CC BY
32
УДК: 669.715.25/232
ВЗАИМОДЕЙСТВИЕ АЛЮМИНИЯ С КОБАЛЬТОМ И ТИТАНОМ
Н. Г. Буханько, Е. Ф. Казакова, Е. М. Соколовская
(кафедра общей химии)
Изучено взаимодействия алюминия с кобальтом и титаном с построением изотермического сечения при 600° и политермических сечений. В работе использован комплекс методов физико-химического анализа: рентгенофазовый, локальный рентгеноспектраль-ный, микроструктурный, высокотемпературный дифференциально-термический, измерение твердости и микротвердости. Установлено, что между интерметаллидами А13Т1 и А19Со2 реализуется взаимодействие эвтектического типа с ограниченной растворимостью компонентов, а на разрезе между соединениями А1Со и Т|Со наблюдается образование тройного соединения А1Со2Ть Впервые установлены температура и способ образования тройных интерметаллических соединений А115Со8Т16, А1Со2Т1, а также определены границы их областей гомогенности.
В настоящей работе изучено физико-химическое взаимодействие компонентов в тройной системе А1-Со-Т с последующим построением изотермического сечения во всей области составов при 600° и политермических сечений между бинарными интерметаллидами А13Т1-А19Со2 и А1Со-ТЮо.
Анализ литературных данных показал, что сведения о строении диаграммы состояния системы А1-Со-Т1 ниже линии солидуса отсутствуют, а взаимодействие в двойных системах А1-Со, А1-Т и Со-Т в условиях равновесия изучено достаточно подробно [1-11]. Установлено, что в этих двойных системах в условиях равновесия образуется большое количество интерметаллических соединений с разной протяженностью областей гомогенности. В литературе имеются лишь краткие сведения о строении тройной системы А1-Со-Т при температуре 800°, что выше солидуса в области, богатой алюминием [12].
Сплавы для исследования готовили в электродуговой печи с нерасходуемым вольфрамовым электродом на медном водоохлаждаемом поддоне в атмосфере аргона. Геттером служил титан. В качестве исходных металлов использовали алюминий марки «А1-999» (99,999 мас.% А1); титан йодидный (99,9 мас.% Т); кобальт электролитический (99,9 мас.% Со). Для достижения полного проплавле-ния и однородности образцов сплавы переплавляли 5 раз, переворачивая после каждой плавки. Масса навесок составляла 2 г. Контроль составов сплавов осуществляли взвешиванием образцов до и после плавки, а также локальным рентгеноспектральным и химическим анализом выборочных образцов [13]. В дальнейшей работе были использованы сплавы, угар которых не превышал 0,60,8 ат.%. Для приведения сплавов в равновесное состояние проводили гомогенизирующий отжиг в вакуумиро-ванных кварцевых ампулах с использованием титановой стружки в качестве геттера. Сплавы группы I (50-93 ат.% А1) подвергали гомогенизирующему отжигу в трубчатых печах сопротивления при 600° в течение 1,5 мес с последующей закалкой в ледяную воду, а сплавы группы II (0-50 ат.% А1) - при 900° в течение 3 недель, затем температуру в печи снижали до 600°, и продолжали отжиг
еще 3 недели с последующей закалкой в ледяную воду. Такой выбор режима отжига обусловлен строением двойных диаграмм состояния. Температуру в печи контролировали с помощью хромель-алюмелевой термопары с точностью ±5°.
Исследование взаимодействия алюминия с кобальтом и титаном проводили с помощью комплекса методов физико-химического анализа: рентгенофазового, локального рентгеноспектрального, микроструктурного, высокотемпературного дифференциально-термического, а также измерением твердости и микротвердости. Рентгенофазовый анализ сплавов проводили на дифрактометре «ДРОН-4» на СиКа-излучении. Порошки для рентгенофазового анализа получали растиранием сплавов в агатовой ступке с добавлением гептана для снятия статического напряжения. Для снятия внутренних напряжений порошки подвергали дополнительному отжигу в течение 2 ч. Значения межплоскостных расстояний определяли с помощью компьютерной программы «EXPRESS». Идентификацию фаз проводили с помощью данных о межплоскостных расстояниях в картотеке JCPDS-ICDD. При расчете параметров решетки использовали программу «POWDER».
Локальный рентгеноспектральный анализ (ЛРСА) в данной работе проводили на приборе «CAMEBAX-MicroBeam» посредством набора импульсов в течение 10 с в 7-8 точках фазы. Для многофазных сплавов проводили сканирование поверхности электронным лучом. Для исследуемых металлов использовали характеристическое ^-излучение при ускоряющем напряжении 20 кВ. Точность в определении состава связана с соотношением размеров зерна фазы и электронного зонда. Так, состав фаз Al5Co2 и Al15Co8Ti6 в сплавах № 5 и № 9 отличается от стехиометрического в связи с небольшим размером зерна этих фаз по сравнению с размером зонда (табл. 1).
Исследование состава выборочных образцов проводили спектрофотометрическим методом на приборе КФК-2 (колориметр фотоэлектрический концентрационный) с целью количественного определения ионов металлов после растворения сплавов. Анализ проводили при помощи стандартных методик определения металлов в растворах,
Т а б л и ц а 1
Результаты ЛРСА для сплавов системы А1-Со-Т1
Номер сплава Состав сплавов по шихте, ат.% Состав фаз по данным ЛРСА, ат.% Фазовый состав
А1 Со ■п А1 Со ■п
1 93,0 4,5 2,5 82,7 17,2 0,1 А19С02
99,0 0,2 0,8 А1
75,5 0,2 24,3 АЬП
2 80,0 17,0 3,0 74,6 0,3 25,1 АЬП
82,7 17,2 0,3 А19С02
3 77,0 21,0 2,0 72,1 0,4 27,5 АШ
82,0 17,6 0,4 А19С02
76,4 23,4 0,2 А113С04
4 65,0 7,0 28,0 58,3 0,1 41,6 АЦП
53,9 20,5 25,6 А^Сов!^
5 62,0 18,0 20,0 74,9 0,4 24,6 АШ
73,6 25,6 0,8 А15С02
57,9 21,9 20,2 А11зС08Т16
6 50,0 35,5 14,5 47,5 45,3 7,2 А1С0
55,3 22,4 22,3 А115С0зТ16
7 40,0 30,0 40,0 45,4 23,1 31,4 А115С0зТ16
27,8 46,5 25,6 А1С02Т1
8 3,0 73,0 24,0 20,6 53,2 25,8 А1С02Т1
0,1 75,2 24,7 С03П
9 20,0 70,0 10,0 29,2 56,4 14,5 А1С02Т1
8,3 89,0 2,7 С0
10 65,0 15,0 20,0 70,7 5,6 23,7 АШ
73,1 21,8 5,1 А15С02
57,1 22,1 20,7 А115С08Т16
11 50,0 20,0 30,0 48,7 22,4 28,9 А115С08Т16
12 53,0 20,0 27,0 52,8 22,7 24,5 А115С08Т16
13 46,0 24,0 30,0 47,8 22,3 29,8 А115С08Т16
приведенных в [13]. Для определения алюминия в растворах использовали методику с применением эриохромциа-нина Я. При взаимодействии эриохромцианина Я с алюминием в слабокислой среде образуется растворимый в воде фиолетово-красный комплекс, который используют для фотометрического определения. Наиболее простым методом определения титана является пероксидный метод [13]. Титан образует с перекисью водорода в кислой среде желто-оранжевый комплекс [ТЮ-Н202]2+, реакция образования которого протекает в сернокислых растворах и при этом алюминий не мешает определению титана. Спектрофотометрический метод определения кобальта в различных сплавах с помощью 2-нитрозо-1-нафтола С10Н7О2М и 6-нафталиндисульфокислоты (нитрозо-Я-соль) С10Н5§2О6№2М характеризуется простотой, высокой чувствительностью и селективностью.
Для исследования микроструктуры образцы заливали сплавом Вуда в алюминиевые цилиндрические обоймы и
шлифовали на наждачной бумаге разной зернистости. Затем проводили полировку образцов на сукне с применением суспензий из оксида хрома и оксида алюминия. Образцы подвергали травлению составом МН4Б+ НМ03+Н20(дист). Съемку проводили на микроскопе «НЕОРИОТ-2» при различном увеличении и на приборе «САМЕБАХ-М1сгоБеат». Измерение твердости и микротвердости равновесных сплавов проводили на приборе ТП-7П-1 по ГОСТ 2999-75 методом вдавливания алмазной четырехгранной пирамидки с углом при вершине 136° при нагрузке 50 г (метод Виккерса). На поверхность сплава наносили 10-12 отпечатков. Для определения температуры фазовых переходов сплавов проводили дифференциально-термический анализ на ВДТА-986 с помощью воль-фрам-вольфрам-рениевой термопары при непрерывном нагревании образцов до 1800° со скоростью 80 град/мин (регистрация температур с помощью самописца Н-307). Образцы помещали в алундовые тигли, толщина которых
Рис. 1. Изотермическое сечение системы А1-Со-Т при 600°
составляет ~1 мм. Спай термопары помещали под дном тигля. Исследования проводили в атмосфере очищенного телия при давлении 105 Па. Точность метода составляла
3%
Результаты исследования представлены в виде изотермического сечения диаграммы состояния системы А1-Со-Т (рис. 1). В результате исследований подтверждено существование в системе при 600° следующих интерметаллических соединений: А13Т1, А12Т1, А1Т1, А1Т13, А19Со2, Л113Со4, Л15Со2, А1Со, Т12Со, ТЮэ, ТЮо2, ТЮо3. Границу областей гомогенности интерметаллических соединений устанавливали на основании результатов локального рентгеноспектрального, микроструктурного и рентгенофазового анализов. В системе было обнаружено два тройных интерметаллических соединения А115Со8Т16 и Л1Со2Т1.
Исследование сплавов, отвечающих по составу бинарным интерметаллическим соединениям, показало хорошее соответствие с литературными данными. Так, для бинарного соединения А13Т (собственный структурный тип) рассчитанные значения параметров решетки (А) составляют а = 3,84±0,01, с = 8,59±0,02, что хорошо согласуется с данными [1]; для соединения АШ структурного типа АиСи а = 3,98±0,01, с = 4,07±0,02, что согласуется с данными [2]; для АТП3 (структурный тип Mg3Cd) параметры решетки (А) составили а = 5,79±0,01, с = 4,66±0,01, что согласуется с результатами работы [3].
По данным работ [4, 5], возможно существование двух модификаций фазы А12Т1: орторомбической типа ва^г (5) и тетрагональной типа Ш'0а2. Высокотемпературная 5-модификация фазы А12Т образуется по перитекти-ческой реакции при температурах выше 1400°, низкотемпературная - при 1175°. При 600° нами обнаружена лишь одна полиморфная модификация соединения А12Т структурного типа ва^г с параметрами решетки (А) а = 12,26±0,31, Ь = 13,95±0,02, с = 4,03±0,02.
Для соединения А19Со2 параметры решетки (А) оказались следующими: 9а =2 8,54±0,09, Ь = 6,28±0,02, с =
6,20±0,04; у = 94,23±0,51°; для соединения А113Со4: а = 15,15±0,03, Ь = 8,19±0,09, с = 12,32±0,02, у = 1077,81±1,09°, что хорошо соответствует данным [6]; для соединения А15Со2: а = 7,67±0,01, с = 7,58±0,01 А, что хорошо согласуется с данными [7]; для соединения А1Со а = 2,86±0,01, что хорошо согласуется с данными [8].
Дифрактограмма сплава состава А1-0,0; Со-75,0; Т-25,0 ат.% содержит систему отражения от плоскостей кубической решетки структурного типа Си3Аи, соответствующую соединению ТЮо3. По данным настоящей работы, значение параметра решетки а составляет 3,61±0,01 А, что согласуется с данными [9].
Известно, что в интервале концентраций 32-38 ат.% Т двойной системы Т1-Со существуют две модификации соединения ТЮо2: кубическая и гексагональная. Первая из них имеет кристаллическую структуру типа MgСu2 -фаза Лавеса типа Х2 [10], а вторая - типа Х3 (структурный тип MgNi2) [11]. По данным настоящей работы, на диф-рактограмме сплава состава (ат.%): А1 (0,0); Со (70,0); Т (30,0) присутствуют системы отражений от плоскостей кристаллической решетки обеих модификаций, параметры решетки которых (А) составили: для гексагональной модификации а = 4,73±0,0; с = 15,43±0,02 и для кубической модификации а = 6,69±0,01. Следует отметить, что добавление алюминия понижает устойчивость -модификации фазы ТЮо2, тогда как -модификация проникает в тройную систему (рис. 1).
Наличие соединения ТСо подтверждается дифрактог-раммой сплава состава (ат.%): А1 (0,0); Со (50,0); Т (50,0), содержащей систему отражений от плоскостей кубической решетки структурного типа СвС1. Для соединения Т12Со (структурного типа Т1№2) рассчитанное значение параметра решетки а составило 2,99±0,01 А, а экспериментальное - 11,27±0,04 А, что согласуется с данными [10].
Результаты локального рентгеноспектрального анализа, приведенные в табл. 1 и на рис. 2, показали, что проникновение интерметаллидов А13Т и А19Со2 в тройную
Рис. 2. Направление конод в системе А1-Со-Т при 600°
Рис. 3. Дифрактограмма сплава состава (ат.%): А1 (53,0); Со (20,0); Т (27,0),
отожженного при 600°
систему невелико, содержание третьего компонента составляет 2,9±0,4 и 0,4±0,1 ат.% соответственно. Растворимость С0 и Т в алюминии очень низка и составляет 0,4±0,1 и 1,3±0,8 ат.% соответственно. Проникновение в тройную систему интерметаллида А15С02 невелико и составляет 0,9±0,2 ат.% Т1, а соединений А113С04 и А1С0 -меньше 1 и 9,2±0,8 ат.% Т соответственно. Растворимость кобальта в интерметаллидах А12Т1, АШ и АШ3 составляет 2,3±0,4; 0,9±0,4 и 9,6±0,7 ат.% соответственно. Растворимость алюминия в интерметаллидах Т12С0, ТЮ0, ТЮ02, ТЮ03 а также в С0 и Т составляет соответственно 6,8±0,9; 7,9±0,2; 0,1±0,1; 2,2±0,1; 6,0±2,0; 13,7±2,2 ат.%. Растворимость С0 в Т составляет 10,3±1,5 ат.%, а Т в С0 -8,5±1,5 ат.%.
В системе обнаружено тройное соединение Л115С08Т16. По результатам РФА установлено, что для сплавов из обширной области концентраций (ат.%) А1 (27-58), Со (2025) ат.%, Т (20-50) ат.%, наблюдается система отражений от плоскостей кубической решетки структурного типа ТИ6Ми23, характерной для А115С08Т16. Дифрактограмма сплава состава (ат.%): А1 (53,0); Со (20,0); Т (27,0) приведена на рис. 3. Для сплава состава (ат.%): А1 (50,0); Со (25,0); Т (50,0) рассчитанное значение параметра а решетки этого соединения составляет 11,93±0,01 А, что
Рис. 4. Зависимость параметра решетки интерме-таллида А115Со8Т16 по области гомогенности
хорошо согласуется с данными [14]. На рис. 3, а представлена зависимость параметра элементарной ячейки А115С08Т16 от содержания алюминия по области его гомогенности. Известно, что атомные радиусы титана и алюминия близки по размеру, поэтому естественно, что период решетки фазы А115С08Т16 при замещении Т на А1 меняется незначительно, о чем свидетельствует вид графика на рис. 4.
Существование этого тройного соединения было также подтверждено нами с помощью ЛРСА. Так, на рис. 2 представлено направление конод в области концентраций 25-58 ат.% А1 в системе А1-С0-Т1. Область гомогенности соединения А115С08Т16 простирается в пределах от 25 до 58 ат.% А1. По данным дифференциально-термического и микроструктурного анализов определены температура и способ образования этого соединения - перитектическая реакция Ь + ТЮ0 о А115С08Т16 при 1250°. Соединение А115С08Т16 вступает в двухфазное взаимодействие с бинарными интерметаллидами А13Т1, А12Т1, АЩ А113С04, А19С02, А15С02 и тройной фазой А1С02Т1. Надо отметить, что в ряде исследований сообщалось о существовании в близкой области составов тройного соединения, которому в разных работах приписывается различный состав (А12С0Т12 [12], А115С08Т16 [14], А12С0Т1 [15]).
В системе А1-С0-Т1 после отжига при 600° обнаружено тройное соединение А1С02Т со структурным типом А1Си2Мп, о существовании которого при 800° сообщается авторами [14, 16]. Этот структурный тип является сверхструктурой к типу сбс1 с удвоением параметров решетки [17]. На дифрактограмме сплава состава (ат.%): А1 (25,0); Со (50,0); Т (25,0) присутствует одна система отражений, характерная для кубической решетки А1С02Т1, что подтверждает существование в системе этого тройного соединения. Рассчитанное значение параметра решетки а составило 5,85±0,01 А, что хорошо согласуется с
от состава по разрезу А13Т1-А19С02. В пределах ошибки эксперимента периоды решетки интерметаллидов А13Т и А19С02 являются постоянными.
Существование данной двухфазной области подтверждается данными микроструктурного анализа и измерения твердости сплавов. Микроструктура представлена на рис. 6 для сплава состава (ат.%): А1 (76,5); Со (4,0); Т (19,5), где темная фаза - А19С02, светлая - А13Т1.
Рис. 5. Зависимость периодов решетки от состава по разрезу А13ТС- А19Со2
литературными данными [16]. Существование тройного соединения А1С02Т1 подтверждается также и данными ЛРСА. Как видно из рис. 2, для сплава состава (ат.%): А1 (25,0); Со (50,0); Т (25,0) и прилегающей к нему обширной области концентраций наблюдается схождение кон-нод, что свидетельствует об образовании в этой области тройного интерметаллида. Расположение коннод показывает малый размер области гомогенности у данного соединения. Нами определен способ образования интерметаллического соединения А1Со2Т - кристаллизация из расплава при 1640°. В равновесии с А1С02Т находятся бинарные интерметаллиды А1С0, Т1С03, Т1С02, Т1С0, тройное соединение А115С08Т16 и твердый раствор на основе Со.
В исследуемой системе образуются многочисленные области двухфазного взаимодействия, ограничивающие различные по протяженности трехфазные поля (рис. 1).
Сплавы из области концентраций составов (ат.%): А1 (75,0-81,5); Со (0,0-18,5); Т{ (25,5-0,0) обнаруживают на дифрактограммах две системы отражений от тетрагональной и моноклинной решеток, характерных для фаз А13Т и А19С02. Это подтверждает существование области двухфазного равновесия (А13Т1+А19С02). На рис. 5 представлена зависимость изменения периодов решетки А13Т и А19С02
Рис. 6. Микроструктура отожженного сплава состава (ат.%): А1 (76,5); Со (4,0); Т (19,5) (х800)
Т а б л и ц а 2
Результаты дифференциально-термического анализа сплавов системы А1-Со-Т1
Состав сплава, ат.% Температуры фазовых переходов, °С
А1 Со ТС слабый сильный
эффект эффект
80,0 17,0 3,0 630 1030
80,0 15,0 5,0 1020 940
78,5 12,0 9,5 1030 940
77,0 8,0 15,0 950 1260
76,5 4,0 19,5 950 1320
75,5 2,5 22,0 940 1330
75,0 0,0 25,0 1420
81,5 18,5 0 950 1020
50,0 50,0 0,0 1650
40,0 50,0 10,0 1640
30,0 50,0 20,0 1640
20,0 50,0 30,0 1540
25,0 50,0 25,0 1580
10,0 50,0 40,0 1580 1460
0,0 50,0 50,0 1380
Рис. 7. Зависимость микротвердости сплавов от концентрации Со по разрезу А13Т1-А19Со2
На рис. 7 представлены результаты измерений микротвердости по разрезу Л13Т1-Л19Со2 в виде графика зависимости микротвердости фазы Л19Со2 в сплавах от концентрации кобальта. Из рисунка видно, что в двухфазной области в пределах ошибки эксперимента микротвердость интерметаллида практически не изменяется.
Для получения более подробной информации о характере превращений были изучены процессы кристаллизации в тройной системе А1-Со-Т1. Политермический разрез между интерметаллидами А13Т1-Л19Со2 построен на основании данных дифференциально-термического анализа (табл. 2) и с учетом результатов РФА и ЛРСА (рис. 8).
Кривая ликвидуса политермического разреза состоит из ветвей аЬ, Ье, ёе , ее , соответствующих первичной кристаллизации фаз АШ, Л13Т1, Л19Со2 и А113Со4 соответственно. В системе существует эвтектическое равновесие Ь о Л13Т + Л19Со2, протекающее в узком интервале температур.
При более высоких температурах протекают перитекти-ческие реакции Ь + Л1Т1 о Л13Т1 и L + А113Со4 о Л19Со2, обозначенные на рисунке областями 1Ь и е/. Для пери-тектической реакции Ь + Л113Со4 о Л19Со2 тепловые эффекты на термограммах не обнаружены, поэтому линии, характеризующие это равновесие, нанесены на рис. 8 пунктиром. Линии ^ и 1т отвечают окончанию кристаллизации фаз Л19Со2 и А13Т соответственно. В субсолидус-ной области существуют твердые растворы на основе А13Т1 и А19Со2, а также эвтектическая смесь этих фаз. Линия gk характеризует изменение растворимости Т в А19Со2, а линия тп - изменение растворимости Со в А13Т1 с изменением температуры.
Фазы эквиатомного состава в системе А1-Со-Т1 относятся к различным структурным типам: А1Со и ТЮо имеют тип СэО, а фаза ЛШ - тип ЛиСи (тетрагональная решетка). Поэтому естественно, что ТЮо и ЛШ не образуют непрерывного ряда твердых растворов, а между соединениями А1Со и ТЮо образуется тройное соединение А1Со Т1.
Рис. 8. Политермическое сечение системы А1-Со-Т1 по разрезу
1700
1600'
1500
1400-
1300 •
600
ь
Ь+АЮо^П
Ь+А1СО2П ■ж. Ь+А1Со^
Ь+"ПСо С/у; -- }
/' 1 У\ А1Со+А1СО2ТЧ
т / / -ПСо > о Нз \
/ +А1С02Т! 1
41 ¿Г ® % о » «а "> ■ Я о
А1Со
"ПСо
10
20 30
А1, ат.%
40
А1Со
Рис. 9. Политермическое сечение системы А1-Со-Т1 по разрезу А1Со-Т1Со
Политермическое сечение системы А1-Со-Т по разрезу А1Со-Т1Со представлено на рис. 9, откуда видно, что в области концентраций 22-27 ат.% Л1 образуется тройное интерметаллическое соединение Л1Со2Т при 1640° с конгруэнтным характером плавления. При этом соединение А1Со2Т1 вступает в эвтектическое взаимодействие А1Со и в перитектическое с ТЮо (Ь + Л1Со2Т о ТЮо) при 1550°, сверхструктурой к которым оно является. Данные дифференциально-термического анализа приведены в табл. 2.
Первичной кристаллизации фазы Л1Со из расплава при 1640° соответствует ветвь ликвидуса ае. Между тройным соединением Л1Со2Т и двойным соединением Л1Со в области концентраций 40 ат.% Л1 кристаллизуется эвтектика Ь о Л1Со + Л1Со2Т в интервале температур 1550-1580°.
А13Т1-А19Со2
Рис. 10. Микроструктура отожженных сплавов составов (ат.%): а - AI (93,0); Со (4,5); Ti (2,5) (х800); б - AI (85,0); Со (10,0); Ti (5,0) (х800)
Как видно из рис. 9, данное эвтектическое равновесие не является нонвариантным, поскольку плоскость данного разреза не лежит в плоскости коннод, соединяющих фазы А1Со2Т1 и А1Со. Ниже эвтектической реакции в области концентраций 25-42 ат.% А1 находится смесь фаз Л1Со2Т1 и А1Со. Ветвь ликвидуса ст соответствует первичной кристаллизации из расплава фазы Т1Со, а область cd V отвечает перитектической реакции Ь + А1Со2Т о Т1Со. Ниже данной реакции в области концентраций 9-22 ат.% А1 находится смесь фаз Л1Со2Т1 и Т1Со. Линии dm и а/ отвечают окончанию кристаллизации фаз ПСо и А1Со соответственно. Линия VI показывает растворимость алюминия в Т1Со, а линия /г - растворимость титана в А1Со.
Существование одной из наиболее протяженных трехфазных областей А1+А13Т1+А19Со2 иллюстрируют микроструктуры сплавов (ат.%): А1 (93,0); Со (4,0); Т (5,0) и А1 (85,0); Со (4,5); Т (2,5), где отчетливо видны три фазы: белая фаза - алюминий, серые фрагменты принадлежат интерметаллиду А19Со2, а темно-серая матрица - фазе А13П. (рис. 10 а, б)
Таким образом, в настоящей работе впервые с помощью комплекса методов физико-химического анализа установлен характер фазовых равновесий в системе А1-Со-Т при 600° во всем интервале концентраций. Установлено, что в равновесии с алюминием находятся интерметаллические соединения А13Т и А19Со2. Впервые изучены процессы кристаллизации в системе А1-Со-Т с последующим построением политермических сечений между интерметаллидами А13И-А19Со2 и А1Со-ТСо. Установлено, что между интерметаллидами А13Т и А19Со2 реализуется взаимодействие эвтектического типа с ограниченной растворимостью компонентов, а на разрезе между соединениями А1Со и ТЮо наблюдается образование тройного соединения А1Со2Т1. Впервые установлены температура и способ образования тройных интерметаллических соединений А115Со8Т16, А1Со2Т1, а также определены границы областей их гомогенности.
а
б
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Ence E., Margolin H. // Trans. AIME. 1961. 221. P. 151.
2. Braun J., Ellner M., Predel B. // Z. Metallkunde. 1995. Bd.86.
S. 870.
3. Корнилов И.И., Нартова Т. Т., Чернышова С.П. // Изв. АИ
СССР. Металлы. 1976. № 6. C. 192.
4. Schuster J., Ipser H. // Z. Metallkunde. 1990. 81. P. 389.
5. Loiseau A., van Tendeloo G., Portier R., Ducastelle F. // J. Phys.
1985. 46. Р. 595.
6. Gцdecke T. // Z. Metallkunde. 1971. Bd.62. S. 842.
7. Newkrik J.B., Black P.J., Damjanovic A. // Acta Crystallogr. 1961.
14. P. 532.
8. Cooper M.J. // Phil. Mag. 1963. 8. P. 805.
9. Петьков В.В., Киреев М.В. // Металлофизика. 1971. Вып. 33.
С. 107.
10. Straten van der P.J.M., Bastin G.F., Loo van F.J.J., Rieck G.D. // Z. Metallkunde. 1976. Bd.67. S. 152.
11. Liu Y., Takasugi T, Izumi O. // Met. Trans. A. 1986. 17. Р. 1433.
12. Маркив В.Я. // Изв. АИ СССР. Металлы. 1966. №1. C. 156.
13. Марченко З.Н. Фотометрическое определение элементов. М., 1971.
14. Pearson W.B. A Handbook of Lattice Spacing and Structures of Metals and Alloys. Ohio, 1967. Р. 1446.
15. Мартв В.Я., Бурнашова В.В. // ДАН УРСР. Сер. А. 1969. №5. С. 463.
16. Мартв В.Я, Теслюк М.Ю. // ДАН УРСР. 1962. № 12. С. 1609.
17. Крипякевич П.Я. Структурные тип^1 интерметаллических соединений. М., 1977.
Поступила в редакцию 30.01.01
