CC BY
21
УДК 544.63+546.72+546.261
СТРУКТУРНО-ФАЗОВЫЙ СОСТАВ И КОРРОЗИОННО-ЭЛЕКТРОХИМИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА НАНОКОМПОЗИТОВ МеС(70)^(30) (Ме^, V, Nb)
СЮГАЕВ А.В., ЯЗОВСКИХ К.А., ЛЯЛИНА Н.В., ЛОМАЕВА С.Ф.
Физико-технический институт УрО РАН, 426000, г. Ижевск, ул. Кирова, 132
АННОТАЦИЯ. Исследован структурно-фазовый состав и его влияние на электрохимическое поведение нанокристаллических аналогов карбидосталей МеС(70)-Бе(30) (Ме=Т^ V, ЫЬ), полученных механохимическим синтезом в органической среде с последующим магнитно-импульсным прессованием. Показано, что легирование железа атомами ванадия и титана оказывает положительное влияние на коррозионную стойкость композитов.
КЛЮЧЕВЫЕ СЛОВА: механохимический синтез, магнитно-импульсное прессование, нанокомпозиты, коррозионная стойкость, карбиды ниобия, титана, ванадия, ксилол.
ВВЕДЕНИЕ
Карбидосталями называют порошковые материалы, состоящие из легированной стальной матрицы и карбидов с массовой долей от 20 до 70 % [1]. По комплексу свойств карбидостали занимают промежуточное положение между твердыми сплавами и быстрорежущими сталями. Кроме инструментов разного назначения их можно использовать для изготовления деталей, подвергающихся интенсивному износу: втулок, валиков, подшипников, зубчатых колес, кулачков, а также деталей, работающих в условиях гидроабразивного износа, при повышенных температурах и в коррозионных средах. В качестве карбидной составляющей используют карбиды переходных металлов 1У-У1 гр., чаще всего карбид титана, в качестве матрицы могут использоваться инструментальные, конструкционные, нержавеющие и другие стали, что определяется назначением карбидосталей.
Выбор метода получения карбидосталей определяет область их применения, желательный комплекс свойств конечного продукта. Широкие возможности в этом направлении открывают технологии получения, в основе которых лежит метод механохимической активации. Отличительной особенностью механохимических процессов являются высокая доза энергии, подводимая к обрабатываемому материалу за короткий промежуток времени. В определенных условиях процессы, происходящие при механоактивации исходных компонентов, приводят к инициированию твердофазных экзотермических реакций, в результате чего могут быть получены сплавы на основе тугоплавких соединений, обладающие уникальными свойствами [2]. В связи с этим представляет интерес исследование структурно-фазового состава и коррозионно-электрохимического поведения нанокристаллических аналогов карбидосталей МеС-Бе (Ме=Т1, У, ЫЬ), полученных путем динамического прессования механосинтезированных порошков.
Источником углерода для карбидообразования при механохимическом синтезе могут быть органические среды, которые при совместной механоактивации с металлами подвергаются деструкции [3 - 6].
Целью данной работы является изучение структурно-фазового состава и электрохимических свойств нанокристаллических аналогов карбидосталей с содержанием карбидной фазы около 70 об.%, которые представляют из себя композиты МеС-Бе (Ме=Т1, У, ЫЬ), полученные механохимическим синтезом в среде ксилола и последующим компактированием.
ЭКСПЕРИМЕНТ
Механохимический синтез композитов проводили, используя смесь порошков карбонильного железа и карбидообразующего элемента (Nb, Ti, V) в соотношении 46:54 ат.% в среде ксилола в течение 20 ч. При условии полного превращения Me в соответствующий карбид выбранное соотношение Fe:Me должно обеспечивать формирование композита с содержанием карбидной фазы MeC около 70 об.%.
Механосинтез проводили в шаровой планетарной мельнице "Fritsch P-7" с ускорением 25 g. Сосуды мельницы (объем 45 см ) и размольные шары (16 шт, 12 мм) были изготовлены из стали ШХ15 (1 % C и 1,5 % Cr). Масса загружаемого исходного порошка составляла 10 г, оставшийся объем сосуда заполняли о-ксилолом. Полученные порошки компактировали в ИЭФ УрО РАН методом магнитно-импульсного прессования [7] в вакууме (остаточное давление 5 - 10 Па) при температуре 500 оС. Предварительно порошки выдерживали в вакууме 1 ч при той же температуре для дегазации. Полученные образцы имели форму диска с диаметром 15 мм и толщиной от 1 до 2 мм. Отжиг композитов проводили в вакууме 10-3 Па при температуре 800 оС в течение 1 ч. В дальнейшем композиты будут обозначаться как TiC-Fe, VC-Fe, NbC-Fe.
Рентгеноструктурные исследования проводили на дифрактометре ДРОН-3М в монохроматизированном CuKa-излучении. Качественный и количественный рентгенофазовый анализ, а также определение параметров кристаллической решетки проводились с использованием пакета программ [8, 9]. Электронно-микроскопические изображения получены в ИЭФ УрО РАН на микроскопе LEO 982, перед исследованиями шлифы компактов подвергали химическому травлению 3 % раствором азотной кислоты в спирте.
Исследования методом рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии (РФЭС) проводили на спектрометре ЭС-2401 с Mg анодом. Ионное травление поверхности осуществляли ионами Ar+ с энергией 1 кВ при токе 15 мкА. В этом режиме ионного травления за 1 мин удаляется поверхностный слой толщиной ~10 Â. Анализ спектров проводили по данным работы [10].
Поляризационные измерения выполнены в потенциодинамическом режиме на потенциостате IPC-Pro в стандартной электрохимической ячейке ЯСЭ-2 при комнатной температуре. В качестве электрода сравнения использовали хлорид-серебряный электрод, вспомогательного - платиновый. Все потенциалы приведены относительно стандартного водородного электрода, токи пересчитаны на видимую площадь поверхности образцов. Модельными средами служили кислые и щелочные сульфатные растворы: 0,05 М H2S04+0,45 M Na2SO4 с pH=1,9 и 1 M Na2S04+0,1 М NaOH с pH=12,3; боратный раствор 0,3 М H3BO3 с добавкой 5 M NaOH до рН=7,4. Для исследования процессов локальной активации использовали тот же боратный буферный раствор с рН=7,4, куда добавляли 10" М NaCl. Растворы готовили из реактивов марки х.ч. на дистиллированной воде.
В кислом растворе образцы выдерживали 15 мин и поляризовали в потенциодинамическом режиме отдельно в катодном и анодном направлениях. В остальных средах образцы выдерживали 60 мин и поляризовали в анодном направлении от потенциала -1200 мВ (щелочной сульфатный раствор) и -800 мВ (боратный раствор). Скорость изменения потенциала - 1 мВ/с. При исследовании локальной активации образцы выдерживали 60 мин и поляризовали от потенциала коррозии со скоростью 0,5 мВ/с.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ
Структурно-фазовый состав композитов
Рентгенограммы композитов представлены на рис. 1, данные по фазовому составу, размеру зерна и параметрам решеток приведены в табл. 1.
<ц
ЕЙ н о
А Н О
о к m S о
К <ц
н к Sí
a-Fe
30
40
50
2 е° град. (Cu К)
80
90
100
1 - 3 - ТЮ-Бе, УС-Бе и ЫЬС-Бе, соответственно. 1 - 37 - те же композиты после отжига 800 оС. Символами отмечены наиболее интенсивные рефлексы карбидных фаз: • - ТЮ, ■ - УС, ▲ - ЫЬС, А - ЫЬБе2
Рис. 1. Рентгенограммы композитов
Таблица 1
Фазовый состав композитов N мас.% (±2%); размеры блоков когерентного рассеяния <Ь>, нм (±1); параметры решеток а, Ь нм
Композит a-фаза MeC MeFe2
N <L> а, ±0,0001 N <L> а, ±0,001* N <L> a, b, ±0,001*
TiC-Fe 58 9 0,2878 42 7 0,429
TiC-Fe (отжиг) 60 29 0,2873 40 19 0,431
VC-Fe 72 11 0,2887 28 6 0,410
VC-Fe (отжиг) 70 31 0,2882 30 19 0,413
NbC-Fe (отжиг) 32 27 0,2870 46 15 0,444 22 14 0,482, 0,786
*более высокой точности не удалось получить из-за большого уширения и перекрытия линий.
В композите TiC-Fe образуется около 60 об.% (~40 мас.%) карбида титана, что на 7 % меньше ожидаемого значения. Параметр решетки a-Fe увеличен по сравнению с 0,2865 нм для исходного порошка. Если предположить, что увеличение параметра решетки вызвано растворением атомов титана в железе, то по данным [11] это соответствует присутствию в железе порядка 5 ат.% титана.
В композите VC-Fe наблюдалось максимальное увеличение параметра решетки a-Fe, соответствующее растворению в железе 26 ат.% ванадия [11]. Из-за высокой растворимости ванадия в этом образце содержание карбидной фазы всего 40 об.% (30 мас.%), что на 26 % меньше ожидаемого.
В композите NbC-Fe кроме фазы NbC присутствует еще аморфная фаза Fe-Nb [12], и это не позволило провести количественный фазовый анализ образца. Отжиг композита приводит к кристаллизации аморфной фазы с образованием интерметаллида Fe2Nb, при этом содержание карбида ниобия составляет около 45 мас.% (~50 об.%), что на 20 % меньше ожидаемого.
В отожженных композитах содержание титана в железе составляет ~3, ванадия - 22, ниобия - 0,5 ат.% [11]. Линии карбидов как в исходных, так и отожженных композитах сдвинуты по направлению к большим углам 20 по сравнению с табличными значениями [13 - 15], что свидетельствует о нестехиометрическом составе образующихся монокарбидов -
TiC0,6, VC0,6, NbC0,7.
На электронно-микроскопических изображениях поверхности композитов TiC-Fe и NbC-Fe (рис. 2 а, б) выявлено, что существует два типа характерных участков. Первые не травятся и представляют собой стойкий к окислению карбид, вторые подвержены травлению и представляют собой зерна на основе железа. При большем увеличении (рис. 2 в, г) на растравленных участках наблюдаются наноразмерные выделения карбидной фазы, которые в случае TiC-Fe представляют собой преимущественно отдельные глобулярные образования, а в случае NbC-Fe формируют сетчатую структуру. Образец VC-Fe с матрицей из твердого раствора Fe-V травится более равномерно (рис. 2 д). Для всех отожженных образцов характерны глобулярные включения карбидов с размерами, лежащими в нанометровом диапазоне. В качестве примера на рис. 2 е приведено изображение VC-Fe после отжига.
г д е
а, в - TiC-Fe; б, г - NbC-Fe; д - VC-Fe; е - отожженный VC-Fe
Рис. 2. Электронно-микроскопические изображения композитов
Коррозионно-электрохимические свойства композитов Кислые среды
На рис. 3 представлены поляризационные кривые композитов в кислых сульфатных растворах. Поскольку карбиды ТЮ, VC и ЭДЪС более активны в катодном выделении водорода [16], катодные токи для всех композитов выше, чем на железе.
Для исходных и отожженных композитов ТЮ-Ре и №С-Ре значения потенциалов коррозии (Екор) свидетельствуют, что в условиях свободной коррозии протекает активное растворение железной компоненты. В области активного растворения анодные токи для композитов в 3 - 20 раз ниже по сравнению с железом. Поскольку окисление локализовано только в зернах железа, на их месте образуются поры, в которых накапливаются дисперсные карбидные включения и продукты окисления, оказывающие экранирующий эффект. Дальнейшее повышение потенциала не приводит к оксидной пассивации железной компоненты композитов ТЮ-Ре и №С-Ре, что связано с негативным влиянием на этот процесс высокодисперсных карбидных включений [17, 18].
Для ТЮ-Ре пики при Е ~1000 мВ связаны с окислительным разложением фазы карбида титана. Для №С-Ре повышение тока, связанное с окислением №С в области Е ~1700 мВ [19], не наблюдалось. Возможно, повышенная стабильность карбида ниобия в нашем случае связана со значительным недостатком углерода.
Единственным композитом, обладающим повышенной устойчивостью в активной области, является отожженный VC-Fe (рис. 3, б), что обусловлено значительным легированием железа атомами ванадия. Потенциал коррозии этого образца выше, чем у железа и остальных композитов, что согласуется с данными работы [20], где показано, что присутствие 20^30 ат.% ванадия в железе увеличивает Екор сплава на 300^400 мВ. Более отрицательный Екор исходного композита VC-Fe можно объяснить его нанокристаллической структурой, которая в кислых средах интенсифицирует активное растворение железа [17].
E, мВ
-500-
---• 2' ---3
500-
1000
1500-
2000
E, мВ
-500-
500-
1000
1500-
2000
----2
; I
Ч\1
А
-4
-3 -2
-1
-6
-5
-3 -2
log [i], [А/см ]
log [i], [А/см ]
а
б
а - 1-3 - армко-Fe, TiC-Fe, NbC-Fe, соответственно; 2, 3 - композиты 2, 3 после отжига 800 оС; б - 1-3 - армко-Fe, V, VC-Fe, соответственно; 3 - композит 3 после отжига 800 оС
Рис. 3. Поляризационные кривые образцов в кислом сульфатном растворе
При дальнейшем росте потенциала композиты VC-Fe также как и ТЮ-Ре и №С-Ре не пассивируются. Анодные кривые композитов VC-Fe и металлического ванадия при Е>500 мВ похожи, что свидетельствует о существенном вкладе в суммарный анодный процесс реакций окисления ванадиевой компоненты до соединений ванадия (V) [21].
1
3
3
0
0
1
6
5
4
Нейтральные и щелочные среды
На рис. 4, а, б представлены анодные кривые композитов нейтральном боратном растворе и щелочном сульфатном растворе. Как и в кислых средах, потенциалы коррозии ТЮ-Ре и №С-Ре совпадают с Екор железа, т.е. основные процессы также связаны с
окислением железной компоненты.
Е, мВ -5004
0-
500-
1000-
1500
-6
-5
2'
- - - 3
3'
---4
_._._ 4'
-4
-3
^ р], [А/см ]
а
Е, мВ
-1000-
-500
500
1000-6
->/ л'
'Ж
-
: : ; <• / ■ : V ■■
11 .......ТГ!?^^:- ■ ■■■
- 3
-5
Ш> [А/см ]
б
1-4 - армко-Ре, ТЮ-Ре, №С-Ре и VC-Fe, соответственно; 2 -4 - композиты 2-4 после отжига 800 оС Рис. 4. Поляризационные кривые образцов в боратном растворе (а) и щелочном сульфатном растворе (б)
В случае VC-Fe потенциалы коррозии более положительны, поскольку существенный вклад в анодный процесс вносит превращение ванадия, в значительном количестве растворенного в железе. Поскольку в нейтральных средах нанокристаллическое состояние не ускоряет активное растворение железа [22], потенциалы коррозии для исходного и отожженного композита VC-Fe имеют близкие значения.
Образующиеся на поверхности всех композитов оксидные слои практически не оказывают защитного действия, особенности их строения изучены методом РФЭС (табл. 2).
Таблица 2
Состав анодных пленок на композитах МеС-Ре (Ме - Т^ V, ]\Ь)
1
1
3
4
0
3
2
4
Композит Время ионного травления, мин Концентрация, ат.% Основные соединения
C О Ре Ме
ТЮ-Ре 2 61 25 14 0 Ре (III)
10 37 42 21 0 Ре(П)
20 55 21 24 <1 Ре0, Ре(П), ТЮ
VC-Fe 2 61 31 7 1 РеэО4, VO2
10 48 36 15 1 Ре3О4, VO2, V2Oз, VC
20 46 36 16 2 Ре0, Ре3О4, V2O3, VC
КЬС-Ре 2 61 35 4 0 Ре (III)
10 42 44 14 0 Ре(П)
20 34 42 24 <1 Ре0, Ре(П), №2О5, NЬC
Анодные пленки (полученные при Е=500 мВ) на композитах ТЮ-Ре и №С-Ре практически не содержат титана и ниобия, следовые количества этих элементов появляются только после длительного ионного травления поверхности, т.е. образующиеся оксидные слои
E, мВ
-500-1
0-'
S
---■ 2' - - - 3
......3'
---4
4'
имеют значительную толщину (более 20 нм) и полностью покрывают карбидную матрицу композитов. Такой результат можно объяснить только образованием при окислении растворимых форм Fe2+ и FeOH+ и последующим осаждением в виде оксидов Fe(II) и Fe(Ш). В отличие от ТЮ-Ре и ЫЪС-Ре, для композита VC-Fe оксидная пленка тоньше и в ее составе присутствует ванадий в форме VO2.
Данная пленка формируется при окислении твердого раствора Ре-^ однако, также имеет пониженные защитные свойства, которые можно объяснить присутствием высокодисперсных
карбидных включений [17, 18].
В хлоридсодержащем растворе композиты, как и железо, подвергаются локальной активации (рис. 5). Наиболее высокие потенциалы локальной активации (Ела) характерны для композитов ТЮ-Ре и VC-Fe, из-за легирования железа титаном и ванадием. Распад твердых растворов при отжиге приводит к снижению питтингостойкости. В случае ТЮ-Ре содержание титана в железе уменьшается на ~50 %, что приводит к снижению Ела более чем на 1000 мВ. Для VC-Fe содержание ванадия уменьшается на ~10%, в этом случае снижение Ела составляет 600 мВ. Отметим, что для композита ЫЪС-Ре после термообработки и кристаллизации аморфной фазы Ре-ЫЪ потенциал локальной активации значительно возрастает, данный вопрос требует дополнительных
исследований.
500
I
1000-
1500-
0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 1, мА/см
Рис. 5. Поляризационные кривые образцов в боратном растворе с рН=7.4 с добавкой 10-2М №С1. Обозначения кривых аналогично рис. 4
ВЫВОДЫ
Исследован структурно-фазовый состав и электрохимическое поведение нанокристаллических аналогов карбидосталей МеС-Fe (Ме=Т1, V, Nb).
Показано, что количество сформировавшегося карбида уменьшается в ряду NbC-Fe, TiC-Fe, VC-Fe, что связано с растворимостью карбидообразующих элементов в железе.
Композиты имеют пониженную коррозионную стойкость в кислых средах из-за высокой активности карбидов MeC в реакции выделения водорода, а в нейтральных и щелочных средах из-за низких защитных свойств оксидных пленок. В хлоридсодержащих средах высокая коррозионная стойкость характерна для композитов с высоким содержанием титана или ванадия в твердом растворе на основе железа.
Авторы благодарят Зайца С.В. и Тимошенкову О.Р. (ИЭФ УрО РАН, г. Екатеринбург) за компактирование образцов и электронно-микроскопические исследования.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Гуревич Ю.Г., Нарва В.К., Фраге Н.В. Карбидостали. М. : Металлургия, 1988. 144 с.
2. Валиев Р.З., Александров И.В. Объемные наноструктурные металлические материалы. М. : НКЦ "Академкнига", 2007. 398 с.
3. Bo L., Lishan C., Yanjun Z., Chunming X. Synthesis of TiC Powder by Mechanical Alloying of Titanium and Asphalt // Chinese Journal of Chemical Engineering. 2007. V. 15. № 1. P. 138-140.
4. Ломаева С.Ф., Сюгаев А.В., Елсуков Е.П. C'1'руктура и свойства нанокомпозитов, полученных механоактивацией железа в кремнийорганической среде // Химическая физика и мезоскопия. 2008. Т. 10, № 2. С. 186-199.
5. Ломаева С.Ф., Маратканова А.Н., Волков В.А. и др. Механосинтез нанокомпозитов Fe-TiC с использованием жидких органических сред // Химическая физика и мезоскопия. 2010. Т. 12. № 1. С. 120-126.
6. Сюгаев А.В., Ломаева С.Ф., Решетников С.М. и др. Влияние структурно-фазового состояния нанокомпозитов железо-цементит на процессы локальной активации // Физикохимия поверхности и защиты материалов. 2008. Т. 44, № 4. С. 395-399.
7. Ivanov V.V., Zayats S.V., Medvedev A.I. et al. Formation of metal matrix composite by magnetic pulsed compaction of partially oxidized al nanopowder // Journal of materials science. 2004. V. 39, № 16-17. P. 5231-5234.
8. Powder Diffraction File, Alphabetical Index, Inorganic Phases, International Center for Diffraction Data, Pennsylvania, 1985. 1023 p.
9. Шелехов Е.В., Свиридова Т.А. Программы для рентгеновского анализа поликристаллов. МИСиС // Металловедение и термическая обработка металлов. 2000. № 8. С. 16-19.
10. Нефедов В.И. Рентгеноэлектронная спектроскопия химических соединений. М. : Химия, 1984. 256 c.
11. Вол А.Е. Строение и свойства двойных металлических систем. Т. 2. М. : ФИЗМАЛИТ, 1962. 982 с.
12. Jartych E., Oleszak D., Zurawicz J.K. Process of amorphization induced by mechanical alloying of iron with tungsten and niobium // Acta Physica Polonica A. 2001. V. 100, № 5. P. 731-736.
13. Бурков П.В. Структурообразование, фазовый состав и свойства твёрдосплавных материалов на основе карбида титана : Автореф. дис. докт. техн. наук. Барнаул, Алтайский государственный университет им. И.И. Ползунова, 2009. 34 с.
14. Гусев А.И. Наноматериалы, наностуктуры, нанотехнологии. М.: ФИЗМАЛИТ, 2005. 416 с.
15. Холлек Х. Двойные и тройные карбидные и нитридные системы переходных металлов : справ. изд. / под ред. Ю.В. Левинского М. : Металлургия, 1988. 313 с.
16. Цирлина Г.А., Петрий О.А. Электрохимия карбидов // В сб. «Итоги науки и техники. Серия Электрохимия». М. : ВИНИТИ, 1987. Т. 24. С. 154-206.
17. Сюгаев А.В., Ломаева С.Ф., Решетников С.М. Электрохимические свойства нанокристаллических композитов a-Fe + Fe[[d]]3[[/d]]C в кислых средах // Физикохимия поверхности и защиты материалов. 2010. Т. 46, № 1. С. 74-80.
18. Сюгаев А.В., Ломаева С.Ф., Лялина Н.В. и др. Коррозионно-электрохимические свойства нанокомпозитов a-Fe + Fe[[d]]3[[/d]]C + TiC в кислых сульфатных растворах // Физикохимия поверхности и защиты материалов. 2011. Т. 47, № 3. С. 267-276.
19. Колотыркин Я.М., Княжева В.М. Свойства карбидных фаз и коррозионная стойкость нержавеющих сталей // В сб. «Итоги науки и техники. Серия Коррозия и защита от коррозии». М. : ВИНИТИ, 1974. Т. 3. С. 5-83.
20. Мордовин И.В., Казанский Е.Г., Кочергин В.П. Механизм и кинетика коррозионного разрушения железо-ванадиевых сплавов в растворах кислот и солей // Защита металлов. 2002. Т. 38, № 3. С. 296-300.
21. Сухотин А.М., Маслов В.В., Львов Б.В. и др. Пассивность ванадия в кислых растворах // Защита металлов. 1990. Т. 26, № 1. С. 131-135.
22. Сюгаев А.В., Ломаева С.Ф., Решетников С.М. Пассивация и локальная активация нанокомпозитов на основе альфа-Fe + Fe[3]C в нейтральных средах // Защита металлов. 2008. Т. 44, № 1. С. 58-64.
STRUCTURAL AND PHASE COMPOSITIONS AND CORROSION-ELECTROCHEMICAL PROPERTIES OF MeC(70)-Fe(30) NANOCOMPOSITES (ME = TI, V, NB)
Syugaev A.V., Yazovskikh K.A., Lyalina N.V., Lomayeva S.F.
Physical-Technical Institute, Ural Branch of the Russian Academy of Sciences, Izhevsk, Russia
SUMMARY. Structural and phase compositions and its influence on the electrochemical behavior of MeC(70) Fe(30) nanocrystalline carbide steels analogs (Me=Ti, V, Nb) obtained by mechanochemical synthesis in organic medium with subsequent magnetic pulse compacting have been investigated. The alloying of iron with atoms of vanadium and titanium has been shown to influence effectively on the corrosion resistance of the composites.
KEYWORDS: mechanochemical synthesis, magnetic pulse compaction, nanocomposites, corrosion resistance, niobium carbide, titanium carbide, vanadium carbide, xylol.
Сюгаев Александр Вячеславович, кандидат химических наук, старший научный сотрудник ФТИ УрО РАН, тел. (3142)21-26-55, e-mail: uds@pti.udm.ru
Язовских Ксения Александровна, аспирант ФТИ УрО РАН
Лялина Наталья Васильевна, кандидат химических наук, младший научный сотрудник ФТИ УрО РАН, тел. (3412)21-69-66
Ломаева Светлана Федоровна, доктор физико-математических наук, заведующий лабораторией ФТИ УрО РАН
