CC BY
16
УДК 541.123+621.791.052
РАСТВОРИМОСТЬ КОМПОНЕНТОВ В МЕТАЛЛИЧЕСКОЙ СИСТЕМЕ Со- \V-Ni-Cr-Fe
Г. А. КОРАБЛЕВ, С. Д. СОЛОВЬЕВ , В. Б. ДЕМЕНТЬЕВ
Ижевская государственная сельскохозяйственная академия, Ижевск, Россия * Ижевский государственный технический университет, Ижевск, Россия ** Институт прикладной механики УрО РАН, Ижевск, Россия
АННОТАЦИЯ. В работе приведена методология использования пространственно-энергетических параметров атомов (Р-параметров) для оценки растворимости компонентов в сложной металлической системе Со-¡¥-№-Сг-Ге. Результаты расчетов растворимости компонентов данного состава удовлетворительно согласуются с литературными данными и подтверждены экспериментальными металлографическими и рентгенофазовыми исследованиями микроструктуры и состава наплавленного на сталь сплава Со-13 Ж-1 ОМ-19Сг при различном количественном переходе в него из стали атомов железа и углерода.
ВВЕДЕНИЕ
Кобальтовые вольфрамосодержащие сплавы типа ВЗК и другие имеют многоплановое техническое применение от клапанов двигателей автомобилей до космических аппаратов [1, 2]. Применяемые в качестве наплавочных материалов [2], они позволяют повысить работоспособность конструкций и снизить расходы на дорогие и дефицитные металлы по сравнению с конструкциями, изготавливаемыми целиком из данных сплавов.
Однако, при наплавке на сталь часть ее элементов (в основном железо и углерод) переходит в сплав и может изменить его химический и структурный состав. Оценить экспериментально это влияние для многокомпонентных систем достаточно сложно из-за необходимости проведения большого количества опытов и исследований. С другой стороны, одним из основных критериев оценки структуры и фазового состава сплавов является оценка взаимной растворимости компонентов. Для сплавов бинарного состава (реже для тройного) растворимость компонентов определяют по диаграммам состояния. Но даже для них в разных литературных источниках экспериментальные данные имеют серьезные расхождения. Например, растворимость Ж в О по [3] составляет по массе 65% и 21% при 1703°К и 1473°К соответственно, тогда как в [4] она приводится 42,4% и 31,5% при 1643°К и 1523°К. Методика оценки взаимной растворимости компонентов в сложнолегированных металлических сплавах отсутствует.
В данной работе исследовалась возможность применения расчетно-аналитического метода пространственно-энергетических параметров (Р-параметров) атомов элементов, составляющих металлические сплавы, для оценки степени их взаимной растворимости в сложнолегированном металлическом сплаве системы Со-131У-10Ш-19Сг, наплавленном на сталь 38ХНЭМФА.
ПРИНЦИПЫ РАСЧЕТНО-АНАЛИТИЧЕСКОГО МЕТОДА
На основании анализа ряда физических и химических закономерностей (в том числе -уравнения Лагранжа) и одновременного учета важнейших атомных характеристик, введено представление о пространственно-энергетическом параметре (Р-параметре) [5], который рассчитывается по принципу сложения обратных величин энергетичеашх составляющих атомных структур согласно уравнения:
1 = 1 ( 1 1 ш Р0 д2 + (М/ Р-Л '
В этом уравнении энергетическими характеристиками атома как системы, состоящей из электронов и ядра, являются: орбитальная энергия электронов (Ж/) и эффек-тивная энергия ядра (¿/"/г,; с}=1 /п ), учитывающая экранирующие эффекты [6], эффективный заряд ядра и эффективное главное квантовое число (п ); орбитальный радиус валентной орбитали (г,) [7] и число электронов на ней (я,).
Используя в качестве орбитальной энергии электронов величину энергии их связи [8], были рассчитаны Р-параметры валентных орбиталей элементов, входящих в систему Со-Ж-М-Сг-Ре (табл.1). При этом их эффективные /^-параметры, которые согласно уравнению Томаса-Ферми являются прямой характеристикой электронной плотности в атоме [5],определялись по уравнению [9]:
Рэ = ЪР,/я\пл-\\ (2)
где Я - атомный радиус по Белову-Бокию.
При образовании растворов в местах соприкосновения атомов-компонентов должна установиться единая электронная плотность. В связи с этим, процесс растворения можно рассматривать как процесс перераспределения электронной плотности между валентными зонами всех компонентов и переходом части электронов из одних внешних сфер в соседние. Очевидно, что при близости величин электронных плотностей в атомах разных элементов процессы переноса между ними электронов окажутся минимальными, что будет способствовать образованию твердого раствора. Таким образом, задача оценки растворимости сводится к сравнительной оценке электронной плотности валентных электронов в свободных атомах (на усредненных орбиталях), участ-
Таблица 1. Р-параметры атомов элементов сплава
Атомы Валентные электроны w, эВ П, А Я2, эВА 1Р0, эВА к, А Р<Ж эВ Р,=ХР0/ Я(п*+1), эВ
С 2Р1 11.792 0.596 35.395 5.868 0.77 7.6208 2.5403
2Р' 11.792 0.596 35.395 10.06 13.066 4.3554
28' 19.201 0.620 37.240 9.021 11.715 3.9052
28" 19.201 0.620 37.240 14.524 18.862 6.2874
2Р'+28" 24.585 31,929 10,643
* для Кг=12 0.86 * 28.587 9.5291
68' 6.1184 1.36 38.838 6.8528 1.4 4.8949 0.9413
68" 11.650 8.3214 1.6003
5сГ 12.093 0.746 161.43 23.178 16.556 3.1838
5с1ч 29.493 21.066 4.0512
34.828 24.877 4.7841
68^+5с14 41.143 29.388 5.6515
Сг 4Э1 6.5238 1.453 23.712 6.7720 1.27 1.1345
48" 10.535 8.2953 1.765
за1 15.487 0.427 152.29 6.6331 5.229 1.1113
Зс14 22.537
48^3 а1 17.168 13.518 2.8762
48^3с14 33.072 26.041 5.5406
48|+Зс11 13.405 10.555 2.2458
48'+3^ 18.941 14.914 3.1732
48'+ЗсР 33.939 26.724 5.6859
Ре 48'. 7.0256 1.227 26.572 6.5089 1.26 5.1658 1.0991
48' 10.456 8.2984 1.7656
за1 17.603 0.364 199.95 6.2084 4.9273 1.0484
12.043
48'+ЗсГ 12.717 10.093 2.1475
48"+3<Г 16.664 13.226 2.8140
Со 481 7.2770 1.81 27.973 6.5749 1.25 5.3023 1.1262
48' 10.648 8.5184 1.8124
Зс!1 18.379 0.343 224.85 6.1320 4.9056 1.0437
Зс1~ 11.938
48'+Зс11 12.707 10.066 2.1629
48'+ЗсГ 16.680 13.424 2.8562
48' 7.5176 1.139 29.248 6.6226 5.3408 1.1363
10.825 8.7218 1.8557
N1 за1 19.237 0.324 251.15 6.0819 1.24 4.9048 1.0436
за2 11.876
48'+Зс11 12.705 10.246 2.1799
48^+Зс1' 16.897 13.627 2.8993
вующих в образовании твердого раствора. Поэтому количественным критерием растворимости системы является относительная разность Р-параметров атомов элементов, составляющих сплав:
Р, -Р
а= 2
Р2 + Р,
■ 200 %,
(3)
где Р1 - Рэ-параметр атомов первого компонента или структурной составляющей; Рг -Рэ-параметр атомов второго компонента или структурной составляющей.
Обработка результатов расчетов по методике [5] позволила получить единую номограмму зависимости взаимной растворимости компонентов металлических систем от а (рис.1, зависимость 1). Так для бинарных металлических систем непрерывный ряд твердых растворов имеет место при а<4-6%, отсутствие растворимости - при а>50-60%, между ними - ограниченная растворимость.
Зависимость а от температуры плавления компонентов сплава учитывалась по уравнениям [9,10]:
для компонента с большей температурой плавления:
п ■
Рт=Р,
/
1 + 10_7™/7™ 1/1.1;
(4)
для компонента с меньшей температурой плавления:
РГ=РЭ{ 1-Ю-гп*'тпл |/о.9,
(5)
где Рт - приведенное «температурное» значение Р-параметра; Т - более высокая температура плавления одного компонента; Т - более низкая температура плавления другого компонента.
С учетом подстановки (4 и 5) в (3) получим:
Р г - Р.
Рт + Р К-Р
I•200 %,
ал -
Рт + Р,
г•200 % .
(6)
(7)
Рис.1. Номограмма к расчету растворимости компонентов р (в логарифмической шкале) в зависимости от коэффициента а: 1 - для металлических систем; 2 - для карбидов
РАСЧЕТНАЯ ЧАСТЬ. ОБСУЖДЕНИЕ РЕЗУЛЬТАТОВ
Используя значения рассчитанных Р-параметров (табл.1), по уравнениям (4) и (5) были определены Рт - параметры, для рассматриваемой металлической системы Со-РУ-М-Сг-¥е, приведенные к температуре другого компонента. При этом расчеты проводили в
■> >5
предположении парного взаимодействия атомов элементов М -М для всех возможных их вариантов сочетаний. Далее по уравнениям (6) и (7) находились коэффициенты структурного взаимодействия а. Результаты расчетов приведены в таблице 2.
При всех вычислениях основными валентно-активными орбиталями считались те из них, которые отвечают наиболее устойчивой степени окисления: для железа, никеля и кобальта - (+2, +3); для хрома - (+3, +6); для вольфрама - (+6, +5, +4, +2).
Анализ полученных результатов (табл.2) показал, что элементы 8-ой группы Ре, Со и М образуют между собой непрерывные твердые растворы. Для них взаимодействие наиболее валентно-активных орбиталей соответствуют меньшим внешним энергетическим затратам при более низкой температуре. Элементы ¡V и Сг имеют ограниченную растворимость, как между собой, так и в кобальтовой матрице, в железе и никеле. Однако в системе ]¥-Сг для состояния Щ4)-Сг(3) и Щ2)-Сг(2) при температуре выше температуры плавления хрома расчеты показывают существование непрерывных твердых растворов. Если учесть, что температура сварочной ванны расплава составляет 1923-2123°К, а температура анодного пятна электрической дуги достигает 2573°К [11], то можно предположить, что все элементы сплава в расплавленном состоянии образуют между собой твердый раствор. При последующем понижении температуры расплава (ниже температуры плавления хрома 2133°К) в процессе кристаллизации сплава атомы элементов вольфрама и хрома для состояний Щ5)-Сг(6) и Щ6)-Сг(6) образуют между собой ограниченные твердые растворы. Эти результаты имеют удовлетворительное совпадение с экспериментальными данными работ [12,13]. Поэтому, с учетом ранее установленного принципа алгебраического сложения Р-параметров однородных систем [5], сплав при более низких температурах был рассмотрен как система, состоящая из компонентов (Ж-СУ) и (Со-М-Ге), для которой были определены Рс-параметр, /V параметр и а, приведенные в табл.3 и 4.
Анализ полученных данных показал, что при высоких температурах (более 2133°К) в направлении (Ж-Сг) (Со-М-^е) идет образование непрерывных твердых растворов (а<4,52%), что подтвердило выдвинутое выше предположение. Обратное направление процесса растворения дает сужение этой области до а <12,9% и по номограмме (рис.1, зависимость 1) растворимость составит р =39-40 ат%. При температурах ниже температуры плавления хрома их растворение определяется значениями а 1=41,1% и а2=44,2% (табл.4) и, согласно диаграмме (рис.1, зависимость 1), область твердых растворов будет значительно ограничена.
Для бинарных металлических систем известно [14], что атомы разнородных компонентов А и В образуют устойчивые упорядоченные твердые растворы или интерме-таллидные и другие соединения, если энергия связи атомов АВ между собой меньше полусуммы их энергий связи в чистых компонентах (АА + ВВ). С учетом долей атомов компонентов в разупорядоченном твердом растворе, это условие запишется:
2-СА-Св-иАВ<С2А-иА+с1-ив, (8)
где С а кСв- доли атомов в растворе компонентов А и В соответственно; иа, и и а в -энергии связи чистых компонентов и их соединения соответственно.
Таблица 2. Оценка взаимной растворимости бинарных компонентов в сплаве
Атом и его валентность Направление растворимости Рэ,эВ Рт,эВ а,% р , ат%
расчет эксперимент
\¥(5) V/—>Сг 4.7841 5.5406 3.9163 34.45 2.1 Т< 1768°К Ограниченная растворимость
Сг (6)
\У(6) >Сг 5.6515 4.6263 18.1 17.5
Сг(6) 5.5406
Сг(6) Сг —» ХУ" 5.5406 6.3629 11.8 42-45
5.6515
Сг (3) Сг^ XV 2.8762 3.3030 12.13 41 О.Т.Р. Т>2233°К
\У(4) 3.7296
Сг (3) V/—>Сг 2.8762 3.0531 5.97 100
W (4) 3.7296
Сг(2) 1.7650 1.7313 1.93 100
^ (2) 1.6003
Ре (2) Ре^№ 2.1475 2.1215 2.72 100 100
№ (2) 2.1799
Ре (2) 2.1475 2.2014 2.46 100 100
№ (2) 2.1799
\У(5) 4.7841 3.5125 46.8 0.2 17.5
№ (2) 2.1799
^ (5) W-*Ni 4.7841 3.5125 19.13 17
№ (3) 2.8993
№ (2) №—>\У 2.1799 2.6539 57.3 0.03 0.9
\У(5) 4.7841
№ (3) 2.8993 3.5298 30.2 2.9
^ (5) 4.7841
^ (5) 4.7841 3.6019 24.56 9 13
Ре(3) 2.8140
^ (5) 4.7841 3.3830 34.3 1.8 0.8
Бе (3) 2.8140
Ре (2) Ре—>Со 2.1475 2.1338 1.35 100 Неограниченная растворимость
Со (2) 2.1629
Ре (3) Ре^Со 2.8140 2.7960 2.13 100
Со (3) 2.8562
Ре (2) Со—>Ре 2.1475 2.1742 1.24 100
Со (2) 2.1629
Ре (3) Со—*Ре 2.8140 2.8711 2.01 100
Со (3) 2.8562
№ (3) №—>Со 2.8993 2.8834 0.95 100
Со (3) 2.8562
№ (2) >Со 2.1799 2.1679 0.23 100
Со (2) 2.1629
№ (3) Со—>N1 2.8993 2.8819 0.60 100
Со (3) 2.8562
№ (2) Со—>N1 2.1799 2.1825 0.12 100
Со (2) 2.1629
>У(5) 4.7841 3.5574 21.9 13.5 15.5-19.5
Со (3) 2.8562
\У(5) »Со 4.7841 3.5574 48.8 0.18
Со (2) 2.1629
\У(6) 5.6515 4.2025 38.2 0.85 тах=14.53
Со (3) 2.8562
XV (5) Со— 4.7841 3.4554 32.3 1.9 2.1
Со (3) 2.8562
W(6) Со— 4.7841 2.6167 58.6 0.03
Со (3) 2.1629
5.6515 3.4554 48.2 0.18 тах=2.11
Со (3) 2.8562
Температуры плавления элементов: N1- 1728; Сг-2133; Со - 1765; \V-3680 (°К)
Таблица 3. У5-параметры систем с полной растворимостью компонентов (р,11ах= 100%)
Система компонентов (их валентность) Р\р\, эВ Р"эр2, эВ щ ЕРэ = Рс,эВ
Т<2133°К
Со-№-Ре (2-2-2) 0.721 0.727 0.716 2.164
Со-№-Ре (3-3-3) 0.952 0.966 0.938 2.856
Т>2133°К
^/-Сг (2-2) 0.80015 0.8825 - 1.6827
\У-Сг (4-3) 1.8648 1.4381 - 3.3029
W-Cr (4-3) (система с широкой растворимостью) 2.2005 1.1792 3.3797
Таблица 4. Растворимость компонентов системы (1¥-Сг)-(Со-№-Ре)
Система компонентов и направление растворимости Рэ, эВ Р"э, эВ РС=ТРЭ, эВ Рт, эВ а, % р, ат.%
При температурах процесса менее 1800°К (Т Ш,/Т 1Ш= 1765/3680)
(Со-№-Ре) (У/-Сг) 0,8096 4,5759 5,3806 3,4558 43,6 0,44
(АЛ'-Сг) (Со-№-Ре) 0,8096 4,5759 5,3806 4,002 33,4 2,3
При температурах процесса более 2133° К(Т ПЛ/Т „л=1765/3680)
(\\^-Сг) -> (Со-№-Ре) 3,3029 2,1634 """ 2,4560 12,7 39-40
(Со-№-Ре) (\У-Сг) 3,3029 2,8565 3,4558 4,52 100
(Ш-Сг) (Со-№-Ре) 3,3745 2,8565 2,5093 12,9 39-40
(Со-№-Ре) (\V-Cr) 3,3745 2,8565 3,4558 2,37 100
Общую энергию системы (Ж-Сг) - (Со-М-Ре) определяли по принципу сложения обратных величин их Рэ-параметров, определенных по уравнению (2) (табл.4).
Результаты расчетов по (8) показали, что энергия системы составляет 1,374 эВ, а полусумма энергий компонентов - 2,198 эВ, т.е. большую величину. В этом случае после кристаллизации сплава в матрице твердого раствора Со-Ш-Ре следует ожидать упорядоченное расположение атомов IV и О по узлам кристаллической решетки без образования и выделения на их основе второй фазы, которая по данным работы [15] выделяется в кобальтовых сплавах в основном в виде а- или л;-фаз при суммарном содержании в них хрома и вольфрама более 37 вес.%. Об этом свидетельствуют и полученные результаты определения растворимости этих элементов (р) в матрице Со-М-Ре (табл.4). Тем не менее, легирование твердого раствора IV и СУ повышает стабильность однофаз-ности аустенитной матрицы кобальта [16].
Наличие в стали углерода приводит при наплавке к его переходу в наплавленный металл. Проведенные по методике работы [11] расчеты показали, что при отсутствии в исходном составе сплава углерода его максимальный переход в сплав составит 0,1 вес.%, а наличие сильных карбидообразующих элементов Ж, Сг и Ре очевидно может вызвать образование карбидов. Оценка растворимости углерода в некоторых карбидообразующих элементах с помощью Р-параметра приведена в таблице 5, что позволило
Таблица 5. Растворимость углерода в карбидообразующих элементах
Атом и его Направление Рз Рт а, % р (ат%) р, (ат%)
валентность растворимости эВ эВ рассчет эксперимент
С (4) С-+\У 10.643 9.6511 52.2 0.1 От 0,05 до
С(4) 9.5291* 8.641 40.65 0.7 0,7
W(6) 5.6515 [12,13]
С(4) С—>Со 9,5291 5,8861 42 0,48 1-1,5
Со (4) 3,8444 [12,13]
С (2) С—>Со 4,3554 2,6915 21,8 13 12,5
Со (2) 2,1629 эвтектика [12]
С (2) С^Бе 4,3554 2,7346 24,1 9,5 8,9
Ре (2) 2,1475 [12,13]
дополнить номограмму (рис.1) зависимостью 2. Полученные результаты свидетельствуют о том, что растворимость углерода в металлах значительно ниже, чем их растворимость между собой. Тем не менее, в кобальтовой матрице может растворяться до 9-13 ат.% углерода. Кроме того, присутствие в сплаве И7", Щ Ре и О замедляет диффузионную подвижность углерода в жидком кобальте [17]. Для упрочнения кобальтовых сплавов избыточными карбидными фазами типа МевС и М?2зО> содержание углерода в них должно составлять 0,25-1,0 вес.% [15]. Поэтому в нашем случае можно ожидать, что выделения карбидов как второй фазы не произойдет.
ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ ИССЛЕДОВАНИЯ
С целью проверки этих положений были проведены исследования микроструктуры и фазового состава наплавленного на сталь сплава Со-Ж-М-Сг при различном количественном переходе в него из стали элементов железа (до 30 вес.%) и углерода (до 0,1вес%). Результаты исследований показали, что микроструктура сплава после наплавки представляет собой твердый однофазный раствор легирующих элементов в ГЦК решетке кобальта с низкой энергией дефектов упаковки (<0,03 Дж/м2). Основными ее составляющими являются дислокации, часто группирующиеся в плоские скопления и петли различного типа (рис.2.а). Они равномерно заполняют весь объем сплава, а наибольшая их плотность наблюдается в стыках зерен и в зоне соединения со сталью. Плотность дефектов упаковки составляет 0,99-1,38ТО4 см"1, дислокаций - 1,61-3,71 ТО9 см'2, и практически не зависит от содержания железа (до 30%) в наплавленном сплаве. Достаточно высокая плотность дислокаций способствует развитию процесса диффузии легирующих элементов. Адсорбируясь на дислокациях, они образуют субструктуру с
Рис.2. Микроструктура наплавленного сплава: а - дефекты упаковки (хЗОООО, ж -дислокационные жгуты и петли; с - линейные дислокации); б - границы зерен после сильного травления (хбОО); в - зоны соединения со сталью (хЮО)
концентрацией атомов й^ и С/% обладающих более высокой энергией упругого взаимодействия и меньшей диффузионной подвижностью. Находясь в твердом растворе, \У и Сг упрочняют его вследствие связывания вакансий и торможения скольжения дислокаций [15].
В микроструктуре сплава с содержанием железа 5-6% видимых кристаллизационных прослоек, переходных структур и выделений новых фаз не обнаружено даже после сильного травления шлифов (рис.2.б). Отчетливо выявляется ячеисто-дендритная структура, характерная для сплавов, образующих непрерывный ряд твердых растворов. По мере прорастания кристаллов в глубь ванны расплава температурный градиент уменьшается, расплав перед фронтом кристаллизации обогащается IV и Сг, возникает концентрационное переохлаждение и устойчивой становится ячеистая форма роста. На более поздней стадии кристаллизации ячеистый рост сменяется дендритным. Очевидно, этому способствовала кратковременность пребывания металла в расплавленном состоянии и большая растворимость кобальтовой основы. С увеличением содержания железа в наплавленном сплаве в межосных и междендритных пространствах образуются сегрегации с повышенной концентрацией легирующих элементов, что ускоряет процессы растворения и диффузии. Этому способствует более длительное пребывание сплава в расплавленном состоянии. В результате дислокации тормозятся и расщепляются, что приводит к возникновению субмикроскопических выделений упрочняющей карбидной фазы [15,16] по границам зерен, проявляющееся в их повышенной травимо-сти в зоне соединения со сталью (рис.2.в). Однако замеры микротвердости не выявили существенного ее увеличения. Величина микротвердости составила 250-260 НУо.ь как и при содержании железа в 5-6%. Не выявил образование новых фаз и проведенный рентгенофазовый анализ, что хорошо согласуется с экспериментальными данными работы [15].
Общим для наплавленного сплава, содержащего от 5% до 30% железа и до 0,1% углерода, является литая столбчатая микроструктура с величиной зерна, соответствующая баллам 1 - 2 шкалы ГОСТ 5639 - 82, и четко выраженная сетка границ зерен в зоне соединения со сталью.
Таким образом, результаты структурных исследований подтвердили достоверность проведенной расчетно-аналитической оценки растворимости элементов по их Р-параметру в сложнолегированном сплаве, что дает основание рекомендовать данный метод для анализа процессов фазообразования и растворимости в сложных многокомпонентных металлических системах.
ВЫВОДЫ
1. Разработан расчетно-аналитический метод оценки растворимости и фазообразования для сложных многокомпонентных металлических систем. Результаты проведенных расчетов удовлетворительно согласуются с экспериментальными данными, как для бинарных систем, так и с известными данными для сложнолегированных кобальтовых сплавов.
2. Установлено, что введение в кобальтовый сплав Co-13W-10Ni-19Cr до 30% железа не нарушает взаимной растворимости его компонентов и не приводит к образованию и выделению в его составе новых структурных фаз и соединений.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. 1 .Herchenroeder В.В.-/Met. Progr., 1972.-№3.-Р.60-64.
2. Лебедев Ю.И., Маркин Ю.В., Каленский В.К. Горячая твердость жаропрочных сплавов // Автоматическая сварка, 1969.-№1.-С.69-70.
3. З.Хансен М., Андерко К. Структуры двойных сплавов. Перевод с анг., Т.1, 2. М.: Металлургия, 1962.-1200с.
4. 4.Элиот Р.Г1. Структуры двойных сплавов. Перевод с англ., Т.1, 2. М.: Металлурги я, 1970.-980с.
5. 5.Кораблев Г.А. Применение пространственно-энергитических представлений в прогностической оценке фазообразования твердых растворов тугоплавких и родственных систем. Ижевск: Изд-во ИжГСХА.-1999.-290с.
6. ô.Clementi Е., Raimond D.L. Atomic Screening Constants from S.C.F. Functions. // J.Chem. Phys.-1967.-V.47.-№4.-P. 1300-1307.
7. 7.Waber S.T., Gromer D.T. Orbital Redii of Atomik and Jons.// S. Chem Phys.-1965.-V.42.-№12.-P.4116-4123.
8. 8.Fischer C.F/ Average - Energy of Configuration Hartree - Fock Results for the Atoms Hélium to Radon. // Atomic Data.-1972.-№4.-P.301-399.
9. 9.Воробьев Ю.П., Кораблев Г.А. Растворимость компонентов твердых растворов системы W-Co-C-0-N. //Порошковая металлургия, 1991.-№2.-С.68-72.
Ю.Воробьев ЮЛ, Кораблев Г.А. Термохимия спекания термостойких композитов. //Физика и химия обработки материалов, 1990.-№2.-С. 105-110.
11. Ерохин A.A. Основы сварки плавлением. М.: Машиностроение, 1973.-448с.
12. Савицкий Е.М., Поварова К.Б. Макаров П.В. Металловедение вольфрама. М.: Металлургия, 1978.-224с.
13. 13.Котельников Р.Б., Башлыков С.П., Галиакберов З.Г., Каштанов А.И. Особо тугоплавкие элементы и соединения. Справочник. М.: Металлургия, 1969.-376с.
14. И.Прохоров H.H. Физические процессы в металлах при сварке. Т.1 Элементы физики металлов и процесс кристаллизации. М.: Металлургия, 1968.-695с.
15. 15.Симе Ч., Хагель В. Жаропрочные сплавы. Перевод с англ. Под ред. Е.М. Савицкого. М.: Металлургия, 1976.-568с.
16. 16.Сорокин Л.И., Лазько В.Е., Ковальчук В.Г. Свойства жаропрочного кобальтового наплавленного металла различных систем легирования // Автоматическая сварка, 1982.-№1.-С.48-51.
17. Лепинских Б.М., Кайбичев A.B., Савельев Ю.А. Диффузия элементов в жидких металлах группы железа. М.: Нука, 1974.-192с.
SUMMARY. Methology of using the atom's space-energy parameters (P-parameters) evaluate the dissolubity of the components in a complex metallic system Co-W-Ni-Cr-Fe is being considered. The result of dissolubity analysis of these components adjust to literary data and are corroborated by experimental metallographic and radiophase investigations of alloy Co-13W-10Ni-19Cr microstructure and composition referring to steel under different quantitative diffusion from steel of ferrous and carbon atoms to this alloy.
