CC BY
14
УДК 543.428.3
ОЦЕНКА СТРУКТУРНОГО СОСТОЯНИЯ ТОНКИХ ПОВЕРХНОСТНЫХ СЛОЕВ АМОРФНЫХ СПЛАВОВ
КАНУННИКОВА О.М., ГОНЧАРОВ О.Ю., ЛАДЬЯНОВ В.И.
Физико-технический институт Уральского отделения РАН, 426000, Ижевск, ул. Кирова, 132
АННОТАЦИЯ. Исследована зависимость формы концентрационных профилей элементов от структурного состояния тонких (<10 нм) поверхностных слоев аморфных сплавов. Показано, что искажения формы концентрационных профилей, обусловленные различием коэффициентов распыления разных элементов и различием коэффициентов распыления одного элемента в составе разных химических соединений и фаз, позволяет получать дополнительную информацию о структурном состоянии тонких поверхностных слоев аморфных сплавов. Аморфным поверхностным слоям соответствуют монотонные профили, а закристаллизованным - осциллирующие.
КЛЮЧЕВЫЕ СЛОВА: рентгеноэлектронная спектроскопия, концентрационные профили, термодинамический анализ, аморфные сплавы, поверхностные слои.
ВВЕДЕНИЕ
Исследование концентрационных профилей распределения элементов по глубине поверхностного слоя - одна из наиболее распространенных задач рентгеноэлектронной спектроскопии. Для последовательного удаления поверхностных слоев используется бомбардировка ионами инертных газов (аргона) в сверхвысоковакуумной камере спектрометра. Эффекты, сопровождающие этот процесс, достаточно подробно исследованы [1 - 4]. При анализе влияния этих эффектов на форму концентрационных профилей [4, 5]. При этом основное внимание обращалось на факторы, искажающие истинную форму профилей и на изменение химического состояния компонентов. В числе причин искажения формы концентрационных профилей - различие коэффициентов распыления компонентов чистых элементов и их соединений. Коэффициенты распыления элементов в составе соединений определяются характером межатомной связи. Так, например, коэффициенты распыления нитридов выше, чем чистых металлов и выше, чем у соответствующих боридов, несмотря на то, что подрешетки у них одинаковы [1]. Такая зависимость коэффициента распыления от химического состояния элемента приводит к тому, что при ионной бомбардировке многокомпонентного сплава должна наблюдаться неравномерность травления и фазы с меньшими коэффициентами травления будут присутствовать в виде выступающих неровностей, создавая или усиливая шероховатость поверхности. Шероховатость изменяет толщину поверхностного слоя, дающего вклад в рентгеноэлектронный спектр, и влияет на соотношение сигналов от подложки и «стенок» неровностей [4]. Анализ зависимости между толщиной оксидных слоев на поверхности частиц ультрадисперсных порошков металлов, геометрическими параметрами частиц и интенсивностью рентгеноэлектронных спектров [6] показал, что наибольшее влияние на интенсивность спектральных линий оказывают структурные неоднородности размером десятков и сотен нанометров. Структурные неоднородности размером менее 10 нм и более 1000 нм оказывают существенно меньшее влияние или вообще не влияют на интенсивность сигнала и, следовательно, не должны искажать форму концентрационных профилей.
В данной работе исследовано влияние структурного состояния поверхности аморфных сплавов, связанной с формированием включений кристаллических фаз, на форму концентрационных профилей распределения компонентов сплава по глубине.
ОБЪЕКТЫ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ
Объектами исследования являлись аморфные сплавы Бе70Сг15В15 и Ее76д8113,8В6дМЬ3Си, полученные из расплава методом спиннингования.
Образцы сплавов Ее76д8113,8Б6,ьЫЪ3Си (Ф1, Ф2, Ф3, Ф4) получены методом спиннингования в ЦНИИЧМ. Отливку сплава ленты Ф1 вели по стандартной технологии, ленту Ф2 начинали отливать после выдержки при 1673 К (1 мин), отливку лент Ф3 и Ф4 начинали после ступенчатой термообработки по режиму: нагрев выше 1773 К (выдержка 5 мин.), охлаждение до 1693 и 1573 К, соответственно, выдержка при этих температурах и закалка. Сплав Бе70Сг15В15 получен из расплава после выдержки при температуре 1673 К.
Рентгеноэлектронные спектры возбуждались немонохроматическим М§Ка-излучением в модернизированном спектрометре ЭС-2401 [7]. Бомбардировка поверхности проводилась ионами аргона с энергией 0,9 кэВ. Количественный анализ поверхностных слоев проводился по стандартной методике [8]. Точность определения концентрации составляет 5 % от измеряемой величины. Методика математической обработки спектров основана на преобразовании Фурье с улучшенной процедурой сходимости [9]. В качестве ядра выбрана рентгеноэлектронная С1Б-линия н-доказана, полученная на этом же спектрометре.
Для термодинамических расчетов равновесных концентраций компонентов в многокомпонентных гетерогенных системах использовались известные [10] алгоритмы, основанные на решении системы уравнений, полученных из условия максимума энтропии, и реализованные в компьютерных программах. Нами использовался программный комплекс АСТРА (автор Трусов Б., МВТУ им. Баумана) и термодинамическая модель многослойных структур [11], в которой окалина представлена набором параллельных поверхности слоев, различающихся по составу. Слои рассматриваются в качестве локально равновесных подсистем с собственными равновесными параметрами. Соответственно, для каждой такой подсистемы можно провести независимые расчеты методами равновесной термодинамики.
Для расчетов были выбраны условия высокотемпературного взаимодействия сплавов Бе768114В6МЬ3Си с воздухом при давлении Р = 1,01 Па. Задавались параметры:
- температура Т - варьировалась от 1073 до 1873 К;
- содержание компонентов воздуха (кислорода, азота) линейно снижалось от внешней поверхности вглубь окалины: массовая доля компонентов воздуха - тгаз/М (М=штв+шгаз) варьировалась от 0,8 во внешнем слое до 0,01 - в слое примыкающем к сплаву.
Учитывалось образование двух идеальных твердых растворов: первый из компонентов сплава, и второй из продуктов взаимодействия сплава с газовой средой.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ
Сплавы Ее7б,1$11з,8Вб,^ЬзСи
Результаты термодинамического моделирования состава системы «Ее768114В6МЬ3Си -воздух» при давлении Р = 1,01 Па представлены на рис. 1, 2.
Анализ результатов температурной зависимости состава системы (рис. 1) показал, что при нагревании сплава и достижении равновесия сплав-газ (такое равновесие вполне возможно в приповерхностных слоях) состав сплава меняется за счет его взаимодействия с газовой средой и испарения компонентов. В результате указанных процессов при температуре ниже ~1473 К в окалине на поверхности сплава можно ожидать образования нитридов ниобия и бора и оксида бора, которые исчезают при дальнейшем нагреве. При температурах выше ~1673 К поверхность сплава будет обогащена бором, ниобием и силицидом Бе81, в то же время соединения меди и оксиды и полностью исчезнут. Можно предположить, что приповерхностный состав сплава, полученного в результате быстрой закалки, в рассматриваемых условиях будет близок к составу, находящемуся между температурами 1473 и 1873 К.
Моделирование температурной зависимости содержания компонентов (рис. 1) позволило нам показать возможности изменения состава поверхностных слоев сплава в расплавленном и близком к расплавленному состояниях. Однако получаемый при закалке состав приповерхностных слоев формируется при меньших температурах и, к тому же, в условиях воздействия воздушной среды. Для моделирования такого взаимодействия сплава с газовой фазой была выбрана температура 1473 К, которая немного ниже минимальной температуры розлива сплава и, вероятно, близка к температуре закалки.
Результаты термодинамического моделирования воздействия газовой среды на сплав приведены на рис. 2, на котором показано изменение содержания компонентов по глубине приповерхностных слоев сплава от массовой доли воздуха при Т = 1473 К и давлении Р = 1,01 Па, для состава Ее768114Б6МЬ3Си.
Рис. 1. Температурная зависимость содержания компонентов в системе Ее^^В^Ч^Си - воздух при давлении Р = 1,01 Па (содержание воздуха 0,01 мас. доли)
Рис. 2. Зависимость содержания компонентов по глубине приповерхностных слоев сплава от массовой доли воздуха при Т = 1473 К и давлении Р = 1,01 Па, для состава Ее768114В6№3Си
Очевидно (рис. 2), что уже даже при относительно небольшом содержании компонентов воздуха, то есть вблизи границы окалина сплав, могут протекать процессы распада силицидов железа и образования оксида кремния, а также образования слоя внутреннего азотирования, состоящего из нитридов бора и ниобия. Увеличение доли компонентов воздуха в приповерхностных слоях сплава приводит к образованию значительных количеств оксида FeO и силиката FeSiÜ3. И, наконец, на самой поверхности окалины возможно образование FeSiO3, Fe3O4 и высших оксидов железа, ниобия и кремния. Конечно, указанные компоненты условны и могут образовывать между собой достаточно сложные твердые растворы.
Медь в сплаве Fe76Si14B6Nb3Cu не образует каких-либо соединений с другими компонентами и вводится в состав сплава в качестве центров кристаллизации при формировании нанокристаллического состояния.
Рентгенографические исследования [12] структуры сплавов Ф1, Ф2, Ф3, Ф4 подтверждают результаты расчетов в области составов с массовой долей воздуха около нуля, т.е. в объеме сплава (рис. 2). Выявлено, что структура расплава при температуре 1673 К соответствует определенному соотношению кластеров с координацией в ближнем порядке, подобной координации кристаллов a-Fe, Fe3Si, Fe2B, Nb2FeB2. При более высокой температуре (выше критической) температуры растворяются кластеры, в которых бор связывает атомы железа, а при охлаждении скорость их восстановления оказывается значительно ниже, чем у кластеров других типов. В результате увеличивается количество несвязанных бором атомов железа, которые при охлаждении расплава могут образовывать микрогруппировки по типу Fe3Si или ОЦК-фазы. Такое изменение структуры расплава будет способствовать более быстрому образованию кристаллов ОЦК-фазы за счет возрастания скорости образования зародышей на основе Fe3Si или ОЦК-Fe, а также увеличит скорость роста кристаллов за счет увеличения диффузионной подвижности атомов железа. В результате толщина закристаллизованного слоя на поверхности лент, полученных из перегретого расплава, увеличивается.
Рентгенографические исследования показали, что закристаллизованность ленты Ф1 с обеих сторон ниже, чем лент Ф2, Ф3, Ф4, причем интенсивность кристаллических линий для Ф1 ниже со свободной стороны, чем с контактной, а для лент Ф2, Ф4, Ф5 - наоборот.
Сравнение дифрактограмм с СоКа- и СиКа-излучениями позволяет говорить о сосредоточении кристаллов в поверхностном слое толщиной порядка 3 мкм. После стравливания этого слоя в растворе смеси плавиковой кислоты и перекиси водорода дифрактограммы приобретают вид, характерный для аморфного состояния.
Исследования морфологии поверхности методом атомной силовой микроскопии в работе [13] показали следующее: внешняя поверхность контактной стороны сплава Ф1 полностью закристаллизована; средний размер зерен 80 нм; свободная сторона аморфная с небольшими закристаллизованными областями; размер зерна на закристаллизованных областях 20 нм; обе стороны сплавов Ф2, Ф3, Ф4 закристаллизованы (см. табл.).
Распределение компонентов сплава по глубине поверхностных слоев представлено на
рис. 3.
Причиной различия составов поверхностных слоев и объема являются термостимулированные процессы, которые приводят к перераспределению компонентов поверхностных слоев. Согласно [14, 15] при нагреве состав поверхностных слоев изменяется в направлении минимумов на кривых ликвидуса диаграмм состояний. В данном случае из анализа диаграмм состояний железо-медь, бор-медь, кремний-медь [16] следует, что медь диффундирует в направлении к внешней поверхности. Согласно термодинамическому анализу при температуре 1873 К медь и бор переходят в газовую фазу. В результате -в поверхностных слоях образцов Ф2, Ф3, Ф4 и на контактной стороне сплава Ф1 содержание меди повышено до 2,4 - 3 ат.%, а на свободной поверхности образца Ф1 - содержание меди составляет 1,3 ат.%.
Таблица 1
Характеристики топографии поверхности сплавов
Образец Исследуемая ёср, нм Форма
сторона [13] [13] конц. профиля
Бе76,1 Б113,8В6,1№3Си контакт. сторона 9,3 50 осциллир.
свобод. сторона 1,5 24 монотонная
Бе7б,1 Б113,8В6,1№3Си контакт. сторона 7,3 80 осциллир.
свобод. сторона 0,6 52 осциллир.
Бе7б,1 Б113,8Вб,1№3Си контакт. сторона осциллир.
свобод. сторона осциллир.
Бе7б,1 Б113,8Вб,1№3Си контакт. сторона 6,9 52 осциллир.
свобод. сторона 2,8 57 осциллир.
Бе70Сг15В15 контакт. сторона 1,9 40 монотонная
свобод. сторона 18,4 55 осциллир.
конц., ат.% 80п
70
60
50
40
30-1
20
10
0
0246 глубина, нм
=1
10
конц., ат.% 80-
70 60 50 40 30 20 10
ааа
-о-"
й-
02468 глубина, нм
10
а) б)
Рис. 3. Концентрационные профили распределения элементов в поверхностных слоях контактной (а) и свободной (б) сторон сплава Ф1
Согласно рентгеноэлектронному анализу кроме основных элементов в состав поверхностных слоев сплавов входят кислород (в виде оксидов Бе304, Бе0, Бе203, №205, №0, В203, СиО, Си20, БЮх) и азот в виде нитрида бора. Концентрация кислорода и азота в поверхностных слоях свободной стороны всех сплавов выше (30 - 40 ат.%), чем на контактной стороне (8 - 30 ат.%). Причем, наибольшее количество кислорода наблюдается в составе поверхностного слоя свободной стороны сплава Ф1 (48 ат.%).
Толщина оксидной пленки на поверхности сплавов Ф1, Ф2, Ф3 и Ф4 практически одинакова. Поверхности Ф2, Ф3 и Ф4 обогащены бором и кремнием: до 14 - 38 ат.% бора и
20 - 25 ат.% кремния. Содержание кремния на обеих сторонах сплава Ф1 также повышено до
21 ат.% на контактной стороне и 38 ат.% на свободной. При этом концентрация бора понижена до 9,4 ат.% на контактной стороне и 8,4 ат.% на свободной стороне. Бор и кремний способствуют формированию аморфной структуры металлических сплавов, однако в данном случае определяющую роль играет медь - именно медь в составе поверхностных слоев способствует их кристаллизации. Аморфное состояние наблюдается для поверхностного слоя свободной стороны сплава Ф1 с наименьшим содержанием меди. Поверхностные слои остальных сплавов, несмотря на высокое содержание элементов-аморфизаторов (бора и кремния), закристаллизованы.
Сравнение формы концентрационных профилей и топографии поверхностей исследуемых сплавов (см. табл.) показало, что форма концентрационных профилей определяется средней квадратичной шероховатостью и размерами кристаллических
0
8
включений в поверхностном слое. При среднеквадратичной шероховатости < 1,5 нм и размером включений ё < 40 нм профили имеют монотонную форму. Для более шероховатых поверхностей и включений большего размера на концентрационных профилях наблюдаются осцилляции.
Сплавы Ее7оСг15Б15
Ранее в работах [17, 18] методами атомной силовой микроскопии, рентгеноэлектронной спектроскопии и термодинамического моделирования нами были проведены комплексные исследования морфологии поверхностных слоев сплава Бе70Сг15Б15. В этих работах было показано, что свободная сторона ленты практически полностью аморфна, при этом в аморфной матрице имеются закристаллизованные области размером 200 - 500 нм (средний размер кристаллитов 40 нм) и более крупные полусферические образования. Большая часть поверхности контактной стороны сплава закристаллизована: соотношение площадей закристаллизованных и аморфных участков примерно 3:1. Размер зерна от 25 до 80 нм (см. табл.).
Закристаллизованные участки представляют собой мелкие кристаллы у-фазы железа. Бориды железа и хрома, кислородные соединения железа и хрома (оксиды и шпинель) формируют крупные включения. Кроме того наблюдаются включения нитридов бора
На рис. 4, а, б представлены концентрационные профили распределения элементов по глубине поверхностных слоев сплава. Сравнение формы профилей с топографией этих поверхностей показало, что для аморфной стороны наблюдается монотонная форма профиля, а для закристаллизованной - осциллирующая. Уменьшение концентрации железа обусловлено преимущественным стравливанием борида железа с внешней стороны кристаллических включений. На свободной стороне количество включений боридов существенно меньше, чем на контактной, поэтому профили распределения железа и хрома монотонны. Осциллирующие профили распределения бора связаны с образованием включений БК, количество которых было примерно одинаковым на обеих поверхностях.
Причина закристаллизованности - более высокое содержание бора и поверхность барабана, выступающая в качестве центров кристаллизации [19]. На свободной стороне бора меньше. Согласно термодинамическому анализу бор при температуре 1873 К переходит в газовую фазу. По-видимому, этот переход идет с большей скоростью со свободной стороны вследствие меньшей скорости охлаждения по сравнению с контактной стороной. Поэтому поверхностный слой контактной стороны обеднен бором и образуется меньшее количество боридов.
[17, 18].
конц., ат.% 70-,
60-
конц., ат.%
80 п
70-
50-1
\ ■
60-
■
/
\
--•-•
Т-1-1-1-1-■-1-1-г
0
0 2 4 6 8 10
0 2 4 6 8 10
Рис. 4. Концентрационные профили распределения основных элементов в поверхностных слоях сплава Fe70Cr1SБ1S: а) - контактная сторона, б) - свободная
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
Существует стойкое мнение, что структурно-фазовые превращения в поверхностных слоях являются отражением аналогичных процессов в объеме, которые из-за малой локальности могут не регистрироваться объемными структурными методами.
Однако необходимо отметить, что в формировании структурно-фазового состава тонких внешних поверхностных слоев определяющую роль играют процессы, не имеющие аналогов в объеме:
- термостимулированное перераспределение компонентов сплава, направление которых зависит от соотношения концентраций компонентов и может прогнозироваться на основе анализа диаграмм состояний [15];
- переход компонентов в газовую фазу;
- взаимодействие компонентов с газовой средой.
Метод атомной силовой микроскопии дает информацию о структурном состоянии внешней поверхности. Комплексный анализ методами рентгеноэлектронной спектроскопии и термодинамики позволяет оценить структурное состояние тонких поверхностных слоев толщиной порядка 10 нм, исследование которых традиционными структурными методами затруднительно.
Форма концентрационных профилей распределения элементов по глубине поверхностных слоев, полученных из рентгеноэлектронного анализа, определяется средней квадратичной шероховатостью и размерами кристаллических включений в поверхностном слое. При среднеквадратичной шероховатости Sq < 1,5 нм и размером включений d < 40 нм профили имеют монотонную форму. Для более шероховатых поверхностей и включений большего размера на концентрационных профилях, полученных методом рентгеноэлектронной спектроскопии, с использованием ионной бомбардировки наблюдаются осцилляции.
Оценка структурного состояния поверхностных слоев по форме концентрационных профилей может проводиться только для слоев толщиной не более 6-7 нм. Это связано с тем, что бомбардировка ионами аргона приводит не только к распылению, но и кристаллизации облучаемого поверхностного слоя [13].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Naguib H.M., Kelly R. Criteria for bombardment-induced structural changes in non-metallic solids // Radiation effects. 1975. V. 25. P. 1-12.
2. Holloway P.H., Bhattacharia P. Limitation of ion etching for interface analysis // Surf. Interface Anal. 1981. V. 3, № 3. P. 118-125.
3. Kelly R. On the problem of whether mass of chemical bonding is more important to bombardment-induced compositional changes in alloys and oxide // Surf. Sci. 1980. V. 100. P. 85-107.
4. Wolf G.K. Chemical effects of ion bombardment // Instr. Inorg. Chem. 1979. V. 85. P. 1-88.
5. Hoffmann S. Quantitative depth profiling in surface analysis: a review // Surf. Interface Anal. 1988. V. 2, № 4. P. 148-160.
6. Lomaev I.L., Lomaeva S.F. Application of atomic force microscopy and x-ray photoelectron spectroscopy to measuring thickness of surface coating for nanostructured materials // Phys. Low-Dim. Struct. 2003. № 2/3. P. 175-182.
7. Кожевников В.И., Мерзляков П.Г., Вотяков В.А. Разработка фотоэлектронного спектрометра на базе серийного спектрометра ЭС-2401 // Материалы XI Междунар. научно-практ. конф. «Фундаментальные и прикладные проблемы приборостроения и экономики». 2008. С. 64-67.
8. Нефедов В.И. Рентгеноэлектронная спектроскопия химических соединений : Справочник. М. : Химия, 1984. 256 с. (стр. 28-31).
9. Повстугар В. И., Шаков А.А., Михайлова С.С., Воронина Е.В., Елсуков Е.П. Разложение сложных рентгенофотоэлектронных спектров с помощью быстрого дискретного преобразования Фурье и улучшенной процедурой сходимости решения. Оценка применимости методики // Журнал аналитической химии. 1998. Т. 53, № 8. С. 795-799.
10. Ватолин Н.А., Моисеев Г.К., Трусов Б.Г. Термодинамическое моделирование в высокотемпературных неорганических системах. М. : Металлургия, 1994. 352 c.
11. Гончаров О.Ю. Термодинамическое моделирование высокотемпературного окисления сплавов Fe-Cr на
воздухе // Неорганические материалы. 2004. Т. 40, № 12. С. 1476-1482.
12. Волков В.А., Ладьянов В.И., Цепелев В.С. Особенности поверхностной и объемной кристаллизации лент аморфного сплава Ге76,18113,8В6,1КЪ3Си // Металлы. 1998. № 6. С. 37-43.
13. Lomayeva S.F., Kanunnikova O.M., Povstugar V.I. AFM and XPS investigation of surface layers of nanocrystalline FeSiBNbCu // Phys. Low-Dim. Str. 2001. № 3/4. С. 271-276.
14. Teraoka Y., Komaki M. Surface segregation and surface melting in segregating alloys // Surf. Sci. 1999. V. 439. P. 1-13.
15. Гильмутдинов Ф.З., Канунникова О.М. Прогнозирование изменений состава поверхности многокомпонентных сплавов при термических воздействиях // Физика металлов и металловедение. 1997. Т. 84. Вып. 2. С. 78-88.
16. Диаграммы состояния двойных и многокомпонентных систем на основе железа : Справочник / под ред. О. А. Банных, М.Е. Дрица М. : Металлургия. 1986. 440 с.
17. Гончаров О.Ю., Канунникова О.М., Ломаева С.Ф., Шаков А.А. Состав поверхностных слоев, образующихся при получении аморфного сплава Fe70Cr15B15 // Физика металлов и металловедение. 2001. Т. 91, № 6. С. 64-71.
18. Kanunnikova O.M., Lomaeva S.F., Gilmutdinov F.Z. A comparative analysis of surface layers of amorphous Fe70Cr156B15 alloy by means of atomic force microscopy and x-ray еlectron spectroscopy // Phys. Low-Dim. Struct. 2001. № 3/ 4. P. 333-340.
19. Бровко А.П., Масло В.В., Падерно Д.Ю. и др. О природе кристаллов на контактной поверхности аморфных лент сплавов (Fe,Cr)85Bi5 // Металлофизика. 1990. Т. 12, № 4. С. 116-119.
ASSESSMENT OF THE STRUCTURAL STATE OF AMORPHOUS ALLOYS THIN SURFACE LAYERS
Kanunnikova O.M. Goncharov O.Y., Lad'yanov V.I.
Physical-Technical Institute, Ural Branch of the Russian Academy of Sciences, Izhevsk, Russia
SUMMARY. The dependence of the shape of concentration profiles of elements from the structural state of a thin (<10 nm) surface layers of amorphous alloys was stadied. It is shown that the distortion of the shape of concentration-traditional profiles, due to the difference of coefficients of dispersion of different elements and difference of coefficients spray one element in the composition of various chemical compounds and phases, allows the floor begin for more information about the structural state of a thin surface layer of amorphous alloys. Amorphous surface layers correspond to monotonic profiles, and crystallized - oscillating.
KEYWORDS: photoelectron spectroscopy, concentration profiles, thermodynamic analysis, amorphous alloys, surface layers.
Канунникова Ольга Михайловна, доктор физико-математических наук, ведущий научный сотрудник отдела структурно-фазовых превращений ФТИ УрО РАН, тел. 9226814451, e-mail: [email protected]
Гончаров Олег Юрьевич, кандидат химических наук, старший научный сотрудник отдела структурно-фазовых превращений, ученый секретарь ФТИ УрО РАН, тел. 9226864784, e-mail: [email protected]
Ладьянов Владимир Иванович, доктор физико-математических наук, заведующий отдела структурно-фазовых превращений, директор ФТИ УрО РАН, тел.:(3412)43-03-02, e-mail: [email protected]
