порошка и дисперсности частиц хрома и молибдена.

3.3. Зависимость критических точек стали ПК100Х12М2 от дисперсности исходных порошков и режимов спекания.

3.4. Закаливаемость порошковой стали ПК100Х12М2 в зависимости от дисперсности частиц легирующих элементов, типа железного порошка и режимов спекания.

3.5. Обработка холодом стали ПК100Х12М2.

3.6. Изотермический распад аустенита стали ПК100Х12М2.

3.6.1. Изотермический распад аустенита стали ПК100Х12М на основе железа ПЖРВ 2.200.28.

3.7. Изотермический распад аустенита стали ПК100Х12М на основе железа ОСЧ 6-2.

3.8. Кинетический анализ изотермического распада аустенита стали ПК100Х12М2 в зависимости от дисперсности порошков легирующих элементов.

4. Формирование структуры порошковой хромомолибденовой стали при науглероживании.

4.1. Выбор режимов прессования и спекания безуглеродистой композиции ЖХ12М2.

4.2. Исследование процесса науглероживания спеченной композиции ЖХ12М2.

Научно-технический прогресс во всех областях современной техники предъявляет все более жесткие требования к материалам, работающим в условиях высоких давлений, скоростей, деформаций, агрессивных сред и т.д. В связи с этим необходимо создание и внедрение в производство новых материалов и прогрессивных технологий, удовлетворяющих таким требованиям.

Одной из перспективных технологий металлургического и машиностроительного производства является порошковая металлургия. Решение многих научно-технических задач связано с развитием процессов порошковой металлургии и разработкой новых порошковых материалов. Использование методов порошковой металлургии при создании материалов позволяет обеспечить оптимальное сочетание технологии получения структурных и рабочих характеристик.

Среди спеченных материалов основное место занимают материалы на основе железа. Получение спеченных материалов на железной основе возможно по следующим основным технологическим схемам: 1) спекание прессовок из смесей различных порошков; 2) спекание прессовок из готовых легированных порошков; 3) спекание прессовок из смеси легированных порошков; 4) пропитка пористой заготовки соответствующими сплавами.

Первая технологическая схема в настоящее время, несмотря на недостатки, наиболее распространена, так как отличается простотой и дешевизной технологии и позволяет получать материалы практически любого состава. Свойства материалов, полученных по данной схеме, в основном определяются структурой, образующейся в процессе спекания в результате встречной диффузии и взаимодействия исходных компонентов.

Применяя термическую обработку спеченных деталей, можно повысить не только прочность, но и пластичность, твердость, вязкость, износостойкость. В ряде случаев применение термической обработки в совокупности с другими видами обработки позволяет получить для некоторых порошковых сталей более высокие прочностные и пластические свойства, чем для литых [1].

Однако резкое отличие порошкового металла от кованного по структурному состоянию не позволяет автоматически переносить закономерности превращений , происходящих при нагреве и охлаждении кованых сталей, на порошковые. Наиболее характерные специфические особенности порошковых сталей, которые затрудняют использование обычных технологических режимов и приемов термической обработки, разработанных для литых, кованных и катанных сталей, это наследственная мелкозернистость, пониженная теплопроводность, пористость, химическая неоднородность, повышенная дефектность строения.

Немаловажную роль в характере процессов, протекающих при термической обработке порошковых сталей, играет дисперсность исходных порошков [2,3], содержание легирующих элементов и примесей, характер их распределения, неоднородность структуры, межчастичные границы, степень гомогенности твердого раствора и др.

Эти особенности структуры спеченных композиций на основе железа оказывают существенное влияние на процессы термической и химико-термической обработки.

В связи с этим возникает необходимость исследования особенностей термической обработки порошковых легированных сталей, полученных методом механического смешивания компонентов. Знание этих особенностей необходимо при изыскании путей наиболее полного и эффективного использования методов термической обработки для повышения физико-механических свойств порошковых сталей, получаемых из поликомпонентных шихт. Этому также способствует все возрастающая необходимость в порошковых деталях на железной основе с введением недорогих легирующих добавок, позволяющих получать высокие прочностные характеристики. Этим требованиям удовлетворяют хром и молибден, которые являются наиболее распространенными и относительно недорогими легирующими элементами.

В связи с этим целью данной работы является изучение влияния размера частиц легирующих элементов и типа железного порошка на формирование структуры порошковых хромомолибденовых сталей в процессе спекания и термической обработки; выяснение влияния легирования, дисперсности исходных порошков, температуры и времени спекания на процесс гомогенизации твердого раствора сталей; исследование характера влияния структурного состояния и степени гомогенизации твердого раствора на перлито-аустенитное превращение; устойчивость переохлажденного аустенита в изотермических условиях в зависимости от размера частиц легирующих элементов и марки железного порошка; влияние размера частиц хрома и молибдена на закаливаемость порошковых сталей.

Работа выполнена на кафедре композиционных и порошковых материалов, покрытий и в Республиканском инженерно-техническом центре порошковой металлургии Пермского государственного технического университета.

Научная новизна полученных результатов состоит в следующем:

1. Установлены закономерности структурообразования порошковых хромомолибденовых сталей в зависимости от марки железного порошка и размера частиц вводимых легирующих элементов.

2. Установлено, что при спекании высоколегированных хромомолибденовых сталей гомогенизация твердого раствора затруднена за счет образования первичных труднорастворимых карбидов, что приводит к снижению концентрации углерода в растворе. Полная гомогенизация не происходит даже при высокой температуре и длительной выдержки.

3. Показано, что снижение химической однородности хромомолибденовых порошковых сталей вызывает смещение критических точек перлито-аустенитного превращения в область более низких температур, а аустенито-перлитного превращения в область более высоких температур.

4. Установлено, что уменьшение размера частиц железного порошка и частиц легирующих элементов приводит к увеличению устойчивости переохлажденного аустенита. Максимальная скорость распада аустенита достигается на начальной стадии изотермической выдержки в отличие от компактной, где скорость нарастает постепенно.

5. Кинетический анализ кривых изотермического распада с помощью уравнения Аврами показал, что процесс развития превращения у сталей с исходными частицами хрома и молибдена следует рассматривать, как рост уже образовавшихся зародышей новой фазы. У более однородных сталей с субмикронными частицами легирующих элементов распад аустенита лимитируется зарождением участков новой фазы.

6. Показано, что высокую гомогенность хромомолибденовых порошковых сталей можно достигнуть посредством спекания безуглеродистой легированной основы и последующего ее науглероживания. Сталь, полученная таким образом, обладает повышенной устойчивостью переохлажденного аустенита, хорошей закаливаемостью и высоким комплексом механических свойств и износостойкости.

Основные результаты, выносимые на защиту:

1. Уменьшение размера частиц легирующих элементов, вводимых в шихту, наряду с увеличением температуры спекания и времени выдержки приводит к снижению химической неоднородности порошковых хромомолибденовых сталей, что, в свою очередь, приводит к повышению устойчивости переохлажденного аустенита.

2. Снижение устойчивости переохлажденного аустенита порошковой хромомолибденовой стали ПК100Х12М2 с увеличением негомогенности твердого раствора, а также обеднение углеродом мартенсита закаленной стали в результате связывания углерода в первичные труднорастворимые специальные карбиды приводят к уменьшению закаливаемости стали.

3. Закалка с последующей обработкой холодом порошковой стали ПК100Х12М2 приводит к значительному увеличению твердости за счет полного распада остаточного аустенита, сохраняющегося в стали после закалки.

4. Максимальное значение скорости распада аустенита порошковой хромомолибденовой стали соответствует начальной стадии изотермической выдержки в отличие от компактной, у которой скорость нарастает постепенно, что обусловлено чрезвычайно облегченным возникновением зародышей низкотемпературных фаз практически без термической активации в условиях повышенного количества структурных несовершенств порошковой стали.

5. Процесс развития превращения при изотермическом распаде у сталей с исходными частицами хрома и молибдена следует рассматривать, как рост уже образовавшихся зародышей новой фазы. У более однородных сталей с субмикронными частицами легирующих элементов распад аустенита лимитируется зарождением участков новой фазы.

6. С целью повышения гомогенности твердого раствора и достижения однородной структуры порошковой хромомолибденовой стали необходимо науглероживание предварительно спеченной безуглеродистой композиции. Отсутствие графита в исходной шихте способствует равномерному распределению хрома и молибдена в твердом растворе при спекании из-за отсутствия процесса карбидообразования.

Практическая ценность работы:

1. Установлено влияние химической неоднородности порошковых хромомолибденовых сталей на процессы структурообразования, происходящие при спекании и термической обработке.

2. Предложены оптимальные режимы термической обработки порошковых хромомолибденовых сталей для достижения максимального уровня механических свойств.

3. Предложен способ дополнительного повышения твердости сталей после закалки путем обработки холодом. При этом твердость возрастает на 5-22 ед. НЯС.

4. Установлена зависимость характера протекания превращений от степени растворимости легирующих элементов, происходящих в порошковых хромомолибденовых сталях.

5. Предложен способ получения высоколегированной хромомолибденовой стали, обладающей однородным твердым раствором посредством науглероживания предварительно спеченной легированной основы. Такая сталь хорошо закаливается и обладает высокими механическими свойствами.

6. Подшипники качения, используемые в барабанах поточных конвейеров, изготовленные из науглероженной порошковой стали ЖХ12М2, показали более высокую износостойкость, чем подшипники, изготовленные из литой стали Х12М.

Материалы доложены и обсуждены на научно-технических конференциях:

XXVIII научно-техническая конференция «Повышение качества изготовления и эксплуатации деталей машин технологическими методами» (г.Пермь, 1995), Международная научно-техническая конференция «Проблемы развития металлургии Урала на рубеже XXI века» (г.Магнитогорск, 1996), Международная научно-техническая конференция «Новейшие процессы и материалы в порошковой

12 металлургии» (г.Киев, 1997), Международная научно-техническая конференция «От булата до современных материалов, в честь 200-летия со дня рождения П.П. Аносова» (г.Златоуст, 1999).

По материалам диссертации опубликовано 9 печатных работ. Диссертационная работа состоит из введения, 5 глав, заключения, изложена на 125 страницах, содержит 27 таблиц, 31 рисунок, список использованных источников, включающих 62 источника, приложение.

выводы

1. Гомогенизации твердого раствора при спекании хромомолибденовых сталей препятствует процесс образования первичных труднорастворимых специальных карбидов в результате направленной диффузии углерода к хрому и молибдену. Структура, формирующаяся при спекании, характеризуется гетерогенностью, уменьшающейся при увеличении температуры спекания и времени выдержки.

2. Использование для легирования субмикронных порошков хрома и молибдена приводит к формированию более устойчивого аустенита даже после спекания при 1100 °С в течение 0,5 часа. Это выражается в расширении температурной области метастабильной устойчивости аустенита, в понижении температуры мартенситного превращения, в увеличении инкубационного периода распада аустенита в перлитной области для стали на основе железа ПЖРВ 2.200.28.

3. Кинетический анализ кривых изотермического распада аустенита стали ПК100Х12М2 показал, что для менее однородных по химическому составу сталей на основе распыленного железного порошка с исходными частицами хрома и молибдена процесс развития превращения следует рассматривать, как рост уже образовавшихся зародышей при практически полном отсутствии возникновения новых зародышей. У более однородных сталей с субмикронными частицами легирующих элементов распад аустенита начинается с зарождения участков новой фазы. После исчерпания этих мест зарождения дальнейший распад аустенита лимитируется ростом уже образовавшихся зародышей при отсутствии зарождения новых центров.

4. Введение субмикронных порошков хрома и молибдена приводит к некоторому сужению межкритического интервала Ас| и Асз и смещению его в область более высоких температур. Объемная доля карбидной фазы выше у хромомолибденовой порошковой стали на основе распыленного железа, а меньший размер карбидов у стали на основе карбонильного железа

5. Отпуск порошковых легированных сталей в интервале 100-650 °С приводит к постепенной замене гетерогенной структуры, состоящий из отпущенного мартенсита, троостита, карбидов, на более однородную сорбитообразную. Увеличение химической неоднородности активизирует распад мартенсита в процессе изотермического отпуска.

6. Оптимальный режим науглероживания композиции ЖХ12М2 - цементация при температуре 920 °С в течение 5 часов. Сталь, науглероженная по такому режиму и закаленная из карбюризатора в масло, имеет твердость не менее 40 НЯС на глубине до - 1,5 мкм.

7. Вследствие того, что в композиции ЖХ1М2 не присутствует углерод происходит равномерное распределение хрома и молибдена по объему и процесс гомогенизации твердого раствора полностью завершается при спекании 1200 °С в течение 2 часов. Микроструктура науглероженного слоя представляет собой однородную легированную матрицу с равномерно распределенными дисперсными карбидами типа М3С4 и М23С6 со средним размером ~ 1 мкм.

1. Бернштейн МЛ. Термомеханическая обработка металлов и сплавов. T.II -М.: Металлургия, 1968.

2. Ермаков С.С. Особенности термической обработки металлокерамических сплавов на железной основе. // Металлокерамические конструкционные материалы. -Киев: ИПМ АН УССР, 1972.-С. 188- 196.

3. Ермаков С.С., Вязников Н.Ф. Порошковые стали и изделия. Л.: Машиностроение, Ленинградское отделение, 1990. - 319 с.

4. Анциферов В.Н., Буланов В.Я., Богодухов С.И., Гревнов Л.М. Термохимическая обработка порошковых сталей. Екатеринбург: УрО РАН, 1997. -482 с.

5. Богодухов С.И., Кипарисов С.С., Рудаков В.И. Особенности структурных процессов при спекании железо-никель-графитовых композиций // Материалы современной техники. Пермь, 1975, № 174. С. 224-230.

6. Богодухов С.И., Кипарисов С.С., Шакиров Л.М. Технология изготовления шестерен из спеченных материалов//Там же. № 174. С. 214-217.

7. Радомысельский И.Д., Напара-Волгина С.Г., Горб МЛ. Исследование механических свойств спеченных конструкций стали, легированной хромом, медью и никелем // Конструкционные материалы. Киев, 1978. С. 43-49.

8. Порошковая металлургия: Спеченные и композиционные материалы / Под ред. В. Шотта; пер. с нем. М.: Металлургия, 1983.

9. Савицкий А.П. Особенности процесса спекания бинарных систем // Порошковая металлургия, 1980, № 7. С. 62-69.

10. Гуляев А.П. Металловедение. М.: Металлургия, 1986. - 542 С.

11. Меськин В.С. Основы легирования стали. М.: Металлургия, 1964. - 684 С.

12. Гегузин Я.Е. Физика спекания. М.: Наука, 1967. - 360 с.

13. Анищенко Л.М., Бреховский В.Ф. // Порошковая металлургия, 1974, № 4. -С. 53.

14. Никитенко И.Н., Устименко В.И. Технология изготовления и свойства металлокерамических и шихтовых материалов / Сб. трудов. Новочеркасск, 1971. -43 с.

15. Анциферов В.Н., Черепанова Т.Г. Структура спеченных сталей. М.: Металлургия, 1981.- 110с.

16. Анциферов В.Н., Акименко В.Б., Гревнов Л.М. Порошковые легированные стали. М.: Металлургия, 1981. - 318 с.

17. Гуревич Ю.Г., Ивашко А.Г., Паныиин И.Ф. Кинетика превращения аустенита в порошковой стали ЖГр1ДЗ до и после пропитки медью // Известия возов. Черная металлургия, 1985, № 11. С. 139-140.

18. Гуревич Ю.Г., Рахманов В.И. Термическая обработка порошковых сталей. -М.: Металлургия, 1985. 80 с.

19. Ермаков С.С. Термическая обработка порошковых стальных деталей. Л.: ЛДНТП, 1981.- 24 с.

20. Ермаков С.С.,Вязников Н.Ф. Металлокерамические детали в машиностроении. Л.: Машиностроение, 1975. - 232 с.

21. Андриевский P.A., Федорченко И.М. Влияние небольших добавок никеля и кобальта на спекание железного порошка // Известия АН УССР, ОТН "Металлургия и топливо", 1961, № 3.

22. Буланов В.Я., Богодухов С.И., Шашкова В.К., Рудаков В.И. Закономерности упрочнения железного порошка при статическом прессовании //Порошковая металлургия. Науч. тр. КуАИ, Куйбышев: Ку- АИ, 1976, № 2. С. 2732.

23. Кидин И.Н., Мозжухин Е.И., Сурикова М.А. Процессы диффузии при спекании легированных сталей, полученных из механических смесей порошков // Металлокерамические конструкционные материалы. Киев: ИПМ АН УССР, 1972. -С. 77.

24. Дубинин Г.Н. Диффузионное хромирование сплавов. М.: Машиностроение, 1964.

25. Радомысельский И.Д., Аракелян H.A. Исследование процесса усадки при спекании металлокерамической хромистой стали // Порошковая металлургия, 1967, №3. С. 24.

26. Кидин И.Н., Мозжухин Е.И., Сурикова М.А. и др. Исследование процессов образования структуры при спекании легированных сталей методом порошковой металлургии // Порошковая металлургия, РИГА, 1968. С. 174.

27. Райченко А.И., Мартечкова И.Ф., Кононенко В.В. Рентгеновское исследование диффузии при спекании никель-хромовых и железо-хромовых металлокерамических сплавов // Порошковая металлургия, 1967, № 8 С. 22.

28. Гудремон Э. Специальные стали. М.: Металлургиздат, т. I-II, 1959-1960. -638 с.

29. Керженцев Л.М., Куцер М.Я. // Металлургия. Серия "Металловедение и термическая обработка металлов", Минск, 1973. С. 139.

30. Федорченко И.М., Пугина Л.И., Филатова Н.А., Юрченко А.Г. Структура металлокерамических материалов на основе железа. М.: Металлургия, 1968. - 140 с.

31. Труды VII Всесоюзной научно-технической конференции по порошковой металлургии. Ереван, 1964. С. 91, 200, 231.

32. Буланов В.Я., Мошков А.Д. Легирование металлокерамических материалов ферросплавами. ЦИТЭИН, № М-61-475/5. 1961.

33. Радомысельский И.Д., Дымченко В.А. Механизм и кинетика растворения Сг3С2 в железе // Порошковая металлургия, 1971, № 3. С. 88-92.

34. Albano-Muller L., Fhummler F., Zapf G. High-Strength Iron-Base Alloy by Using Transition Netal Carbides II Powder Metallurgy, 1973, V.16, № 32. P. 236-255.

35. Власик P.3., Горб М.Л., Клименко B.H. и др. // Спеченные конструкционные материалы. Киев: АН УССР, 1976. С. 88-92.

36. Abd E.I., Latif M.N., Wakil S.D. // Powder Metal Int, 1976, V.8, № 2. P. 8891.

37. Kuto Tetcho, Kono Tomio, Hisada Tatsha // Jap. Sos. Powder and Powder Met., 1977, V.24, №2.-P. 60-65.

38. Анциферов B.H., Черепанова Т.Г., Гревнов Л.М. Материалы современной техники. Пермь: РИО ППИ, 1975. - С. 199-206.

39. Анциферов В.Н., Черепанова Т.Г., Гревнов Л.М. // Изв. вузов. Черная металлургия, 1975, № 3. С. 149-153.

40. Анциферов В.Н., Черепанова Т.Г., Гревнов Л.М. Технология, свойства и применение износостойких спеченных материалов // Тезисы докл. Всесоюзной научной конф. М.: МИСиС, 1974, С. 22-23.

41. Анциферов В.Н., Черепанова Т.Г., Гревнов Л.М. Распад переохлажденного аустенита спеченных сталей // Известия вузов. Черная металлургия, 1975, № 3. -С.149-153.

42. Анциферов В.Н., Черепанова Т.Г., Гревнов Л.М. Изотермический распад переохлажденного аустенита стали ЖГр1Х5М5, спеченной при разных температурах // Порошковая металлургия, 1975, № 12. С.78-82.

43. Кобел Н.К., Нови Р.В. Новое в порошковой металлургии: Труды 19-й ежегодной американской конференции по порошковой металлургии. Детройт, США. М.: Металлургия, 1970. - 70 с.

44. Bobo L.L. Paper Amer. Soc. Mech. Engrs. 1968. - N DE-58.

45. Курдюмов Г.В., Утевский Л.М., Энтин Р.И. Превращения в железе и стали. -М.: Наука, 1977. 238 с.

46. Попов A.A. Закономерности образования аустенита // Фазовые превращения в металлических сплавах. М.: Металлургиздат, 1963. - С. 261-272.

47. Апаев Б.А., Вороненко Б.И., Медянов С.А. Микронеоднородность аустенита стали ВНС 2 II Металловедение и термическая обработка металлов, 1971, № 11.-С. 72-74.

48. Любов Б.М. Кинетическая теория фазовых превращений. М.: Металлургия, 1969. - 263 с.

49. Федорченко И.М., Андриевский Р.А. Основы порошковой металлургии. -Киев: АН УССР, 1963.

50. Джорж де-Гроат. Производство изделий из металлического порошка. М.: Издательство машиностроительной литературы, 1960.

51. Жорняк А.Ф., Радомысельский И.Д. // Порошковая металлургия, 1964, № 4. -С. 65.

52. Ермаков С.С. Металлокерамические конструкционные материалы. Киев: АН УССР, ИПМ, 1972.

53. Pryer Vernon. Hints on heat treating parts of powdered iron // Metal Progr. -1964, 85, №4.-P. 91-93.

54. Meyer R. Applications des powdres // Traitem. Them, 1967, № 30. P. 29-36.

55. Сурмило Б.Г., Сидоров Н.А., Основин В.А. Металлокерамические конструкционные материалы. Киев: АН УССР, ИПМ, 1972. - С. 155.

56. Bergman Carl. HIP quenching in 2000 bar argon gas // Powder Met. Int, 1990, 22, № i. p. 44.45.

57. Lindskog P. Controlling the Hardenability of Sintered Steels // Powder Metallurgy, 1970, V.13, № 26. -P. 280-294.

58. Геллер Ю.А. Инструментальные стали. M.: Металлургия, 1975. - 584 с.

59. Ермаков С.А., Резников Г.Т. Термическая и химико-термическая обработка металлокерамических материалов на железной основе // Вестник машиностроения, 1973, № 1.-С.60.

60. Ермаков С.А.,Резников Г.Т., Кукушкин H.H. Влияние пористости и среды охлаждения на превращения в металлокерамических сталях // Труды Всесоюзной научно-технической конференции по металлокерамическим материалам и изделиям. -Ереван, 1973.

61. Жорняк А.Ф., Негода Г.П., Радомысельский И .Д. Порошковая металлургия и металлообработка, Ереван, 1965. С. 132.

62. Наименование исполнителя Наименование заказчика1 1; ¿ ;-! Í г ib .^«•■'Ífííí"

63. Республиканский инженерно-тех- . ■ ООО " ЭНЕРП PR Л -ТРЕЙ ДИНГ" ' Г

64. НИЧеСКИЙ центр ПОРОШКОВОЙ Mg~ --—' ;, ? ' - ■ ;талдургии с НИИ проблем порош- : ■ " : ■ ,■ ' ,;-í"ковой технологии и покрытий и -:—---гопытным производством . :-:'■.■' ■•''

65. Адрес 614013. г.Пермь. Адрес 664QOQ, Г,ИРКУТСК -UÍ , {

66. Политехнический проезд. В ул, Декабрьских 1СобНТИЙ 1

67. Р/ счет -405038108000000001 17 Р/счет .407.0ЯЗ 1 QS-1902<>QQ.Q2ie."¡:; iв АКБ "Пермь";в QUEPO ИРКУТСКОГО: СТ>| РФ |L ;к/с 303 0181020Q000000756к/ С 30101310ftPQQQ

68. Эффективность научно-технической продукции и ссылка на'.документ ее. обоснований использование деталей из порошковых материалов > взамен? jl' традиционных изделий позволит улучшить триботехнич^ские%оказат^ДИ^ft: С. -*fi *+}.)»(■!t.

69. Договорная цена составляет по договору 8 316 . (Восемь тысяч; тристаЬ-ф: шестнадцать) рублей,в т.ч. НПО 1386 С Одна тысяча триста "восемь-'прописью .:.десят шесть) рублей. . lili.'.;■•";■, ;'!7Í:

70. При сдаче работы с учетом выполнения условий договора установлена надбавка (скидка) к договорной цене в размере : '/^v^- ^

71. Общая сумма аванса, перечисленная за выполненные этапы, составила■L ' 8 31В (Восемь тысяч триста тестндлпдтъ) рублей, в т.ч. НПОпрописью ' ; ' :

72. Одна тысяча триста восемьдесят шесть) рублей. ,■:.;.' ;■: ^i ' ■ . i 5. •. ; ¡; --гпар трения и понизить их стоимость/