Вплив електронного і гама-опромінення на властивості сплавів заліза

Вплив електронного i гама-опромiнення на властивостi сплавiв залiза МІНІСТЕРСТВО ОСВІТИ І НАУКИ УКРАЇНИ Нацiональний унiверситет «Львiвська полiтехнiка» Реферат ”Вплив електронного i гама-опромiнення на властивостi сплавiв залiза” Вступ 2 Теоретичнi данi 3Експериментальнi методи обробки результатiв дослiджень 4 Результати дослiджень впливу опромiнення на магнiтнi характеристики вихiдних та термооброблених MG-сплавiв та їх часову стабiльнiсть Висновки Лiтература Вступ Аморфнi i нанокристалiчнi сплави на основi системи Fe‑Si-B – перспективнi магнiтом’якi матерiали. Вони набувають широкого застосування в якостi iндуктивних елементiв електронної та електротехнiчної апаратури. Аморфнi феромагнетики простiшi в отриманнi, а за своїми технiчними характеристиками не поступаються традицiйним кристалiчним матерiалам. Особливе мiсце належить аморфним сплавам на основi Fe-Si-В (типу Metglas), що характеризуються високими значеннями iндукцiї насичення та магнiтної проникностi, низькими втратами на перемагнiчування, великим питомим електроопором. Нанокристалiчнi металевi сплави на основi системи Fe‑Si‑B‑Cu‑Nb (типу Finemet) отримують шляхом часткової кристалiзацiї аморфних стрiчок. Однорiднiсть їх аморфно-кристалiчної структури з певним (близько 10 нм) розмiром кристалiв α-Fe(Si) досягається контрольованим легуванням сплаву мiддю i нiобiєм. За своїми гiстерезисними характеристиками нанокристалiчнi сплави переважають не лише традицiйнi кристалiчнi магнiтом’якi матерiали (ферити, пермалої та сталi), але й аморфнi. Завдяки вiдмiнним магнiтним властивостям аморфнi i нанокристалiчнi сплави на основi системи Fe‑Si-B використовують для виготовлення елементiв електротехнiчної апаратури (силових трансформаторiв, малогабаритних трансформаторiв, що працюють на середнiх та високих частотах, дроселiв). На сьогоднiшiй день практично вiдсутнi лiтературнi данi, що стосуються дослiдження впливу опромiнення на структуру i властивостi аморфних i нанокристалiчних сплавiв даної системи. Дослiдження впливу опромiнення на властивостi таких матерiалiв є актуальним в двох аспектах. По‑перше, актуальним є встановлення можливостi використання радiацiйної обробки, як методу контрольованого впливу на магнiтнi характеристики осердь та, вiдповiдно, iндуктивних елементiв, виготовлених з аморфних i нанокристалiчних сплавiв. По-друге, необхiдним є отримання експериментальних даних про динамiку змiн магнiтних характеристик таких iндуктивних елементiв приладiв, що могли б працювати в умовах опромiнення. Дослiдження впливу опромiнення на властивостi аморфних сплавiв має не тiльки прикладне значення. Аналiз наявних на сьогоднiшнiй день експериментальних даних не дозволяє зробити однозначних висновкiв про вплив рiзних видiв iонiзуючої радiацiї на структуру i властивостi аморфних та аморфно-кристалiчних металевих сплавiв. Найбiльш неоднозначними є лiтературнi данi, що стосуються впливу гама-опромiнення на структуру i властивостi аморфних металевих сплавiв (АМС). Обмаль робiт, присвячених впливу електронного опромiнення на структуру i властивостi цих матерiалiв. Зовсiм не дослiдженим залишається вплив електронного i гама-опромiнення на аморфно-кристалiчнi металевi сплави. Тому актуальним є дослiдження впливу саме цих видiв iонiзуючої радiацiї на структуру i властивостi аморфних i нанокристалiчних металевих сплавiв. Встановлення механiзмiв впливу опромiнення на атомну структуру цих матерiалiв ускладнюється також через вiдсутнiсть єдиної структурної моделi аморфного стану. Таким чином, вивчення впливу iонiзуючої радiацiї на структуру i властивостi аморфних i нанокристалiчних сплавiв має важливе значення для фiзики неупорядкованих систем та радiацiйної фiзики аморфних металевих сплавiв. Метою роботи є отримання експериментальних даних про вплив iонiзуючого опромiнення на структуру та магнiтнi властивостi аморфних i нанокристалiчних сплавiв на основi системи Fe‑Si-B, їх аналiз та встановлення основних механiзмiв цього впливу. Основнi задачi наукових дослiджень: нанокристалiчних сплавiв на основi системи Fe-Si-B-Nb-Сu. 2. Вивчення ролi легування аморфних сплавiв Fe-Si-B нiкелем i молiбденом на характер впливу опромiнення на термiчну стабiльнiсть та динамiку змiн їхнiх структурних i магнiтних характеристик. впливу на магнiтнi характеристики цих матерiалiв. 2 Теоретичнi данi Напрям та величина змiн температури кристалiзацiї, електричного опору, температури Кюрi, iнших магнiтних характеристик АМС пiд дiєю цих видiв радiацiї iстотно залежить вiд їх хiмiчних складiв. Бiльш неоднозначними є лiтературнi данi, що стосуються впливу електронного i γ-опромiнення на структуру та властивостi АМС. Обмаль робiт, присвячених впливу γ-опромiнення на магнiтнi властивостi аморфних феромагнетикiв, а вплив електронного не дослiджено зовсiм. Вiдсутнi також данi, що стосуються дослiдження цих видiв iонiзуючої радiацiї на структуру i властивостi нанокристалiчних металевих сплавiв. На цiй основi сформульована постановка задачi дослiдження: дослiдити вплив електронного i γ-опромiнення на структуру та магнiтнi властивостi аморфних та вплив γ-опромiнення на магнiтнi властивостi нанокристалiчних сплавiв на основi системи Fe-Si-B. Визначенi конкретнi експериментальнi завдання. Отриманi результати є важливими як з точки зору фундаментальної науки, так i прикладної. Результати дослiджень можуть бути використанi в технологiї виготовлення магнiтопроводiв iндуктивних елементiв для керування їхнiми характеристиками шляхом здiйснення радiацiйних обробок, а також для прогнозування змiн характеристик аморфних i нанокристалiчних сплавiв, особливо, змiн магнiтних характеристик осердь iндуктивних елементiв, що виготовленi з цих матерiалiв при їх експлуатацiї в реальних умовах радiацiйної дiї. 3 Експериментальнi методи обробки результатiв дослiджень 6 B14 -(Ni, Mo) i Fe-Si2 B16 -(Ni, Mo), та нанокристалiчнi сплави (FM‑сплави) – Fe‑Si-B-Cu-Nb-Co. Хiмiчний склад (в ат. %) сплавiв наведено в табл. 1. Таблиця. 1 Сплав Fe Si B Ni Mo Сплав Fe Si B Cu Nb Co MG-1 80 6 14 FM-1 73,5 13,5 9 1 3 MG-2 76,2 6 14 3,8 FM-2 73 15,8 7,2 1 3 MG-3 78,5 6 14 1 0,5 FM-6 73,6 15,8 7,2 1 2,4 MG-5 82 2 16 FM-9 72,2 16,6 6,4 1 2,25 1,55 MG-6 78 2 16 1 3 FM-10 71,25 16,4 7,7 1 2,1 1,55 MG-7 77,5 2 16 3,5 1 FM-11 70,05 16,4 9 1 2 1,55 MG-8 75,5 2 16 3,5 3 FM-12 71,8 17,3 6,4 1 1,95 1,55 Аморфнi сплави отримувались методом спiнiнгування (надшвидкого охолодження розплаву) у виглядi тонких стрiчок. Товщини стрiчок, залежно вiд хiмiчного складу, становили вiд 20 до 38 мкм. Дослiджувались як вихiднi (не вiдпаленi), так i вiдпаленi в оптимальному, з точки зору магнiтних властивостей, режимi (Т = 420 0 С, t = 15 хв) MG-сплави. FM-сплави отримувались шляхом проведення термообробки вихiдних аморфних стрiчок при Т = 520, 535 0 С протягом 0,5, 1 год. Нанокристалiчнi сплави являють собою однорiдну аморфно-кристалiчну структуру з розмiром зерен близько 10 нм i часткою кристалiчної фази близько 80 %. Зразки опромiнювались електронами з енергiєю 1 МеВ (iнтенсивнiсть φе ≈ 1013 ел/(cм2 с)) на ЛПЕ “Аргус” в ІФ НАН України, а також g‑квантами 60 Со (φγ ≈ 1011 i 1012 gкв /(см2 Вимiрювання структурного фактора i частки кристалiчної фази в MG-сплавах проводилось рентгено-дифракцiйним методом на дифрактометрi ДРОН-3. Температура Кюрi i температура кристалiзацiї цих матерiалiв визначались з термомагнiтограм, що знiмалися на вiбромагнiтометрi LDJ MODEL 9000-9500. Індукцiйно-безперервним методом та методом визначення фактора iндуктивностi проводились вимiрювання магнiтних характеристик (магнiтної проникностi μ, пiвширини динамiчної петлi гiстерезису Hc , iндукцiї насичення Bs ) кiльцевидних магнiтопроводiв, виготовлених iз MG- i FM-сплавiв. представлено результати впливу електронного та γ-опромiнення на структурний фактор вихiдних (не вiдпалених) сплавiв на основi Fe-Si-B, впливу електронного опромiнення на температуру Кюрi та температуру кристалiзацiї цих матерiалiв та впливу електронного опромiнення при кiмнатнiй температурi на змiну частки кристалiчної фази в аморфно-кристалiчному сплавi Fe80 Si6 B14 . 80 Si6 B140 С протягом 0,25 – 10 год. При цьому в аморфнiй матрицi сплаву утворювались кристали, що займали до 11 об. %. Пiсля електронного опромiнення (Ф = 10172 Тзр ≤ 70 0СС виявились пропорцiйними до наявної частки кристалiчної фази в зразках перед радiацiйною обробкою. Вiдносна змiна частки кристалiчної фази для всiх зразкiв є приблизно однаковою i становить 32 – 36 %. На цiй основi показано, що радiацiйно-стимульована кристалiзацiя проходить за механiзмом росту вже iснуючих кристалiв. Наступнi експериментальнi данi вiдображають вплив радiацiї на структуру вихiдних (не вiдпалених) аморфних сплавiв на основi Fe-Si-B. В табл. 2. наведено результати впливу електронного опромiнення (Ф = 2Ч1017 ел/см2 ) на висоту першого максимуму структурного фактора i(s1 ) базових сплавiв MG-1, MG-5 i легованих – MG-3, MG-8. Істотних змiн iнших параметрiв структурного фактора внаслiдок радiацiйної обробки сплавiв не виявлено. Видно, що бiльш суттєвi змiни висоти першого максимуму структурного фактора спостерiгаються в базових сплавах. Тобто, легованi нiкелем i молiбденом MG-сплави виявляються менш чутливими до дiї електронного опромiнення. Заслуговує на окрему увагу той факт, що незважаючи на невелику вiдмiннiсть в хiмiчному складi, вплив опромiнення на i(s1 ) нелегованих сплавiв MG-1 та MG-5 виявляється протилежним. Висота першого максимуму структурного фактора сплаву MG-1 пiсля радiацiйної обробки зменшується, а MG-5 – збiльшується. Це зумовило необхiднiсть дослiдження дозових залежностей характеристик сплавiв. Стан Сплав i(s1 ) Сплав i(s1 ) вихiдний MG-1 3,65 MG-5 3,49 пiсля опромiнення 3,39 3,67 вихiдний MG-3 3,79 MG-8 3,74 3,82 3,80 1 ) спостерiгаються також при релаксуючiй термообробцi АМС. При цьому атомна структура сплавiв стає бiльш однорiдною, вiдбувається зменшення вiльного об’єму, зняття внутрiшнiх напружень. Викликанi опромiненням атомнi змiщення можуть також приводити до таких структурних змiн. Тому збiльшення висоти першого максимуму структурного фактора в MG‑сплавах може свiдчити про радiацiйно-стимульовану структурну релаксацiю. Зменшення i(s1 ) внаслiдок дiї радiацiї свiдчить про розупорядкування структури сплаву. При цьому вiдбувається зменшення кiлькостi кластерiв, що за типом ближнього порядку (БП) належать до переважаючих [1]. Тобто, при взаємодiї високоенергетичних електронiв з атомною структурою аморфного сплаву вiдбувається руйнування хiмiчно упорядкованих атомних утворень з типом БП, що вiдповiдає a-Fe(Si) та Fe3 B. γ-опромiнення на структурний фактор цих же матерiалiв. Показано, що радiацiйна чутливiсть висоти першого максимуму структурного фактора легованих сплавiв, як i при електронному опромiненнi, значно нижча. А дозовi залежностi i(s1 ) базових сплавiв також немонотоннi. Бiльше того, залежностi висоти першого максимуму структурного фактора сплаву MG-1 вiд дози електронного i γ-опромiнення виявились схожими. Це може свiдчити про однаковiсть механiзмiв дiї цих видiв радiацiї на структуру АМС. В табл. 3 наведено результати впливу електронного опромiнення (Ф = 2´1017 ел/см2с та температури початку первинної ТX1 та iнтенсивної стадiї первинної ТX2 кристалiзацiї MG-сплавiв, що визначались з температурних залежностей їх намагнiченостi. При первиннiй кристалiзацiї в структурi MG-сплавiв видiляються кристали α-Fe(Si). Для легованих нiкелем та молiбденом сплавiв MG-3 та MG-8 змiщення температур Кюрi та температур початку та iнтенсивної стадiї первинної кристалiзацiї пiд дiєю електронного опромiнення не виявлено. А вплив опромiнення на Тс сплавiв MG-1 та MG-5 (табл. 3), як i на i(s1 ) (табл. 2) виявляється протилежним. Для опромiненого сплаву MG-1 спостерiгається зменшення Тс0 С, а для MG-5 – збiльшення на 18 0 С. Однак, викликанi дiєю радiацiї змiни висоти першого максимуму структурного фактора i температури Кюрi MG-сплавiв не корелюють мiж собою. Дозова залежнiсть температури Кюрi аморфного сплаву MG-1 монотонна. Х1 сплаву на 5 0 С, а ТХ1 сплаву MG-5 не змiнюється. Температура iнтенсивної стадiї первинної кристалiзацiї ТХ2 помiтно зростає (на 15 0 С) лише в сплавi MG-5. Залежностi ТХ1 (Фе ) i ТХ2 (Фе ) сплаву MG-1 немонотоннi. Сплав Зразок Тс , 0 С ТX1 , 0 С ТX2 , 0 С MG-1 Контрольний 386 410 492 Опромiнений 379 405 495 MG-3 369 423 495 Опромiнений 367 423 494 MG-5 Контрольний 340 370 450 Опромiнений 358 370 465 MG-8 Контрольний 252 375 461 Опромiнений 251 375 460 Це також свiдчить про реалiзацiю кiлькох механiзмiв впливу опромiнення на структуру сплавiв. При цьому суттєвих змiн зазнають кластери упорядкованi за типом α-Fe. Радiацiйно-стимульованi структурнi змiни в аморфних металевих сплавах пов’язанi з дифузiєю атомiв “легких” елементiв, до яких в MG-сплавах належать атоми Si i B. Протилежнi змiни Тс [3]. Тому збiльшення Тс Тому викликане опромiненням зменшення Тс сплаву MG-1, що має вищу концентрацiю атомiв цього елементу, може бути спричинене змiною кiлькостi координацiй Fe-Fe [3]. Х1 сплаву MG-5 означає, що радiацiйно-стимульована дифузiя В не виявляє iстотного впливу на процес зародження кристалiв. Істотне збiльшення ТХ2Х1 сплаву MG-1 може свiдчити про те, що радiацiйно-стимульована дифузiя Si стимулює процес зародкоутворення. Розчиннiсть цього елемента в α-Fe може бути причиною меншого впливу опромiнення на ТХ2 сплаву MG-1. Тому, ймовiрно, стимульована опромiненням дифузiя Si не виявляє iстотного впливу на рiст кристалiв. наявнiсть атомiв нiкелю i молiбдену в структурi цих матерiалiв приводить до зменшення радiацiйно-стимульованої дифузiї Si i В. 4 Результати дослiджень впливу опромiнення на магнiтнi характеристики вихiдних та термооброблених MG-сплавiв та їх часову стабiльнiсть μiμi MG-сплавiв тим бiльшi, чим вища концентрацiя легуючих елементiв в їхньому складi, перш за все – молiбдену. Найбiльшi вiдноснi змiни μi (27 – 29 %) спостерiгаються для сплаву MG-6, в якому концентрацiя Ni становить 1 %, а Mo – 3 %. Для сплавiв MG-7, MG-8, в яких концентрацiя атомiв Ni становить 3,5 %, а Mo – вiдповiдно, 1 i 3 %, вiдноснi змiни μi становлять 16 – 23 %. Це означає, що радiацiйна чутливiсть початкової магнiтної проникностi цих матерiалiв визначається не змiнами iнтегральних параметрiв БП, а їх концентрацiйною неоднорiднiстю. Ймовiрно, опромiнення приводить до утворення стабiльних кластерiв навколо атомiв молiбдену, збагачених атомами найбiльш рухливої компоненти сплаву – бору. Можливiсть появи таких структурних утворень, що є бар’єрами для руху доменних стiнок при перемагнiчуваннi, пiдтверджується авторами робiт [5, 6]. Збагаченi молiбденом [5] i бором [6] областi утворюються в приповерхневих шарах аморфних стрiчок. Видно, що опромiнення приводить до зменшення магнiтної проникностi при низьких полях (Н ≤ Нμmax ). Змiни є бiльшими в сплавi з вищою концентрацiєю легуючих елементiв. Це також може свiдчити про утворення немагнiтних включень, а саме збагачених бором кластерiв навколо атомiв молiбдену. Крiм того, видно, що кривi залежностi μ(Н), якi вiдповiдають опромiненим зразкам сплавiв, є бiльш плавними. Це може бути пiдтвердженням радiацiйно-стимульованої релаксацiї, при якiй структура сплавiв стає бiльш однорiдною, зменшується величина внутрiшнiх напружень. Радiацiйно-стимульована релаксацiя проявляється також при подальших термообробках. Початкова магнiтна проникнiсть вiдпалених в оптимальному режимi попередньо опромiнених сплавiв MG-3, MG-8 на 15 % бiльша, нiж неопромiнених. Пiсля проведення iзохронних термообробок легованих сплавiв було виявлено, що магнiтна проникнiсть попередньо вiдпалених зразкiв сплавiв в зовнiшнiх полях Н ≤ Нμmax є вищою, нiж неопромiнених. Це може свiдчити про те, що поява кластерiв в приповерхневих шарах АМС сповiльнює процес кристалiзацiї, який починається з поверхонь стрiчок [7]. Це пiдтверджується також даними, наведеними в табл. 4. Видно, що значення i(s1 ) попередньо опромiнених (Ф = 2´1017 ел/см2 ) зразкiв легованих MG-сплавiв є меншими, нiж неопромiнених зразкiв, вiдпалених в Таблиця 4 Сплав Режим ТО i(s1 ) опромiнений i(s1 ) MG-3 380 0 3,78 3,74 420 0 С, 15 хв 4,07 3,97 MG-8 420 0 С, 15 хв 3,83 3,73 Вплив опромiнення на динамiку часових змiн початкової магнiтної проникностi вiдпалених в оптимальному режимi MG-сплавiв вiдображено. Опромiнення проводилось як перед термообробкою (γ + ТО), так i пiсля (ТО + γ). Видно, що для опромiнених зразкiв аморфних сплавiв спостерiгаються ефекти як зворотнiх, так i незворотнiх змiн μi при їх витримцi при кiмнатнiй температурi. Протягом приблизно одного року початкова магнiтна проникнiсть опромiнених сплавiв стабiлiзується. Видно, що початкова магнiтна проникнiсть нанокристалiчних FM-сплавiв менш чутлива до дiї опромiнення, нiж аморфних MG-сплавiв. Для MG-сплавiв спостерiгається зменшення початкової магнiтної проникностi пiд дiєю опромiнення до 15 – 30 %, а для FM-2Т та FM-6 – до 8 – 12 %. Максимальнi змiни μi опромiнених магнiтопроводiв, виготовлених зi сплавiв FM-10 та FM-11 ще меншi i становлять 5 – 7 %. Видно, також, що iстотнi змiни μi та вихiд на стацiонар залежностей μi (Фγ ) MG- i FM‑сплавiв вiдбуваються в однакових iнтервалах доз g-опромiнення. Це може свiдчити про те, що iнiцiйованi радiацiйною обробкою змiни початкової магнiтної проникностi FM-сплавiв зумовленi структурними змiнами в їх аморфнiй матрицi. Бiльше того, схожiсть дозових залежностей початкової магнiтної проникностi може також означати, що механiзми впливу опромiнення на структуру аморфної матрицi FM-сплавiв i на структуру MG-сплавiв якiсно однаковi. Роль, яку, ймовiрно, виконує молiбден в MG-сплавах, у нанокристалiчних сплавах може належати атомам нiобiю. Часова стабiльнiсть магнiтних характеристик опромiнених нанокристалiчних сплавiв також є вищою, нiж аморфних. вiдображено вплив опромiнення на часовi залежностi початкової магнiтної проникностi магнiтопроводiв, виготовлених з FM-сплавiв. Видно, що для опромiнених зразкiв цих матерiалiв спостерiгаються значно меншi змiни μi з часом витримки при кiмнатнiй температурi, нiж для зразкiв аморфних сплавiв. Це також може свiдчити про те, що змiни магнiтних характеристик нанокристалiчних сплавiв зумовленi структурними змiнами в їх аморфнiй матрицi. Попереднє g-опромiнення може приводити до суттєвого покращення магнiтних характеристик нанокристалiчних сплавiв. На рис. 15 видно, що початкова магнiтна проникнiсть попередньо опромiнених зразкiв сплаву FM-11 в 3,5 – 4 рази бiльша, нiж в контрольних. Крiм того видно, що μi опромiнених зразкiв сплаву залишається стабiльною протягом 2-ох рокiв. Стабiльнiсть та стабiлiзацiя магнiтних характеристик опромiнених аморфних i нанокристалiчних сплавiв є передумовою для використання радiацiйної обробки як методу корекцiї характеристик цих матерiалiв. Таким чином попереднє опромiнення може бути використаним як метод керування властивостями аморфних i нанокристалiчних сплавiв. Висновки ‑Si-B. 2. Запропоновано два механiзми впливу опромiнення на структуру аморфних сплавiв Fe-Si-B: радiацiйно-стимульована релаксацiя i розупорядкування. 3. Встановлено, що величина i напрям змiн висоти першого максимуму структурного фактора, температури Кюрi, температури кристалiзацiї сплавiв Fe-Si-B пiд дiєю опромiнення iстотно залежать вiд концентрацiй кремнiю i бору в їхньому складi. Показано, що вiдмiннiсть впливу опромiнення на ближнiй порядок i процес кристалiзацiї в аморфних сплавах Fe-Si-B може бути пов’язана з рiзними механiзмами радiацiйно-стимульованої дифузiї атомiв кремнiю i бору. Кремнiй дифундує за механiзмом замiщення, бор – за мiжвузловинним. 4. Встановлено, що легування нiкелем i молiбденом приводить до зменшення чутливостi до опромiнення висоти першого максимуму структурного фактора, температури Кюрi i температури кристалiзацiї i до збiльшення чутливостi магнiтної проникностi аморфних сплавiв на основi системи Fe‑Si‑B. Цi результати свiдчать про утворення збагачених бором кластерiв навколо атомiв молiбдену, якi можуть приводити до зменшення коефiцiєнту дифузiї бору i зниження рухливостi доменних стiнок при перемагнiчуваннi. Список використаних джерел 1. Полотнюк В. В., Шалаев А. М., Котов В. В., Ефимова Т. В., Власак Г., Шкапа В. М. Изменения локальной структуры аморфных сплавов Fe85-х Сох B15 в зависимости от содержания Со и облучения γ-квантами // Металлофизика. – 1991 – 13, №7 – С. 97 – 103. 2. Поварчук В. Ю., Неймаш В. Б., Крайчинський А. М., Носенко В. К., Маслов В. В. Вплив електронного опромiнення на температуру Кюрi та температуру кристалiзацiї аморфних сплавiв Fe-Si-B // Труды XVI Международной конференции по физике радиационных явлений и радиационному материаловедению. – Алушта (Украина). – 2004 – С. 103 – 104. 4. Вонсовский С. В., Шур Я. С. Ферромагнетизм. – М.: ОГИЗ Гос. изд-во технико-теоретической литературы, 1948. – С. 816. 5. Беднарська Л., Ковбуз М., Бiлик О., Гореча М. Взаємозв’язок складу та корозiйної стiйкостi ряду аморфних сплавiв на основi залiза. / Матерiали мiжнародної конференцiї-виставки "Проблеми корозiї i протикорозiйного захисту матерiалiв", КОРОЗІЯ-98, 9-11червня 1998, Львiв. -с. 259 – 261.