CC BY
14
УДК 621.791.048.3
DOI: 10.24412/2071-6168-2022-10-507-514
ВЛИЯНИЕ АКТИВИРУЮЩИХ ФЛЮСОВ НА ХАРАКТЕРИСТИКИ ЭЛЕКТРИЧЕСКОЙ ДУГИ И КАЧЕСТВО ШВОВ ПРИ СВАРКЕ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ
А.С. Бабкин, Н.С. Котов, В.В. Терехов
Приводятся результаты исследования влияния однокомпонентных флюсов в виде оксидов металлов на устойчивость электрической дуги и качество швов при сварке в аргоне неплавящимся электродом аустенитных сталей. За критерии устойчивости дуги приняли среднее квадратичное отклонение сварочного тока. Качество сварных швов оценивали по среднему квадратичному отклонению их размеров. Исследованные оксиды проранжированы по их влиянию на устойчивость электрической дуги. Установлены причины влияния окислов на устойчивость процесса сварки и качество сварных швов.
Ключевые слова: сварка в аргоне вольфрамовым электродом, аустенитная сталь, активирующий флюс, качество, сварной шов.
Введение. Для увеличения глубины проплавления при сварке вольфрамовым электродом в аргоне аустенитных сталей используют некоторые оксиды металлов для активизации процессов проплавления металла. Такие оксиды металлов называются активирующими флюсами [1,2]. Качество сварных швов определяется не только отсутствием дефектов, и соответствием размеров швов требованиям регламентирующих документов, но и постоянством размеров в пределах шва. В настоящее время нет данных о влиянии используемых оксидов на характеристики электрической дуги и постоянство размеров сварных швов. Цель работы состояла в исследовании этого влияния путем сварки швов по слою пасты, подготовленной из оксида металла, и в выявлении причин влияния некоторых оксидов на дисперсию сварочного тока электрической дуги и дисперсию размеров сварных швов.
Условия исследования. Проводилась автоматическая наплавка в условиях сварки в аргоне неплавящимся электродом на поверхность образцов размером 150 х 20 х 4 мм из стали 08Х18Н9Т ГОСТ 5632-2014.
Химический состав образцов, определенный спектрографическим методом, был следующим: С = 0,092 %; Si = 0,523 %; Mn = 1,256 %; Ni = 9,92 %; Cr = 18,45 %; Ti = 0,55 %; Cr = 0,011 %; Р = 0,029 -0,034 %; S = 0,013 - 0,022 %. При наплавке на постоянном токе прямой полярности использовали вольфрамовый электрод WC-20 диаметром 3,2 мм с углом заточки 40° и аргон высшего сорта ГОСТ 101572016. В качестве флюсов использовали оксиды Mn02, CaO, AI2O3, СГ2О3, CuO, ZnO, Fe2O3 и TÍO2 в виде порошков.
Методика подготовки образцов и флюсов. Образцы собирали парами вдоль длинной стороны с выходными планками. Перед сваркой поверхность образцов обрабатывали наждачной бумагой и обезжиривали ацетоном. Флюсы готовили в виде вязкой суспензии (пасты), замешивая оксид на ацетоне, которую наносили на поверхность образца через трафарет с окном 150 х 10 мм.
Количество окисла в нанесенной пасте составляло 0,2 - 0,25 г, что соответствует поверхностной плотности порошка 0,013 - 0,017 г/см2. Расчетным путем установлено, что количество кислорода, находящегося в оксидах при нанесении их в указанном выше количестве, составляет от 208 10-7 до 207 10-6 моль. После испарения ацетона из пасты производили наплавку на поверхность образцов по слою флюса.
Экспериментальная установка. Для проведения опытов была собрана установка, состоящая
из:
1) Сварочного оборудования (инверторный источник сварочного тока «Технотрон DC 200А У.3» и горелка «Abicor Binzel ABITIG 17 GRIP 4м»);
2) Движущаяся тележка для крепления образцов и электроизмерительного оборудования (цифровой осциллограф «BORDO B - 421» и приборы «ОВЕН ТРМ1-Д.У.Р.»).
В ходе опытов проводили фотографирование дугового промежутка цифровым фотоаппаратом Exilim EX-F CASIO со светофильтрами ИКС-5 и ИКС-6 ГОСТ 9411-91.
Наплавка проводилась по плану полуреплики 23-1 [3]. С учетом повторения некоторых опытов, всего было проведено 59 опытов, в которых изменяли на двух уровнях силу сварочного тока (90 и 130 А), скорость сварки (0,3 и 0,6 см/с) и длину дугового промежутка (3 и 4 мм) для каждого из выше перечисленных оксидов.
Было сделано для каждого опыта от 8 до 12 измерений глубины проплавления, ширины шва и площади проплавления полученных швов. Методика измерения размеров швов состояла из следующих этапов: после вырезки поперек вектора скорости сварки и шлифования торцов образцов шириной 5 мм и выявления макроструктуры шов травлением в смеси кислот (20 мл HCl + 80 мл HNO3), макроструктуру шов фотографировали цифровым фотоаппаратом с известным масштабом, а затем измеряли размеры швов средствами ПО КОМПАСА v20.
За критерии качества швов приняли среднее квадратичное отклонение (стандартное отклонение) глубины проплавления, ширины шва и площади проплавления. Аналогично, за критерий устойчивости сварочной дуги приняли среднее квадратичное отклонение сварочного тока.
Статистическими методами ПО Statistica рассчитали средние значения размеров швов и их средние квадратичные отклонения. Средствами программного обеспечения электронного осциллографа BORDO B - 421 определили для каждого опыта средние и эффективные значения сварочного тока и напряжения на дуге, их среднее квадратичные отклонения и размах.
Результаты и обсуждение. Диаграмма среднеквадратических отклонений сварочного тока (SDT) для исследованных оксидов в сравнении с опытом без оксида приведена на рис. 1.
& О
^ «Г J3
f # & &
Рис. 1. Диаграмма среднеквадратических отклонений сварочного тока @Бт) для исследованных
оксидов в сравнении с опытом без оксида
Видно, что наименьшее SDT тока, с увеличением на 18...20 А, наблюдается при использовании оксидов А12О3, Сг2О3 и СиО. Причем с ростом величины тока и длины дугового промежутка SDT также растет. Применение таких оксидов как 2пО, Fe2O3 и ТЮ2 вызывает резкое, на 80.85 А, увеличение SDT по сравнению с традиционной сваркой без оксидов. Наибольшее увеличение среднего квадратичного отклонения сварочного тока, на 100.120 А, обнаружено при использовании МпО2 и СаО.
Графики зависимости среднего квадратичного отклонения глубины проплавления (SDгп) и ширины шва (SDшш) для некоторых исследованных оксидов от погонной энергии qп приведены на рис. 2.
В исследованном диапазоне параметров режима от 1200 до 4500 Дж/см при традиционной сварке (без применения оксидов) дисперсия размеров швов мала. На рис. 2 видно, что среднее квадратичное отклонение глубины проплавления SDГп и ширины шва SDIпШ изменяется в пределах, соответственно 0,05.0,17 и 0,12.0,38 мм с минимумом при qп ~ 2500 Дж/см. Среднее квадратичное отклонение площади проплавления SDп показывает рост от 0,2 до 1 мм2 с увеличением погонной энергии.
Применение активирующих флюсов вызывает увеличение дисперсии размеров шва. Так, как видно на рис. 2, при использовании оксида СаО, среднее квадратичное отклонение глубины проплавления SDГп увеличивается незначительно, на 0,1 мм, по сравнению с традиционной сваркой при погонной энергии 1100 Дж/см и на 0,3 мм, достигая 0,52 мм, при погонной энергии 4500 Дж/см.
Рис. 2.: Влияние погонной энергии на дисперсию глубины проплавления без оксида, ЛЪОз, СиО, СГ2О3, Т1О2, гнО, МпО2, СаО, Гв2Оз
508
Такой характер зависимости SDгп от погонной энергии обнаружен почти для всех исследованных оксидов. Наибольшую дисперсию глубины проплавления вызывают, кроме СаО, оксиды А1203, 2пО, Сг203 и СиО. Вероятной причиной роста дисперсии глубины проплавления можно считать помехи тугоплавких оксидов проникновению горячих потоков металла ко дну ванны. Исключение обнаружено для Fe2O3 и ТЮ2, для которых SDГп достигает максимума 0,32 - 0,27 мм при погонной энергии 2500 Дж/см, а минимумы 0,15 - 0,05 мм и 0,12 - 0,025 мм наблюдается в начале и конце исследованного диапазона режимов - при 1100 и 4500 Дж/см, соответственно.
Без использования оксидов величина среднего квадратичного отклонения ширины шва SDшш не превышает 0,38 мм, как видно на рис. 3.
Наибольшая дисперсия ширины шва SDшш = 2,4 мм обнаружена при применении СаО, затем следуют СиО, 2пО, А12О3 и Fe2O3, дающие максимальные SDшш = 0,5 - 0,7 мм. При использовании Сг2О3, ТЮ2 и МпО2 ширина шва имеет наименьшую дисперсию: величина SDшш не превышает 0,32 - 0,36 мм.
Чпт Дж/см
Рис. 3. Влияние погонной энергии на дисперсию ширины шва (условные обозначения смотреть на Рис. 2)
Необходимо отметить, что применение оксидов, имеющих температуру плавления (Тпл) больше температуры сварочной ванны (Тв) (рис. 3), т.е. СаО, Сг2О3 и АЪО3, вызывает рост SDшш при увеличении погонной энергии до значительных величин 2,4; 0,45 и 0,7 мм соответственно. Для оксидов, таких как 2пО, МпО2, СиО, &2О3 и Fe2O3, характерно наличие максимума SDшш при погонной энергии 2500 Дж/см. При этом, 2пО имеет Т сублимации = 2073 К; МпО2 образует оксиды МпО и МпО2 с Тпл < Тв; для СиО Тпл < Тв; Сг2О3 и Fe2O3 образуют оксиды СгО, СЮ2 и Fe3O4, FeO, соответственно, которые имеют Тпл < Тв. Поэтому закономерной причиной такого изменения SDшш можно предположить уменьшение негативного влияния на формирование кромки сварочной ванны (ширины шва) кристаллической фазы оксидов с приближением температуры их плавления к температуре сварочной ванны.
Корреляционный анализ зависимостей между выборочными SDт, с одной стороны, и SDГп, SDшш, SDп, с другой показал, что нет корреляционной связи ни между SDт и SDгп (выборочный коэффициент корреляции Rв = -0.1), ни между SDт и SDп ^в = -0,15), но есть обратная связь между SDт и SDшш ^в = -0,5).
Приведенные выше значения коэффициента корреляции выборки Rв не означают (выборка случайная), что коэффициент корреляции генеральной совокупности гг будет также отличаться от нуля. В связи с этим проверили нулевую гипотезу Н0 при равенстве нулю коэффициента корреляции генеральной совокупности Н0: гг = 0, при конкурирующей гипотезе Нь гг Ф 0.
В качестве критерия при проверке нулевой гипотезы принимается случайная величина [4], которая подчиняется распределению Стьюдента с к = п-2 степенями свободы. Для проверки нулевой гипотезы нужно вычислить наблюдаемое значение критерия 0набл по формуле:
Яв Vn- 2
0 =
VI-*!
Вычисленные при п = 59 и перечисленных R значения случайной величины 9набл следующие: для глубины проплавления 9гп = 0,759, для площади проплавления 9п = 1,145 и для ширины шва 9шш = 4,359.
По заданному уровню значимости а = 0,05 и числу степеней свободы к = п-2 по таблице критических точек распределения Стьюдента [4] находим критическую точку (0,05; 59-2) = 1,671. Так как 9гп= 0,759 < ^(0,05; 59-2) = 1,671 и 9п= 1,145 < ^(0,05, 59-2) = 1,671 , то оснований для отклонения нуле-
вой гипотезы нет для выборок по глубине проплавления и площади проплавления. Но 9шш = 4,359 > ^р(0,05, 59-2) = 1,671, поэтому нулевую гипотезу отклоняем для пары SDшш и SDт, то есть генеральный коэффициент существенно отличается от нуля и, следовательно, SDшш и SDт коррелированные. Причем, чем больше SDт, тем меньше SDшш.
Доверительный интервал значимого выборочного коэффициент корреляции нашли с применением z-преобразования Фишера [4] по формуле:
^-1П z- <Мф <z +
2 \1-ЯвГ 1 1
Приняв а = 0,05 по таблице [4] получили = 1,671, тогда:
z - 0.326 < M(z) < z + 0.773
Переход от z к Rв провели по формуле [4]: Яв = ——— .
Окончательно получили: 0.315 < Яв < 0.648.
3500
Тпл, К Тсуб, К
гоОО сО сО.^ си О зг^иоо иг^г^мс^т^^г^из с,5-,
и ^ и- ^
Рис. 3. Температура плавления и сублимации исследованных оксидов и продуктов их распада
Зависимости изменения проводимости исследованных оксидов от температуры по данным различных авторов [5-10] приведены на рис. 5.
1X10
1№А 1X10' 1X10* 1x10* ] ■ х.0-< 1*0-' 1*0-*
1X10 1)00* 1X10*
кю
\ « 9-9 РеО 0-0 РеЗОЗ ■А-А Ре304 »м Си20 - — С\йО Си СаО А1203
О*' А И у/у <
: 1
у**'* Ф
Л /у
4 СЮ2 Сг203 •** ТЮ2 МпО - МпЮ4 Мп203 1
4
Р
V А
2*0
т,к
Рис. 4. Зависимости изменения проводимости исследованных оксидов от температуры
Расчетным путем средствами программного пакета FactSage [8] установлен качественный и количественный состав прианодной области дуги. Анализ полученных экспериментальных результатов, рассчитанного состава прианодной области дуги, а также известных результатов и закономерностей представлен ниже.
Оксид СаО не претерпевает изменений в процессе сварки до температуры плавления 2862-3183 К [9], поэтому кристаллы этого оксида, имеющего малую плотность 3,4 г/см3[9], не расплавляются в сварочной ванне, температура которой составляет 1407-1857 °С [10], и плавают на поверхности жидкой сварочной ванны, что подтверждено фотографиями дугового пространства, как можно видеть на рис. 6.
Рис. 5. Дуговой промежуток и сварочная ванна при использовании СаО
Таким образом, кристаллы оксида СаО с малой проводимостью 0,05 Ом-1м-1 до температуры плавления [9], находясь на поверхности сварочной ванны, затрудняют горение электрической дуги и вызывают сильную дисперсию ее электрических параметров.
Оксиды алюминия А12О3 и хрома Сг2О3, имеющие меньшую температуру плавления чем СаО, находятся в сварочной ванне в расплавленном состоянии и не вызывают возмущений разряда электрической дуги благодаря своей высокой проводимости.
Оксид Сг2О3 образует газообразные СЮ2, СгО3 и СгО. Последний оксид может существовать в жидком виде при Т > 3000 К, однако ванна исследуемой стали имеет максимальную температуру не выше 2500 К, поэтому СгО не оказывает влияния на проводимость жидкой сварочной ванны. Таким образом, только жидкий Сг2О3 определяет проводимость сварочной ванны. Известно [11], что при Т = 2548К он имеет высокую проводимость 6,5 103 Ом-1м-1.
Оксид алюминия АЬО3 при нагревании переходит в газовую фазу, а также образует газообразные А1О, А12О и кислород. При переходе окисида алюминия из твердого состояния в жидкое при Т = 2319 К, наблюдается значительный скачок электропроводности, характерный для веществ с ионной проводимостью [11]: А12О3 в жидком состоянии при Т = 2333 К обладает проводимостью 70 Ом-1м-1, которая увеличивается до 769 Ом-1м-1 при Т = 2697 К. По данным [11] проводимость А12О3 при температуре плавления 2123 К составляет 1500 Ом-1 м-1.
Анализ известных свойств ТЮ2 показывает [12], что этот диоксид до 2143 К существует в кристаллическом виде, но также переходит в газовую фазу и образует газообразные ТЮ и кислород. В диапазоне температур, близких к температуре сварочной ванны, электропроводность двуокиси титана растет от 1103 Ом-1м-1 при температуре 1923 К, близкой к температуре плавления [11], до 31103 Ом-1м-1 при 2598 К [13] в жидком состоянии.
Рис. 6. Дуговой промежуток и сварочная ванна при использовании ТО2
Диоксид МпО2 при нагреве образует МпО, МшО3 и Мп3О4; при учете его взаимодействия с хромом, поступающего из основного металла, образуется еще монооксид СгО. Не смотря на то, что МпО2 проявляет металлические свойства [14] с Тпл = 1773 К, оксиды МпО, МшО3 и Мп3О4 относится к изоляторам [14]. При температурах Т < 1500 К оксиды МпО и Мп3О4 имеют очень низкую проводимость с = 10-8...10-5 Ом-1м-1 и с = 7Ю-2Ом-1м-1 [9], соответственно; при более высоких температурах проводимость Мп3О4 растет до ~1 Ом-1м-1 [9], поэтому присутствие этих оксидов в сварочной ванне вызывает значительные помехи горению сварочной дуги. Как показано на рис.8, при использовании диоксида МпО2 процесс сварки сопровождается выбросом капель жидких окислов.
При нагревании в аргоне кристаллический гематит Fe2O3 диссоциирует и образует твердый магнетит Fe3O4, который в свою очередь при Т = 1856 К плавится [9]. Образующийся выше 2773 К в больших количествах жидкий вюстит FeO с высокой проводимостью 1160 Ом-1м-1 [9], не оказывает влияния на общую проводимость сварочной ванны, имеющей температуру не выше 2500 К. В связи с этим жидкий магнетит с низкой проводимостью 160 Ом-1м-1 играет существенную роль в дестабилизации сварочной дуги.
Рис. 7. Дуговой промежуток и сварочная ванна при использовании MnÜ2
Использование CuO приводит к образованию жидкого оксида Cu2O с Тпл = 1515 К, который в свою очередь разлагается на медь, присутствующую в сварочной ванне в жидком виде и в плазме приа-нодной области в газовой фазе. Большая проводимость жидкой меди (~ 4500 Ом-1м-1 ) способствует стабильному дуговому разряду.
Выводы:
1. Не обнаружено значимой корреляционной связи между устойчивостью разряда электрической дуги, измеренной ее средне квадратичным отклонением сварочного тока SD„ и качеством сварных швов, измеренным средним квадратичным отклонением глубины проплавления и площади проплавле-ния.
2. Установлена значимая обратная линейная связь между устойчивостью разряда электрической дуги, измеренной ее средне квадратичным отклонением сварочного тока SD,^ и качеством сварных швов, измеренным средним квадратичным отклонением ширины шва, с коэффициентом корреляции
0.315 < RB < 0.648.
3. Исследованные оксиды по их отрицательному влиянию на дисперсию силы сварочного тока согласно проведенному исследованию можно расположить в следующей последовательности:
1) Наибольшие помехи устойчивости горения дуги оказывает оксиды CaO и MnO2. Кристаллическая фаза CaO, существующая до 3200 К, затрудняет горение дуги из-за плохой проводимости 0,05 Ом-1м-1. При использовании диоксида MnO2 жидкий продукт его превращения - оксид MnO оказывает негативное влияние на стабильность дуги, т.к. имеет низкую проводимость ~ 0,3 Ом-1 м-1 при T = 1600 К.
2) Далее следует группа оксидов металлов Zn, Fe и Ti с проводимостью от 40 до 1000 Ом-1 м-
1. Оксид ZnO в кристаллическом виде до момента своей сублимации при Т = 2073 К имеет низкую проводимость ~ 40 Ом-1м-1. Магнетит Fe3O4, образующийся из исходного гематита Fe2O3, в жидком состоянии при Т = 1865 К имеет проводимость 130 Ом-1м-1. Диоксид TiO2, при нагреве переходит в жидкую фазу при Т = 2143 К, которая обладает проводимостью 1000 Ом-1 м-1.
3) Наименьшее возмущение в стабильность сварочной дуги оказывают жидкие оксиды CuO2, Cr2O3 и Al2O3, обладающие большой проводимостью в жидком состоянии. Так, образующаяся при нагреве оксида CuO2 жидкая медь имеет проводимость 4500 Ом-1м-1. При нагреве Al2O3 образуются только газообразные продукты, поэтому этот оксид определяет проводимость ванны своей жидкой фазой, образующейся при T = 2319 К, проводимость которой оценивают от 500 [13] до 1500 Ом-1м-1 [11]. Cr2O3 образует газообразные CrO2 и CrO. Последний оксид существует в жидкой фазе только при Т > 3000 К, поэтому проводимость сварочной ванны в этом случае определяет жидкий Cr2O3, проводимость которого при Т= 2548 К составляет 6500 Ом-1м-1 [11]. Однако, температура плавления G"2O3, равная 2607 К, превышает максимальную температуру сварочной ванны 2500 К, поэтому возможно попадание кристаллической фазы этого оксида с низкой проводимостью (~ 47 10-3Ом-1м-1) в сварочную ванну, что несколько снижает общую стабильность сварочной дуги.
Список литературы
1. Zhang R-H., Ji-Luan Pan J-L., Katayama S. The mechanism of penetration increase in A-TIG welding//Front. Mater. Sci. 2011, 5(2). P. 109-118. DOI 10.1007/s11706-011-0125-5.
2. Lu S., Fujii H., Sugiyama H., Nogi K. Mechanism and Optimization of Oxide Fluxes for Deep Penetration in Gas Tungsten Arc Welding // Metallurgical And Materials Transactions A, VOL 34A, SEPTEMBER 2003—1901-1907.
3. Ахназарова С.Л., Кафаров В.В. Оптимизация эксперимента в химии и химической технологии. М.: Высш. школа. 1978. 319 с.
4. Микулик Н.А. Теория вероятностей и математическая статистика: Учеб. пособие / Н.А. Ми-кулик, А.В. Метельский. Мн.: НПООО "Пион", 2002. 192 с.
5. Рыжонков Д.И. и др. Теория металлургических процессов. М.: Металлургия, 1989. 392 с.
6. Казачков Е.А. Расчеты по теории металлургических процессов: Учеб. пособие для вузов. М.: Металлургия, 1988. 288 с.
7. Куликов И.С. Термодинамика оксидов. М.: Металлургия, 1986. 344 с.
8. Программный продукт для термодинамических расчетов: [Электронный ресурс]. URL: https://www.factsage.com (дата обращения: 28.06.2022).
9. Испарение оксидов / Е.К. Казенас, Ю.В. Цветков: РАН, Ин-т металлургии им. А. А. Байкова М.: Наука,1997. 542 с.
10. Физико-химические свойства окислов / Самсонов Г.В. и др. М.: Металлургия,1978. 472 с.
11. Арсентьев П.П., Коледов Л.А. Металлические расплавы и их свойства. М.: Металлургия, 1976. 376 с.
12. Increased Excited State Metallicity in Neutral Cr2On Clusters (n < 5) Upon Sequential Oxidation / Jacob M. Garcia,Scott G. Sayres // J. Am. Chem. Soc. 2021, 143, 38. P. 15572-15575. DOI: 10.1021/jacs.1c07275.
13. Park J.-H., Natesan K. Electronic Transport Properties in Copper Oxides. Argonne National Laboratory, 1991. 36 p.
14. Rao C.N.R, Raveau B. Transition metal oxides: structure, properties and synthesis of ceramics oxides. Wiley-VCH, N.Y. 1998. 873 p.
Бабкин Александр Сергеевич, д-р техн. наук, профессор, [email protected], Россия, Липецк, Липецкий государственный технический университет,
Котов Никита Сергеевич, магистрант, [email protected], Россия, Липецк, Липецкий государственный технический университет,
Терехов Виктор Викторович, магистрант, terekhovvikt@yandex. ru, Россия, Липецк, Липецкий государственный технический университет
THE INFLUENCE OF ACTIVATING FLUXES ON THE CHARACTERISTICS OF THE ELECTRIC ARC AND THE QUALITY OF SEAMS IN WELDING AUSTENITIC STEELS
A.S. Babkin, N.S. Kotov, V.V. Terekhov
The results of the study of the influence of single-component fluxes in the form of metal oxides on the stability of the electric arc and the quality of seams when welding in argon with a non-melting electrode of aus-tenitic steels are presented. The average square deviation of the welding current was taken as the arc stability criteria. The quality of the welds was assessed by the mean square deviation of their dimensions. The studied oxides are ranked according to their effect on the stability of the electric arc. The reasons for the influence of oxides on the stability of the welding process and the quality of welds are established.
Key words: TIG welding, austenitic steel, activating flux, quality, weld.
Babkin Alexander Sergeevich, doctor of technical sciences, dosent, [email protected], Russia, Lipetsk, Lipetsk State Technical University,
Kotov Nikita Sergeevich, master, kotovn85@yandex. ru, Russia, Lipetsk, Lipetsk State Technical University,
Terekhov Viktor Viktorovich, master, terekhovvikt@yandex. ru, Russia, Lipetsk, Lipetsk State Technical University
