Влияние имплантации ионов аргона на физико-химическое строение и коррозионное поведение высокохромистой стали Текст научной статьи по специальности «Нанотехнологии»

УДК 539.211:541.138:620.193

ВЛИЯНИЕ ИМПЛАНТАЦИИ ИОНОВ АРГОНА НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКОЕ СТРОЕНИЕ И КОРРОЗИОННОЕ ПОВЕДЕНИЕ ВЫСОКОХРОМИСТОЙ СТАЛИ

1БЫСТРОВ С. Г., 2решетников с. м., 2пепеляев н. б., 1колотов а .а., 1БАЯНКИН В. Я.

1 Физико-технический институт Уральского отделения РАН, 426000, Ижевск, ул. Кирова, 132

2

Удмуртский государственный университет, 426034, Ижевск, ул. Университетская, 1

АННОТАЦИЯ Изучено влияние имплантации ионов аргона на физико-химическое строение и коррозионно-электрохимическое поведение высокохромистой стали 30Х13. Использовались методы атомной силовой микроскопии, потенциометрии, измерения микротвердости и рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии. Установлено, что имплантация ионов аргона увеличивает коррозионную стойкость и меняет характер коррозионно-электрохимического поведения высокохромистой стали в зависимости от дозы имплантации ионов. Показано, что ионная имплантация приводит к перераспределению элементов в поверхностных слоях образцов, интенсивному образованию оксидов железа и хрома с высокими степенями окисления. При этом физико-механические свойства поверхностных слоев стали (микротвердость) существенно не меняются.

КЛЮЧЕВЫЕ СЛОВА: высокохромистая сталь, имплантация ионов аргона, коррозия, химический состав и строение поверхностных слоев.

ВВЕДЕНИЕ

Хромистые стали широко применяются в различных областях техники. Однако их существенным недостатком является подверженность локальной коррозии [1]. Известно, что эксплуатационные свойства металлов и сплавов (в том числе и коррозионная стойкость) определяются химическим строением и структурно-фазовым состоянием поверхностных слоев, которых можно значительно улучшить путем модифицирования поверхности.

Одним из эффективных методов поверхностной обработки металлов и сплавов может быть метод ионной имплантации [2]. Важнейшими особенностями этого метода являются модификация тонкого поверхностного слоя материала, минимальное изменение геометрических размеров изделия и возможность обработки при низкой температуре. В обзоре [3] изложены результаты в области применения ионной имплантации для повышения коррозионной стойкости сталей и сплавов. Однако эти результаты зачастую носят противоречивый характер.

Это связано с тем, что недостаточно изучены связи химической природы и параметров имплантируемых ионов (энергия, плотность ионного тока, доза облучения) с физико-химическими процессами, происходящими в твердом теле при ионной имплантации, а также с отсутствием методик выбора технологических режимов обработки [4]. Целью нашей работы являлось изучение влияния имплантации ионов аргона на физико-химическое строение и коррозионное поведение высокохромистой стали.

МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА

Объектом исследования являлась сталь марки 30Х13. Образцы представляли собой пластины размером 10*10*2 мм вырезанные из бруска в состоянии поставки электроискровой резкой. Состав образцов в исходном состоянии: Бе - основа, Сг - 12,93 масс.%, С - 0,32 масс.%, Мп - 0,65 масс.%, - 0,62 масс.%, N1 - 0,16 масс.%.

Предварительно была проведена термическая обработка стали - отжиг в защитной атмосфере при температуре 900 °С с охлаждением в печи. Далее проведена механическая обработка образцов - шлифовка абразивами и полировка пастой ГОИ до шероховатости

Ra = 0,02 мкм (13 класс шероховатости) с последующей очисткой в ультразвуковой ванне в среде органических растворителей. Исходный образец обозначался как образец №1.

Затем образцы подверглись облучению ионами аргона с энергией 30 кэВ следующими дозами (D): D =1016 ион/см2 (образец №2), D = 51016 ион/см2 (образец №3), D = 1017 ион/см2 (образец №4). Обработка проводилась на ионно-лучевой установке ПИОН - 1М на базе сверхвысоковакуумного поста УСУ-4.

Поляризационные измерения выполнены в потенциодинамическом режиме на потенциостате P-30. В качестве коррозионной среды был выбран боратный буферный раствор с рН = 7,4 с добавлением 0,01М K2SO4. Заданный потенциал менялся в пределах от -500 до 1500 мВ, скорость развертки составляла 2 мВ/с. Измерения проводились в стандартной электрохимической ячейке.

Топографию поверхности образцов исследовали методом атомной силовой микроскопии на приборе SOLVER-P47PRO в контактном режиме. Статистический параметр Rz (максимальный перепада высот по 10 точкам поверхности) рассчитывался по изображениям 9 участков с базовыми размерами 5*5, 10*10, 20*20 и 40*40 мкм для каждого образца с помощью программы Image Analysis 3.5.0. Среднеквадратическое отклонение не превышало 5 % от величины Rz.

Химическое строение поверхности образцов изучалось методом рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии на спектрометре ЭС-2401 с использованием ALKa-излучения (E = 1486,6 эВ) в сочетании с послойным травлением ионами аргона (расчетная скорость травления - 1 нм/мин). Обработку спектров проводили с помощью лицензионной программы CasaXPS. Относительная погрешность при расчете концентрации атомов по данным РФЭС составляла 3 % от измеряемой величины.

Измерение микротвердости производилось на приборе ПМТ-3М при нагрузке 50 г и выдержке 8 с.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ

Установлено, что имплантация ионов Ar+ меняет характер коррозионно-электрохимического поведения высокохромистой стали (рис. 1).

-500

-300

-100

100

300

PQ

* 500 ы

700

900

1100

1300

1500

-3

-2

-1

lg i (i, мкА/см2)

0

Рис. 1. Потенциодинамические кривые исследуемых образцов: 1 - исходный образец; 2 - образец №2 (Б=1016 ион/см2); 3 - образец №3 (Б=5-1016 ион/см2); 4 - образец №4 (Б=1017ион/см2)

На поляризационных кривых максимальные анодные токи отмечены для образца №4 (D = 1017 ион/см2), минимальные - для образца №3 (D = 5-1016 ион/см2), значения для исходного образца №1 и образца №2 (D = 1016 ион/см2) занимают промежуточное положение. Важно отметить, что традиционные электрохимические методы коррозионных испытаний позволяют обнаружить процессы локальной коррозии только на поздних стадиях развития реакции. Предложенная нами методика, объединяющая электрохимические испытания и исследование изменений морфологии поверхности образцов методом АСМ, позволяет зафиксировать начальные стадии локальной коррозии и оценить изменение характера протекающих процессов [5].

На рис. 2 приведены зависимости отношения параметра Rz (максимального перепада высот по 10 точкам) до и после коррозии от размера АСМ изображения для образцов, обработанных различными дозами ионов.

1,4

1,2

g 1 о

|0,8

§0,6

N04 а: '

0,2 о

0 10 20 30 40 Размер кадра, мкм

Рис. 2. Зависимость отношения параметра Rz (максимального перепада высот по 10 точкам)

до и после коррозии от размера АСМ изображения: 1 - исходный образец; 2 - образец №2 (D=1016 ион/см2);

3 - образец №3 (D=5-1016 ион/см2); 4 - образец №4 ф=1017ион/см2)

Очевидно, что если отношение Rz превышает 1, то в процессе коррозии происходит уменьшение количества и глубины локальных дефектов на данном размерном уровне. Соответственно, чем меньше данное отношение, тем более дефектной является исследуемая поверхность. Исходя из этого видно, что для исходного образца характерно интенсивное коррозионное разрушение как локальное (размер кадров АСМ изображений 5 - 20 мкм), так и по всей площади образца (размер кадров 20 - 40 нм). Ионная имплантация существенно меняет характер коррозионного поведения исследуемых образцов. При увеличении дозы ионов уменьшается интенсивность локальной коррозии и усиливается сплошная неравномерная коррозия. Образец №3 (D = 5-1016 ион/см2) демонстрирует наиболее стабильное коррозионное поведение как в области локальной, так и сплошной неравномерной коррозии.

Также по АСМ изображениям заметно, что изменился характер коррозионно-электрохимических повреждений (рис. 3).

Поверхность исходного образца подверглась интенсивной общей коррозии по всей площади (рис. 3, а), причем, судя по профилю сечения, на поверхности присутствует большое количество «язв» (глубиной до 60 нм). В то время как поверхность образцов после ионной имплантации подверглась, в основном, питтинговой коррозии (рис. 3, б). Глубина питтингов порядка 20 - 70 нм, они располагаются редкими островками на исследуемой поверхности.

10

20

30 мкм

к

г

НМ

181

160 НМ

о

(Ч

140

о

120 —

100 о 30

80 о

«

60

о

13

ЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧМЧЧЧЧЧМЧЧЧЧЧЧЧЧ1

5 10 15 20 25 30

б)

Рис. 3. АСМ изображения и профили сечения (вдоль черной линии) поверхности исследуемых образцов после коррозионных испытаний: а) образец №1 (исходный); б) образец №3 (D=5^1016 ион/см2)

Таким образом, ионная имплантация приводит к значительному снижению коррозионных потерь материала.

Данные РФЭС свидетельствуют, что после ионной имплантации происходит изменение концентрации и химического состояния элементов, входящих в состав стали, в приповерхностных слоях материала по сравнению с необлученным образцом (рис. 4, 5).

Видно, что в исходном образце относительная концентрация хрома в поверхностных слоях больше, чем концентрация хрома в образцах, подвергшихся ионной имплантации (рис. 4, а). Однако для коррозионной стойкости сталей важно не столько количество, сколько химическое состояние легирующих элементов. Снижение концентрации хрома в процессе ионной имплантации связано с интенсивным окислением металлов. Это подтверждается большим содержанием кислорода в поверхностных слоях (рис. 4, б). Причем толщина окисной пленки на поверхности облученных образцов существенно превышает таковую для исходного образца (>20 нм и ~2 нм, соответственно).

Известно, что кислород на поверхности сталей присутствует как в виде оксидов, так и хемо- и физически сорбированный. Концентрация этих соединений настолько высока, что на РФЭС спектрах исходной поверхности стали (глубина анализа 5 нм) практически не видно металлов. Обращаем внимание, что на рис. 4 первой точкой на графиках являются относительные концентрации элементов в слое, полученном после 0,5 мин травления ионами

аргона. Но даже в этом слое исходного образца концентрация кислорода достигает 50 ат.%. Поэтому под воздействием ионов аргона, обладающих высокой энергией, атомы кислорода, содержащиеся на исходной поверхности, интенсивно проникают в приповерхностные слои стали и вступают там в химические реакции с компонентами материала. Окисление происходит как за счет кислорода, содержащегося на поверхности исходного образца, так и за счет кислорода из остаточной атмосферы в установке при ионном облучении (перед обработкой образцов установка откачивалась до вакуума 10~5 Па).

5 10 15

Время травления, мин

20

а)

5 10 15

Время травления, мин

б)

Сг

12,0 ^10,0

« 8,0

К

я

а 6.°

Н

д

и 4,0

Я

В

3 2,0

0,0

5 10 15

Время тоавления, мин

20

в)

\ 40,0

70,0 N° 60,0

^ 50,0 §

я

03

Эзо.о

Я 20,0 Я

£ 10,0 0,0

5 10 15

Время травления, мин

20

2)

Рис. 4. Концентрационные профили распределения атомов хрома и кислорода по глубине в исследуемых образцах до (а, б) и после (в, г) коррозионных испытаний. 1 - исходный образец; 2 - образец №2 (Б=1016 ион/см2); 3 - образец №3 (Б=5-1016 ион/см2); 4 - образец №4 (Б=1017ион/см2)

Тонкая структура РФЭ спектров элементов (рис. 5) приведена только для слоя глубиной порядка 2 нм от поверхности образцов (2 минуты травления ионами Лг+). Этот слой расположен близко к поверхности, поэтому в значительной мере отвечает за коррозионно-электрохимическое поведение стали, и, в то же время, очищен от поверхностных загрязнений, что облегчает интерпретацию полученных данных. Сплошными линиями на рисунке указаны положения на шкале энергий связи ряда окислов железа и хрома [6]. Следует отметить, что эти значения в разных справочниках отличаются на 1 - 2 эВ, что может быть связано со сложной структурой окисных пленок, образующихся на поверхности металлов [7].

Данные РФЭС (рис. 5, а, б) свидетельствуют, что спектр железа в исходном образце состоит из линии чистого железа (Есв = 706,8 эВ), линии соединений железа с углеродом (Есв = 708,0 эВ) и оксида двухвалентного железа БеО (Есв = 709,8 эВ). В спектре хрома присутствуют линии чистого хрома (Есв = 574,5 эВ), окиси хрома Сг2О3 (Есв = 576,8 эВ) и линия хрома в степени окисления +6 (Есв = 579,3 эВ). Такой энергии связи соответствуют

хроматы, в частности, хромат хрома (3+) Cr2(CrO4)з [8]. По-видимому, в образце присутствуют и хроматы железа.

В результате ионной обработки (рис. 5, а, б) в приповерхностных слоях стали (как было показано выше) происходят интенсивные процессы окисления металлов. При этом формируются, в основном, оксиды железа FeO (Есв = 709,4 эВ) и Fe2O3 (Есв = 709,4 эВ) и оксиды хрома Cr2O3 (Есв = 576,5 эВ) и CrO3 (Есв = 578,0 эВ). Известно, что повышенными антикоррозионными свойствами обладают окислы железа и хрома в степени окисления +3 [9]. Наибольшее относительное содержание Fe2O3 и Cr2O3 отмечается для образца №3 (р = 5-1016 ион/см2), показавшего наилучшую стойкость при электрохимических испытаниях.

Fe

FeO Fe203

2

3

// 4

1 1 1 705 1 1 1 1 708 7 1 1 1 1 1 1 714

Cr

Cr203 Cr03

Энергия связи, эВ а)

Fe FeO Fe203

------ 1

А 2

\ _ V,,. з

4

1 1 1 705 Г | . 708 1 7 1 1 | 1 < 1 714

\"1

у vJV^ 2

% 3

^^ 4

1 Ч ' « Ч 1 1 ч 1 1 1 1 1 1 1 I 1 1

572 574 576 578 580 582 Энергия связи, эВ

б)

Cr Сг203 СгОз

■ \ - X 1

У/ Jy 2

--3

\ 4

Г—Г | 1 1 1 Т Г 1—р- Ti I 1 1 1 1 |

Энергия связи, эВ в)

572 574 576 578 Энергия связи

г)

580

582

Рис. 5. РФЭ-спектры Fe 2p3/2 и Сг 2p3/2 до (а, б) и после (в, г) коррозионных испытаний исследуемых образцов. Спектры приведены для слоя глубиной ~ 2 нм (после 2 мин травления ионами Аг+). 1 - исходный образец; 2 - образец №2 (Б=1016 ион/см2); 3 - образец №3 (Б=5-1016 ион/см2); 4 - образец №4 (Б=1017ион/см2)

После коррозионно-электрохимических испытаний происходит резкое уменьшение количества хрома в поверхностных слоях исходного образца (рис. 4, в). Это связано, по-видимому, с электрохимическим растворением металлического хрома. В то время как образцы, подвергшиеся ионной имплантации, демонстрируют более высокое содержание хрома вследствие большей химической стойкости образовавшихся окислов (рис. 5, в, г).

Измерения показали, что микротвердость образцов после ионной имплантации совпадает, в пределах погрешности измерений, с микротвердостью исходного образца (таблица).

Таблица

Микротвердость исследуемых образцов

Образец Микротвердость по Виккерсу, ГПа СКО, ГПа

№1 (исходный) 4,68 0,26

№2 (Б=1016 ион/см2) 4,54 0,17

№3 (Б=5-1016 ион/см2) 4,76 0,24

№ 4 (Б=1017ион/см2) 4,65 0,14

Результаты измерения микротвердости позволяют предположить, что в результате ионной имплантации не происходит существенного изменения структурно-фазового строения поверхностных слоев высокохромистой стали. Следовательно, ионная имплантация не должна отрицательно сказываться на физико-механических свойствах изделий, подвергшихся такой обработке.

ВЫВОДЫ

Установлено, что для исходного образца стали 30Х13 характерны интенсивные коррозионные разрушения как локальные, так и по всей площади поверхности.

Имплантация ионов аргона увеличивает коррозионную стойкость и меняет характер коррозионно-электрохимического поведения высокохромистой стали в зависимости от дозы ионов. При увеличении дозы ионов уменьшается локальная коррозия и усиливается сплошная неравномерная коррозия. Образец, облучённый дозой 5-10 ион/см , демонстрирует наиболее стабильное поведение как в области локальной, так и сплошной коррозии. Ионная имплантация приводит к значительному снижению коррозионных потерь материала.

Данные РФЭС свидетельствуют о том, что ионная имплантация ионов Лг+ приводит к перераспределению элементов в поверхностных слоях образцов и протеканию ряда химических реакций, в частности, к интенсивному образованию оксидов трехвалентных железа и хрома, обладающих повышенной коррозионной стойкостью.

Результаты измерения микротвердости позволяют предположить, что в результате ионной имплантации не происходит существенного изменения структурно-фазового строения поверхностных слоев высокохромистой стали. Следовательно, в исследованных режимах имплантация ионов Лг+ не должна отрицательно сказываться на физико-механических свойствах изделий, подвергшихся такой обработке.

Приведенные результаты показывают, что физико-химическое строение образцов и их коррозионное поведение изменяются немонотонно с увеличением дозы облучения. Это подтверждает необходимость в каждом случае искать оптимальные параметры процесса модификации материалов с помощью метода ионной имплантации. Для этих целей будет полезна методика исследований, предложенная в данной статье.

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Замалетдинов И. И., Шеин А. Б., Кичигин В. И. Локальная коррозия литейных и порошковых сталей. Пермь: Изд-во ПГНИУ, 2015. 158 с.

2. Комаров Ф. Ф. Ионная имплантация в металлы. М.: Металлургия, 1990. 216 с.

3. Байрамов А. Х. Ионное легирование и коррозия металлов // Итоги науки и техники. Серия: Коррозия и защита от коррозии. М.: ВИНИТИ, 1982. Т. 9. С. 139-172.

4. Воробьев В. Л., Быков П. В., Баянкин В. Я., Быстров С. Г., Порсев В. Е., Буреев О. А., Шушков А. А., Вахрушев А. В. Изменение состава и твердости приповерхностных слоев углеродистой стали с увеличением ускоряющего напряжения при импульсном облучении ионами Cr+ // Физика и химия обработки материалов. 2015. № 1. С. 26-31.

5. Быстров С. Г., Решетников С. М., Пепеляев Н. Б., Маклецов В. Г., Сурнин Д. В, Баянкин В. Я. Исследование начальных стадий процесса локальной коррозии стали 30Х13 методами атомной силовой микроскопии, Оже-электронной спектроскопии и рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии // Химическая физика и мезоскопия. 2016. Т. 18, № 1. С. 79-89.

6. Wagner C. D., Riggs W. M., Davis L. E., Moulder J. F. Handbook of X-ray Photoelectron Spectroscopy. Perkin-Elmer Corporation: Physical Electronics, 1979. 192 p.

7. Акимов А. Г. О закономерностях образования защитных оксидных слоев в системах метал (сплав) -среда // Защита металлов. 1986. Т. 22, № 6. С. 879-886.

8. Волков В. Л., Захарова Г. С., Кузнецов М. В. Поливанадиевохромовая кислота // Журнал неорганической химии. 1994. Т. 39, № 6. С. 877-882.

9. Семенова И. В., Флорианович Г. М., Хорошилов А. В. Коррозия и защита от коррозии. М.: ФИЗМАТЛИТ, 2002. 336 с.

THE INFLUENCE OF ARGON IONS IMPLANTATION ON A PHYSICAL AND CHEMICAL STRUCTURE AND CORROSIVE-ELECTROCHEMICAL BEHAVIOUR OF THE HIGH-CHROMIUM STEEL

1Bystrov S. G., 2Reshetnikov S. M., 2Pepelyaev N. B., 1Kolotov A. A., 1Bayankin V. Y.

Physical-Technical Institute, Ural Branch of the Russian Academy of Science, Izhevsk, Russia 2Udmurt State University, Izhevsk, Russia

SUMMARY. By the methods of the potentiometry, atomic force microscopy (AFM), measurement of microhardness and x-ray photoelectron spectroscopy (XPS) the influence of argon ions implantation on a physical and chemical structure and corrosive-electrochemical behaviour of the high-chromium steel 30X13 was investigated. It is established, that for the initial sample 30X13 steel the intensive corrosion destructions as local, and on all area of a surface occur. The argon ions implantation increases corrosion stability and changes character of corrosive-electrochemical behavior high-chromium steel depending on a doze of ions. At increase in a doze of ions local corrosion decreases and continuous non-uniform corrosion amplifies. The sample irradiated by a doze 5-1016 ion/sm2, shows the most stable behaviour as in the field of local, and continuous corrosion. Ionic implantation leads to significant decrease in corrosion losses of a material. Data XPS testify that ionic implantation leads to redistribution of elements in surface layers of samples and to course of some chemical reactions, in particular, to intensive formation of the oxides trivalent iron and the chrome possessing raised corrosion stability. The results of microhardness measurement allow to assume, that as a result of ionic implantation there is no essential change of a structurally-phase structure of the high-chromium steel surface layers.

KEYWORDS: high-chromium steel, argon ions implantation, corrosion, a chemical compound and a structure of the surface layers.

REFERENCES

1. Zamaletdinov I. I., Shein A. B., Kichigin V. I. Lokalnaia korrozia liteynix i poroshkovix staley [Local corrosion foundry and powder steels]. Perm: PGNIU Publ., 2015. 158 p.

2. Komarov F. F. Ionnaia implantacia v metalli [Ionic implantation in metals]. Moscow: Metallurgia Publ., 1990. 216 p.

3. Bairamov A. Kh. Ionnoie legirovanie I corrozia metallov [Ionic doping and corrosion of metals]. Itogi nauki I texnici. Seria corrosia Izashita ot corrozii. M.: VINITI Publ., 1982, vol. 9, pp. 139-172.

4. Vorobev V. L., Bykov P. V., Bayankin V. Y., Bystrov S. G., Porsev V. E., Bureev O. A., Shushkov A. A., Vakhrushev A. V. Izmenenie sostava I tverdosti pripoverchnostnix sloev uglevodorodistoi stali s uvelicheniem uskoriaushego napriashenia pri impulsnom obluchenii ionami Cr+ [Changes in the composition and hardness of near the

surface layers of carbon steel during increasingan accelerating voltage under a pulse irradiation with Cr + ions]. Physica I chimia obrabotki materialov [Physics and Chemistry of Materials Treatment], 2015, no. 1, pp. 26-31.

5. Bystrov S. G., Reshetnikov S. M., Pepelyaev N. B., Makletsov V. G., Surnin D. V, Bayankin V. Y. Issledovanie nachalnix stadii prosessa localnoi corrozii stali 30X13 metodamy atomnoi silovoi mikroscopii, Oshe-electronnoy spectroscopii I rentgenovscoi photoelectronnoi spectroscopii [Research of initial stages of the local corrosion process of chromium steel (13% Cr) by the methods of atomic force microscopy, Auger electron spectroscopy and X-ray photoelectron spectroscopy]. Khimicheskaya fizika i mezoskopiya [Chemical Physics and Mesoscopy], 2016, vol. 18, no. 1. pp. 79-89.

6. Wagner C. D., Riggs W. M., Davis L. E., Moulder J. F. Handbook of X-ray Photoelectron Spectroscopy. Perkin-Elmer Corporation: Physical Electronics Publ., 1979. 192 p.

7. Akimov A. G. O zaconomernostiax obrazovania zachitnix oksidnix sloiov v sistemax metal(splav)-sreda [About laws of formation protective oxsides layers in systems metall (alloy) - environment]. Zashita metallov [Protection of Metals], 1986, vol. 22, no. 6, pp. 879-886.

8. Volkov V. L., Zakharova G. S., Kuznetsov M. V. Polivanadievochromovaia kislota [Polivanadievokhromic acid]. Zhurnal neorganicheskoi khimii [Russian Journal of Inorganic Chemistry], 1994, vol. 39, no. 6, pp. 877-882.

9. Semenova I. V., Florianovich G. M., Khoroshilov A. V. Korroziya i zashchita ot korrozii [Corrosion and Corrosion Protection]. Moscow: Fizmatlit Publ., 2002, 336 p.

Быстров Сергей Геннадьевич, кандидат химических наук, старший научный сотрудник ФТИ УрО РАН, тел. +79128517855, e-mail: [email protected]

Решетников Сергей Максимович, доктор химических наук, профессор УдГУ, тел. (3412)524092, e-mail: [email protected]

Пепеляев Никита Борисович, магистрант УдГУ, тел. +79124402557, e-mail: [email protected]

Колотов Андрей Александрович, научный сотрудник ФТИ УрО РАН, тел. +79090550077, e-mail: [email protected]

Баянкин Владимир Яковлевич, доктор технических наук, главный научный сотрудник ФТИ УрО РАН, тел +79128585622, e-mail: [email protected]