Центральный металлический портал РФлучшие сервисы для Вашего бизнеса

 ГЛАВНАЯ   МЕТАЛЛОТОРГОВЛЯ   ОБЪЯВЛЕНИЯ   ПРАЙСЫ   КОМПАНИИ   СТАТЬИ   РАБОТА   ФОРУМ   ГОСТы   МАРОЧНИК   КАЛЬКУЛЯТОР   БИРЖЕВЫЕ ЦЕНЫ   ВЫСТАВКИ  

Открыт новый раздел: Прайс-листы в файлах! (Excel и др.), доступен упрощенный просмотр прайсов без скачивания!
Полезные статьи -> Защита от коррозии металла, гальваника, ЭХО -> Коррозия и защита алюминия -> Повышение антикоррозионных свойств термомеханической обработкой -> Часть 1

Повышение антикоррозионных свойств термомеханической обработкой (Часть 1)

только в текущем разделе

Оглавление статьи   Страницы:  1  2   

Основные сведения о термомеханической обработке

К термомеханической обработке (ТМО) следует относить те процессы, в которых предшествующая пластическая деформация служит средством изменения любых фазовых превращений при последующей термической обработке. Низкотемпературная термомеханическая обработка (НТМО), которую наиболее часто используют для алюминиевых сплавов,-это процесс, осуществляемый по схеме закалка-наклеп-старение (или отпуск). НТМО заключается в пластической деформации закаленного сплава в условиях относительной устойчивости твердого раствора, но ниже температуры начала рекристаллизации и в последующем отпуске или старении.

Для упрочнения алюминиевых сплавов на практике используют такую разновидность обработки, как структурное упрочнение, а в последние годы все чаще применяют ВТМО - сочетание горячей деформации с закалкой.

Разработка и внедрение методов ТМО - одно из главных направлений современного металловедения. Обычно эффект ТМО заключается в повышении механических свойств. Оно может быть столь значительным, что внедрение ТМО равноценно внедрению нового сплава, на со значительно меньшими затратами и в несколько раз быстрее. Однако эффект ТМО может выражаться и в улучшении коррозионной стойкости или в одновременном повышении механических и коррозионных свойств. ТМО как метод повышения коррозионной стойкости алюминиевых сплавов относится к оригинальным направлениям в общей проблеме защиты от коррозии.

Наиболее просто осуществляется процесс ТМО для термически неупрочняемых сплавов. В этом случае получают нагартованные или полунагартованные листы с высоким сопротивлением коррозионному растрескиванию или расслаивающей коррозии. В первую очередь эта относится к сплавам системы Al-Mg (магналиям), которые вследствие своей способности значительно увеличивать прочность при холодной деформации и достаточно хорошей свариваемости нашли широкое применение в различных отраслях промышленности. Относительно широкое распространение за рубежом получили сплавы с содержанием не выше 5,5 % Mg, а в нашей стране 6,8 % Mg. В исходном состоянии, т. е. после изготовления на металлургическом заводе, сопротивление коррозии таких сплавов достаточно велико. Однако под влиянием нагревов в сплавах вследствие процессов распада, протекающих, хотя и очень медленно, но достаточно локально (по границам зерен, на дислокациях), коррозионная стойкость значительно уменьшается. Заметные изменения структуры нагартованных листов из сплава типа АМг5 происходят даже при комнатной температуре при достаточно длительной (до 20 лет) выдержке. Эти изменения приводят к весьма значительному понижению не только коррозионных, но и механических свойств. ТМО для магналиев служит средством получения полуфабрикатов со стабильными коррозионными и механическими свойствами.

 

Термомеханическая обработка нетермоупрочняемых сплавов

Анализ зарубежных публикаций и результатов исследований, выполненных авторами Синявским В.С., Истоминым В.В., Улановой В.В., показал, что принятая технология изготовления нагартованных листов из сплавов, содержащих 4-7 % Mg, не обеспечивает оптимального сочетания их коррозионных и механических свойств. Было установлено, что значительно лучшие результаты могут быть получены при построении технологии по принципу ТМО, которую можно разделить на два этапа по две операции в каждом. Первый этап состоит из деформации ≥15% (операция 1) и отжига при 260°С (операция 2 - полунагартованное состояние). Второй этап заключается в нагартовке ≥10% (операция 3) и отпуске при 100-220 °С (операция 4).

Для уточнения основных параметров ТМО детально изучены коррозионные характеристики и тонкая структура сплава системы Al - Mg. Исследовали листы из сплава АМг6 (6,4 % Mg; 0,6 % Мт; 0,05 % Ti).

В качестве исходной заготовки выбирали горячекатаную плиту толщиной 14 мм, изготовленную по серийной технологии. Плиту прокатывали горячим способом на двухвалковом стане до заданного размера, который определялся конечной толщиной (2 мм) после выполнения операций ТМО. Горячекатаную заготовку отжигали в течение 1 ч при 400 °С. На первом этапе степень холодной деформации составляла 30 и 45 %. Затем листы отжигали при 225, 245, 265 и 285 °С в течение 2, 6, 12 и 24 ч. Часть листов подвергали также серийному отжигу при 325 °С в течение 0,5 и 2 ч. Дополнительные эксперименты по влиянию отжига (первый этап ТМО) проводили на подкате толщиной 1 мм со степенью деформации 20-60 % (с отжигом при 325-350 °С и без отжига горячекатаных рулонов).

Отожженные при различных температурах листы нагартовывали на 15 и 30 %. Затем часть из них подвергали отпуску при 120 °С, 2 ч. Основные коррозионные испытания были проведены после отжига (операция 2) и нагартовки (операция 3). Часть образцов испытывали также после отпуска (операция 4). Учитывая, что в результате длительной эксплуатации, особенно при повышенных температурах, а также под влиянием технологических нагревов в полуфабрикатах из сплава АМг6 происходят неблагоприятные изменения структуры, коррозионные испытания проводили после провоцирующих нагревов при 70 (до 3000 ч) и 180°С (до 1000 ч).

Сопротивление КР отожженных листов оказалось достаточно высоким при отжиге в интервале температур 245-285 °С (рис. 50).

Ни один из испытанных в «скобах» образцов не разрушился. В случае отжига при 225? С отдельные разрушения после 21 и 47 сут наблюдались только на листах, изготовленных со степенью предварительной деформации 30 % в том случае, когда время выдержки при отжиге составляло 2 ч. Уже после выдержки в течение 6 ч разрушения прекращались. Наименьшее сопротивление КР отмечено у образцов, отожженных по серийному режиму при 325°С. Разрушение после провоцирующего нагрева при 180 °С, 100 ч происходило в течение 5-20 сут (среднее время 10-13 сут). Дополнительно были испытаны образцы - «петли», от подката, отожженного в лабораторных условиях в течение 2 ч при разных температурах (табл. 27). Разрушений в течение 90 сут не было обнаружено, только после отжига при 250 °С. На образцах, отожженных при 275 °С, наблюдали отдельные разрушения по истечении 59 сут. Отожженные при 300 и 325 °С образцы разрушались за 1-7 сут.

Аналогичные данные получены при испытании на межкристаллитную коррозию (см. рис. 50). В растворе соляной кислоты значительная межкристаллитная коррозия (глубиной до 200 мкм) обнаружена на образцах, отоженных при 225 °С, 2 ч и подвергнутых провоцирующему нагреву при 180 °С, 12 ч. Отдельные межкристаллитные участки глубиной до 170 мкм можно было видеть только после отжига при 225 °С с выдержкой в течение 6 и 12 ч. При увеличении выдержки до 24 ч чувствительность к МКК устраняется, так же как и после отжига при 250 и 285 °С в течение более 2 ч. Образцы, отожженные при 325°С, имели сплошную МКК с максимальной глубиной до 700 мкм. В образцах подката, деформированного на 32 и 50%, после провоцирующего нагрева при 160 °С, 24 ч межкристаллитная коррозия практически отсутствовала только для отжига при 250 °С. Глубина питтинговой корозии (отдельные редкие участки) не превышала в этом случае 150 мкм (табл. 28).

С повышением температуры отжига чувствительность в МКК возрастает. На образцах, отожженных при 275 °С, наблюдаются многочисленные участки МКК глубиной до 150 мкм, в то время как отжиг при 325 °С приводит к сплошной МКК глубиной 380 мкм. В растворе азотной кислоты обнаружено такое же закономерное ухудшение сопротивления межкристаллитной коррозии с повышением температуры отжига от 250 до 325? С. Из данных табл. 32 видно, что увеличение степени деформации оказывает положительное влияние на сопротивление МКК и КР, если температура отжига ниже температуры рекристаллизации (260-265 °С). При рекристаллизационном отжиге степень деформации мало влияет на чувствительность к указанным видам коррозии.

Исследование фольг на электронном микроскопе показало, что горячекатаные листы после гомогенизирующего отжига при 400 °С в течение 1 ч имеют рекристаллизованную структуру с достаточно равномерным распределением частиц фазы А16Мn, средний размер которых составляет 0,06х0,2 мкм. Выделений фазы Al3Mg2 даже после охлаждения листов на воздухе не наблюдалось. Дополнительный отжиг при 325°С не изменял заметно структуру.

После холодной деформации на 45 % структура становится ячеистой; наблюдаются области, где дислокации образуют сплошные скопления. Частицы фазы А16Мn окружены скоплениями дислокаций и, как правило, включены в границы ячеек. Таким образом, несмотря на наличие в сплаве магния, затрудняющего поперечное скольжение и приводящего к более равномерному распределению дислокаций после холодной деформации, присутствие некогерентных выделений фазы А16Мn оказывает заметное влияние на формирование ячеистой структуры. Средний размер ячеек в результате оказывается близким к среднему расстоянию между частицами, т. е. около 1,2 мкм, а средняя ширина границы ячейки составляет 0,54 мкм. Ячейки разориентированы, и средний угол мозаичности на площадке 90 мкм2 составляет 8,5±1,7°. Угол мозаичности оценивали по размытию точечных рефлексов в тангенциальном направлении колец Дебая.

Отжиг при 325°С холоднодеформированного сплава приводит к быстрым изменениям структуры. Через 30 с образуются субзерна с резкими границами при дальнейшем отжиге (7 мин). При этом дислокации выстраиваются в плоские ряды. При отжиге в течение 30 мин наблюдаются отдельные участки полигонизованной структуры. Фаза Al3Mg2, появляющаяся на дислокациях при продолжительности отжига 1 мин, растворяется и при продолжительности 30 мин остается только на выделениях фазы А16Мn (рис. 51, а). Отжиг в течение 2 ч приводит к полному растворению фазы Al3Mg2 и завершению первичной рекристаллизации.

Кинетические кривые изменения электросопротивления и параметра решетки показывают, что в холоднодеформированном сплаве АМгб в первые минуты отжига при 325°С происходит интенсивный распад твердого раствора, который продолжается в течение 15 мин, после чего наступает быстрое растворение выделившейся фазы. Распад, по-видимому, происходит на стадии нагрева образцов от комнатной температуры до температуры отжига (325°С).

Отжиг при 325°С предварительно рекристаллизованного при 400 °С листа существенно не изменяет структуру сплава.

Электронно-микроскопическое исследование закаленных с 400 °С в течение 1 ч листов из сплава АМг6 после разного времени старения (отжига) при 245°С показало, что выделения фазы В(Al3Mg2) образуются преимущественно на границах зерен. После старения в течение 1 ч выделения становятся видимыми, а после выдержки 2 ч они образуют почти сплошную каемку. Характер изменения электросопротивления и параметров решетки свидетельствует о том, что распад происходит неинтенсивно вследствие малого пересыщения твердого раствора магнием при данной температуре.

Совершенно иная картина изменения структуры обнаружена при исследовании холоднодеформированного сплава после последующего старения при 245°С. Установлено, что границы зерен при этом не выявляются в течение 2 ч, их контуры намечаются только при выдержке около 6 ч и становятся отчетливо видимыми при выдержке 18 ч (границы зерен выявляли методом реплик). В процессе старения при 245°С происходит полигонизация ячеистой структуры. Отдельные субзерна начинают формироваться при выдержке в течение 30 мин. Через два часа полигональная структура занимает большую часть объема (рис. 51, б), хотя еще и встречаются участки ячеистой структуры. Через 6 ч процесс полигонизации полностью завершается.

Выделения В`-фазы, образовавшиеся на дислокациях (размером около 20 нм), четко видны в полигонизованных участках после выдержки в течение 2 ч. Через 6 ч наблюдаются выделения В-фазы на границах отдельных субзерен и внутри них. При дальнейшем увеличении продолжительности старения (через 18-24 ч) происходит коагуляция выделений указанной фазы, которые располагаются на границах субзерен. Размер субзерен в среднем равен размеру ячейки, т. е. он определяется величиной среднего расстояния между частицами марганцовистой фазы. Ход кривых изменения электросопротивления и параметра решетки показывает, что холодная деформация сильно ускоряет распад твердого раствора и приводит к сдвигу равновесной концентрации твердого раствора иод действием полей упругих напряжений, создаваемых дислокациями, и следовательно, к перераспределению (более равномерному) В-фазы. Особенностью распада в холоднодеформированном состоянии является отсутствие зарождения алюминиевомагниевой фазы на границах зерен.

Фаза В` в процессе нагревов при температурах ниже температуры рекристаллизации образуется на частицах фазы А16Мn и на дислокациях. Кинетику ее образования удалось проследить на образцах листов, подвергнутых холодной деформации со степенью 45 % и последующему отжигу при 245°С. Распад твердого раствора сопровождается увеличением физической ширины дифракционных линий на рентгенограммах, что свидетельствует о появлении в сплаве микронапряжений, вызванных образованием метастабильной В`-фазы. Расширение линий продолжается в течение 6 ч, а затем уменьшается вследствие потери когерентности и перехода В`→В. После 16 ч происходит, вероятно, полный переход в область образования ?-фазы, сопровождаемый интенсивной ее коагуляцией на границах и в матрице.

Исследование влияния провоцирующего нагрева при 180 °С, 100 ч проводили на образцах, отожженных после деформации 45% при 325°С в течение 30 мин и при 245°С в течение 6 ч. В образцах, отожженных при 325 °С, на протяжении всех границ рекристаллизованных зерен образуется кайма выделений В-фазы (рис. 51, в). Ширина каймы выделений связана, по-видимому, с углом разориентировки между зернами. В результате исследований пограничных выделений выявлено, что кайма выделений состоит из отдельных кристаллов В-фазы. Внутри рекристаллизованных зерен центрами зарождения выделений В-фазы служат, как правило, марганцовистые выделения. Но в отдельных случаях внутри зерна наблюдаются пластинчатые выделения неравновесной фазы. Исследование образца после обработки на твердый раствор (400 °С, 1 ч) и инициирующего нагрева выявило ту же картину распада, что и после отжига при 325°С. После провоцирующего нагрева образцов с полигонизованной структурой, полученной в результате отжига при 245 °С, 6 ч, заметных структурных изменений не происходит (рис. 51,г). Размер субзерен не изменяется, границы субзерен в редких случаях содержат выделения В-фазы. Оценить рост частиц, зародившихся на дислокациях, не удается. При исследовании этих образцов методом реплик определено, что, хотя высокоугловые границы зерен и выявляются травлением, они не содержат выделений магниевоалюминиевой фазы.

Из изложенного следует, что имеется связь между тонкой структурой и сопротивлением межкристаллитной коррозии и коррозионному растрескиванию. Максимальным сопротивлением к указанным видам коррозии обладают полуфабрикаты с полигональной структурой, которая препятствует селективному выделению В-фазы по границам зерен в процессе технологических и эксплуатационных нагревов.

Из сопоставления результатов коррозионных испытаний с электронно-микроскопическими и рентгеноструктурными исследованиями можно также заключить, что максимальное сопротивление КР наблюдается при образовании в матрице выделений метастабильной В`-фазы. Как и в термоупрочняемых сплавах, преобразование В`→В, сопровождаемое дальнейшей коагуляцией В-фазы в матрице и на границах, приводит к понижению сопротивления КР.

Таким образом, выделение В-фазы по границам, по-видимому, не является основной причиной избирательной коррозии, а косвенно отражает более сложные процессы, приводящие в конечном итоге к локализации коррозии по границам зерен. Так, старение рекристаллизованного металла при 245ºC, хотя и приводит к весьма интенсивному выделению второй фазы на границах, однако не способствует столь значительному снижению сопротивления коррозионному растрескиванию, как отжиг при 325 °С.

Ниже приведена коррозионная стойкость листов из сплава АМг6 в зависимости от их структурного состояния (степень холодной деформации 32 %, продолжительность отжига 2 ч, провоцирующий нагрев при 160 °С, 24 ч):

Коррозионная стойкость при этом понижается в ряду: полигональная структура - рекристаллизованная (отжиг при 245°С)-рекристаллизованная (отжиг при 325 °С)-ячеистая, полученная в результате холодной деформации после рекристаллизационного отжига (325°С).

Полученные данные позволяют утверждать, что уже первый этап обработки относится к низкотемпературной механической обработке, так как повышенная плотность дефектов, создаваемых при холодной деформации, существенно изменяет характер фазовых превращений при последующем отпуске. Это положение, однако, справедливо для полуфабрикатов из сплавов системы А1 - Mg лишь в том случае, если режим отпуска обеспечивает получение полигональной структуры.

Закономерности, выявленные при исследовании расслаивающей коррозии, существенно отличается от изложенных выше. Нагартованные на первой операции заготовки оказались весьма чувствительными к РСК после провоцирующих нагревов при 70 ºС, 3000 ч и 180°С, 12 ч (рис. 52). Однако отжиг при 325 °С даже в течение 10 мин повышал сопротивление РСК до вполне приемлемого уровня (3-4 балла). При уменьшении температуры отжига продолжительность выдержки, необходимая для восстановления стойкости к расслаиванию, возрастает. При 285°С требуется 30 мин, при 265 и 245°С необходимо 2 и 4-6 ч соответственно.

Сопоставляя результаты испытания на расслаивающую коррозию с результатами анализа тонкой структуры, можно видеть, что высокое сопротивление этому виду коррозии после инициирующих нагревов соответствует полуфабрикатам с полигонизованной или рекристаллизованной структурой. Образцам с ячеистой структурой свойственно низкое сопротивление расслаивающей коррозии. Более детальное сравнение результатов расслаивающей коррозии после длительных нагревов при повышенных температурах (150 и 180°С) выявило более высокую стойкость образцов с полигонизованной структурой по сравнению с рекристаллизованной. Нагревы при 150° С, 50 ч и 180 °С, 6 ч приводили к резкому увеличению чувствительности к РСК (до 8-9 баллов) образцов с рекристаллизованной структурой. При полигонизованной структуре сопротивление РСК оставалось высоким (3-4 балла) даже после нагревов в течение 3000 ч.

Связь между структурой и расслаивающей коррозией подтверждается также характером изменения ширины рентгеновской линии в процессе отпуска при 245°С.

Вначале (<30 мин) ширина линии резко уменьшается из-за снятия наклепа. Последующий рост ширины является следствием двух факторов: появления напряжений при выделении фазы Al3Mg2 и усиления концентрационной неоднородности твердого раствора. Неоднородность концентрации достигает максимума при выдержке 2 ч. Составляющую уширения, вызванную действием этого фактора, определяли по асимметрии профиля интерференционной линии. После 6 ч концентрационная неоднородность выравнивается. Одновременно происходит полная полигонизация и устраняется чувствительность к расслаивающей коррозии. Следует отметить, что максимум на кривой, характеризующий появление напряжений при выделении когерентной фазы, совпадает с наиболее высоким сопротивлением всем видам коррозии. Это свидетельствует об отсутствии связи между выделением В-фазы и развитием локальной коррозии по границам.

После выполнения операции 3 (нагартовка после отжига) основные закономерности изменения сопротивления межкристаллитной коррозии к коррозионному растрескиванию при воздействии провоцирующих нагревов сохраняются. Различие заключается лишь в более высокой чувствительности к основным видам локальной коррозии при низкотемпературных нагревах (<100°С). Однако высокое сопротивление РСК, КР и МКК удается получить только при нагартовке листов с предварительно полигонизованной структурой.

Оглавление статьи   Страницы:  1  2   

Последние обсуждаемые темы

Самые обсуждаемые темы за все время

 Тема

Выставка ExpoCoating

Влияние агрессивных сред на цинковое покрытие

Защита чугунных труб

Хромирование стали

Технология серебрения металлов

Хромирование корпусов часов

Аффинаж в кустарных условиях

Удаление ржавчины со стали химическим методом

Серебрение латуни

Частые вопросы и ответы по разделу

 Тема

Сообщений 

Частые вопросы и ответы по разделу

11

Хромирование стали

5

Просто вопрос почему не лудят современные машины

3

Воронение стали

2

Удаление ржавчины со стали химическим методом

1

Серебрение латуни

1

Виды травления стали

1

Металлизация отверстий

1

Декоративное лужение

1

Гальваническое покрытие алюминия

1

_ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _

ЛИЧНЫЙ КАБИНЕТ:



запомнить  Регистрация

Металлоторговля:
Объявления
Прайсы (по торг. позициям)
Прайсы (в файлах)

Марки металлов
Калькулятор веса металла

Новости

Статьи

Основные закономерности коррозии алюминия
Методы исследования коррозионных свойств алюминия
Анизотропия коррозионных свойств
Коррозия в различных средах
Защита алюминия покрытиями
Коррозионная стойкость теплопрочных сплавов
• Влияние закалки на коррозионные свойства алюминия
Повышение антикоррозионных свойств термомеханической обработкой
Коррозионные свойства низколегированного алюминия
Коррозионные свойства сплавов Al-Zn-Mg-Cu

НОВЫЕ ОБЪЯВЛЕНИЯ

Т 20:51 Уголок для защиты стекла

Ч 20:51 Круг, Полоса ст.3, 45, 40Х

Т 20:50 Контактные зажимы

Т 20:50 Уголки для стекла

Ч 15:42 р6м5, р18, р6м5к5, р9к5, р9к10, р9м4к8, р12ф2к8м3

Т 14:47 Сварочные агрегаты АДД 2х2502, АДД 2х2502 П, АДД 2х2502 ПВГ

Т 14:47 Дизель генератор АД 200, ДЭУ 200, ДГУ 200

Т 13:37 Генераторы дизельные, электростанции АД500, АД500-

Т 13:37 Сварочный генератор ГД 2х2503, генератор ГД 4004,

Т 13:37 Дизель генератор АД 200, ДЭУ 200, ДГУ 200

Т 13:37 Сварочные аппараты АДД ПР2х2502, стационарный,шасс

Т 13:37 Дизель генератор АД 200, ДЭУ 200, ДГУ 200

НОВОСТИ

2 Декабря 2016 15:37
Шагающая тележка

1 Декабря 2016 07:01
Столетние ткацкие станки (10 фото)

3 Декабря 2016 17:02
Стоимость турецкого импорта черных металлов за 10 месяцев упала на 16,5%

3 Декабря 2016 16:20
Наибольший объем экспорта угля через ”Восточный Порт” в 2016 году направлен в Южную Корею

3 Декабря 2016 15:43
Норвегия в октябре сократила выплавку стали почти на 7%

3 Декабря 2016 14:46
”Мечел” вернет долю в ”Эльгаугле” за 35 миллиардов

3 Декабря 2016 13:07
Японский экспорт чугуна и стали в октябре 2016 года упал на 1,9%

НОВЫЕ СТАТЬИ

Малярные валики и кисти

Складские пластиковые ящики для хранения изделий

Современные промышленные фены

Основные виды масел в промышленности

Погрузчики в складской отрасли и промышленности

Листовые материалы из древесины в строительстве

Качественные и доступные гидрозамки

Доступные качественные гидроцилиндры

Основные виды спецобуви – их назначение и свойства

Дома из бревна и бруса - характеристики и применение

ШРУС 2109 и другие важные детали трансмиссии для легковых авто

Современное весоизмерительное оборудование

Разновидности красок для строительных работ

Ремонт и замена дверных замков

Достоинства венецианской штукатурки

Декоративная штукатурка ”Короед”: особенности применения

Основные типы входных стальных дверей Гардиан

Особенности работы пункта приема металлолома

Игровая площадка - мечта каждого ребенка

Проектирование и монтаж сетей для промышленных предприятий

 ГЛАВНАЯ   МЕТАЛЛОТОРГОВЛЯ   ОБЪЯВЛЕНИЯ   ПРАЙСЫ   КОМПАНИИ   СТАТЬИ   РАБОТА   ФОРУМ   ГОСТы   МАРОЧНИК   КАЛЬКУЛЯТОР   БИРЖЕВЫЕ ЦЕНЫ   ВЫСТАВКИ  

Открыт новый раздел: Прайс-листы в файлах! (Excel и др.), доступен упрощенный просмотр прайсов без скачивания!

Компания "РДМ" предлагает металлопрокат.

Рейтинг@Mail.ru

О портале : Информация и правила : Реклама : Тарифы для компаний : Наши контакты : Связаться : Личный кабинет : Регистрация

2009-2014 © Любое копирование материалов без активной ссылки на metallicheckiy-portal.ru запрещено!
Использование материалов в печатных изданиях только с разрешения администрации портала.