CC BY
5
УДК 620.172.21
Дислокационная структура в полосе локализованной деформации, формирующейся при растяжении нормализованного образца стали 09Г2С
1 12 1 В.М. Фарбер , О.В. Селиванова , А.Н. Морозова , В.А. Хотинов ,
М.С. Хадыев1, А.Ю. Жиляков1
1 Уральский федеральный университет, Екатеринбург, 620002, Россия
2 Институт физики металлов УрО РАН, Екатеринбург, 620108, Россия
Методом просвечивающей электронной микроскопии изучена дислокационная структура в образцах нормализованной стали 09Г2С, проявляющей эффект деформационного старения. В образце, растянутом вплоть до начала площадки текучести, максимальная плотность дислокаций содержится в середине (в активной зоне) полосы локализованной деформации и уменьшается примерно на порядок вблизи бокового фронта полосы. Проанализирована структура этих участков полосы, находящихся на различных стадиях деформационного упрочнения, определен вектор Бюргерса дислокаций первичной системы скольжения, краевые концы которых образуют плоские дипольно расположенные упорядоченные стенки, что приводит к полигонизации скольжением. Рассмотрена связь структуры образца на площадке текучести со структурой образца, деформированного до предела прочности.
Ключевые слова: низкоуглеродистая сталь, пластическая деформация, полоса локализованной деформации, площадка текучести, предел прочности
DOI 10.55652/1683-805X_2023_26_5_53
Dislocation structure in a localized deformation band formed during tension of a normalized 09G2S steel specimen
V.M. Farber1, O.V. Selivanova1, A.N. Morozova2, V.A. Khotinov1, M.S. Khadyev1, and A.Yu. Zhilyakov1
1 Ural Federal University, Yekaterinburg, 620002, Russia 2 Mikheev Institute of Metal Physics, UrB RAS, Yekaterinburg, 620108, Russia
A transmission electron microscopy study was carried out to examine the dislocation structure of normalized steel 09G2S that exhibits a strain aging effect. In a specimen stretched to the yield point, the maximum dislocation density is observed in the center (active zone) of the localized deformation band and decreases by about an order of magnitude at the band edges. The structure of these band regions, which are at different stages of strain hardening, is analyzed. The Burgers vector of dislocations of the primary slip system is determined; the dislocation ends form ordered flat dipole walls, leading to slip polygonization. The relationship between the specimen structure at the yield point and at the ultimate load is considered.
Keywords: low-carbon steel, plastic deformation, localized deformation band, yield point, ultimate strength
1. Введение
Эффект деформационного старения проявляется в широком круге сплавов на основе Fe, Al и др. в различных структурно-фазовых со-
стояниях. Он оказывает заметное влияние на функциональные свойства изделий и качество их поверхности [1—4]. Отсюда непрекращающийся многие десятилетия научный и практический ин-
© Фарбер В.М., Селиванова О.В., Морозова А.Н., Хотинов В.А., Хадыев М.С., Жиляков А.Ю., 2023
терес к этому явлению, что можно также объяснить сложностью процессов, охватывающих все структурные уровни материалов, что требует совместного применения различных структурных методов. Существенный прорыв в понимании деформации на площадке текучести (деформации Людерса), достигнутый в последние десятилетия, связан с использованием таких экспериментальных методов, как корреляция цифровых изображений, спекл-интерферометрия [4-6]. Однако в силу низкого разрешения (~102 мкм) с их помощью невозможно получить информацию о «тонкой» структуре полосы локализованной деформации: входящих в нее мезополосах, типе, плотности и построении дислокаций. Здесь необходимы методы растровой и просвечивающей электронной микроскопии.
Согласно [2], процессы локализованного пластического течения при деформации Людерса во многом идентичны таковым при возникновении обычных полос скольжения, дислокационное строение которых экспериментально и теоретически глубоко изучено. В то же время между ними существуют принципиальные различия, состоящие прежде всего в том, что зарождение и рост полосы локализованной деформации (полосы Чернова-Людерса) происходит при последовательной разблокировке в отдельных микрообъемах носителей пластического течения (решеточных и зернограничных дислокаций, вакансий), закрепленных атмосферами примесных атомов и/ или дисперсными частицами вторых фаз, при функционировании ограниченного числа фиксированно расположенных дислокационных источников, находящихся под действием мощных концентраторов напряжений.
Косвенными методами по величине локальной деформации, микротвердости, микрошейки, возникающей при образовании полосы, было установлено, что деформация в полосе локализованной деформации достигает ~12 % при общей деформации образца в несколько процентов [7]. Эти данные, как и результаты рентгеноструктурного анализа [8], носят оценочный характер, поскольку деформация поперек полосы неоднородна, а распределена, как найдено методом корреляции цифровых изображений, в виде пика с максимумом в середине полосы локализованной деформации (в активной зоне) и плавно ниспадающими ветвями, относящимися к релаксационной и периферийной зонам. В то же время на сегодняшний день детальные электронно-микроскопические исследо-
вания дислокационной структуры, возникновения, размножения и движения дислокаций в полосе локализованной деформации отсутствуют.
Весьма подходящим материалом для таких исследований является сталь 09Г2С. В нормализованном состоянии она имеет протяженную площадку текучести (5 ~ 3.5 %) на диаграммах растяжения, низкую плотность дислокаций в феррите, закрепленных, очевидно, атмосферами растворенных атомов, тогда как цементит выделяется в виде ламелей в перлите. Сталь 09Г2С является широко используемой строительной, а зачастую и конструкционной сталью [8], и протекающие в ней процессы деформационного старения при изготовлении и эксплуатации изделий оказывают заметное, обычно отрицательное влияние на механические свойства: рост прочности и потерю пластичности.
Целью настоящей работы явилось детальное исследование с помощью просвечивающей электронной микроскопии структуры полосы локализованной деформации (в центре и вблизи фронта) в образце нормализованной стали 09Г2С, испытавшем деформацию в начале площадки текучести, а также в образце, подвергнутом растяжению вплоть до ов. Результаты работы должны восполнить недостающее звено в представлениях о возникновении и росте полос локализованной деформации в сталях.
2. Материал и методика эксперимента
Исследовались образцы стали 09Г2С в нормализованном состоянии (tA = 950 °C, охлаждение на воздухе), содержащей (мас. %): 0.09C, 1.28Mn, 0.35Si, 0.17Cu.
Растяжение плоских образцов размером 3 х 20 х 60 мм3 проводилось при комнатной температуре со скоростью e = 2.7 • 10-4 с1 на машине Instron 8801, снабженной оптическим комплексом Strain Master для анализа полей перемещений и деформаций методом корреляции цифровых изображений. Анализировались карты изображений компоненты тензора деформации s^, на которых ось y направлена вдоль оси растяжения P-P, а ось x — по ширине образца (рис. 1). Образцы были деформированы по трем режимам:
- для построения диаграммы растяжения первый образец растягивался вплоть до разрушения;
- растяжение второго образца заканчивалось в начале площадки текучести сразу после зуба текучести, при этом полоса локализованной дефор-
Рис. 1. Схема вырезки объектов для электронно-микроскопического исследования из различных зон полосы локализованной деформации (ПЛД), распределение компоненты тензора деформации 8уу в активной (АЗ), релаксационных (РЗ), периферийных зонах (ПЗ), полученное по методу корреляции цифровых изображений; ЗЦн, ЗЦк — зародышевый центр начала и конца полосы локализованной деформации соответственно; Р-Р — направление растягивающей нагрузки [4] (цветной в онлайн-версии)
обеих сторон релаксационные зоны, где 8^ уменьшается почти линейно, и периферийные зоны, расположенные между релаксационными зонами и фронтами полосы (рис. 1). Объекты вырезались из различных зон полосы:
— объект 1 — на стыке релаксационной и периферийной зон;
— объект 2 — из активной зоны.
Плотность дислокаций ра оценивали как количество линий дислокаций N в единице объема V:
N N
Pd = V = St
(1)
где £ — площадь изучаемого участка; t — толщина фольги.
Толщину фольги (160 нм) находили по количеству толщинных контуров экстинкции в наклонной границе на снимке, полученном в отражении 111 (ускоряющее напряжение 100 кВ, экс-тинкционная длина 27 нм) [9].
мации сформировалась полностью, когда зародыш полосы «пророс» через всю ширину образца от одной грани к другой;
— растяжение третьего образца проводилось вплоть до достижения ав.
Микроструктура образцов изучена с помощью просвечивающих электронных микроскопов ШОЬ ШМ-2100 и УЭМВ-100Л. Анализ профиля кривых 8уу-^обр показал [4], что в полосе Чернова-Людерса можно выделить три зоны: активную, которая расположена в середине полосы и имеет максимальное значение 8^, прилегающие к ней с
3. Результаты исследования и их обсуждение
3.1. Структура участка на стыке релаксационной и периферийной зон
Распределение деформации поперек полосы локализованной деформации в виде широкого максимума 8у-£обр связано с образованием в полосе микрообъемов, имеющих различную плотность дислокаций. В объекте 1, вырезанном на стыке релаксационной и периферийной зон, обнаруживаются группы дислокаций первичной системы скольжения с почти параллельными протяженными прямолинейными участками (рис. 2).
Это рассматривается как результат действия мощных источников дислокаций при слабо выраженном поперечном скольжении [10].
Как и в других слабодеформированных кристаллах с ОЦК-решеткой, прямолинейные участки дислокаций имеют винтовую ориентацию и их подвижность значительно меньше, чем у краевых дислокаций [1, 2]. Длина таких дислокаций, содержащих перегибы и ступеньки, достигает 5-7 мкм. Их изогнутые концы имеют краевую ориентацию. Обнаруживаются небольшие петли и диполи, возникшие, вероятно, при выходе винтовых дислокаций из исходной плоскости путем двойного поперечного скольжения. Дисперсные частицы вторых фаз расположены сравнительно неоднородно, часто на дислокациях. Судя по форме, размеру, расположению данные частицы сформировались при охлаждении стали в ходе нормализации. Анализ их фазового состава не проводился. В низкоуглеродистой стали, близкой по содержанию меди к стали 09Г2С, частицы такой же морфологии были идентифицированы методом микродифракции электронов и микрорентгено-спектральным анализом как выделения меди (е-фаза) [11]. Менее вероятно, что данные частицы являются карбидом железа, т.к. после нормализации цементит в виде ламелей располагается в перлите.
Стрелками на рис. 2, а обозначены дислокации вторичной системы скольжения, плотность и протяженность которых значительно меньше, чем у порождающих их первичных дислокаций. Общая плотность дислокаций обеих систем скольжения составляет ра ~ 1.7 • 107 см-2.
Рисунки 2, б, в, полученные с одного участка фольги в светло- и темнопольном изображении в свете рефлекса 011, использованы для отыскания направления вектора Бюргерса дислокаций. На рис. 2, б дислокации, обведенные овалом, невидимы, или контраст на них существенно ослаблен. Это, согласно правилу погасания g • Ь = 0, означает, что они имеют Ь = а/2 [111] и залегают в плоскости (011) [9].
Белой стрелкой на рис. 2, б обозначена малоугловая дислокационная граница (контраст по обе стороны от нее почти одинаков), часть дислокаций в которой на темнопольном изображении также невидима. Очевидно, они имеют тот же Ь = а/2 [111], как дислокации, обведенные овалом. В то же время на темнопольном изображении у отдельных элементов границы наблюдается сильный контраст. Он может быть связан с дисперс-
ными частицами или, что более вероятно, с дислокациями вторичной системы с Ь = а/2 [1 11] [9].
Пересечение и скручивание дислокаций различных систем скольжения приводит к образованию рыхлых сплетений, в которых отдельные дислокации разрешаются (рис. 2, а). Когда сплетения возникают на основе первичных дислокаций, они вытянуты вдоль направления их залегания. Плавный переход от винтовой дислокации к краевой приводит к изгибу сплетений, а иногда и к их срастанию со сплетениями, возникшими вокруг вторичных дислокаций. Любые реакции между дислокациям а/2 (111) приводят к образованию сидячей дислокации а (100), что стабилизирует стенки и сплетения, препятствуя их смещению [2, 12].
Таким образом, в районе стыка релаксационной и периферийной зон полосы локализованной деформации, как и обычно в кристаллах с ОЦК-решеткой, сдвиговые дислокации принадлежат системе скольжения а/2(111) {110} [2, 12]. Совокупность описанных характеристик структуры в объекте 1 позволяет отнести ее к структуре, типичной для начала стадии II деформационного упрочнения.
3.2. Структура активной зоны
Одной из особенностей объекта 2 является неоднородность микроструктуры в пределах одной фольги, даже на расстояниях <1 мм. Так, на рис. 3, а и 4 в зернах, находящихся в отражающем положении, четко видна сетка дислокаций нескольких систем скольжения, тогда как на рис. 3, б и 4 большинство дислокаций собраны в сплетения и стенки, т.е. находятся на более позднем этапе эволюции. Это можно связать с различным напряжением на источниках дислокаций, расположенных на поверхности зародышевого центра полосы: напряжение падает с удалением источника от концентратора напряжений — ди-польного максимума [13].
Рассмотрение микроструктуры в объекте 2 целесообразно провести в сопоставлении с микроструктурой объекта 1. Более частое пересечение дислокаций в объекте 2 приводит к формированию густой сетки дислокаций и уменьшению их длины. Возрастает до (0.7-1.0) • 109 см-2 средняя плотность дислокаций, причем количество дислокаций других систем сближается с количеством первичных дислокаций. Увеличивается число сплетений, в которых в большинстве случаев удается разрешить отдельные скрученные дислокации.
Рис. 3. Дислокационная структура в активной зоне полосы локализованной деформации (объект 2): а — сетка дислокаций, принадлежащих нескольким системам скольжения; б — сплетения и стенки дислокаций
Наличие плоских упорядоченных дислокационных стенок позволяет, подобно [14], говорить о полигонизации скольжением (рис. 4), которая реализуется при действии больших напряжений в условиях легкого скольжения и высокой плотности дислокаций одного знака. Сочетание этих параметров характерно для активной зоны полосы локализованной деформации, причем вдоль стенки между краевыми дислокациями почти строго поддерживается одно и то же расстояние X ~ 67 нм (рис. 4, а). Последнее типично для упорядоченных субграниц наклона, возникающих в ходе по-следеформационного отжига при легком переползании краевых дислокаций благодаря повышенной концентрации вакансий Ыу. Однако присутствие в объекте 2 рыхлых сплетений вследствие повышенной прочности дислокационных узлов и
низкой подвижности ступенек на них, а также сохранение дислокаций в объемах между стенками свидетельствуют о невысокой концентрации избыточных вакансий N в решетке в данный момент деформации.
Причина постоянной величины X видится не в легком переползании дислокаций, а в распространении серий (групп) одноименных дислокаций в параллельных плоскостях, разделенных прослойками одинаковой толщины X. Располагаясь друг под другом, краевые концы этих дислокаций создают стабильную конфигурацию — стенку в плоскости (110), которая растет в длину, присоединяя последующие краевые отрезки проходящих дислокаций. Это видно на рис. 4, а, где дислокации в наклонно залегающей стенке выходят на нижнюю и верхнюю поверхности фольги.
Рис. 4. Упорядоченные дислокационные границы в активной зоне полосы локализованной деформации (а); левое зерно — дипольное расположение стенок дислокаций, правое зерно — сплетения и стенки дислокаций (б) (объект 2)
Скольжение дислокаций в параллельных равноотстоящих плоскостях, очевидно, связано с расположением их плоских источников на поверхности зародышевого центра или с многократным двойным поперечным скольжением. Возможно, и с тем, и с другим, т.к. анализ структуры показал, что плоские стенки могут создаваться дислокациями как первичной, так и других систем скольжения и ориентироваться по-разному в кристалле (рис. 4).
Недостроенный край дислокационной стенки (субграницы наклона) — дисклинация, аккумулирующая напряжения, пропорциональные углу разориентровки 9 ~ ЬЛ. (Ь — вектор Бюргерса дислокаций, расположенных в субгранице на расстоянии Я). Втягивая дислокации из смежных областей, она увеличивает 9 и достраивает субграницу (стенку). Согласно такому подходу, у стенки на рис. 4, а, где хорошо разрешаются дислокации из-за ее небольшого наклона к поверхности фольги, 9 ~ 0.3°. Небольшая разориентировка на субгранице следует и по неизменности контраста участков по обе стороны от нее.
Стенка в верхней части рис. 4, а, достраиваясь, изменяет плоскость залегания, хотя ориентировка в ней дислокаций остается почти прежней. Это можно объяснить взаимодействием полей напряжений рассматриваемой дисклинации с полем напряжений стенки (субграницы), к которой она приближается.
В стенки и в границы различного происхождения, кроме образующих их краевых дислокаций, входят и/или находятся с ними в контакте дислокации других систем, большинство из которых имеет длину ~0.2 мкм (рис. 4). Субграницы, образованные противоположными концами дислокаций с краевой ориентацией, имеют дипольную конфигурацию (рис. 4). Можно ожидать, что при дальнейшей деформации часть из них, наиболее благоприятно ориентированных относительно оси растяжения образца, трансформируется в границы мезополос.
В целом структуру активной зоны полосы локализованной деформации можно отнести к концу стадии II деформационного упрочнения, хотя отдельные области, где сформировались дислокационные ячейки с замкнутыми стенками, типичны для начала стадии III упрочнения.
3.3. Структура на пределе прочности
Структура образца после растяжения до ов, состоит из мезополос, вытянутых вдоль направле-
ния (110) (рис. 5, а, б). Распределение мезополос по ширине имеет бимодальный вид (рис. 5, в). Наиболее широкие полосы (^ь ~ 1.3 мкм) с плавно меняющейся ориентировкой собраны в пакеты, окруженные тонкими (^ь ~ 0.3 мкм), иначе ориентированными мезополосами. Если считать тонкие мезополосы поперечными сечениями мезополос, перпендикулярными к их толщине, то, согласно анализу следов, мезополосы имеют форму призм, ограненных плоскостями {111}, {112} или {110}.
Разориентировка соседних мезополос обусловлена преимущественно краевыми дислокациями в их границах [11]. Дипольно-залегающие протяженные субграницы, формирующиеся на площадке текучести, также состоят из краевых дислокаций. Это позволяет полагать, что границы мезо-полос возникают из субграниц, образовавшихся на ранней стадии деформации.
Косвенным подтверждением данного заключения является чередование ориентировки смежных мезополос (рис. 5, г и д), наблюдаемое также с помощью растровой электронной микроскопии [13]. Откуда следует, что чередование ориентировки мезополос, обеспечивающее компенсационную релаксацию напряжений, ведет свое происхождение от дипольного залегания субграниц (рис. 4). Оставшийся нескомпенсированный разворот ме-зополос приводит к повороту деформационных полос, в которые они входят. Такой скоординированный поворот элементов структуры на всех масштабных уровнях обнаруживается на макроуровне методом корреляции цифровых изображений как взаимный разворот фрагментов образца, расположенных между деформационными полосами [4], а также по скручиванию образца вокруг оси растяжения [2].
Плоские, иногда изогнутые границы мезополос толщиной ~100 нм состоят из плотных жгутов дислокаций, в которых отдельные дислокации обычно не разрешаются даже при больших увеличениях. К границам прилегают дислокации, залегающие в мезополосах, а также весьма совершенные дислокационные ячейки диаметром ~0.5-1.0 мкм (рис. 5, а, б, г). Упругие искажения, обусловленные высокой плотностью дислокаций (ра ~ 5 • 1010 см-2), приводят к тангенциальному размытию рефлексов на электронограммах (рис. 5, а).
Итак, в образце при растяжении до ов формируется ячеисто-полосовая структура, присущая сильно наклепанному металлу на стадии III деформационного упрочнения.
Рис. 5. Микроструктура стали 09Г2С в образце после растяжения до предела прочности: светлопольные (а, б, г) и темно-польное изображения (д), на рисунках (г) и (д) — изображение одного и того же места; гистограмма распределения ме-зополос по ширине (в)
4. Выводы
Электронно-микроскопическим исследовани-
ем объектов, вырезанных из полосы локализован-
ной деформации в образце нормализованной стали 09Г2С, деформированном в начале площадки текучести, установлено, что максимальная плот-
ность дислокаций (ра ~ 1.0 • 109 см-2) возникает в
середине полосы и падает до ра ~ 1.7 • 107 см-2 вблизи бокового фронта.
Найдено, что дислокационная структура в полосе локализованной деформации имеет много общего со структурой в полосах скольжения в сплавах без деформационного старения. В областях в середине полосы, где дислокации образуют неплотные сплетения и упорядоченные стенки, структура соответствует концу стадии II упрочнения, а в областях с несовершенными дислокационными ячейками — началу стадии III упрочнения.
Обнаружено, что структура вблизи бокового фронта полосы соответствует началу стадии II упрочнения, поскольку содержит длинные, почти параллельные винтовые дислокации первичной системы скольжения с вектором Бюргерса Ь = а/2[111], залегающие в плоскости (111). Они при взаимодействии с дислокациями других систем скольжения образуют рыхлые сплетения.
Установлено, что образец, деформированный вплоть до ов, имеет структуру стадии III упрочнения (средняя плотность дислокаций ра ~ 5 х 1010 см-2), состоящую из мезополос шириной преимущественно 0.3 или 1.0 мкм, которые содержат совершенные дислокационные ячейки диаметром до ~1 мкм. Мезополосы имеют чередующуюся ориентацию, что с учетом других моментов позволило предположить, что границы мезополос формируются из возникших на площадке текучести плоских дислокационных стенок, имеющих дипольное залегание.
Финансирование
Работа выполнена в УрФУ при финансовой поддержке Минобрнауки России (программа развития в рамках программы «Приоритет-2030»), а также в ИФМ УрО РАН в рамках государственного задания Минобрнауки России (тема «Структура», номер госрегистрации 122021000033-2). Испытания проведены с использованием оборудования ЦКП УрФУ.
Литература
1. Хоникомб Р. Пластическая деформация металлов. -М.: Мир, 1972.
2. Штремель М.А. Прочность сплавов. Деформация. - М.: МИСиС, 1999. - Ч. 2.
3. Pelleg J. Mechanical Properties of Materials. - Heidelberg: Springer, 2013.
4. Фарбер В.М., Селиванова О.В., Хотинов В.А., Полухина О.Н. Деформационное старение в сталях: Учебное пособие. - Екатеринбург: УрФУ, 2018.
5. Зуев Л.Б., Данилов В.И., Баранникова С.Л. Физика макролокализации пластического течения. - Новосибирск: Наука, 2008.
6. Srinivasan Nagarajan, Raghu N., Venkatraman B. Study on local zones constituting to band growth associated with inhomogeneous plastic deformation // Mater. Lett. - 2013. - V. 105. - P. 209-212. - https://doi. org/10.1016/j.matlet.2013.04.014
7. Фарбер В.М., Морозова А.Н., Хотинов В.А., Кара-баналов М.С., Щапов Г.В. Пластическое течение в полосе Чернова-Людерса в ультрамелкозернистой
стали 08Г2Б // Физ. мезомех. - 2019. - Т. 22. -№ 4. - C. 75-82. - https://doi.org/10.24411/1683-805X-2019-14008
8. Семухин Б.С., Зуев Л.Б., Бушмелева К.И. Скорость ультразвука в низкоуглеродистой стали, деформируемой на нижнем пределе текучести // ПМТФ. -2000. - Т. 41. - № 3. - С. 197-201.
9. Томас Г., Гориндж М.Дж. Просвечивающая электронная микроскопия материалов. - М.: Наука, 1983.
10. Утевский Л.М. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении. - М.: Металлургия, 1973.
11. Арабей А.Б., Фарбер В.М., Пышминцев И.Ю., Глебов А.Г., Селиванова О.В., Лежнин Н.В., Баженов В.Е. Микроструктура и дисперсные фазы трубных сталей класса прочности Х80 для магистральных трубопроводов // Изв. вузов. Черная металлургия. - 2012. - № 1. - С. 30-37. - https://doi.org/10. 3103/S0967091212010032
12. Liu M., Liu Y., Li H. Deformation mechanism of ferrite in a low carbon Al-killed steel: Slip behavior, grain boundary evolution and GND development // Mater. Sci. Eng. A. - 2022. - V. 842. - P. 143093. - https:// doi.org/10.1016/j.msea.2022.143093
13. Фарбер В.М., Морозова А.Н., Вичужанин Д.И., Ка-рабаналов М.С. Строение полосы Чернова-Людер-са в нормализованной стали 09Г2С. Часть I. Полосы локализованной деформации // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2022. -№ 7(805). - С. 4-9. - https://doi.org/10.1007/s11041-022-00815-9
14. ФридельЖ. Дислокации. - М.: Мир, 1967.
Поступила в редакцию 21.12.2022 г., после доработки 30.01.2023 г., принята к публикации 06.02.2023 г.
Сведения об авторах
Фарбер Владимир Михайлович, д.т.н., проф. УрФУ, v.m.farber@urfu.ru Селиванова Ольга Владимировна, доц. УрФУ, sov23@mail.ru Морозова Анна Николаевна, к.т.н., снс ИФМ УрО РАН, amorozova.imp.uran.ru Хотинов Владислав Альфредович, к.т.н., проф. УрФУ, khotinov@yandex.ru Хадыев Мансур Сабирович, вед. электроник УрФУ, m.s.khadyev@urfu.ru Жиляков Аркадий Юрьевич, зав. лаб. УрФУ, a.y.zhilykov@urfu.ru
