Особенности формирования объемных наноструктурных материалов на основе меди методом реакционного механического легирования Текст научной статьи по специальности «Технологии материалов»

УДК 621.763: 669.3.017

Е.П. ШАЛУНОВ, В.М. СМИРНОВ

ОСОБЕННОСТИ ФОРМИРОВАНИЯ ОБЪЕМНЫХ НАНОСТРУКТУРНЫХ МАТЕРИАЛОВ НА ОСНОВЕ МЕДИ МЕТОДОМ РЕАКЦИОННОГО МЕХАНИЧЕСКОГО ЛЕГИРОВАНИЯ

Ключевые слова: наноструктурные материалы, порошок, гранула, твердый раствор, наночастицы, субзерна, реакционное механическое легирование, дисперсное упрочнение.

Приведены экспериментальные результаты исследования и обсуждены механизмы формирования структуры объемных наноструктурных материалов на основе меди, полученных реакционным механическим легированием на воздухе меди алюминием (система Cu-Al-O) и меди алюминием и графитом (система Cu-Al-C-O). Изучено влияние добавок порошка окиси меди на структуру и свойства материалов Cu-Al-C-O.

E. P. SHALUNOV, V.M. SMIRNOV FEATURES OF FORMATION VOLUMETRIC NANOSTRUCTURED MATERIALS ON THE BASIS OF COPPER A METHOD REACTIONARY MECHANICAL ALLOYING

Key words: Nanostructured materials, powder, granule, a solid solution, nanoparticles, subgrains, reactionary mechanical alloying, dispersion strengthing.

Experimental results of research are resulted and mechanisms of formation of structure volumetric nanostructured materials on the basis of the copper, received by reactionary mechanical alloying in the air of copper by aluminum (system Cu-Al-O), of copper by aluminum and graphite (system Cu-Al-C-O) are discussed. Influence of additives of a powder copper oxide on structure and properties of materials Cu-Al-C-O is studied.

Введение. Создание объемных наноструктурных металлических материалов - одно из актуальных направлений современного материаловедения. Особенно в этом плане интересны так называемые дисперсно-упрочненные материалы [11], которые при соответствующих параметрах структурных составляющих могут быть отнесены к наноструктурным материалам, проявляющим в таком состоянии высокие прочностные свойства, особенно при высоких температурах, повышенную износостойкость при сохранении высоких электро- и теплопроводности.

Формирование структурных составляющих нанодисперсного диапазона (менее 100 нм [8]) является сложной технической задачей, решение которой приводится в настоящей работе на примере разработки наноструктурных материалов системы Cu-Al-C-O [12, 5] и технологии их получения [3, 4], в основе которой лежит метод реакционного механического легирования в высокоэнергетических шаровых мельницах - аттриторах [13]. При обработке в аттриторах смеси, состоящей из медного электролитического порошка марки ПМС-1(основа) и порошков алюминия и углерода в среде воздуха (иногда, с добавками окиси меди), осуществляется механохимический синтез оксида алюминия A12O3 в виде частиц (дисперсоидов) со средним размером 20 ... 40 нм, частично аморфизиру-ется углерод и сильно измельчается зёренная структура: средний размер субзёрен составляет 80 ... 120 нм [9]. Продукт обработки в аттриторах - гранулят -подвергают дальнейшей термодеформационной обработке, в результате которой получают горячепрессованные полуфабрикаты (прутки, полосы, трубы и пр.).

Разработка материалов такого класса и создание технологии их получения невозможны без учета всех факторов и, особенно, механизма формирования структуры при реакционном механическом легировании. Например, увеличение добавок порошка алюминия в исходную смесь, хотя и увеличивает механические свойства конечного материала, при этом уменьшается электропроводность за счет сохранения атомов алюминия в матрице в виде твердого раствора [10]. Значительную роль в формировании свойств материала при данном способе получения играет также добавление углерода в виде сажи или графита в исходную смесь, хотя сам механизм влияния углерода на формирование структуры материала остается пока не до конца изученным. Поэтому в настоящей работе сделана попытка систематизировать ранее полученные экспериментальные данные и описать процессы и механизмы, обеспечивающие формирование объемных наноструктурных материалов Си-А1-С-О с оптимальным сочетанием свойств. Это представляется особенно актуальным, если учесть, что вышеуказанные медные наноструктурные материалы под торговой маркой ДИСКОМ® промышленно изготавливаются на трех российских предприятиях и в условиях рыночной конкуренции требуют постоянного совершенствования и улучшения их свойств.

Материалы и методика исследований. Материалы для исследования были получены реакционным механическим легированием - обработкой в шаровой мельнице (аттриторе) порошковой меди ПМС-1 с добавками порошков: алюминия; алюминия и графита (или сажи); алюминия, графита и окиси меди (табл. 1). Обработка порошков производилась на воздухе в течение 60 мин. Полученный гранулят подвергался холодному компактированию в брикеты, которые затем подвергались горячей экструзии в прутки при температуре 850оС. Брикеты МА1В ... МА7В (см. табл. 1) дополнительно подвергали термообработке в вакууме при 950оС в течение 30 мин. Гранулят М97 отжигали при 850оС в течение 4 ч в закрытой емкости, на дно которой помещали карбюризатор.

Таблица 1

Химический состав смесей порошков исследуемых наноструктурных материалов ________________________________на основе меди____________________________________

Материал Система Легирующие добавки, % мас.

Al С (графит) CuO

МА1В Си-АІ-О 0,25 - -

МА3В 1,00 - -

МА5В 3,00 - -

МА7В 5,00 - -

М70 Си-АІ-С-О 0,50 0,25 -

М24 1,00 0,30 -

М94 3,00 0,90 -

М97 0,40 0,20 2,12

Анализ микроструктуры материалов проводили на оптических микроскопах Неофот-2 и Альтами Мет1. Микроструктуру материалов выявляли травлением в насыщенном растворе аммиака. Электронно-микроскопические исследования осуществляли на фольгах и угольных репликах с экстракцией частиц на просвечивающем электронном микроскопе (ПЭМ) УЭМВ 100К. На репликах проводили стереологический анализ частиц по методу Э. Шайля -

Г. Шварца - С. А. Салтыкова [7]. Измерения диаметров сечений частиц выполнялись на фотографиях реплик при увеличении в 30 тыс. раз. На каждой фотографии измерялись 2 тыс. ... 5 тыс. сечений.

Рентгеноструктурный анализ, включающий измерение периода решетки, фазовый анализ дисперсоидов, определение плотности дислокаций и размеров субзерён, проводили на рентгеновском дифрактометре ДРОН-3М по стандартным методикам [1]. Период решетки измеряли по Ка линии (420) на медном излучении (АКаср =0,154178 нм) и по Кр линии (400) на кобальтовом излучении (Жр=0,162075 нм). Точность определения периода решетки составляла ±0,00002 нм. Выделение дисперсоидов для рентгенофазового анализа осуществляли путем анодного растворения матрицы в водном электролите, содержащем 3% мас. Си8О4, 3% мас. Н3РО4, 3% мас. цитрата аммония.

Результаты и их обсуждение. Материалы системы Cu-Al-O. Микроструктура материалов, полученных в виде прутков, состоит из гранул в форме дискретных волокон. Матрица испещрена мелкими темными включениями в виде точек (1 на рис. 1) Размеры включений - десятые и сотые доли микрона. По границам гранул таких материалов (МА1В - МА7В) наблюдаются скопления включений (2 на рис. 1), количество которых увеличивается с повышением содержания алюминия. Наряду с мелкими, с увеличением содержания алюминия появляются крупные включения (3 на рис. 1), размеры которых достигают 50 мкм. Рентгеноспектральный анализ включений размерами 5 мкм и более, расположенных на границе гранул, показал, что в состав крупных оксидных включений входят Си и АІ, причем наблюдается «всплеск» содержания алюминия (САІ) на включениях (рис. 2) по сравнению с его содержанием в гранулах.

Рис. 1. Микроструктура материала системы Си-А1-О (МА5В)

Поперечный шлиф. х400

В материалах имеются также стальные включения (4 на рис. 1), которые являются продуктами износа от мелющих тел, бил и реактора аттритора. Включения расположены как в теле, так и по границам гранул. Их размеры -от долей микрона до 50 мкм.

При обработке порошков меди и алюминия в аттриторе в среде воздуха за счет локального нагрева, возникающего при попадании частиц порошков между сталкивающимися друг с другом шарами и шарами и стенками аттритора,

происходят интенсивное окисление меди и алюминия, сваривание друг с другом частиц порошков меди и образование из них гранул. При этом также происходит частичное растворение алюминия в меди, а часть алюминия распределяется равномерно внутри гранул в виде частиц. В результате такой обработки достигается равномерное распределение частиц оксида меди, оксида алюминия и алюминия внутри медных гранул, поверхность которых окислена.

Рис. 2. Распределение алюминия (СА1) вдоль линии, пересекающей границы гранул.

Материал МА5В. Продольный шлиф, х800

Образование сложных оксидов меди и алюминия на границе гранул, по-видимому, происходит при термообработке и нагреве брикета перед экструзией. При температурах термообработки или экструзии (850°С) обеспечиваются условия для полного растворение алюминия в решетке меди с образованием твердого раствора замещения. Алюминий, обладая большим сродством к кислороду, начинает восстанавливать оксид меди. При этом поверхностный слой гранул, обедняется алюминием, и в него диффундирует алюминий из более глубоких слоев гранулы. То есть кислород как бы «вытягивает» алюминий из материала на поверхность. Алюминий «вытягивается» не только кислородом пограничного оксида меди, но и кислородом воздуха при нагреве брикета под экструзию, так как нагрев перед экструзией осуществлялся на воздухе. Это приводит к образованию на границе гранул оксидов сложных структур - оксиды меди в оболочке из оксида алюминия, которые значительно снижают свариваемость гранул при экструзии и, соответственно, прочностные характеристики материалов.

Матрица всех исследуемых материалов, кроме материала М97, как показывают измерения периода решетки, представляет собой твердый раствор замещения алюминия в меди а-Си(А1). Так как атомный радиус алюминия (гАі= 0,143 нм) больше атомного радиуса меди (гСи=0,124 А) [2], образование твердого раствора, как видно из табл. 2, приводит к увеличению периода решетки исследуемых материалов по отношению к периоду решетки чистой меди (0,36150 нм [1]).

В то же время содержание алюминия в твердом растворе исследуемых материалов, рассчитанное на основе правила Вегарда [2], значительно меньше содержания алюминия в шихте (см. табл. 2). Следовательно, только часть алюминия растворяется в меди, а остальная часть идет на образование упрочняющих частиц (дисперсоидов) в виде окиси алюминия у-А12О3.

Зависимость периода решетки, доли дисперсоидов и твердости исследуемых материалов от содержания алюминия____________________

Материал Период решетки, нм Содержание Л!, % мас. Доля дисперсоидов, % об. Твердость, НУо,о5, МПа

в шихте в твердом растворе расчет эксперимент

МА1В 0,36165 0,25 0,15 0,5 9,5 1360

МА3В 0,36190 1,00 0,40 2,8 11,3 1950

МА5В 0,36308 3,00 1,60 6,1 14,8 2320

МА7В 0,36420 5,00 2,80 9,4 14,1 2400

М70 0,36180 0,50 0,30 0,9 - 1950

М24 0,36200 1,00 0,50 2,3 - 2144

М94 0,36310 3,00 1,65 6,0 - 2250

М97 0,36150 0,40 0,00 1,9 - 1800

Согласно теории дисперсного упрочнения [6], высокие прочностные свойства материала достигаются при равномерном распределении частиц размерами 10 ...50 нм с расстояниями между частицами на порядок больше, чем их размеры. Стереологический анализ частиц, проведенный нами на угольных репликах материалов МА1В - МА7В (рис. 3) показывает, что в этих материалах преобладают мелкие частицы размерами до 35 нм. Их число составляет 93.96%. С увеличением количества алюминия в материале количество крупных частиц уменьшается, а количество мелких частиц увеличивается. (рис. 3, а ... рис. 3, в). Также с увеличением содержания А1 растут общее число частиц и их объемная доля (табл. 3), что обеспечивает повышение прочностных характеристик, в частности твердости (см. табл. 2). Межцентро-вое расстояние между частицами уменьшается с увеличением количества частиц в единице объема от 760 до 489 нм.

Таблица 3

Стереологические характеристики дисперсных частиц______________________

Материал Общее число частиц, мкм-3 Средний размер частиц, нм Объемная доля частиц Расстояние между частицами, нм

МА1В 2279 37 0,095 760

МА3В 6064 35 0,113 548

МА5В 6797 35 0,148 528

МА7В 8538 35 0,141 489

Таким образом, стереологический анализ частиц на репликах от материалов системы Си-А1-0 подтверждает возможность получения методом реакционного механического легирования упрочняющих наночастиц, равномерно распределенных в матрице из а-твердого раствора Си(А1).

Однако, как видно из табл. 3, объемная доля дисперсных частиц в материалах системы Си-А1-0, определенная при стереологическом анализе частиц на репликах, значительно больше расчетных данных, полученных в предположении, что дисперсные частицы представляют собой оксиды у-А1203 (см. табл. 2). Такое значительное различие между расчетными и эксперимен-

тальными данными, особенно при малых содержаниях алюминия, не согласуются с нашими предположениями о природе дисперсных частиц.

•- ‘ ' ■ ’*- • . Д. • •• • ‘ V' >•; •'■ V- *

. Л \ ' 'V .: ^ -Г , » 4

■» ■*-». >• ‘ V'- •• • •-*. « ;•*■» ‘ .

* - • •.- , • . • *л€ ч #

'• * '

■ Д. ■;:>•* 'Г'.>■"• ' ' Л ?|

- % ч* * • «

Г

. •'*. *♦.- . \ . • Т-.' ' е . * <*• « *

* *■' • , г - *

. .. .1 л

Рис. 3. Фотографии угольных реплик от материалов системы Си-А1-0: а - МА1В, х20000; б - МА3В, х20000; в - МА5В, х20000; г - МА5В, х50000

Как отмечено выше, при обработке в аттриторе на воздухе порошка меди с легирующими добавками алюминия есть все условия для окисления меди и алюминия. Количественное соотношение мелкодисперсных частиц оксида меди и оксида алюминия зависит от количества введенного порошка алюминия. При малых количествах вводимого алюминия будут преобладать в гранулах частицы оксида меди, часть из которых имеют достаточно крупные размеры (см. рис. 3, а). При увеличении количества вводимого алюминия доля окиси алюминия в общем объеме дисперсных частиц увеличивается, а доля окиси меди уменьшается. Причем уменьшается количество крупных частиц (рис. 3), что можно объяснить увеличением вероятности процесса восстановления меди алюминием из оксида при обработке в аттриторе.

При термообработке гранул или нагреве под экструзию свободный алюминий, как уже отмечали выше, полностью растворяется в матрице. Обладая большим сродством к кислороду, атомы алюминия при высоких температурах начинают восстанавливать частицы окиси меди, образуя на ее поверхности оболочку окиси алюминия. Это хорошо видно на фотографии угольной реплики с экстракцией частиц при 50000-кратном увеличении (рис. 3, г), где сердцевина частиц черная из окиси меди, а серая оболочка - из окиси алюминия. Такая плотная оболочка окиси алюминия обеспечивает устойчивость частиц к коагуляции и высокую температуру рекристаллизации материала.

Таким образом, при реакционном механическом легировании алюминием на воздухе материалов на основе меди происходит образование устойчивых на-

ночастиц двух типов: частицы, состоящие полностью из оксида алюминия, и частицы, состоящие из оксида меди, плакированного оксидом алюминия.

Материалы Си-АІ-С-О. Как известно, углерод является эффективным восстановителем окиси меди. Действительно, на фотографиях микроструктур прутков системы Си-А1-С-0 (М24, М70, М94) границы гранул менее развиты и нет крупных включений по их границам. Как показывают расшифровка микроэлек-тронограмм от фольг и рентгеноструктурный анализ анодного осадка материалов системы Си-А1-С-0, основными дисперсными частицами являются частицы окиси алюминия у-А1203 (табл. 4). Также на электроннограммах и дифракто-граммах проявляются кольца и линии от самых интенсивных линий графита (табл. 4). Оксид меди в исследованных материалах системы Си-А1-С-0 не проявляется как на электроннограммах, так и на дифрактограммах. Хотя нельзя исключить наличие дисперсных частиц, представляющих собой оксид меди в оболочке из оксида алюминия, так же, как в материалах системы Си-А1-0.

Таблица 4

Результаты расчета типичной дифрактограммы анодного осадка материала

системы Си-А1-С-0

№ линий I* интенсивность линий 2 0, А d, А Фаза Теоретические значения

d,A I

1 сл. 31,0 3,35 C-графит 3,380 100

2 о.сл. 44,0 2,39 Y-AI2O3 2,390 19

3 ср. 50,8 2,09 Cu 2,800 100

4 сл. 53,7 1,98 Y-Al2°3 1,975 72

5 ср. 59,3 1,81 Cu 1,800 86

6 с. 79,5 1,40 Y-Al2°3 1,396 100

7 сл. 89,0 1,28 Cu 1,280 71

* с. - сильная; ср. - средняя; сл. - слабая; о.сл. - очень слабая

Интенсивная пластическая деформация при размоле порошка меди с добавками порошков легирующих элементов (Al, C), а также при экструзии приводит к формированию субзёренной структуры гранул (рис. 4). Размеры субзёрен, как видно на фотографии (рис. 4), не превышают 100 ...120 нм. Рентгеноструктурный анализ физического уширения дифракционных линий {111} и {222} материалов М70, М24, М94 методом аппроксимации также подтверждает, что размер областей когерентного рассеяния составляет 80 .120 нм. Плотность дислокаций составляет от 5-109 до 9-1010 см-2.

Таким образом, материалы системы Cu-Al-C-0, выпускаемые под торговой маркой ДИСКОМ®, могут классифицирваться как объемные наноструктурные материалы с устойчивыми упрочняющими наночастицами из окиси алюминия у-А120з. Такие материалы обладают высокой прочностью, износостойкостью. Присутствие частиц графита обеспечивает высокие антифрикционные свойства, открывая новые области применения этим материалам. Температура рекристаллизации близка к температуре плавления меди и составляет 900...950оС. Однако эти материалы (М70, М24, М94) обладают невысокой электропроводностью. Например, электропроводность материала М70 составляет 50%, а М94 - 18% от электропроводности чистой меди.

Рис. 4. Субзёренное строение материала М94. Микрофотография фольги

Основной причиной низкой электропроводности материалов типа М70 является образование алюминием а-твердого раствора замещения Си(А1). С целью разработки наноструктурных материалов на медной основе с высокой электропроводностью в состав порошков в качестве легирующих добавок кроме алюминия и углерода добавляется окись меди. Введение порошка окиси меди, например, в исходную смесь материала М97, обеспечивает полное окисление алюминия при дополнительной термообработке в среде карбюризатора и получение чистой матрицы. Период решетки материала М97 соответствует периоду решетки чистой меди (см. табл. 2). Соответственно, электропроводность материала М97 при этом достигает 90% от электропроводности чистой меди.

Выводы. 1. На основе данных стереологического анализа частиц на угольных репликах материалов на основе меди системы Си-А1-0 доказана возможность получения методом реакционного механического легирования упрочняющих устойчивых наночастиц, которые по природе образуются двух типов: частицы, состоящие полностью из оксида алюминия, и частицы, состоящие из оксида меди, плакированного оксидом алюминия.

2. Материалы системы Си-А1-С-0, выпускаемые под торговой маркой ДИСКОМ®, относятся к объемным наноструктурным материалам на основе твердого раствора алюминия в меди с устойчивыми наночастицами из окиси алюминия у-А1203 и графита.

3. Одним из способов повышения электропроводности объемных наноструктурных материалов системы Си-А1-С-0 является введение в исходную порошковую смесь порошка окиси меди, что обеспечивает при реакционном механическом легировании и термообработке полное окисление алюминия и получение материала с чистой медной матрицей, внутри которой равномерно распределены упрочняющие наночастицы.

Литература

1. Горелик С.С. Рентгенографический и электронно-оптический анализ: учеб. пособие для вузов / С.С. Горелик, ЮА. Скаков, Л.Н. Расторгуев. 3-е изд. доп. и перераб. М.: МиСиС, 1994. 328 с.

2. Ормонт Б.Ф. Введение в физическую химию и кристаллохимию полупроводников: учеб. пособие для втузов / Б.Ф. Ормонт. 2-е изд., перераб. и доп. М.: Высш. школа, 1973. 655 с.

3. Пат. 2116370 Российская Федерация, МПК6 С22С1/04, С22С1/10. Способ получения дисперсно-упрочненных материалов на основе меди / Шалунов Е.П.; заявитель ООО НТФ «Техма»; патентообладатель Шалунов Е.П.-№97104859/02; заявл. 27.03.97; опубл. 16.12.98, Бюл. № 36. 10 с.

4. Пат. 2117063 Российская Федерация, МПК6 С22С1/04, С22С1/10. Способ изготовления жаропрочных и жаростойких дисперсно-упрочненных изделий на основе меди / Шалунов Е.П., Козицин А.А., Матросов Л.А. [и др.]; заявители и патентообладатели ОАО «Уралэлектромедь» и ООО НТФ «Техма».-№97106864/02; заявл. 24.04.97; опубл. 10.08.98, Бюл. № 22. 12 с.

5. Пат. 2195511 Российская Федерация, МПК6 С22С1/10, B22F9/04. Дисперсно-упрочненый композиционный материал для электроконтактных деталей / Шалунов Е.П., Матросов А.Л., Липатов Я.М., Берент В.Я.; заявитель ООО НТФ «Техма»; патентообладатель Шалунов Е.П.-№2001103228/02; заявл. 05.02.01; опубл. 27.12.02, Бюл. № 36. 8 с.

6. Портной К.И. Дисперсно-упрочненные материалы / К.И. Портной, Б.Н. Бабич. М.: Металлургия, 1974. 268 с.

7. Салтыков С.А. Стереологическая металлография / С.А. Салтыков. 3-е изд. М.: Металлургия, 1970. 376 с.

8. Скороход В.В. Наноструктурные материалы / В.В. Скороход. Киев: Ин-т проблем материаловедения НАНУ, 1998. 413 с.

9. Шалунов Е.П. Жаро- и износостойкие медные гранулированные композиционные материалы с механохимически синтезированными упрочняющими наночастицами ДИСКОМ® и высокоресурсная продукция из них / Е.П. Шалунов // Нанотехника. 2007. № 1 (9). С.69-78.

10. Шалунов Е.П. Особенности тонкой структуры объемных нанокомпозиционных материалов на медной основе торговой марки ДиСКоМ® / Е.П. Шалунов, В.М. Смирнов, А.Л. Матросов // Новые материалы и изделия из металлических порошков. Технология. Производство. Применение: сб. тр. 2-го междунар. науч.-практ. сем. (ТПП-ПМ 2008), Йошкар-Ола, 17-19 июня 2008 г. Йошкар-Ола: ООО «ПП Центр Принт», 2008. С.36-39.

11. Шалунов Е. П. Разработка научных основ технологии и оборудования для получения полуфабрикатов из дисперсно-упрочненных композиционных материалов / Е.П. Шалунов, Н.В. Данилов, Я.М. Липатов // Охрана труда и прогрессивные технологические процессы в литейном производстве, порошковой металлургии и машиностроении: тез. докл. межреспубл. науч.-практ. конф., Чебоксары, 26-28 июня 1990 г. Ч. 2. Чебоксары: Изд-во Чуваш. ун-та, 1990. С. 287-289.

12. Österreich.-Patent 400.580. Kupferwerkstoff für elektrisch leitende Verschleissteile / E. Schalunov, G. Jangg, H. Walther, A. Matrosov. ÖA 1341/93 von 08.07.1993.

13.Schalunov E. Einfluss der Herstellungsbedingungen auf die Eigenschaften von Al-Al4C3-Werkstoffen/ Е. Schalunov, M. Slesar, M. Besterci, H. Oppenheim., G. Jangg // Metall. 1986. № 6. S. 601606.

14. Shalunov E. Development, production and application of DISCOM® copper nanocomposites as highly resource electrode and electric contact materials / E. Shalunov, A. Matrosov, L. Chen. Proc. of Int. Powder Metallurgy Congress (EURO PM2008), Mannheim, 2008. Sept. 29-Oct.1. Vol. 1. Shrewsbury: EPMA, 2008. P. 113-119.

ШАЛУНОВ ЕВГЕНИИ ПЕТРОВИЧ - кандидат технических наук, доцент, научный руководитель Объединенной научно-исследовательской лаборатории качества, обрабатываемости и композиционных материалов, Чувашский государственный университет, Россия, Чебоксары (eshalunov@cbx.ru).

SHALUNOV EVGENY PETROVICH - Dr. (eng), Assoc.Prof., Scientific leader of the Joint research and development laboratories of mechanically alloyed nano-composite materials, their technology and quality, Chuvash State University, Russia, Cheboksary.

СМИРНОВ ВАЛЕНТИН МИХАИЛОВИЧ - кандидат физико-математических наук, доцент, заведующий кафедрой технологий роботизированного производства, Чувашский государственный университет, Россия, Чебоксары (smirnov-valentin@inbox.ru).

SMIRNOV VALENTIN MIHAILOVICH - Dr. (phys. & math.), Assoc.Prof, Holder of the chair of technology of the robotised manufacture, Chuvash State University, Russia, Cheboksary.