Tecnologia dos Materiais - Diagrama de Fases

da situação em que
o resfriamento ocorre muito lentamente,
representando uma situação de equilíbrio entre
as fases.
Vamos considerar o sistema cobre-níquel com
composição 35%p Ni-65%p Cu na medida em
que este sistema é resfriado a partir de uma
temperatura de 1300°C.
(1) A 1300°C, no ponto a, a liga está
completamente líquida (com composição de
35%p Ni-65%p Cu).
(2) À medida que o resfriamento tem seu início,
nenhuma alteração microestrutural ou
composicional irá ocorrer até que seja atingida
a curva liquidus (ponto b, 1260°C). Neste
ponto, o primeiro sólido α começa a se formar, o
qual tem uma composição que está
especificada pela linha de amarração traçada a
essa temperatura, 46% Ni-54%p Cu, e a
composição do líquido ainda é de
aproximadamente 35%p Ni-65%p Cu.
(3) A uma temperatura de 1250°C, no ponto
c, as composições das fases líquida e α são
de 32%p Ni-68%p Cu e 43%p Ni-57%p Cu.
Perceba também através da Regra da
Alavanca que a fase α tem aumentado em
quantidade no decorrer do resfriamento.
(4) O processo de solidificação está
virtualmente encerrado a uma temperatura
de aproximadamente 1220°C, ponto d; a
composição do sólido α é de
aproximadamente 35%p Ni-65%p Cu (a
composição global da liga), enquanto a
composição para a última fração líquida que
permanece é de 24%p Ni-76%p Cu. Perceba
que a fração de Cu na fase líquida é
crescente com o resfriamento, isso se deve
ao fato do Ponto de Fusão do Cu ser menor
do que o Ni.
(5) Ao cruzar a curva solidus, esse resto de
fase líquida se solidifica; o produto final é
então uma solução sólida de fase α, que
possui uma composição uniforme de 35%p
Ni-65%p Cu, ponto e.
As condições de solidificação (resfriamento) em equilíbrio e o desenvolvimento de
microestruturas, conforme descrito na seção anterior, são conseguidas somente para taxas de
resfriamento extremamente lentas.
A razão para tal é que, com as alterações na temperatura, devem existir reajustes nas
composições das fases sólida e líquida (Regra da Alavanca), de acordo com o diagrama de
fases.
Esses reajustes são conseguidos mediante processos de difusão, isto é, a difusão tanto na
fase sólida como na fase líquida, e ainda através da interface sólido-líquido.
Uma vez que a difusão é um fenômeno dependente do tempo, para se manter o equilíbrio
durante o resfriamento deve-se permitir que o sistema fique tempo suficiente para cada
temperatura para que os reajustes apropriados de composição tenham lugar.
As taxas de difusão são especialmente baixas para a fase sólida e, para ambas as fases,
diminuem com a redução na temperatura.
Resfriamento  Reajustes nas Composições Sol.&Liq.  Processos de Difusão  Dep. Tempo & Temperatura.
Com o objetivo de simplificar essa discussão,
será admitido que as taxas de difusão na
fase líquida são suficientemente rápidas para
manter o equilíbrio no líquido.
Vamos considerar o sistema cobre-níquel
com composição 35%p Ni-65%p Cu na
medida em que este sistema é resfriado a
partir de uma temperatura de 1300°C.
(1) A 1300°C, no ponto a’, a liga está
completamente líquida (com composição
de 35%p Ni-65%p Cu). Nenhuma
alteração ocorre enquanto se resfria ao
longo da região da fase líquida (o que
vale dizer que as taxas de difusão na
fase líquida são suficientemente rápidas
para manter o equilíbrio no líquido).
(2) No ponto b', a aproximadamente
1260°C, as partículas da fase α começam a
se formar, as quais, a partir da linha de
amarração construída, possuem uma
composição de 46%p Ni-54%p Cu.
(3) No ponto c', a aproximadamente
1240°C, a composição do líquido se
deslocou para 29%p Ni-71%p Cu; além
disso, nessa temperatura a composição da
fase α que se solidificou é de 40%p Ni-60%p
Cu.
Contudo, uma vez que a difusão na fase α
sólida é relativamente lenta, a fase α que se
formou no ponto b' não alterou a sua
composição de maneira apreciável — isto é,
ainda é de aproximadamente 46%p Ni — e a
composição dos grãos da fase α foram se
alterando continuamente ao longo da sua
posição radial, desde 46%p Ni no centro dos
grãos até 40%p Ni nos perímetros externos
dos grãos.
Assim, no ponto c', a composição média
dos grãos sólidos da fase α que se formaram
seria uma composição média ponderada
pelo volume dos grãos, situada entre 46 e
40%p Ni; para prosseguir com esta
discussão, vamos considerar que essa
composição média seja de 42%p Ni-58%p
Cu.
(4) No ponto d', a aproximadamente
1220°C, e para taxas de resfriamento em
condições de equilíbrio, a solidificação
deveria estar completa, contudo, para essa
condição de solidificação fora de equilíbrio,
ainda existe uma proporção apreciável de
líquido que permanece no sistema (perceba
pela Regra da Alavanca estendida para essa
situação), e a fase α que está se formando
possui uma composição de 35 %p Ni; ainda,
a composição média da fase α neste ponto
é de 38%p Ni.
(5) No ponto e’, a aproximadamente
1205°C, a solidificação na ausência de
equilíbrio atinge finalmente o seu término. A
composição da última fase α a solidificar
neste ponto é de aproximadamente 31%p Ni;
a composição média da fase α ao final da
solidificação é de 35 %p Ni (Idêntica à
composição Global).
Perceba que, com base nos cálculos pela regra
da alavanca, uma maior proporção de líquido
está presente para essas condições fora de
equilíbrio do que em um resfriamento em
condições de equilíbrio, isso se deve porque a
curva solidus no diagrama de fases foi
deslocada para maiores teores de Ni e está
representada pela linha tracejada.
Não existe uma alteração equivalente na curva
liquidus, uma vez que se admitiu que o
equilíbrio fosse mantido na fase líquida durante
o resfriamento, como resultado de taxas de
difusão suficientemente rápidas.
O grau de deslocamento da curva solidus para
condições fora de equilíbrio em relação à curva
solidus para condições de equilíbrio irá
depender da taxa de resfriamento. Quanto mais
lenta for a taxa de resfriamento, menor será
esse deslocamento (Ângulo formado). Além
disso, se a taxa de difusão na fase sólida for
aumentada, esse deslocamento será diminuído.
A distribuição dos dois elementos dentro dos
grãos não é uniforme, um fenômeno conhecido
por Segregação/Zoneamento; isto é, são
estabelecidos gradientes de concentração ao
longo dos grãos. O centro de cada grão, que
consiste na primeira parte a se solidificar, é rico
no elemento com maior ponto de fusão (por
exemplo, no caso deste sistema Cu-Ni, este
elemento é o Ni).
As propriedades de uma estrutura zonada são
inferiores às ótimas; à medida que uma peça
fundida que possui uma estrutura zonada é
reaquecida, as regiões dos contornos dos grãos
irão fundir em primeiro lugar, já que elas são
mais ricas em termos do componente com
menor temperatura de fusão. Isso produz uma
perda repentina da integridade mecânica devido
à fina película líquida que separa os grãos.
A estrutura zonada pode ser eliminada através
de um tratamento térmico de homogeneização
executado a uma temperatura abaixo do ponto
solidus para a composição específica da liga.
Outro tipo comum e relativamente simples de diagrama de fases encontrado para ligas
binárias é conhecido como diagrama de fases eutético binário.
Diversas características desse diagrama de fases são importantes e dignas de observação:
(1) São encontradas três regiões monofásicas
distintas no diagrama: α (solução sólida rica em
cobre), β (solução sólida rica em prata) e
líquida.
(2) A solubilidade em cada uma dessas fases
sólidas (α e β) está limitada, a qualquer
temperatura abaixo da curva BEG apenas uma
concentração limitada de prata irá se dissolver no
cobre (para a fase α) e apenas uma concentração
limitada de cobre irá se dissolver na prata (para a
fase β).
(3) O limite de solubilidade para a fase α
corresponde à curva de fronteira, identificada por
CBA. Ele aumenta com a temperatura até um
valor máximo de 8,0%p Ag a 779°C, no ponto B, e
diminui novamente para zero na temperatura de
fusão do cobre