O presente trabalho trata do estudo sistemático acerca de supercondutividade em soluções sólidas de monoboretos formados por nióbio e zircônio. Amostras policristalinas de Nb1-xZrxB, com 0 ≤ x ≤ 0,2, de boretos ricos em nióbio Nb1-zBz e ricos em boro NbB1+δ foram preparadas através de um forno a arco elétrico sobre uma base de Cu refrigerada e sob atmosfera de Argônio de alta pureza, ao misturar os elementos Nb em lâminas, flocos de B e pedaços de Zr metálico, com alta pureza. Adicionalmente, algumas amostras foram introduzidas em uma ampola de quartzo com pressão parcial de Argônio e tratadas termicamente à temperatura de 1100 °C durante 150 h. As caracterizações das propriedades físicas dessas amostras foram conduzidas através de medidas de difração de raios-X, dependência com a temperatura e campos magnéticos da magnetização dc M(T, H), resistência elétrica R(T, H) e calor específico Cp(T, H). Também foram obtidas micrografias de algumas amostras, ao utilizar microscopia eletrônica de varredura (MEV). Pequenas perdas de massa foram observadas em todas as amostras como fundidas, ocasionando a formação de soluções sólidas do tipo Nb-B (Nbss) e/ou Nb1-yZry como fases secundárias, apresentando pequenas frações volumétricas. O limite de solubilidade de Zr na matriz NbB é sugerido estar próximo à concentração de 10 %at. Zr. Com exceção do composto rico em boro NbB1,2, todas amostras, como fundidas ou tratadas termicamente, apresentaram propriedades supercondutoras, sendo que o composto estequiométrico NbB exibe uma temperatura crítica supercondutora Tc ~ 9 K, que por sua vez é muito similar àquela conhecida para o nióbio elementar, com Tc ~ 9,2 K. Algumas inconsistências surgem caso a fase ortorrômbica Nb1-xZrxB seja considerada supercondutora, apesar de ser confirmada como a fase majoritária nos padrões de difração de raios-X dessas amostras. Tal fato é sugerido pela enorme diferença entre as frações Meissner nas curvas de susceptibilidade magnética χ(T) de amostras volumétricas e pulverizadas, baixos valores do salto no calor específico em comparação com o previsto pela teoria BCS com acoplamento fraco e a ausência de supercondutividade em um espécime (NbB1,2) no qual a fase NbB é preponderante. Deste modo, os resultados aqui discutidos sugerem que o composto NbB não é supercondutor, em oposição ao que fora reportado previamente, e que as propriedades supercondutoras da solução sólida Nb1-xZrxB são governadas pela presença de fases secundárias supercondutoras do tipo Nbss/Nb1-yZry. / This work is presented as a systematically study regarding superconductivity in niobium-zirconium monoborides and their solid solutions. Polycrystalline samples of Nb1-xZrxB, with 0 ≤ x ≤ 0.2, niobium rich Nb1-zBz and boron rich NbB1+δ borides were arc-melted on a water-cooled Cu hearth under high purity Argon atmosphere, by mixing high purity Nb foils, B flakes and metallic Zr pieces. Some arc-melted samples were placed in a quartz ampoule with Argon partial pressure and heat treated at 1100 °C during 150 h. The samples were characterized by means of X-ray diffraction XRD, temperature and magnetic field dependence of dc magnetization M(T, H), electrical resistance R(T, H) and heat capacity Cp(T, H). Micrographs of few samples were also obtained by scanning electron microscopy (SEM). Small weight losses were observed in all as-cast samples, leading to the formation of Nb-B (or Nbss) and/or Nb1-yZry solid solutions as secondary phases, all of them with low volume fractions. The solubility limit of Zr within Nb1-xZrxB lattice was found to be close to 10 at. % Zr. Except the boron-rich compound NbB1.2, every sample, as-cast or heat treated, exhibited superconducting properties below Tc ~ 9 K, a temperature very close to that known for pure, superconducting niobium of Tc ~ 9.2 K. Some internal discrepancies within the obtained data arise when the orthorhombic phase Nb1-xZrxB is assumed to be superconducting, despite it being the majority phase in the XRD patterns of the samples. This is suggested by a huge difference between the Meissner fraction in magnetic susceptibility χ(T) curves of bulk and powdered samples, small values of specific heat jumps in comparison with the expected within the weak-coupling BCS theory and lack of superconductivity in a specimen (NbB1.2) in which the main phase is NbB. By combining all the experimental results obtained in over two dozen samples studied, we argue that the NbB compound is not a superconducting material, as opposed to what has been reported previously. Also, the superconducting properties found in Nb1-xZrxB alloys are then associated with the occurrence of extra phases Nbss and/or Nb1-yZry which are present in all superconducting samples.

Thesis (M.S.)--Missouri University of Science and Technology, 2008. / Vita. The entire thesis text is included in file. Title from title screen of thesis/dissertation PDF file (viewed August 27, 2008) Includes bibliographical references.

Thesis (M. S.)--Materials Science and Engineering, Georgia Institute of Technology, 2009. / Committee Chair: Robert F. Speyer; Committee Member: George Kardomateas; Committee Member: Preet Singh; Committee Member: Robert L. Snyder; Committee Member: Thomas H. Sanders, Jr.

Thesis (Ph. D.)--Ohio State University, 2006. / Title from first page of PDF file. Includes bibliographical references (p. 346-353).

O presente trabalho trata do estudo sistemático acerca de supercondutividade em soluções sólidas de monoboretos formados por nióbio e zircônio. Amostras policristalinas de Nb1-xZrxB, com 0 ≤ x ≤ 0,2, de boretos ricos em nióbio Nb1-zBz e ricos em boro NbB1+δ foram preparadas através de um forno a arco elétrico sobre uma base de Cu refrigerada e sob atmosfera de Argônio de alta pureza, ao misturar os elementos Nb em lâminas, flocos de B e pedaços de Zr metálico, com alta pureza. Adicionalmente, algumas amostras foram introduzidas em uma ampola de quartzo com pressão parcial de Argônio e tratadas termicamente à temperatura de 1100 °C durante 150 h. As caracterizações das propriedades físicas dessas amostras foram conduzidas através de medidas de difração de raios-X, dependência com a temperatura e campos magnéticos da magnetização dc M(T, H), resistência elétrica R(T, H) e calor específico Cp(T, H). Também foram obtidas micrografias de algumas amostras, ao utilizar microscopia eletrônica de varredura (MEV). Pequenas perdas de massa foram observadas em todas as amostras como fundidas, ocasionando a formação de soluções sólidas do tipo Nb-B (Nbss) e/ou Nb1-yZry como fases secundárias, apresentando pequenas frações volumétricas. O limite de solubilidade de Zr na matriz NbB é sugerido estar próximo à concentração de 10 %at. Zr. Com exceção do composto rico em boro NbB1,2, todas amostras, como fundidas ou tratadas termicamente, apresentaram propriedades supercondutoras, sendo que o composto estequiométrico NbB exibe uma temperatura crítica supercondutora Tc ~ 9 K, que por sua vez é muito similar àquela conhecida para o nióbio elementar, com Tc ~ 9,2 K. Algumas inconsistências surgem caso a fase ortorrômbica Nb1-xZrxB seja considerada supercondutora, apesar de ser confirmada como a fase majoritária nos padrões de difração de raios-X dessas amostras. Tal fato é sugerido pela enorme diferença entre as frações Meissner nas curvas de susceptibilidade magnética χ(T) de amostras volumétricas e pulverizadas, baixos valores do salto no calor específico em comparação com o previsto pela teoria BCS com acoplamento fraco e a ausência de supercondutividade em um espécime (NbB1,2) no qual a fase NbB é preponderante. Deste modo, os resultados aqui discutidos sugerem que o composto NbB não é supercondutor, em oposição ao que fora reportado previamente, e que as propriedades supercondutoras da solução sólida Nb1-xZrxB são governadas pela presença de fases secundárias supercondutoras do tipo Nbss/Nb1-yZry. / This work is presented as a systematically study regarding superconductivity in niobium-zirconium monoborides and their solid solutions. Polycrystalline samples of Nb1-xZrxB, with 0 ≤ x ≤ 0.2, niobium rich Nb1-zBz and boron rich NbB1+δ borides were arc-melted on a water-cooled Cu hearth under high purity Argon atmosphere, by mixing high purity Nb foils, B flakes and metallic Zr pieces. Some arc-melted samples were placed in a quartz ampoule with Argon partial pressure and heat treated at 1100 °C during 150 h. The samples were characterized by means of X-ray diffraction XRD, temperature and magnetic field dependence of dc magnetization M(T, H), electrical resistance R(T, H) and heat capacity Cp(T, H). Micrographs of few samples were also obtained by scanning electron microscopy (SEM). Small weight losses were observed in all as-cast samples, leading to the formation of Nb-B (or Nbss) and/or Nb1-yZry solid solutions as secondary phases, all of them with low volume fractions. The solubility limit of Zr within Nb1-xZrxB lattice was found to be close to 10 at. % Zr. Except the boron-rich compound NbB1.2, every sample, as-cast or heat treated, exhibited superconducting properties below Tc ~ 9 K, a temperature very close to that known for pure, superconducting niobium of Tc ~ 9.2 K. Some internal discrepancies within the obtained data arise when the orthorhombic phase Nb1-xZrxB is assumed to be superconducting, despite it being the majority phase in the XRD patterns of the samples. This is suggested by a huge difference between the Meissner fraction in magnetic susceptibility χ(T) curves of bulk and powdered samples, small values of specific heat jumps in comparison with the expected within the weak-coupling BCS theory and lack of superconductivity in a specimen (NbB1.2) in which the main phase is NbB. By combining all the experimental results obtained in over two dozen samples studied, we argue that the NbB compound is not a superconducting material, as opposed to what has been reported previously. Also, the superconducting properties found in Nb1-xZrxB alloys are then associated with the occurrence of extra phases Nbss and/or Nb1-yZry which are present in all superconducting samples.

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Doctor of Philosophy / Department of Chemical Engineering / James H. Edgar / The exceptional radiation resistance, high melting point, and wide energy bandgap (3.2 eV) of icosahedral boron arsenide, B[subscript]12As[subscript]2, make it an attractive candidate for applications in radiation intense environments, for example, in radioisotope batteries. These devices have potential lifetimes of decades rather than days or weeks that are typical of conventional chemical power cells. Solid state neutron detectors are another potential application of this semiconductor, as the boron-10 isotope has a high thermal neutron capture cross-section, orders of magnitude higher than most elements. To produce high quality crystalline B[subscript]12As[subscript]2 for these applications, this research focused on the epitaxy and electrical properties of B[subscript]12As[subscript]2 thin films. The major findings include the following. Twin-free heteroepitaxial B[subscript]12As[subscript]2 layers were obtained on m-plane 15R-SiC and c-plane 4H-SiC inclined 4° and 7° off-axis in the [1-100] direction. These substrates exposed asymmetric step-terrace surface structures that force B[subscript]12As[subscript]2 layers to adopt a single orientation, thus, twins were eliminated. Consequently, the crystal quality was greatly improved over films on on-axis c-plane 6H-SiC, yielding a maximum hole mobility of 80 cm[superscript]2V[superscript]-1s[superscript]-1, nearly 100 times higher than previously reported values. B[subscript]12As[subscript]2 epilayers grown at 1300°C had the lowest defect densities, smallest residual strains, highest mobility and highest deposition rate. Excess AsH[subscript]3 concentration was advantageous to prevent the loss of arsenic from the epilayer. Undoped B[subscript]12As[subscript]2 exhibited a variable-range-hopping conduction, indicating it was a highly disordered system. All films were p-type with a room temperature hole concentration on the order of 10[superscript]12~10[superscript]15cm[superscript]-3. The thermal activation energy of acceptors varied from 0.15 eV to 0.33 eV. The Hall mobility was dominated by impurity scattering at low temperatures and by polar phonon scattering at high temperatures. H, C, O and Si were the major impurities present in the undoped B[subscript]12As[subscript]2 films with concentrations on the order of 10[superscript]18~10[superscript]19 cm[superscript]-3. Si doping and annealing decreased the resistivity by up to two orders of magnitude. The density of localized states was small in the undoped B[subscript]12As[subscript]2 as the intrinsic acceptor levels (IALs) were compensated by the boron interstitials. However, in Si-doped B[subscript]12As[subscript]2, Si may prevent the interstitial boron atoms from compensating the IALs, yielding a decreased density of localized states. The Hall mobility of B[subscript]12As[subscript]2 epilayer was significantly reduced with increasing silicon concentration.

Atualmente, existe uma grande demanda por materiais caracterizados por um balanço adequado de propriedades, para aplicações estruturais em altas temperaturas. Superligas de última geração a base de níquel podem ser usadas sob carregamento em temperaturas próximas a 1150 ºC, mas informações indicam que materiais constituídos de microestruturas multifásicas apresentam maior potencial para estas aplicações, dentre os quais, os que contêm fase(s) intermetálica(s) em equilíbrio com um metal ou liga refratária. Na última década foram avaliados pelo Grupo Diagrama de Fases e Termodinâmica Computacional da Escola de Engenharia de Lorena os sistemas ternários metal refratário (molibdênio, nióbio, tântalo, vanádio, titânio, zircônio)-silício-boro, com o objetivo de serem determinadas as relações de fases em altas temperaturas e de ser desenvolvido um banco de dados termodinâmicos. Com o estudo experimental do sistema háfnio-silício- boro na seção isotérmica a 1600 ºC e sua Projeção Liquidus, na região rica em Háfnio, completa-se este ciclo de trabalhos. Saliente-se que o estudo deste sistema ternário exigiu a revisão dos sistemas binários háfnio-silício e háfnio-boro, através de sua avaliação experimental. Foram utilizadas no trabalho matérias-primas de elevada pureza (háfnio - mínimo de 99,8%, silício - mínimo de 99,998% e boro - mínimo de 99,5%). A metodologia experimental envolveu basicamente as seguintes etapas: (i) produção das ligas em forno a arco; (ii) tratamento térmico das ligas na temperatura de 1600 ºC; (iii) caracterização por difração de raios-X, microscopia eletrônica de varredura das ligas no estado bruto de fusão e tratadas termicamente e espectroscopia de energia dispersiva. Como resultado do estudo observou-se: (i) no sistema binário háfnio-silício a reação eutética L _HfSS + Hf2Si, na região rica em háfnio, as reações peritéticas L + Hf5Si3 Hf2Si, L + Hf3Si2 Hf5Si3, L + Hf3Si2 Hf5Si4, L + Hf5Si4 HfSi, L + HfSi HfSi2, a transformação congruente L Hf3Si2, e a reação eutética L SiSS + HfSi2, na região rica em silício, a estabilidade das fases intermediárias Hf2Si, Hf5Si3, Hf3Si2, Hf5Si4 a 1600 ºC, e a estabilidade de HfSi e HfSi2 a 1200 ºC, o que sugere alterações significativas em relação ao diagrama de fases atualmente aceito pela literatura; (ii) no sistema binário háfnio-boro a reação eutética L _HfSS + HfB, na região rica em háfnio, a reação peritética L + HfB2 HfB, a transformação congruente L HfB2 e a reação eutética L B-RhomSS + HfB2, na região rica em boro, e a estabilidade das fases intermediárias HfB e HfB2 a 1600 ºC, o que está de acordo com o diagrama de fases atualmente aceito pela literatura; (iii) no sistema ternário háfnio-silício-boro na região rica em háfnio, na projeção Liquidus, verificou-se as reações L _HfSS + Hf2Si + HfB, L HfB + Hf2Si, L HfB2 + Hf2Si, L HfB2 + Hf5Si3, L HfB2 + Hf3Si2, L HfB2 + Hf5Si4, L HfB2 + HfSi, L _HfSS + Hf2Si, L _HfSS + HfB, L + Hf5Si3 Hf2Si, L + Hf3Si2 Hf5Si3, L + Hf3Si2 Hf5Si4, L + Hf5Si4 HfSi e L + HfB2 HfB e na seção isotérmica a 1600 ºC, verificou-se a estabilidade das fases _HfSS, Hf2Si, Hf5Si3, Hf3Si2, Hf5Si4, HfSi, HfSi2, HfB e HfB2, e a existência dos campos trifásicos _HfSS + HfB + Hf2Si, HfB2 + HfB + Hf2Si, HfB2 + Hf2Si + Hf5Si3, HfB2 + Hf5Si3 + Hf3Si2, HfB2 + Hf3Si2 + Hf5Si4, HfB2 + Hf5Si4 + HfSi e HfB2 + HfSi + HfSi2. / Nowadays, there is a big demand for materials for structural applications at high temperatures. These materials must present a good properties balance. The last generation of the nickel-base superalloys can be used at temperatures close to 1150oC. However, information available so far shows that multiphase microstructure materials are potentially better for such application. Among these materials, the Group of Phase Diagrams and Computational thermodynamics in the Escola de Engenharia de Lorena has chosen those systems, which contains intermetallic(s) phase(s) in equilibrium with refractory metal or alloy for evaluation. Recently we have evaluated the phase stability at high temperature in the refractory metal (molybdenum, niobium, tantalum, vanadium, titanium, zirconium)- silicon-boron system, aiming at the development of a thermodynamic data base. The experimental study of the isothermal section at 1600 ºC and the Liquidus projection of the hafnium-silicon-boron system completes this cycle of works. The study of this ternary system demanded the revision of the hafnium-silicon and hafnium-boron binary systems, through its experimental evaluation. Alloys had been produced with blades of hafnium (minimum 99.8%), silicon (minimum 99.998%) and boron (minimum 99.5%), in the voltaic arc furnace under argon atmosphere, and heat treated at 1600 ºC under argon atmosphere. The phases had been identified by X-ray diffraction and contrast in backscattered electron imaging mode and spectroscopy of dispersive energy. The study determined: (i) in the binary system hafnium-boron the eutectic reaction L _HfSS + HfB, in the rich region of hafnium, the peritectic reaction L + HfB2 HfB, the congruent transformation L HfB2 and the eutectic reaction L B-Rhom + HfB2, in the rich region of boron, and the stability of the intermediate phases HfB and HfB2 at 1600 ºC, what is in agreement to the currently accepted diagram; (ii) in the binary system hafnium-silicon the eutectic reaction L _HfSS + Hf2Si, in the rich region of hafnium, the peritectic reactions L + Hf5Si3 Hf2Si, L + Hf3Si2 Hf5Si3, L + Hf3Si2 Hf5Si4, L + Hf5Si4 HfSi and L + HfSi HfSi2, the congruent transformation L Hf3Si2, and the eutectic reaction L SiSS + HfSi2, in the rich region of silicon, the stability of the intermediate phases Hf2Si, Hf5Si3, Hf3Si2, Hf5Si4 at 1600 ºC, and the stability of HfSi and HfSi2 at 1200 ºC, what suggests significant alterations in relation to the currently accepted diagram; (iii) in the ternary system hafnium-silicon-boron, in the rich region in hafnium, in the Liquidus projection, the reactions L _HfSS + Hf2Si + HfB, L HfB + Hf2Si, L HfB2 + Hf2Si, L HfB2 + Hf5Si3, L HfB2 + Hf3Si2, L HfB2 + Hf5Si4, L HfB2 + HfSi, L _HfSS + Hf2Si, L _HfSS + HfB, L + Hf5Si3 Hf2Si, L + Hf3Si2 Hf5Si3, L + Hf3Si2 Hf5Si4, L + Hf5Si4 HfSi e L + HfB2 HfB and in the isothermal section at 1600 ºC, the stability of the phases _HfSS, Hf2Si, Hf5Si3, Hf3Si2, Hf5Si4, HfSi, HfSi2, HfB and HfB2, and the threephase fields _HfSS + HfB + Hf2Si, HfB2 + HfB + Hf2Si, HfB2 + Hf2Si + Hf5Si3, HfB2 + Hf5Si3 + Hf3Si2, HfB2 + Hf3Si2 + Hf5Si4, HfB2 + Hf5Si4 + HfSi and HfB2 + HfSi + HfSi2.

Atualmente, existe uma grande demanda por materiais caracterizados por um balanço adequado de propriedades, para aplicações estruturais em altas temperaturas. Superligas de última geração a base de níquel podem ser usadas sob carregamento em temperaturas próximas a 1150 ºC, mas informações indicam que materiais constituídos de microestruturas multifásicas apresentam maior potencial para estas aplicações, dentre os quais, os que contêm fase(s) intermetálica(s) em equilíbrio com um metal ou liga refratária. Na última década foram avaliados pelo Grupo Diagrama de Fases e Termodinâmica Computacional da Escola de Engenharia de Lorena os sistemas ternários metal refratário (molibdênio, nióbio, tântalo, vanádio, titânio, zircônio)-silício-boro, com o objetivo de serem determinadas as relações de fases em altas temperaturas e de ser desenvolvido um banco de dados termodinâmicos. Com o estudo experimental do sistema háfnio-silício- boro na seção isotérmica a 1600 ºC e sua Projeção Liquidus, na região rica em Háfnio, completa-se este ciclo de trabalhos. Saliente-se que o estudo deste sistema ternário exigiu a revisão dos sistemas binários háfnio-silício e háfnio-boro, através de sua avaliação experimental. Foram utilizadas no trabalho matérias-primas de elevada pureza (háfnio - mínimo de 99,8%, silício - mínimo de 99,998% e boro - mínimo de 99,5%). A metodologia experimental envolveu basicamente as seguintes etapas: (i) produção das ligas em forno a arco; (ii) tratamento térmico das ligas na temperatura de 1600 ºC; (iii) caracterização por difração de raios-X, microscopia eletrônica de varredura das ligas no estado bruto de fusão e tratadas termicamente e espectroscopia de energia dispersiva. Como resultado do estudo observou-se: (i) no sistema binário háfnio-silício a reação eutética L _HfSS + Hf2Si, na região rica em háfnio, as reações peritéticas L + Hf5Si3 Hf2Si, L + Hf3Si2 Hf5Si3, L + Hf3Si2 Hf5Si4, L + Hf5Si4 HfSi, L + HfSi HfSi2, a transformação congruente L Hf3Si2, e a reação eutética L SiSS + HfSi2, na região rica em silício, a estabilidade das fases intermediárias Hf2Si, Hf5Si3, Hf3Si2, Hf5Si4 a 1600 ºC, e a estabilidade de HfSi e HfSi2 a 1200 ºC, o que sugere alterações significativas em relação ao diagrama de fases atualmente aceito pela literatura; (ii) no sistema binário háfnio-boro a reação eutética L _HfSS + HfB, na região rica em háfnio, a reação peritética L + HfB2 HfB, a transformação congruente L HfB2 e a reação eutética L B-RhomSS + HfB2, na região rica em boro, e a estabilidade das fases intermediárias HfB e HfB2 a 1600 ºC, o que está de acordo com o diagrama de fases atualmente aceito pela literatura; (iii) no sistema ternário háfnio-silício-boro na região rica em háfnio, na projeção Liquidus, verificou-se as reações L _HfSS + Hf2Si + HfB, L HfB + Hf2Si, L HfB2 + Hf2Si, L HfB2 + Hf5Si3, L HfB2 + Hf3Si2, L HfB2 + Hf5Si4, L HfB2 + HfSi, L _HfSS + Hf2Si, L _HfSS + HfB, L + Hf5Si3 Hf2Si, L + Hf3Si2 Hf5Si3, L + Hf3Si2 Hf5Si4, L + Hf5Si4 HfSi e L + HfB2 HfB e na seção isotérmica a 1600 ºC, verificou-se a estabilidade das fases _HfSS, Hf2Si, Hf5Si3, Hf3Si2, Hf5Si4, HfSi, HfSi2, HfB e HfB2, e a existência dos campos trifásicos _HfSS + HfB + Hf2Si, HfB2 + HfB + Hf2Si, HfB2 + Hf2Si + Hf5Si3, HfB2 + Hf5Si3 + Hf3Si2, HfB2 + Hf3Si2 + Hf5Si4, HfB2 + Hf5Si4 + HfSi e HfB2 + HfSi + HfSi2. / Nowadays, there is a big demand for materials for structural applications at high temperatures. These materials must present a good properties balance. The last generation of the nickel-base superalloys can be used at temperatures close to 1150oC. However, information available so far shows that multiphase microstructure materials are potentially better for such application. Among these materials, the Group of Phase Diagrams and Computational thermodynamics in the Escola de Engenharia de Lorena has chosen those systems, which contains intermetallic(s) phase(s) in equilibrium with refractory metal or alloy for evaluation. Recently we have evaluated the phase stability at high temperature in the refractory metal (molybdenum, niobium, tantalum, vanadium, titanium, zirconium)- silicon-boron system, aiming at the development of a thermodynamic data base. The experimental study of the isothermal section at 1600 ºC and the Liquidus projection of the hafnium-silicon-boron system completes this cycle of works. The study of this ternary system demanded the revision of the hafnium-silicon and hafnium-boron binary systems, through its experimental evaluation. Alloys had been produced with blades of hafnium (minimum 99.8%), silicon (minimum 99.998%) and boron (minimum 99.5%), in the voltaic arc furnace under argon atmosphere, and heat treated at 1600 ºC under argon atmosphere. The phases had been identified by X-ray diffraction and contrast in backscattered electron imaging mode and spectroscopy of dispersive energy. The study determined: (i) in the binary system hafnium-boron the eutectic reaction L _HfSS + HfB, in the rich region of hafnium, the peritectic reaction L + HfB2 HfB, the congruent transformation L HfB2 and the eutectic reaction L B-Rhom + HfB2, in the rich region of boron, and the stability of the intermediate phases HfB and HfB2 at 1600 ºC, what is in agreement to the currently accepted diagram; (ii) in the binary system hafnium-silicon the eutectic reaction L _HfSS + Hf2Si, in the rich region of hafnium, the peritectic reactions L + Hf5Si3 Hf2Si, L + Hf3Si2 Hf5Si3, L + Hf3Si2 Hf5Si4, L + Hf5Si4 HfSi and L + HfSi HfSi2, the congruent transformation L Hf3Si2, and the eutectic reaction L SiSS + HfSi2, in the rich region of silicon, the stability of the intermediate phases Hf2Si, Hf5Si3, Hf3Si2, Hf5Si4 at 1600 ºC, and the stability of HfSi and HfSi2 at 1200 ºC, what suggests significant alterations in relation to the currently accepted diagram; (iii) in the ternary system hafnium-silicon-boron, in the rich region in hafnium, in the Liquidus projection, the reactions L _HfSS + Hf2Si + HfB, L HfB + Hf2Si, L HfB2 + Hf2Si, L HfB2 + Hf5Si3, L HfB2 + Hf3Si2, L HfB2 + Hf5Si4, L HfB2 + HfSi, L _HfSS + Hf2Si, L _HfSS + HfB, L + Hf5Si3 Hf2Si, L + Hf3Si2 Hf5Si3, L + Hf3Si2 Hf5Si4, L + Hf5Si4 HfSi e L + HfB2 HfB and in the isothermal section at 1600 ºC, the stability of the phases _HfSS, Hf2Si, Hf5Si3, Hf3Si2, Hf5Si4, HfSi, HfSi2, HfB and HfB2, and the threephase fields _HfSS + HfB + Hf2Si, HfB2 + HfB + Hf2Si, HfB2 + Hf2Si + Hf5Si3, HfB2 + Hf5Si3 + Hf3Si2, HfB2 + Hf3Si2 + Hf5Si4, HfB2 + Hf5Si4 + HfSi and HfB2 + HfSi + HfSi2.