8.1 Regra das fases de Gibbs (1876) Correlação entre dados termodinâmicos e diagramas de fases. Para grandes quantidades de 02 fases, cada uma contendo o componente i O componente i na fase α terá uma atividade, aiα O componente i na fase β terá uma atividade, atividade aiβ Podemos transferir um átomo-grama de i da fase α para a fase β a T cte sem mudar a composição (lembrando que são grandes quantidades de alfa e beta) 8.1 Regra das fases de Gibbs A reação será: i(aα) = i(aβ) ∆G A energia livre parcial molar de i na fase β será: Gi Gi* RT ln ai E na fase α será Gi Gi* RT ln ai E a energia livre da reação será: ai G RT ln ai Se aiβ < aiα a reação será espontânea pois ∆G<0 Se aiβ > aiα a reação reversa ocorrerá pois ∆G → 0 No equilíbrio ∆G=0 e portanto aiβ = aiβ ou Gi Gi Generalizando; no equilíbrio a energia livre molar parcial (ou potencial químico), e um componente i será a mesma em todas as fases. 8.1 Regra das fases de Gibbs Generalizando: G1 G1 G1 ... G1 G2 G2 G2 ... G2 G G G ... G Normalmente diversas variáveis podem ser controladas controladas. Considerando Considerando, por exemplo, a variação da composição de todos os componentes r. Ainda, em princípio T e p podem variar. A composição de uma dada fase é dada por: X 1 X 2 X 3 ... X 1 Existem (r-1) variáveis referente aos componentes; como existem Φ fases; o número de variáveis independentes será: Φ(r Φ(r-1) 1) Adicionando T e p temos mais 02 variáveis: 2 + Φ(r-1) Porém,, como existe a condição ç de equilíbrio; q ; G1 G1 etc para p cada componente p existem (Φ-1) equações com igualdade de G. Como temos r componentes o número total de equações será: r(Φ-1) E o número de variáveis, que é o numero de variáveis independentes menos o numero de ralações entre elas, será: f = 2 + Φ(r-1) - r(Φ-1) ou f=r-Φ+2 8.1 Regra das fases de Gibbs f = r - Φ + 2: o numero de graus de liberdade para fases em equilíbrio é igual o número de componentes menos o número de fases mais 2 2. Para diagramas obtidos à pressão constante constante, p não é considerado e portanto f=r-Φ+1 Ponto 1: Φ =1 f=2 podemos variar T e composição sem mudar o numero de fases. Ponto 2: Φ =2 f=1 podemos variar de maneira independente ou T ou a composição. Se T varia a composição das duas fases devem acompanhar os contornos de fases. Ponto 3: Φ =3 f=0 graus de liberdade igual a zero. 8.1 Regra das fases de Gibbs Situações mais complicadas: adições de BaO e NaCl a um solvente. Esses componentes podem reagir para resultar em: BaO+2NaCl = BaCl2 + Na2O Número de componentes: 05 (BaO + 2NaCl – BaCl2 + Na2O + solvente) e não 03! como esperado Porém a equação da reação fornece uma equação restritiva; além da seguinte relação: XBaCl2 = XNa2O E portanto as 05 variáveis são reduzidas a 03. 8.2 Cálculo de quantidades termodinâmicas a partir de diagramas de fase simples B é solúvel em A mas A é insolúvel em B T1 para qualquer composição XB onde XαB(sat) < XB< 1, 1 B puro estará em equilíbrio com B na fase α na composição XαB(sat) B( t) ou seja: B ( s ) B ( X B ( sat ) ) G 0 portanto, é válido para o potencial químico: B* B ( sat ) e a B* aB ( sat ) C Como B puro é o estado t d padrão: d ã a B* 1 e portanto, t t aB ( sat ) 1 Se a solução α é diluída, B segue a Lei de Henry, seu coeficiente de atividade pode ser calculado, uma vez que: aB ( sat ) 1 B0 XB(sat) B0 1 XB(sat) e portanto: 8.2 Cálculo de quantidades termodinâmicas a partir de diagramas de fase simples B é solúvel em A mas A é insolúvel em B Para diagramas deste tipo, é possível obter informações sobre o formato da linha solvus de α em função da T. Como ∆G=0 para a reação envolvendo a solução é necessário considerar uma equação diferente; consideremos a equação correspondente ao componente B sendo transferido para uma composição arbitrária em α, por ex., XB=0,01 no lugar de XαB(sat) B( t); G1 ou seja; B ( s ) B ( X B 0,01 ) avaliando ∆G1 G1 B B* RT ln Como anteriormente; aB* 1 e aB e da eq. de ∆G1 aB a B* a B B0 (0,01) ; substituição na eq. 0,01 X B( sat ) ( B B* ) RT ln(0,01) RT ln X B( sat ) B0 1 XB(sat) : 8.2 Cálculo de quantidades termodinâmicas a partir de diagramas de fase simples B é solúvel em A mas A é insolúvel em B Sabemos que: ( i / T ) H i ; portanto: (1 / T ) ln X B( sat ) ( B / T ) ( B* / T ) H B H B * R (1 / T ) (1 / T ) (1 / T ) ln l X B( sat ) H B T R ( 1 / ) ou H B X B( sat ) A exp RT ∆HB é a entalpia utilizada para transferir B puro para a solução diluída; ou seja a entalpia molar parcial relativa relativa. Para uma solução diluída, na qual o soluto segue a Lei de Henry, ∆HB é independente da composição e pode ser obtido (para diagramas como o anterior) da linha solvus. 8.2 Cálculo de quantidades termodinâmicas a partir de diagramas de fase simples B é solúvel em A mas A é insolúvel em B ∆HB é virtualmente independente da T (o que é válido para a maioria das reações de estado sólido); e o gráfico de XαB(sat) ( ) versus 1/T é uma linha reta com inclinação igual a – ∆HB /R. Avaliação estatística pode trazer informação sobre a natureza do termo pré-exponencial A. Para um át P átomo-grama de d solução l ã com NA átomos de A e NB átomos de B, XA=NA/N0 e XB=NB/N0 Um átomo B tem uma entropia vibracional no estado puro de Sv. Quando B vai para solução sofre uma mudança de entropia vibracional para Sv’, resultando numa variação por átomo de ∆Sv. Haverá ainda uma variação de entropia p configuracional g dada p por ∆Sm =kln(Ω’/ ( Ω )). No estado p puro Ω=1 e na liga g N 0! N B ! N A! 8.2 Cálculo de quantidades termodinâmicas a partir de diagramas de fase simples B é solúvel em A mas A é insolúvel em B A entropia ideal de mistura para um átomo-grama de solução é: S m N 0 k[ X A l n X A X B ln X B ] A entropia de mistura molar parcial por átomo-grama de B, é dada por; S B ( m ) N 0 k ln X B e portanto, a variação na mistura por átomo de B será S B k ln X B S Bxs sendo d ∆SBxs a soma dos d ttermos magnético éti eletrônico l t ô i e vibracionais. ib i i Ainda, com a transferência de um átomo de B puro para solução, haverá uma variação de entalpia ∆HB. E o potencial químico por átomo será dado por: B B* H B TS Bxs ou B B* H B kT ln X B TS Bxs 8.2 Cálculo de quantidades termodinâmicas a partir de diagramas de fase simples B é solúvel em A mas A é insolúvel em B * No equilíbrio B B para composiçõe s X B ( sat ) X B 1 e a fração molar de B em α será XαB(sat); como resultado, após rearranjo; X B ( sat ) S Bxs H B exp exp kT k H B RT Comparando esta última, com a eq. X B( sat ) A exp Vê-se que a constante de integração: S Bxs A k Considerando que ∆SBxs é independente da concentração e aplicando logaritmo em ambos os lados; ln X B( sat ) S Bxs H k kT 8.2 Cálculo de quantidades termodinâmicas a partir de diagramas de fase simples B é solúvel em A mas A é insolúvel em B 1 , extrapolação para 1/T 0 T neste ponto Sxs B /k Gráfico de X B( sat ) versus intercepto de lnX B( sat ) Portanto, conceitos de mecânica estatística fornecem um método de avaliar a entropia de excesso de soluto relativo ao soluto puro. Em geral, quanto maior o valor d ∆HB maior de i será á ttambém bé o valor de ∆SBxs Podemos entender essa relação relação, sabendo que a contribuição mais importante para o calor de solução é associada à contribuição da energia de deformação, portanto, altos valores de ∆HB são associados com grandes desajustes do soluto no cristal cristal, que abaixam as freqüências vibracionais de átomos de soluto vizinhos e resulta numa contribuição positiva para ∆SBxs 8.2 Cálculo de quantidades termodinâmicas a partir de diagramas de fase simples B é solúvel em A mas A é insolúvel em B Pode-se notar que os valores de ∆HB são positivos o que indica que a solubilidade d B em A aumenta de t com a temperatura. t t 8.2 Cálculo de quantidades termodinâmicas a partir de diagramas de fase simples A e B mutuamente solúveis com extensão limitada T1 para composições XαB(sat) < XB < XβB(sat) a fase α está em equilíbrio com β, ou seja o potencial químico de A é o mesmo nas duas fases e o potencial químico de B também é o mesmo nas duas fases. Usando o componente B: B( X B( sat ) ) B( X B( sat ) ) portanto: G 0 B( sat ) B( sat ) A diferença entre este e o caso anterior é que: B( sat ) B* Como ambas soluções α e β são diluídas, os solutos seguem a lei l id de H Henry e os solventes a lei de Raoult. Para a fase β, B é o solvente e portanto, para o solvente, como γB=1 B B* RT ln aB B* RT ln X B 8.2 Cálculo de quantidades termodinâmicas a partir de diagramas de fase simples A e B mutuamente solúveis com extensão limitada * Para a composição XβB(sat); B ( sat ) B RT ln X B ( sat ) Na fase α saturada, o componente B é o soluto e segue a lei de Henry; portanto: B( sat ) B* RT ln X B( sat ) RT ln B0 Igualando as 02 últimas eqs: ln X B( sat ) ln X B( sat ) ln B0 ou 0 B X B( sat ) X B(sat ) Activities of components A and B at temperatures T1. Corresponds to limited solubility on both sides. 8.2 Cálculo de quantidades termodinâmicas a partir de diagramas de fase simples Ilustração Ni e A: a 1000 K A dissolve 4 at% Ni Ni dissolve 6 at% A Qual pO2 para a qual Ni dissolvido em A na extensão de 1 at% começará a oxidar formando NiO? Para a reação reação, NiO(s) = ½ O2(g, (g 1atm) + Ni(s) Ni(s), temos: ∆G0=146.000J =146 000J = -RTlnK Portanto, K 2,34 x10 5 a Ni . pO1/22 a NiO onde aNiO=1 pois supõe-se formar NiO puro Qual aNi em 1at% de solução? aNi-puro =1 Para solução sólida terminal rica em Ni, Ni segue a lei de Raoul; portanto a atividade na linha solvus, onde XNi=0,94 será aNi=0,94. q com a solução ç rica em A ((α contendo 4 at% % Ni)) de Esta fase está em equilíbrio modo que a atividade do Ni para XNi=0,04 será aNi=0,94 8.2 Cálculo de quantidades termodinâmicas a partir de diagramas de fase simples Como Ni na fase α segue a lei de Henry, o coeficiente de atividade, γNi0 é constante, e como aNi= γNi0 Xni e conhecemos aNi para XNi = 0,04 γNi0 =0,94/0,04 =0 94/0 04 = 23 23,5 5 E portanto atividade do Ni em uma solução de 1at% será: aNi=0,01(23,5)=0,235 Substituindo esses valores na eq. da constante de equilíbrio; pO2 = 9,6x10-10 N/m2 Quais informações ç termodinâmicas podem p ser obtidas das linhas solvus correspondentes as soluções α e β ? A reação básica básica, B ( X B ( satt ) ) B ( X B ( satt ) ) G 0 G novamente não é muito útil pois a variação de energia livre é zero. 8.2 Cálculo de quantidades termodinâmicas a partir de diagramas de fase simples 8.2 Cálculo de quantidades termodinâmicas a partir de diagramas de fase simples 8.2 Cálculo de quantidades termodinâmicas a partir de diagramas de fase simples Solubilidade de gases em metais Normalmente a solubilidade de H2,O2, N2, etc. é muito pequena e como conseqüência a lei de Henry é seguida. Geralmente esses solutos existem na forma monoatômica; a reação geral de oxigênio entrando em solução em um cristal A é: O2(g,p) = 2O(sat) (no cristal A) O2 X O2 ( sat ) aO2 A cte de equilíbrio será: K pO2 pO2 Como lei de Henry é seguida, à T cte, X O ( sat ) K 1/ 2 O pO1/22 que é: lei de Sievert A dependência da solubilidade com a temperatura pode ser calculada através do mesmo raciocínio usado no caso de soluções sólidas, e resulta em: H O XO(sat ) Aexp 2RT 8.3 Efeito da pressão sobre a solubilidade Efeito da pressão externa sobre solubilidade de um gás num metal A solubilidade depende de pgas, porém como a solubilidade é afetada pela aplicação . de uma pressão hidrostática externa ou aplicação de uma tensão de tração? Partindo da relação: d i Vi dp S i dT (onde p é a pressão aplicada). Sabendo que di RTd ln ai , temos que a T cte: d ln ai Vi dp RT Como ai está relacionado com Xi, podemos escrever, para o caso de manter a pressão parcial do componente i constante: d ln ai d ln X i ( sat ) Portanto; d ln X i ( sat ) Vi dp ou seja, seja a variação da solubilidade com a pressão está RT relacionada à T e ao volume molar parcial do componente i na solução. Integrando de p=1 a p, obtêm-se: ln X i ( sat ) X i ( sat , p atm) Vi ( p 1) RT 8.3 Efeito da pressão sobre a solubilidade Solubilidade de H2 em ligas Pd-Ag em função de tensões compressivas e de tração. Para um sólido isotrópico (p-1)≈p e relacionado com a tensão através de p=σ/3 . l ln X i ( sat ) X i ( sat , p atm ) Vi 3RT 8.4 Solubilidade de pequenas partículas No caso de partículas muito pequenas, efeitos de interface afetam fortemente a solubilidade de um componente em uma solução sólida sólida. . Considerando partículas esféricas de B imersas na matriz de α Pressão de B na fase vapor e na fase gasosa de uma partícula esférica e uma com raio de curvatura infinito. infinito σ – energia livre interfacial entre a partícula e a matriz α Qual a pressão de vapor de B em função do raio de curvatura (dados de pB geralmente são para grandes partículas com raios infinitos)? Podemos então comparar: Pr : pressão de vapor de uma partícula de raio r P∞ : pressão de vapor de B sobre uma superfície plana As pressões A õ no iinterior t i d das partículas tí l serão ã Pr e P∞, e a pressão ã d de B fora f das d partículas na fase vapor, imediatamente adjacente às partículas será Pr‘ e P∞‘. Como à pressão externa cte e T cte não haverá gradiente de pressão na fase gasosa gasosa, temos: Pr‘ = P∞‘ = P‘. 8.4 Solubilidade de pequenas partículas A pressão de vapor dentro das partículas não é tão óbvia. Considere B fechada pela superfície e envolvida pela fase vapor. . s – segmento de superfície com uma normal n, devemos mover um elemento de superfície dA uma quantidade dn mantendo o volume cte. No equilíbrio, sob a condição de volume cte, F será mínimo e portanto a T cte: dF = -dW = 0 Após o processo estar completo a fase vapor sofrerá uma mudança de volume dVg e a partícula na pressão p terá sofrido uma mudança de volume dVB. Elemento da superfície de uma partícula esférica. A fase B está envolta pela superfície e rodeada pela fase vapor. Ainda, o elemento de área dA mudará para d(dA). A variação de volume do vapor e partícula resultará em trabalho dW de Pr‘dVg e Pr dVB, respectivamente. A variação da área da partícula resulta em um trabalho, dW igual a -σd(dA). O trabalho total será a soma desses 02 termos: 8.4 Solubilidade de pequenas partículas Da relação dF = -dW = 0 . pr' dVg pr dVB d (dA) 0 A relação entre a mudança de área e dn será: d (dA) 2 dA.dn r Entretanto, como dA.dn= dVB temos: d ( dA) dV 2 r E ainda ainda,-dA.dn=dV dA.dn dVg uma vez que o volume total do gás mais partícula é constante constante, e substituição na eq. acima, resulta em: p p ' 2 r r r desta última eq., quando r , p' p e portanto pr' p e portanto: pr p 2 r 8.4 Solubilidade de pequenas partículas A T cte, a variação de potencial químico é: d VB*dp , e portanto, * V 2 B d r VB* ( pr p ) r * Além disso, B e portanto a 1 . A solubilidade de B em α é pequena pequena, de modo que a lei de Henry é válida para o soluto, e portanto: 0 1 B X B ( sat ) O potencial químico de átomos em uma partícula de raio r é dado por: r B* RT ln ar 2VB* e substituindo na eq. de dμ: RT ln ar r 8.4 Solubilidade de pequenas partículas ar B0 ( X B( sat ) ) r Como a lei de Henry é seguida pelo soluto: e portanto, ln A quantidade VB* = M/ρ e portanto: ln [ X B( sat ) ]r X B ( sat ) [ X B( sat ) ]r X B ( sat ) 2VB* RT RTr 2 M rRT equação de d Thomson-Freundlich; Th F dli h (ou efeito Gibbs-Thomson, ou de capilaridade) IIndica di que a solubilidade l bilid d d de B em α numa determinada d t i d T depende d d exponencialmente do raio da partícula r. Quanto menor o raio da partícula partícula, maior será o potencial químico dos átomos na partícula, e portanto maior será a solubilidade. Este efeito devido a energia interfacial é importante principalmente para partículas muito pequenas (grande relação área / volume) 8.4 Solubilidade de pequenas partículas Exemplo: 500 K material com peso atômico 50 densidade 104 kg/m3 energia livre interfacial de 0,5J/m2 Razão de solubilidade versus raio; efeito do tamanho de partícula é somente importante para partículas com raios abaixo de 50 A 8.4 Solubilidade de pequenas partículas G 2Vm r 8.5 Equilíbrio entre uma solução sólida e uma liga líquida Para solubilidade sólida, como a energia molar parcial relativa do soluto é geralmente positiva, iti a solubilidade l bilid d aumenta t exponencialmente i l t com a ttemperatura. t . A mesma situação vale para T acima da Teutética? Consideremos equilíbrio entre α e l, logo abaixo da TfA. B( sat ) Bl ( sat ) Nesta T, B puro é sólido, que é estado padrão de B; entretanto B está na solução como líquido entretanto, líquido. Consideremos que o liquido se comporte como uma solução regular, e desprezemos pequenas peque as mudanças uda ças da e entalpia ta p a co com a T. A diferença de potencial químico entre B puro e B presente em α saturado, será: B( sat ) B* RT ln l B0 X B( sat ) H B TS B S B R ln l X B( sat ) S Bxs e substituindo, temos RT ln B0 ( ) H B TS Bxs 8.5 Equilíbrio entre uma solução sólida e uma liga líquida O próximo passo é considerar o potencial químico de B na fase liquida e a reação relevante l t é a seguinte: i t . (1) B(s) = B(na liga liquida) Que pode ser desmembrada em: (2) B(s) = B(l) (3) B(s) = B (na liga liquida) A variação de energia livre para a reação (2) será: Bl B* L f ( B ) TS f ( B ) L f (1 T T fusão ) e para a reação (3) é valido para uma solução regular Bl ( sat ) Bl H Bl RT ln X Bl ( sat ) Portanto, a variação do potencial químico para a reação (1) será: Bl ( sat ) B* H Bl RT ln X Bl ( sat ) L f (1 Como l B ( sat ) B ( sat ) ou RT ln X B( sat ) X Bl ( sat ) T T fusão ) (H B H Bl ) TS Bxs L f (1 T T fusão ) 8.5 Equilíbrio entre uma solução sólida e uma liga líquida RT ln . X B( sat ) X X B( sat ) X Bl ( sat ) l B ( sat ) (H B H Bl ) TS Bxs L f (1 T T fusão ) é chamado constante de segregação P Para um di diagrama eutético, téti XlB(sat) aumenta t ffortemente t t com o abaixamento b i t da d Ta partir do ponto de fusão de A. Como conseqüência da eq. acima, XαB(sat) também aumentará fortemente com o abaixamento da temperatura até que a temperatura do eutético é alcançada alcançada. Como conseqüência a máxima solubilidade ocorre freqüentemente na temperatura do eutético. Entretanto, em alguns casos a máxima solubilidade ocorre em uma T próxima da Tf do solvente. 8.5 Equilíbrio entre uma solução sólida e uma liga líquida Solubilidade retrógrada quando d máxima á i solubilidade l bilid d ocorre perto t d do ponto t d de ffusão ã d do solvente. l t . Este tipo de solubilidade está associado à magnitude de ∆HBα que pode ser muito grande em sistemas a base de semicondutores Solubilidade retrógrada não é observado em metais pois ∆HBα é muito baixo. Altos valores de ∆HBα são associados com baixa solubilidade de B na fase α, e portanto, o fenômeno de solubilidade retrógrada é observado em sistemas com baixa solubilidade sólida. 8.6 Solubilidade de uma fase metaestável Supondo fase β saturada em contato com α saturada. Supondo que β não tem a estrutura de equilíbrio - metaestável Supondo ainda que β está superaquecida acima da temperatura do eutético. Qual é a composição de α em equilíbrio com β acima do eutético? ∆HAβ - entalpia molar parcial relativa de A na fase β, é a mesma acima e abaixo do eutético ∆HBα - também permanece inalterado acima do eutético. Portanto a quantidade acima do eutético. ln X B( sat ) ln X B( sat ) H B também permanece inalterada (1 / T ) (1 / T ) R Isto significa que as linhas solvus acima do eutético são extensões das linhas abaixo do eutético. 8.6 Solubilidade de uma fase metaestável em T1: β de composição p ç b em equilíbrio q metaestável com α de composição a. em T2: T2 α de d composição i ã c em equilíbrio ilíb i metaestável t tá l com liquido li id de d composição i ã e; liquido de composição d em equilíbrio metaestável com β de composição f. Podemos generalizar que a solubilidade de uma fase metaestável é sempre maior que a de uma fase estável.