CC BY
55
УДК 621.787, 621.9.048, 620.186
Исследование структуры поверхностного слоя стали 03Н18К9М5Т
после ультразвуковой обработки
А.А. Хлыбов1, М.О. Кувшинов2
1 Нижегородский государственный технический университет им. Р.Е. Алексеева, Нижний Новгород, 603950, Россия 2 Российский федеральный ядерный центр — Всероссийский научно-исследовательский институт экспериментальной физики, Саров, 607188, Россия
Методами оптической металлографии и просвечивающей электронной микроскопии исследована структура мартенситно-стареющей стали 03Н18К9М5Т. Обнаружено, что в результате воздействия ультразвуковой обработки в поверхностном слое образуется нанокристаллическая структура. В результате структурно-фазовых изменений и образовавшихся сжимающих остаточных напряжений микротвердость поверхностного слоя возрастает. В результате обработки также изменяется шероховатость поверхности.
Ключевые слова: мартенситно-стареющая сталь, ультразвуковая обработка, пластическая деформация, тонкая структура, микротвердость, остаточные напряжения, шероховатость
DOI 10.24411/1683-805X-2019-16009
Structural study of the surface layer of steel 03Ni18Co9Mo5Ti after ultrasonic treatment
A.A. Khlybov1 and M.O. Kuvshinov2
1 Nizhny Novgorod State Technical University n.a. R.E. Alekseev, Nizhny Novgorod, 603950, Russia 2 Russian Federal Nuclear Center—All-Russian Research Institute of Experimental Physics, Sarov, 607188, Russia
Optical metallography and transmission electron microscopy were used to study the structure of maraging steel 03Ni18Co9Mo5Ti. It was found that ultrasonic treatment leads to the formation of nanocrystalline structure in the surface layer. The structural phase changes and the resulting compressive residual stresses result in an increase of the surface layer microhardness. The surface roughness also changes after treatment.
Keywords: maraging steel, ultrasonic treatment, plastic deformation, fine structure, microhardness, residual stresses, roughness
1. Введение
Структура, фазовый и химический состав поверхностных слоев значительно отличаются от основного металла и влияют на физико-химические и эксплуатационные свойства изделий и конструкций. Поверхностный слой оказывает существенное влияние на надежность деталей и узлов машины, элементов конструкций, поскольку при эксплуатации он подвергается наиболее сильному физико-химическому воздействию. Во многих случаях характеристики поверхностного
слоя определяют работоспособность деталей и элементов конструкций [1].
Согласно современным представлениям [2], поверхностные слои рассматривают как самостоятельную подсистему. У поверхностных атомов отсутствует часть межатомных связей, что формирует особую структуру поверхностного слоя материала. При нагружении поверхностные слои имеют меньшую сдвиговую устойчивость и пластически деформируются по механизмам недислокационной природы [2].
© Хлыбов A.A., Кувшинов М.О., 2019
Существенно повысить сопротивление деформации поверхностного слоя можно, изменив его структуру при упрочняющей обработке. Одним из наиболее простых и эффективных методов модифицирования поверхностного слоя является поверхностное пластическое деформирование [3]. Использование при поверхностном пластическом деформировании ультразвукового воздействия позволяет повысить эффективность обработки поверхности детали при одновременном снижении величины силового воздействия [4-9].
Мартенситно-стареющие стали на основе системы Fe-Ni-Co-Mo-Ti широко применяются в промышленности благодаря высокой технологичности и уникальному комплексу механических характеристик. Термомеханическая обработка мартенситно-стареющих сталей позволяет получать в этих материалах нанокристалли-ческую структуру, улучшающую их механические характеристики, трещиностойкость и деформируемость [10-14]. На формирование нанокристаллических структур существенное влияние оказывают исходная структура материала перед упрочняющей обработкой, возможность полиморфных превращений, способ совмещения механического и термического воздействия и т.д.
В настоящей работе исследовано влияние ультразвуковой обработки на структуру поверхностных слоев мартенситно-стареющей стали 03Н18К9М5Т.
2. Материал и методы исследований
В качестве материала исследования выбрана сталь 03Н18К9М5Т. Для обеспечения высоких механических характеристик мартенситно-стареющую сталь 03Н18-К9М5Т перед старением (530± 10 °С) подвергают сложной термической обработке: закалка от 1200-1220 °С в воде (для растворения карбидных выделений) и трехкратная закалка от 920-950 °С в воде (для измельчения зерна).
Для исследований использовались призматические образцы, обработанные по следующей схеме:
- закалка 1200 ± 10 °С, охлаждение в воде в течение 1 ч, трехкратная закалка 930 ± 10 °С, охлаждение в воде в течение 1 ч, закалка 770-830 °С, охлаждение в воде в течение 1 ч и ультразвуковая обработка;
- закалка 1200 ± 10 °С, охлаждение в воде в течение 1 ч, трехкратная закалка 930 ± 10 °С, охлаждение в воде в течение 1 ч, закалка 770-830 °С, охлаждение в воде в течение 1 ч, старение 530 ± 10 °С, выдержка в вакууме в течение 3.5 ч и ультразвуковая обработка;
- закалка 1200 ± 10 °С, охлаждение в воде в течение 1 ч, трехкратная закалка 930 ± 10 °С, охлаждение в воде в течение 1 ч, закалка 770-830 °С, охлаждение в воде в течение 1 ч, ультразвуковая обработка, старение 530 ± 10 °С, выдержка в вакууме в течение 3.5 ч.
Схема обработки (совмещение термической и ультразвуковой обработки) была выбрана аналогично [16].
Ультразвуковая обработка проводилась на установке ИЛ 10-0.63 в следующем режиме: амплитуда колебаний 15 мкм, частота колебаний 24 кГц, усилие прижима ультразвукового индентора 100 Н.
После ультразвуковой обработки проводили измерения шероховатости поверхности образцов с использованием цифрового контактного профилометра TR220 по ГОСТ 2789 [17] (исходная шероховатость поверхности исследуемых образцов составляла Ra=0.880 мкм, Rz = 4.195 мкм, Rmax = 4.650 мкм) и микротвердости с использованием прибора ПМТ-3. Измерения микротвердости проводили при нагрузке 50 г по ГОСТ 9450 [18]. При измерениях наносили не менее 5 отпечатков, затем проводили обработку результатов и рассчитывали абсолютную погрешность.
Микроструктуру изучали на поперечных шлифах по глубине воздействия ультразвуковой обработки и изменению микротвердости. Для оценки изменения микротвердости и микроструктуры на различном удалении от обрабатываемой поверхности (по толщине образца) образцы разрезали на электроэрозионном станке перпендикулярно поверхности образца. Шлифы изготавливали по традиционной методике. Травление осуществляли в реактиве состава: 50 мл HCl, 50 мл H2O, 4 г CuSO4.
Металлографические исследования проводили с использованием оптического инвертированного микроскопа Olympus GX53 с системой анализа изображений Siams 800. Электронно-микроскопические исследования тонкой структуры проводили с помощью электронного микроскопа JEOL по стандартным методикам [19, 20]. Остаточные макронапряжения поверхностного слоя исследовали при помощи многофункционального рентгеновского дифрактометра ДРОН, с использованием метода измерения дифракции рентгеновских лучей и анализа внутренних напряжений sin2^.
3. Результаты и обсуждение
В результате ультразвуковой обработки исследуемых образцов шероховатость поверхности уменьшается, при этом происходят изменения структуры и свойств поверхностного и приповерхностного слоев. Шероховатость поверхности за один проход инструмента снизилась со значения Ra = 0.880 до 0.038 мкм. В табл. 1 представлены результаты измерения шероховатости обработанной поверхности.
В ходе исследований дополнительно изучалось влияние количества проходов на величину шероховатости и в результате выяснено, что наибольшее снижение происходит при первом проходе и при дальнейшей обработке (2-й проход) снижается незначительно. Но при увеличении числа проходов до 3 и более шероховатость начинает увеличиваться и может привести к шелушению поверхностного слоя.
Таблица 1
Шероховатость поверхности после ультразвуковой обработки (УЗО)
Режим Шероховатость, мкм
Ra Rz R Rmax
Закалка + УЗО 0.050 0.358 0.621
Закалка + УЗО + старение 0.048 0.378 0.591
Закалка + старение + УЗО 0.038 0.348 0.361
Анализ результатов показывает, что чем пластичнее обрабатываемый материал, чем меньше его твердость, тем на большую глубину внедряется индентор и больше материала выдавливается из зоны деформации, что повышает шероховатость поверхности. При обработке мягких металлов даже малые значения статической силы прижима обеспечивают полное сглаживание исходной шероховатости. Вытесненный из зоны деформации металл перемещается в виде волны деформации впереди индентора, а по границам образовавшейся канавки формируется зона пластической деформации. Дальнейшее повышение статической силы прижима приводит к повышению получаемой шероховатости. С повышением твердости статические силы прижима менее 50 Н не обеспечивают достаточной пластической деформации, при этом снимаются только вершины исходных неровностей. Минимальная шероховатость смещается в сторону больших величин статической силы прижима.
Исследование микроструктуры после ультразвуковой обработки травлением поперечного шлифа стали выявило тонкий поверхностный слой (рис. 1, в), характеризующийся более высокой степенью травимости по сравнению с основным объемом материала. Толщина данного слоя изменяется в пределах 40-45 мкм, а микротвердость достигает ПУ005= 580. Повышенная травимость слоя указывает на существенное изменение его структурно-фазового состояния. Очевидно, что основной причиной этому является воздействие ультразвуковой обработки. Выявить особенности структуры данного слоя металлографическим методом достаточно сложно вследствие его малой толщины и неустойчивой травимости, поэтому он будет рассмотрен более детально с помощью методов электронной микроскопии ниже.
На рис. 1, а, б представлена микроструктура стали в различном состоянии. Структура в состоянии поставки представляет собой «массивный» мартенсит, после термообработки размеры мартенситных блоков незначительно увеличиваются. Микротвердость после закалки составляет 05 = 320, после закалки и старения ^0.05 = 510.
Рис. 1. Микроструктура стали 03Н18К9М5Т в исходном состоянии (а), после закалки и старения (б), после ультразвуковой обработки (в)
С глубины 40-45 мкм видимых структурных изменений не наблюдается, но микротвердость имеет значения, отличающиеся от значений микротвердости без обработки. Это обусловлено остаточными сжимающими внутренними напряжениями. В табл. 2 представлены
Таблица 2
Величина микротвердости после ультразвуковой обработки
Режим Микротвердость HV0.05
Закалка + УЗО 360±5 (Т 13 %)
Закалка УЗО + старение 580 ±5 (Т 14 %)
Закалка старение + УЗО 575 ±5 (Т 13 %)
Остаточные макронапряжения и плотность дислокаций
Таблица 3
Режим Закалка Закалка+УЗО Закалка+ старение Закалка+УЗО+старение Закалка+старение+УЗО
Величина и знак остаточных макронапряжений, МПа -500±26 -550±44 -70±33 -250±35 -300±54
Плотность дислокаций, см-2 10-1011 10.7-1011 5.5 • 1011 7.5 •Ш10 4.5 •Ю11
результаты измерения микротвердости после ультразвуковой обработки.
Анализ распределения микротвердости по глубине показал, что при удалении от поверхности значения микротвердости уменьшаются и достигают исходного значения на глубине ~200 мкм. Это характерно для всех образцов, подвергнутых ультразвуковой обработке.
Известно, что физико-механические характеристики материала в исходном состоянии в существенной степени влияют на конечный результат упрочнения. Так, чем выше исходная микротвердость используемых образцов, тем меньше глубина и степень упрочнения поверхностного слоя после обработки по сравнению с первоначальными показателями. В нашем случае степень упрочнения оказалась практически одинаковой для всех образцов. Полученные результаты требуют дальнейшего анализа.
Для оценки остаточных макронапряжений для всех образцов было проведено несколько блоков съемок, далее результаты обрабатывались и рассчитывалась абсолютная погрешность. Результаты расчетов остаточ-
ных макронапряжений и плотности дислокаций на поверхности образцов представлены в табл. 3.
С помощью метода электронной микроскопии был детально изучен поверхностный слой обработанных образцов. После закалки сталь имеет средний поперечный размер реек мартенсита ~450 нм. Дислокационную структуру можно охарактеризовать как сетчатую и фрагментированную (рис. 2).
Изучение структуры также показало наличие остаточного аустенита в виде тонких прослоек толщиной ~20-25 нм, располагающегося вдоль мартенситных кристаллов или участков неправильной формы (рис. 3). Плотность дислокаций составляет ~10-1011 см-2.
После закалки и последующей ультразвуковой обработки сохраняется структура пакетного мартенсита. Кристаллы мартенсита приобретают сетчатую дислокационную структуру и фрагментированную структуру с сетчатой внутри самих фрагментов (рис. 4).
Средний поперечный размер реек мартенсита уменьшился до ~150 нм (в 3 раза). Уменьшение поперечного размера реек мартенсита можно объяснить образованием субграниц, т.е. фрагментацией. Разделение тонкой прослойкой остаточного аустенита мартенситных кристаллов сохраняется (рис. 5). Плотность дислокаций составляет ~10.7-1011 см-2.
Старение закаленной стали приводит к существенному изменению структуры: выделению интерметал-лидных фаз №2Т^ №3А1 и Fe2Mo размером 5-45 нм (рис. 5, в), образованию сегрегаций по узлам дислокационной сетки и областей с упорядоченной структурой с последующим выделением фаз, когерентно связанных
кг
Рис. 2. Фрагментированная структура пакетного мартенсита
Рис. 3. Расположение остаточного аустенита по границам реек пакетного мартенсита
Рис. 4. Структура после закалки и ультразвуковой обработки. Расположение остаточного аустенита по границам реек пакетного мартенсита
с матрицей, формированию структуры пакетного мартенсита с первичными фрагментами (рис. 5, а) и мартенсита со вторичными фрагментами, имеющими ячеистую дислокационную структуру (рис. 5, б). Поперечный размер реек мартенсита уменьшается по сравнению с закаленной сталью до ~310 нм (снижается в 1.4 раза) за счет образования фрагментов, имеющих продольные границы. Плотность дислокаций уменьшается до ~5.5-1011 см-2. Такие изменения объясняются тем, что при температуре старения а твердый раствор обедняется легирующими элементами с образованием ин-терметаллидных фаз.
Величина остаточных напряжений поверхностного слоя после закалки и старения составляет примерно -70 МПа.
После закалки, старения и ультразвуковой обработки наблюдаются уменьшение поперечного размера реек мартенсита до ~230 нм (в 1.9 раза) (рис. 6, а) и незначительное увеличение фрагментов с ячеистой дислокационной структурой (рис. 6, б). Плотность дислокаций составляет ~ 4.5 • 1011 см-2.
Величина остаточных напряжений поверхностного слоя после закалки, старения и последующей ультразвуковой обработки составляет примерно -300 МПа.
После закалки, ультразвуковой обработки и старения материал приобретает преимущественно сетчатую дис-
-Fe2Mo
' i S'fsp^
• JE ш ж.
Рис. 5. Структура после закалки и старения: структура пакетного мартенсита (а), фрагменты, имеющие ячеистую дислокационную структуру (б), упрочняющие интерметаллидные фазы (в)
Рис. 6. Структура после закалки, старения и ультразвуковой обработки: структура пакетного мартенсита с фрагментами, имеющими ячеистую субструктуру (а), фрагменты, имеющие ячеистую дислокационную структуру (б)
Рис. 7. Структура после закалки, ультразвуковой обработки и старения
локационную структуру, поперечный размер реек наблюдаемого мартенсита составляет ~90 нм, структура состоит преимущественно из субзеренной а-фазы размером —110 нм при всех режимах обработки. Таким образом, структура становится близкой к нанокристал-лической (рис. 7). Остаточный аустенит не наблюдается. Плотность дислокаций увеличивается до —7.5 • 1010 см-2. По границам нанокристаллических зерен а-фазы наблюдаются выделения высокодисперсных интерметал-лидных упрочняющих фаз размером 3-20 нм.
Величина остаточных напряжений поверхностного слоя после закалки, ультразвуковой обработки и старения составляет примерно -250 МПа.
Возможность формирования в результате ультразвуковой обработки в тонком поверхностном слое нанораз-мерной структуры объясняется разными механизмами, основными из которых можно считать дислокационный, дислокационно-диффузионный, механизм холодной динамической рекристаллизации и ротационный механизм [4, 21, 22]. Авторы [21] отмечают, что следует особо учитывать термодинамическую природу развития перечисленных механизмов в условиях сильнонеравновесных состояний в зонах интенсивной пластической деформации, называемых авторами зонами гидростатического растяжения.
Дополнительно были проведены ускоренные коррозионные испытания образцов, обработанных различными методами. Испытания проводили в камере солевого тумана при температуре 35 °С и непрерывном распылении 5% раствора №С1 согласно ГОСТ Р 9.9052007 [23].
В качестве критериев оценки коррозионной стойкости использовали появление первых признаков коррозии. Для сравнения использовались образцы после механической обработки (точения), полировки, ультразвуковой обработки.
После окончания коррозионных испытаний с помощью стереомикроскопа осматривали состояние поверхности на наличие растрескиваний, вздутий, язв, раковин и других коррозионных повреждений.
Результаты сравнительных ускоренных коррозионных испытаний представлены на рис. 8. Видно, что ультразвуковая обработка и полировка приводят к увеличению коррозионной стойкости. После полировки и ультразвуковой обработки происходит сглаживание неровностей исходной поверхности и образование микрорельефа впадинами, радиус которых значительно больше чем у поверхностей, обработанных методом точения, что определяет меньшую концентрацию в них продуктов, вызывающих коррозию. В результате коррозионная стойкость повышается.
Рис. 8. Результаты сравнительных ускоренных коррозионных испытаний: после механической обработки (а), после полирования (б), после ультразвуковой обработки (в) (цветной в онлайн-версии)
Для более детального изучения влияния ультразвуковой обработки на коррозионную стойкость и установления дополнительных причин изменения коррозионной стойкости стали G3H18K9M5Т требуется проведение дополнительных исследований.
4. Заключение
Проведенные исследования показали, что ультразвуковая обработка создает особые условия для формирования микроструктуры в модифицированном слое стали. Ультразвуковая обработка стали сопровождается как структурными, так и фазовыми превращениями. В поверхностном слое исчезает остаточный аустенит, формируется фрагментированная субструктура, повышается плотность дислокаций, формируются остаточные напряжения сжатия. Hаблюдается увеличение микротвердости на ~13-14 %. Увеличение микротвердости, вероятно, связано с фрагментацией мартенсита и допре-вращением остаточного аустенита. Также происходит значительное снижение шероховатости поверхности с Ra = G.88G до G.G38 мкм.
Работа выполнена по гранту РHФ M 19-19-GG332. Литература
1. Cуслoв AT., Дальский A.M. Шучные основы технологии машиностроения. - M.: Mашиностроение, 2002. - б84 с.
2. Eгopушкuн B.E., Панин B.E. Mасштабная инвариантность пластической деформации планарной и кристаллической подсистем твердых тел в условиях сверхпластичности // Физ. мезомех. -2017. - Т. 20. - M 1. - С. 5-13. - doi 10.24411/1683-805X-2017-00012.
3. Cуслoв AT., Бuшуmuн CT. Технологическое обеспечение и повышение качества деталей. Разработка новых методов обработки // Справочник. Инженерный журнал. - 1998. - M 9. - С. 9-13.
4. Ульmpaзвукoвaя обработка конструкционных материалов / Под ред. А.В. Панина. - Томск: Изд. дом ТГУ, 2016. - 172 с.
5. Aлexuн B.H., Aлexuн O.B., Kpылoвa E.B. Влияние на дефектную структуру и свойства конструкционных и инструментальных сталей ударного воздействия с ультразвуковой частотой // Вопросы атомной науки и техники. - 2012. - Т. 78. - M 2. - С. 120-125.
6. Trsko L., Jambor L., Novy M., Bokuvka F., Mician O., Pastorek F. Fatigue life improvement of the high strength steel welded joints by ultrasonic impact peening // Metals. - 2019. - V. 9. - P. б19. - doi 10.3390/met9060619.
7. Tsai W.Y., Huang J.C., Gao Y.J., Chung Y.L., Huang G.R. Relationship between microstructure and properties for ultrasonic surface mechanical attrition treatment // Scripta Mater. - 2015. - V. 103. - P. 45-48. -doi 10.1016/j. scriptamat.2015.03.003.
8. Paxuмянoв X.M., Ceмeнoвa Ю.C. Формирование морфологии поверхности в процессе ультразвукового пластического деформиро-
вания деталей машин // Упрочняющие технологии и покрытия. -2010. - M 10. - C. 20-23.
9. Koвaлeвскaя Ж.Г., Увapкuн П.B., Toлмaчeв AM. Oсобенности формирования микрорельефа поверхности стали при ультразвуковой финишной обработке // Дефектоскопия - 2012. - Т. 48. - M 3. -С. 10-17.
10. БamaeвИЛ., Бamaeв A.A., Бamaeв B.A., Poмaшoвa Ю-H., Павлю-тва Д..B., Maкapoвa ET., Жуpaвuнa T.B. Oсобенности процессов, происходящих при ультразвуковой поверхностной пластической деформации и термической обработке технического железа // Физ. мезомех. - 2010. - Т. 13. - M 2. - С. 97-101.
11. Пomaк ЯМ. Высокопрочные стали. - M.: Mеталлургия, 1972. -208 с.
12. Шаль^вич A.Б., Mapкoвa E.C., Пoкpoвскaя HT. Mартенситно-стареющая сталь В^-180 — перспективный материал для двигателей ГТД // Mатериал и энергосберегающие технологии для производства ответственных деталей высокоэффективных газотурбинных двигателей, промышленных энергетических силовых установок и приводов. - ФГУП «^MAM», 2010. - 115 с.
13. Эфpoс Б.M., ^натва И.П., Глaàкoвскuй C.B., Tюmeнкo B.C., Лoлaàзe ЛТ, Заика ТП., Bapюxuн B.H. Влияние условий термопластической обработки на сопротивление деформации, механические свойства и трещиностойкость бескобальтовых мартенсит-но-стареющих сталей // Физика и техника высоких давлений. -1997. - Т. 7. - M 4. - С. 5-23.
14. Beкслep Ю.Г., Звигин^в H.B., ^на^ва И.П., Бeлoвa RB., Cyн-щв RH. Деформируемость стали 03X11H10M2Т в интервале температур 20-1100 °C // Изв. вузов. Черная металлургия. - 1986. -M 8. - С. 74-78.
15. Peвякuнa O.K., Пempaкoв Л.Ф., Caчкoв B.B., Щepбaкoв A.И. Усовершенствование мартенситно-стареющих сталей на основе системы Fe-Ni-Co-Mo-Ti // Mеталловедение и термическая обработка металлов. - 1981. - M б. - С. 52-б5.
16. Панин A.B., Meльнuкoвa E.A., Пepeвaлoвa O.Б., Пoчuвaлoв Ю.И., Лeoнmьeвa-CмupнoвaM.B., ЧepнoвB.M., ИвaнoвЮ.Ф. Формирование нанокристаллической структуры в поверхностных слоях стали Э^181 в процессе ультразвуковой обработки // Физ. мезомех. - 2009. - Т. 12. - M 2. - С. 83-93.
17. ^CT2789-73. Шероховатость поверхности. Параметры и характеристики. - M.: Стандартинформ, 1973. - 8 с.
18. mCT 9450-76 (СТ СЭВ 1195-78). Измерение микротвердости вдавливанием алмазных наконечников. - M. : Издательство стандартов, 197б. - 33 с.
19. Гopeлuк C.C., Cкaкoв Ю.A., Paсmopгyeв Л..H. Рентгенографический и электронно-оптический анализ. - M.: MИСИС, 2002. -3б0 с.
20. Уmeвскuй Л.M. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении. - M.: Mеталлургия, 1973. - 583 c.
21. Панин B.E., Cepгeeв BT., Панин A.B. Шноструктурирование поверхностных слоев конструкционных материалов и нанесение наноструктурных покрытий. - Томск: Изд-во ТПУ, 2008. - 28б с.
22. Zhou J., Sun Z., Kanouté P., Retraint D. Effect of surface mechanical attrition treatment on low cycle fatigue properties of an austenitic stainless steel // Int. J. Fatigue. - 2017. - V 103. - P. 309-317. - doi 10.1016/j.ijfatigue.2017.06.011.
23. mCT Р 9.905-2007 (ИТО 7384:2001, ИТО 11845:1995). Единая система защиты от коррозии и старения (ЕСЗ^). Mетоды коррозионных испытаний. Oбщие требования.
Поступила в редакцию 24.07.2019 г., после доработки 28.10.2019 г., принята к публикации 11.11.2019 г.
Cвeàeнuя o6 aвmopax
Хлыбов Александр Анатольевич, д.т.н., зав. каф. HTrY, Hlybov_52@mail.ru
^вшинов Mаксим Oлегович, асп. ФГУП РФЯЦ-ВHИИЭФ, makskuvshinov2007@yandex.ru
