CC BY
29
УДК 669.715.1
СТРУКТУРА И СВОЙСТВА АЛЮМИНИЯ ПРИ ЛЕГИРОВАНИИ СВЕРХМАЛЫМИ ДОБАВКАМИ СКАНДИЯ
1РЫБИН С. В., 2пушкарев б. е., 2михайлова с. с., 2ладьянов в. и., 1стрелков в. в.
1ОАО «Элеконд», 427968, г. Сарапул, ул. Калинина, 3
2Физико-технический институт Уральского отделения РАН, 426000, г. Ижевск, Кирова, 132
АННОТАЦИЯ. Проведено исследование микроструктуры и прочностных характеристик промышленной А1 фольги и А1 фольги, легированной малым количеством Бс (0,001 вес.%). Установлено, что легирование столь малым количеством Бс приводит к изменению микроструктуры А1 матрицы и повышает прочностные характеристики сплава. Показано, что различия в микроструктуре поверхности, вызванные легированием, влияют на формирование микроструктуры при электролитическом травлении фольг.
КЛЮЧЕВЫЕ СЛОВА: А1 фольга, легирование Бс, микроструктура, прочностные свойства, электролитическое травление.
ВВЕДЕНИЕ
Весьма перспективным для повышения прочностных свойств, жаропрочности и других эксплуатационных характеристик А1 и его сплавов является их легирование металлами, имеющими малую растворимость в твердом состоянии, но образующими при этом интерметаллические соединения. Таким сплавам можно придавать совершенно новые функциональные характеристики, управляя размерами и формой частиц интерметаллидных фаз, образующихся в процессе кристаллизации и термообработки. Согласно диаграмме состояний в системе А1-Бс термодинамически устойчивым является интерметаллид А13Бс. Было установлено, что сплавы А1 с малым содержанием Бс обладают высокими прочностными свойствами, высокой свариваемостью, что делало их весьма перспективными в промышленном применении [1, 2]. Например, легирование алюминия 0,1 - 0,6 вес.% Бс значительно увеличивает прочность и теплостойкость алюминиевых сплавов, причем они становятся способными к свариванию [3].
Легирование алюминия скандием приводит в процессе кристаллизации и термообработки сплава к формированию когерентных с матрицей дисперсоидов А13Бс фазы. При кристаллизации сплавов в заэвтектической области (~ 0,6 вес.% Бс и более) выпадение первичных частиц А13Бс фазы, которые являются центрами кристаллизации алюминиевой матрицы, приводит к существенному уменьшению размера зерна А1 фазы и к повышению прочностных свойств сплава. При кристаллизации сплавов в доэвтектической области в режиме непрерывного литья [1] имеет место образование пересыщенного твердого раствора. Дальнейшая термообработка приводит при распаде твердого раствора к выделению вторичных мелкодисперсных частиц А13Бс фазы, обладающих высокой твердостью, что обеспечивает упрочнение алюминиевой матрицы сплава (дисперсионное упрочнение). Кроме того, они стабилизируют размер зерна алюминиевой матрицы, препятствуя рекристаллизации при последующих деформационных воздействиях. Однако все исследования влияния малых добавок Бс на свойства А1 сплавов в доэвтектической области проводились при содержании скандия не менее 0,05 вес.%. Широкому использованию легированных даже небольшим количеством Бс сплавов А1 с высокими прочностными свойствами и эксплуатационными характеристиками препятствует высокая стоимость Бс. В связи с этим возникает вопрос, а будет ли введение в А1 сверхмалых добавок Бс (порядка 0,001 вес.%) обеспечивать повышение прочностных характеристик таких сплавов.
В настоящей работе проведено исследование влияния сверхмалых добавок Бс на прочностные свойства и микроструктуру А1 фольги и предложен механизм формирования микроструктуры, обеспечивающий повышение прочностных характеристик А1 сплава при столь малых добавках Бс.
ОБЪЕКТЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ
Для получения легированной Sc в количестве 0,001 вес.% Al фольги использовался Al (99,99 %) с примесями Zn < 0,003 %, Si < 0,003 %, Cu < 0,002 %, Fe < 0,001 %, Mg < 0,001 %, Ti < 0,001 %, Ga < 0,0006 %, Mn < 0,0001 % и лигатура Al-2 вес.% Sc в соотношении от 1:2000. Легированная фольга была получена методом полунепрерывного литья из перегретого до 720 °С расплава. После гомогенизации слитков проводилась горячая прокатка (380 - 460 °С), а затем холодная прокатка. Для сравнения использовалась промышленная Al фольга (99,4 %), содержащая примеси Fe < 0,225 %, Ti < 0,017 %, Mn < 0,132 %, Cu < 0,231 %, Zn < 0,005 %, Si < 0,052 %. Поскольку Al фольги используются при производстве оксидно-электрических конденсаторов, то исследованные фольги были подвергнуты электролитическому травлению в водном электролите (этап в технологии производства конденсаторов) следующего состава: NaCl (150 - 300 г/л), Na2SO4 (15 - 30 г/л), полиэтиленгликоль (0,1 - 1,0 г/л) при температуре 85 - 95 °С и плотности тока 0,5 - 0,7 A/см . Для указанных выше фольг были проведены испытания механической прочности на разрыв с шириной полосы фольги 10 мм, а также механической прочности на изгиб при нагрузке 50 г. Микротвердость измерялась при нагрузке 50 г, как для исходных фольг, так и для фольг после электролитического травления. Микроструктура поверхности фольг была исследована с помощью оптического микроскопа Neophot 21 и растрового электронного микроскопа Philips SEM-515. Для устранения сформированного прокаткой рельефа при получении фольги поверхностный слой толщиной 10 мкм удалялся травлением в плазме тлеющего разряда в среде аргона.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ
Сравнение результатов по микротвердости фольг показало, что легирование Sc приводит к ее небольшому росту с 31,95 кг/мм для промышленной Al фольги до 36,04 кг/мм для Al фольги, легированной Sc. Если сравнить данные по микротвердости после электролитического травления, то для промышленной фольги эта величина падает более чем в 2 раза (15,19 кг/мм2), в то время как для легированной фольги лишь на 12 % (29,49 кг/мм2). Таким образом, после электролитического травления микротвердость легированной Sc фольги практически вдвое выше по сравнению с промышленной Al фольгой, а предельная прочность на разрыв для легированной фольги (1350 кгс/см2) в 2,4 раза выше по сравнению с промышленной фольгой (555 кгс/см ). Полученные данные по прочностным характеристикам для двух фольг после их электролитического травления показывают, что введение столь малого количества Sc обеспечивает повышение прочностных характеристик Al.
На рис. 1 приведена микроструктура поверхности промышленной алюминиевой фольги после стравливания поверхностного слоя в плазме тлеющего разряда, чтобы избавиться от сформированного в процессе получения фольги при прокатке рельефа, где довольно четко проявилась зеренная структура с размером зерна 50 - 150 мкм и неправильной формой (рис. 1, а).
а) б)
Рис. 1. Микроструктура поверхности исходной промышленной А1 фольги (а) и ее электронно-микроскопическое изображение (б)
Поскольку наиболее дефектными участками поверхности являются границы зерен и выходы дефектов упаковки и дислокаций на поверхность, то стравливание поверхностного слоя в плазме происходит преимущественно по этим участкам.
Для А1 фольги, легированной Бс, после удаления поверхностного слоя (рис. 2, а) изображение характеризуется мелкими яркими контрастными элементами, идентифицировать зеренную структуру А1 матрицы не удается, что свидетельствует о малом размере зерна. Структурные элементы в большинстве не превышают 1 мкм. На электронно-микроскопическом изображении А1 фольги, легированной Бс (рис. 2, б), выделяются объекты микроструктуры размерами ~ 200 - 300 нм. Наряду с высококонтрастными структурными элементами на изображении присутствует слабый диффузный контраст без резких контрастных границ, что связано, скорее всего, с незначительным рельефным контрастом.
а) б)
Рис. 2. Микроструктура поверхности А1 фольги, легированной 8е (а) и ее электронно-микроскопическое изображение (б)
Результаты исследования прочностных свойств и микроструктуры промышленной А1 фольги и А1 фольги, легированной малым количеством Бс (0,001 вес.%), показали, что введение даже такого малого количества легирующего элемента приводит к изменению вышеприведенных свойств металла. А1 фольги с большим содержанием Бс в настоящей работе исследованы не были, но как следует из работ [4, 5], увеличение содержания Бс в сплавах с А1 приводит к росту прочностных характеристик. Исходный А1, использованный в настоящей работе для получения сплава со скандием, содержал сопоставимое количество примесных элементов. В упомянутых выше работах содержание примесных элементов в исследуемых сплавах с различным содержанием Бс было примерно одинаково, что свидетельствует об определяющем влиянии Бс на прочностные свойства. Кроме того, в работе [6] при анализе результатов влияния Бс на свойства А1 сплавов подчеркивается, что по сравнению со Бс другие переходные металлы, а также Б1, оказывают существенно меньшее влияние на формирование микроструктуры сплавов и их прочностные характеристики. При столь малом количестве скандия и примесных элементов в исследуемом сплаве взаимодействие между ними и формирование такого рода интерметаллидов крайне маловероятно, поскольку в процессе кристаллизации в их ближайшем окружении будут присутствовать лишь атомы А1.
Увеличение прочностных свойств сплавов А1 с малым содержанием Бс обусловлено малым размером зерна А1 матрицы и выпадением наноразмерных частиц диперсоидов интерметаллида А13Бс при термической обработке сплавов, являющихся пересыщенными твердыми растворами [2, 3, 6]. Размерно-структурное соответствие кристаллической решетки А1 и А13Бс способствует формированию малых дисперсных частиц А13Бс при распаде пересыщенного твердого раствора при термической и деформационной обработке, что приводит к повышению прочностных свойств А1 матрицы и повышению температуры рекристаллизации. Однако исследования структуры и свойств сплавов с содержанием Бс менее 0,01 вес.% в настоящее время отсутствуют.
Легированный малым количеством Бс алюминий для производства фольги, исследованной в данной работе, был получен по технологии плавления, которая обеспечивает при выплавке формирование пересыщенного твердого раствора [1]. В процессе
распада твердого раствора при получении исследованной легированной фольги с использованием термической обработки и горячей прокатки структура ее должна представлять матрицу А1 с достаточно малым размером зерна с включением дисперсоидов А13Бс, что обеспечивает повышение прочностных характеристик [6]. Поскольку содержание Бс в исследованной в настоящей работе легированной фольге составляет лишь 0,001 вес.%, то количество частиц дисперсоидов А13Бс, которые должны выпасть при распаде пересыщенного твердого раствора в структуре такой фольги, должно быть крайне мало, чтобы оказывать упрочняющее действие.
Известно, что при распаде пересыщенного твердого раствора в ходе последующей термообработки при различных режимах будут образовываться наноразмерные частицы А13Бс фазы [6]. Так, в работах [7, 8] было показано, что в сплавах с содержанием Бс от 0,1 вес.% до 0,3 вес.% при распаде твердого раствора в ходе термообработки образуются частицы дисперсоидов А13Бс размерами ~ 2 - 9 нм. Фаза А13Бс имеет ГЦК решетку типа Си3Аи (Ь12) с параметром А = 4,1 А. В первой координационной сфере вокруг атома Бс расположены 6 атомов А1 на расстоянии 0,29 нм. Если предположить, что А13Бс частица размером 2 нм имеет кубическую форму, то она будет включать в себя 5 параметров решетки интерметаллида, а количество атомов скандия в такой частице при её стехиометрическом составе будет равно 125. Тогда в 1 мкм сплава А1 с 0,001 вес.% Бс будет содержаться всего 5 таких частиц.
Другим фактором, обеспечивающим повышение прочностных свойств А1 сплавов со Бс, является уменьшение размера зерна А1 матрицы, которое для доэвтектических сплавов может быть достигнуто при деформационных воздействиях. Так, в работе [9] установлено, что деформационное воздействие на сплав А1-0,2 % Бс, который после отливки был гомогенизирован, приводило к уменьшению зерна А1 матрицы до ~ 1 мкм. Обе исследованных в настоящей работе фольги были получены при деформационном воздействии. Однако размер зерна А1 для легированной Бс фольги существенно меньше, чем для промышленной А1 фольги.
Температура плавления интерметаллида А13Бс - 1320 °С. Поскольку в первой координационной сфере кристаллической решетки интерметаллида А13Бс вокруг атомов скандия располагаются 6 атомов алюминия на расстоянии 0,29 нм, то можно предположить, что при получении сплава с содержанием 0,001 вес.% Бс в расплаве при температуре 720 °С присутствуют кластеры типа {А16Бс} и они могут быть довольно устойчивыми (рис. 3).
Именно такие кластеры и будут становиться центрами кристаллизации для А1. При концентрации 0,001 вес.% Бс таких центров рис. з. Модель кластера {А168е}
кристаллизации в расплаве будет более 600 на мкм3.
На поверхности промышленной А1 фольги после ее электрохимического травления (рис. 4, а) можно выделить сформировавшиеся в результате этого травления области резкого темного контраста, которые представляют собой точечные и сетчатые структуры. Кроме того, просматривается зёренная структура металла. При этом наблюдается в основном сетчатая структура области травления. На электронно-микроскопическом изображении (рис. 4, б) четко выделяются области начального вытравливания (темные пятна), «очаговость» травления становится ещё более заметной. Наряду с рыхлыми областями, подвергшимися электрохимическому травлению (светлые участки), присутствуют достаточно большие области, практически не затронутые электрохимическим травлением (темные участки).
Рис. 4. Микроструктура поверхности промышленной А1 фольги после электролитического травления (а) и ее электронно-микроскопическое изображение (б)
Микроструктура поверхности легированной Бе А1 фольги после ее электролитического травления (рис. 5, а) мало отличается от структуры поверхности легированной фольги до электрохимического травления (рис. 4, а). Наблюдается достаточно однородная структура, что говорит о достаточно равномерном характере травления вследствие малого размера зерна и статистического распределения дефектов. На электронно-микроскопическом изображении легированной Бе А1 фольги после ее электролитического травления (рис. 5, б) наблюдаются четкие структурные элементы (светлые участки), слабый диффузный контраст, напоминающий ячейки с нерезкими границами, и слабый контраст в виде мелкой ряби.
а) б)
Рис. 5. Микроструктура поверхности А1 фольги, легированной 8е, после электролитического травления (а) и ее электронно-микроскопическое изображение (б)
Ранее было показано [10], что А1 фольга при травлении в смеси кислот испытывает питтинговую коррозию, которая начинается в областях выхода на поверхность дефектов упаковки и дислокаций. Подвергнутый травлению поверхностный слой фольги имеет туннельную структуру, вследствие чего увеличивается его удельная поверхность, что приводит к повышению электроемкости фольги после травления.
В настоящей работе исследуемые А1 фольги подвергались электролитическому травлению в более «мягких растворах» по сравнению с растворами, используемыми в работе [10], с точки зрения коррозионного воздействия. В этом случае питтинговая коррозия также начинается в областях выхода на поверхность дефектов упаковки и дислокаций, и распространяется вдоль дефектов, образуя туннельную структуру. Когда туннели доходят до соприкосновения с соседними клубками дислокаций, то в этой области начинается коррозионный процесс. Участки поверхности промышленной А1 фольги, где плотность дефектов мала, существенно меньше подвергаются действию коррозионной среды, в результате чего наблюдаются области, мало затронутые коррозией (рис. 4). В областях интенсивной питтинговой коррозии (рис. 4) происходит формирование туннельной структуры со значительно меньшими размерами пор и большей их плотностью по сравнению с травлением, которое применялось в работе [10].
Коррозия легированной Sc Al фольги приводит к образованию «сетки» туннелей вследствие большой доли межзеренных границ, а также к более высокой плотности дефектов, поскольку размер зерна Al существенно меньше по сравнению с нелегированной фольгой. В результате, вместо «очагов» коррозии, наблюдаемых в Al фольге (рис. 4), в легированной фольге в результате травления формируется сплошная сетка пор, что формирует микроструктуру, приведенную на рис. 5.
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
Проведенные исследования Al фольг впервые показали, что легирование Al столь малым количеством Sc приводит к изменению микроструктуры Al матрицы и повышению прочностных характеристик сплава. Наблюдаемые изменения микроструктуры фольги свидетельствуют о резком уменьшении размера зерна, что по всей вероятности обусловлено присутствием в легированном сплаве когерентных кристаллической решетке Al кластеров {Al6Sc}, являющихся центрами кристаллизации для Al. Формирование Al матрицы с малым размером зерна в легированном сплаве приводит к повышению его прочностных характеристик.
Изменение микроструктуры сплава при легировании Sc влияет на характер коррозии при электрохимическом травлении. Если для промышленной Al фольги коррозия имеет «очаговый» характер, то для Al фольги, легированной Sc, в процессе коррозии образуется сплошная сетка пор.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Елагин В. И., Захаров В. В., Ростова Т. Г. Алюминиевые сплавы, легированные скандием // Металловедение и термическая обработка металлов. 1992. № 1. С. 24-28.
2. Davydov V. G., Elagin V. I., Zakharov V. V., Rostova T. D. About scandium and zirconium additives in aluminum alloys // Металловедение и термическая обработка металлов. 1996. № 8(702). С. 25-30.
3. Захаров В. В., Ростова Т. Г. Упрочнение алюминиевых сплавов, легированных скандием // Металловедение и термическая обработка металлов. 2013. № 12. С. 24-29.
4. Lohar A. K., Rafaja D., Klemm V., Panigrahi S. C. Microstructural investigations on as-cast and annealed Al-Sc and Al-Sc-Zr alloys // Materials Characterization, 2009, vol. 60, pp. 1387-1394.
5. Venkateswarlu K., Pathak L. C., Ray A. K., Das G., Verma P. K., Kumar M., Ghosh R. N. Microstructure, tensile strength and wear behavior of Al-Sc alloy // Materials Science and Engineering A. 2004, vol. 383, pp. 374-380.
6. Royset J., Ryum N. Scandium in aluminium alloys // International Materials Reviews, 2005, vol. 50, no. 1, pp. 19-44.
7. Seidman D. N., Marquis E. A., Dunand D. C. Precipitation Strengthening at ambient and elevated temperatures of heat-treatable Al(Sc) alloys // Acta Materialia, 2002, vol. 50, iss. 16, pp. 4021-4035.
8. Mariquis E. A., Seidman D. N. Nanoscale structural evolution of Al3Sc precipitates in Al(Sc) alloys // Acta Materialia, 2001, vol. 49, iss. 11, pp. 1909-1919.
9. Furukawa M., Utsunomiya A., Matsubara K., Horita Z., Langdon T.G. Influence of magnesium on grain refinement and ductility in a dilute Al-Sc alloy // Acta Materialia, 2001, vol. 49, iss. 18, pp. 3829-3838.
10. Ладьянов В. И., Старостин С. П., Карбань О. В., Пушкарев Б. Е., Лебедев В. П., Канунникова О. М. Микро- и наноструктура поверхности и катодная емкость алюминиевой фольги на последовательных стадиях травления // Химическая физика и мезоскопия. 2016. Т. 18, № 3. С. 421-427.
STRUCTURE AND PROPERTIES OF Al WITH SMALL ADDITION OF Sс
1Rybin S. V., 2Pushkarev B. E., 2Mikhailova S. S., 2Lad'yanov V. I., 1Strelkov V. V.
1 JSC Elecond, Sarapul, Russia
2 Physical-Technical Institute, Ural Branch of the Russian Academy of Sciences, Izhevsk, Russia
SUMMARY. The effect of small additive of Sc at mechanical properties and microstructure of Al foil was studied. Two type of Al foil was taken for investigation, namely, industrial foil (94 wt.%) and pure Al foil (99.99 wt.%), which was alloyed with 0.001 wt.% Sc by semicontinuous casting followed by homogenization, hot rolling at 380-460 ^ and cold rolling. Both foils were exposed to electrolytic etching. It was shown that tensile strength for Al foil with Sc is twofold higher then that for industrial Al foil. The microhardness of industrial Al foil falls twice after electrolytic
etching while it decreases by 12 % for Al foil with Sc. Thus the microhardness of etched Al foil with Sc is twice higher then that of industrial AL foil. It was demonstrated that addition of Sc results the change of microstructure of Al matrix as follows from microscopic data. The observed peculiarities are indicative of sharp decline of grain size. It is supposed that the formation of Al6Sc clusters is responsible for this phenomenon. These clusters serve as the nucleus for Al crystallization under heat treatment. The grain size refinement of Al matrix leads to the rising of mechanical properties of Al foil with the addition of the small quantity of Sc (0.001 wt.%). It was ascertained the influence of microstructure change of Al foil with Sc on corrosion behavior under electrolytic etching. For industrial Al foil the «hearths» appear after corrosion, while for Al foil with Sc the network of pours arises under corrosion.
KEYWORDS: Al foil, alloying with Sc, microstructure, mechanical properties, electrolytic etching.
REFERENCES
1. Elagin V. I., Zakharov V. V., Rostova T. G. Alyuminievye splavy, legirovannye skandiem [Aluminum alloys doped with scandium]. Metallovedenie i termicheskaya obrabotka metallov [Metallurgy and heat treatment of metals], 1992, no. 1, pp. 24-28.
2. Davydov V. G., Elagin V. I., Zakharov V. V., Rostova T. D. About scandium and zirconium additives in aluminum alloys. Metallovedenie i termicheskaya obrabotka metallov [Metallurgy and heat treatment of metals], 1996, no. 8(702), pp. 25-30.
3. Zakharov V. V., Rostova T. G. Uprochnenie alyuminievykh splavov, legirovannykh skandiem [Hardening of aluminum alloys upon alloying them with scandium]. Metallovedenie i termicheskaya obrabotka metallov [Metallurgy and heat treatment of metals], 2013, no. 12, pp. 24-29.
4. Lohar A. K., Rafaja D., Klemm V., Panigrahi S. C. Microstructural investigations on as-cast and annealed Al-Sc and Al-Sc-Zr alloys. Materials Characterization, 2009, vol. 60, pp. 1387-1394. https://doi.org/10.10167j.matchar.2009.06.012
5. Venkateswarlu K., Pathak L. C., Ray A. K., Das G., Verma P. K., Kumar M., Ghosh R. N. Microstructure, tensile strength and wear behavior of Al-Sc alloy. Materials Science and Engineering A. 2004, vol. 383, pp. 374-380. https://doi.org/10.10167j.msea.2004.05.075
6. Royset J., Ryum N. Scandium in aluminium alloys. International Materials Reviews, 2005, vol. 50, no. 1, pp. 19-44. doi: 10.12691/msme-4-1-2
7. Seidman D. N., Marquis E. A., Dunand D. C. Precipitation Strengthening at ambient and elevated temperatures of heat-treatable Al(Sc) alloys. Acta Materialia, 2002, vol. 50, iss. 16, pp. 4021-4035. https://doi.org/10.1016/S1359-6454(02)00201-X
8. Mariquis E. A., Seidman D. N. Nanoscale structural evolution of Al3Sc precipitates in Al(Sc) alloys. Acta Materialia, 2001, vol. 49, iss. 11, pp. 1909-1919. https://doi.org/10.1016/S1359-6454(01)00116-1
9. Furukawa M., Utsunomiya A., Matsubara K., Horita Z., Langdon T.G. Influence of magnesium on grain refinement and ductility in a dilute Al-Sc alloy. Acta Materialia, 2001, vol. 49, iss. 18, pp. 3829-3838. https://doi.org/10.1016/S 1359-6454(01)00262-2
10. Lad'yanov V. I., Starostin S. P., Karban' O. V., Pushkarev B. E., Lebedev V. P., Kanunnikova O. M. Mikro-I nanostruktura poverkhnosti i katodnaya emkost' alyuminievoy fol'gi na posledovatel'nykh stadiyakh travleniya [Micro- and nanostructure of the surface and cathode capacitance aluminum foil on the sequential stages of etching]. Khimicheskayafizika i mezoskopiya [Chemical Physics and Mesoscopy], 2016, vol. 18, no. 3, pp. 421-427.
Рыбин Сергей Васильевич, заместитель главного инженера по науке и технике, ОАО «Элеконд» тел. +79127500406, e-mail: rybinsv@elcudm.ru
Пушкарев Бажен Евгеньевич, кандидат физико-математических наук, старший научный сотрудник, ФТИ УрО РАН, тел. +79043153708, e-mail: bazhen@idz.ru
Михайлова Софья Сергеевна, кандидат физико-математических наук, старший научный сотрудник, ФТИ УрО РАН, тел. +79120031476, e-mail: ssmikh@hotbox.ru
Ладьянов Владимир Иванович, доктор физико-математических наук, заведующий отделом ФТИ УрО РАН, тел. +79128564596, e-mail: V.I.Lad@mail.ru
Стрелков Виктор Валентинович, доктор химических наук, советник-консультант главного инженера по химическим технологиям, ОАО «Элеконд» тел. +79647657946, e-mail: vvs@inorg.ru
