Terör Örgütlerinin Silâhlı Saldırının Doğrudan Faili Olarak Kabul Edilip

Usualmente, durante o trabalho a quente, os DSS são reaquecidos a 1250oC e deformados em sequencias de passes por laminação ou forjamento com a temperatura decrescendo até valores próximos a 1000oC. Nesta faixa de temperatura esses aços são bifásicos, entretanto, não apresentam uma microestrutura típica de material dúplex (microestrutura caracterizada por frações volumétricas iguais de cada uma das fases, com um número aproximadamente igual de grãos com tamanhos médios iguais e arranjados ao acaso [28]). Como consequência as transformações de fase que ocorrem durante a deformação no campo bifásico impõem uma série de limitações ao processamento termomecânico, tais como, formação de trincas laterais nas chapas laminadas e/ou acabamentos superficiais inaceitáveis nos produtos conformados [29-30].

Materiais com alta razão Cr/Ni tendem a dissolver um maior volume de austenita durante o reaquecimento em altas temperaturas, enquanto que

maiores teores de níquel estabilizam a fase austenítica. Assim, dependendo da composição e das condições de deformação, uma extensa variedade de microestruturas pode ser formada durante o processamento a quente de aços inoxidáveis dúplex [31-32]. Portanto, durante a deformação a quente de microestruturas bifásicas, o comportamento desses materiais não depende apenas da fração volumétrica de cada uma das fases, mas também de suas morfologias e distribuições dentro da matriz, além da natureza das interfaces. Juntamente com os mecanismos de amaciamento que operam em cada uma das fases (recuperação e recristalização), os contornos de fases desempenham um papel importante, uma vez que a acomodação da deformação macroscópica depende, não apenas das características das duas fases, mas também de como estas fases são afetadas pela presença das interfaces.

É bem conhecido que, durante a deformação em altas temperaturas, após um dado encruamento, aços inoxidáveis ferríticos amaciam extensamente por recuperação dinâmica, enquanto que aços inoxidáveis austeníticos, com energia de falha de empilhamento relativamente baixa, amaciam por recristalização dinâmica [33-34]. Quando duas fases são deformadas juntas, a distribuição de deformações entre elas deixa de ser uniforme. Assim, a presença de uma segunda fase massiva dentro da matriz aumenta a complexidade do processo de deformação, e como consequência, a microestrutura pode limitar a quantidade de deformação que o material pode ser submetido sem falhar [35].

A extensa literatura existente a respeito dos aços inoxidáveis monofásicos (austeníticos e ferríticos) consolidou um vasto conhecimento dos mecanismos de restauração (recuperação e recristalização) envolvidos na acomodação da deformação durante a conformação a quente destes materiais, entretanto, o mesmo não se pode dizer em relação aos aços inoxidáveis dúplex. Medidas experimentais indicam que os aços inoxidáveis austeníticos possuem energia de falha de empilhamento relativamente baixa, e os aços ferríticos alta energia, isto leva a diferentes respostas nos processos de restauração que ocorrem durante e após a deformação a quente [36]. Desta

forma, para tentar compreender o processo de deformação a quente das duas fases combinadas faz-se necessário conhecer o comportamento de cada uma delas separadamente.

Na ferrita, após um breve estágio de encruamento, onde prevalecem os mecanismos de geração de discordâncias, começam a atuar mecanismos termicamente ativados como a escalagem e deslizamento cruzado, que facilitam a aniquilação e o rearranjo das discordâncias, de modo que ocorre a formação de uma estrutura poligonizada de subgrãos [37]. Como conseqüência, a curva de escoamento plástico aumenta monotonicamente com a deformação até atingir um certo valor correspondente à tensão do estado estacionário, e permanece constante independente da quantidade de deformação imposta posteriormente [38].

Rizhi e col. [39], trabalhando com ferro puro deformado por laminação a 800C, observaram a existência de uma subestrutura compostas por camadas formadas de paredes densas de discordâncias, nucleadas nos contornos de grão ou muito próximas a estes. Estas paredes de discordâncias se propagavam ao longo dos grãos, podendo cruzá-los ou terminar dentro deles. A desorientação entre duas regiões separadas por paredes de discordâncias aumenta com o aumento da deformação, e as discordâncias vão se rearranjando sucessivamente, até atingir um estado estacionário, onde se observa que os subgrãos se mantêm equiaxiais, devido ao rearranjo das discordâncias e à formação de novos subgrãos.

Embora a recuperação dinâmica constitua o principal mecanismo de restauração em aços ferríticos, evidências experimentais apontam que não é o único. Glover e Sellars [40], trabalhando com amostras de ferro relativamente puro, observaram que o mecanismo de restauração muda de recuperação para recristalização, quando Z (parâmetro de Zener-Hollomon) atinge um valor crítico. Abaixo deste valor, ocorre recristalização dinâmica quando a deformação crítica para início de recristalização é excedida. Maki e col. [41] trabalhando com um aço inoxidável ferrítico com 16%Cr observaram a mesma tendência, isto é, quando Z decresce o mecanismo de restauração dinâmica muda de recuperação para recristalização. Jorge Jr [42], deformando um aço

inoxidável ferrítico com 26Cr-2Ni-2,9Mo, através de ensaios de torção isotérmicos a 1150C com taxa de deformação de 1s-1_{, observou que a ferrita}

recristaliza dinamicamente de forma contínua, após grandes quantidades de deformação (=4,5), apresentando microestrutura composta de grãos equiaxiais e com tamanho menor que os originais. Resultados semelhantes foram obtidos por Cizek em dois trabalhos semelhantes [38,43] onde avaliou por torção dois aços inoxidáveis dúplex com diferentes frações volumétricas de austenita em matriz ferrítica. Os autores denominaram o mecanismo de amaciamento da ferrita como sendo recristalização dinâmica continua.

Na austenita, a escalagem e deslizamento cruzado das discordâncias são dificultados devido à baixa energia de falha de empilhamento, o que faz com o que material apresente alto encruamento (aumento da densidade de discordâncias) até que se atinja a condição crítica (c, c) para início da

recristalização dinâmica. A nucleação e crescimento dos novos grãos levam a uma rápida eliminação de discordâncias, o que resulta em um rápido amaciamento (em torno de 20%). Deste modo, a curva de escoamento plástico apresenta um pico (p, p), seguido de uma queda no valor da tensão, até

atingir um valor aproximadamente constante, correspondente ao estado estacionário (ss, ss), no qual a subestrutura se mantém constante pela ação

dos mecanismos de recuperação dinâmica e recristalização dinâmica [44]. Para os aços austeníticos, os valores da tensão do estado estacionário são sempre maiores que para os aços ferríticos, nas mesmas condições. Ainda, os aços austeníticos apresentam alta ductilidade, porém com valores sempre mais baixos que os apresentados pelos aços ferríticos em condições similares.

Na avaliação dos aços inoxidáveis dúplex, as duas fases são deformadas conjuntamente e, portanto, a distribuição da deformação não ocorre de maneira uniforme. Quando a ferrita constitui a matriz verifica-se uma concentração de deformação nesta fase por ser ela relativamente mais macia. Conforme a deformação prossegue, os gradientes de deformação decrescem em função da ação de mecanismos de acomodação, tais como recuperação e recristalização, assim como do escorregamento de contornos de grão e interfaces.

Embora os mecanismos de amaciamento que predominam nas fases ferrítica e austenítica tenham sido amplamente avaliados, os aços dúplex quando submetidos a esforços mecânicos têm apresentado diferentes formas de escoamento plástico. Cizek e Wynne [43] trabalhando com um aço dúplex 21Cr-10Ni-3Mo deformado por torção a quente, observaram que a matriz ferrítica amacia por recuperação dinâmica estendida ou recristalização dinâmica contínua, que se caracteriza pelo aumento progressivo nas desorientações entre subgrãos vizinhos com o incremento da deformação [45]. As curvas de escoamento plástico são caracterizadas por picos de tensão suaves, próximos aos quais se observou pequena quantidade de grãos de austenita recristalizados.

A recristalização na fase austenítica não se dá de forma contínua ao longo de toda a estrutura deformada e compete com a recuperação dinâmica. Chandra e col. [46] observaram este mesmo tipo de comportamento em um aço dúplex ensaiado por compressão uniaxial. Arboledas e col. [47] usando um aço dúplex 25Cr-5,6Ni-3Mo-0,136N, registraram a mesma tendência. No entanto eles notaram que as curvas de escoamento plástico nem sempre apresentam um pico de tensões, e que a presença do pico depende das condições de deformação. Quando utilizadas altas temperaturas ou baixas taxas de deformação, as curvas se apresentam com a forma característica de materiais que recuperam dinamicamente; quando utilizadas baixas temperaturas ou altas taxas de deformação, observa-se a presença do pico.

Iza-Mendia e col. [48] deformando amostras de um aço dúplex 23Cr- 4,8Ni-0,2Mo-0,1N, com estrutura bruta de fusão (fração volumétrica de austenita de 65%) e trabalhada (fração volumétrica de 50%) observaram diferenças significativas na forma das curvas de escoamento na região de encruamento das amostras. Para a amostra bruta de fusão, o pico de tensões foi gerado após uma rápida etapa de encruamento e com pequenas quantidades de deformação (p  0,2). Já para o material com estrutura

trabalhada, verifica-se a presença de duas regiões com diferentes taxas de encruamento. Uma rápida elevação até valores de tensão de 80 MPa e deformação coincidente com a bruta de fusão (  0,2) precede uma segunda

região de encruamento que vai levar até o pico de tensão para   0,8. As curvas obtidas para os dois tipos de material são mostradas na figura 1.

0,0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 1,2 1,4 0 20 40 60 80 100 120 140 Bruto de Fusão Trabalhado T en são E qui val en te ( M P a) Deformação Equivalente (_eq)

Figura 4 Curvas de escoamento plástico do aço inoxidável dúplex obtidas a 1000oC com taxa de deformação de 1 s-1

Os autores [48] atribuíram as diferenças na região de encruamento das curvas às diferentes configurações microestruturais antes do ensaio. O material fundido caracteriza-se pela presença de partículas de austenita de Widmansttäten dispersas na matriz ferrítica, enquanto que o material trabalhado apresenta uma microestrutura composta por camadas intercaladas de ferrita e austenita. Os dois materiais apresentam a mesma composição e valores de fração volumétrica das fases relativamente próximos, porém observações microestruturais por microscopia eletrônica de transmissão revelaram que a natureza das interfaces presentes é diferente. Uma maior coerência nas interfaces é observada no material com estrutura bruta de fusão, ao passo que para a condição trabalhada observaram-se pontos de descolamento na interface ferrita/austenita [49].

A investigação do efeito causado por tal diferença estrutural foi realizada fazendo marcas na superfície do material antes da deformação e verificando- as após os ensaios. Os resultados das análises após ensaio revelaram que para o material bruto de fusão as linhas de marca apresentavam um significativo descolamento dentro da fase ferrítica. Através de medidas de ângulos entre a orientação inicial e final das partículas pode-se inferir que o mecanismo mais marcante de acomodação de deformação foi o cisalhamento concentrado nas partículas de ferrita. Já para a condição trabalhada, deslocamentos das linhas de marca concentrados nas interfaces e ângulos menores medidos evidenciaram uma maior presença do deslizamento de interfaces. Os autores [48-49] concluíram que as diferenças nas curvas de escoamento plástico da Figura 2.4 resultam da maior coerência entre as fases e a morfologia inicial (presença de partículas de austenita do tipo Widmansttäten) da estrutura bruta de fusão as quais constituem um impedimento estrutural para a ocorrência de deslizamento das interfaces; ao passo que no material trabalhado uma atuação mais eficiente do deslizamento de interfaces foi facilitada pela menor coerência inicial das fases, resultando assim numa região mais extensa de encruamento (melhor acomodação da deformação macroscópica).

Trabalhos desenvolvidos em nosso laboratório por Balancin e col. [50] e Reis [51] com material semelhante ao empregado por Piñol-Juez e col [48] resultaram em quatro curvas com comportamentos bastante distintos de escoamento plástico. Os autores [50-51] relacionaram as diferentes curvas com variações na morfologia inicial do material. A Figura 2.5 retrata claramente as diferenças encontradas para as curvas de escoamento plástico e mostra também as microestruturas de partida que deram origem ao comportamento mecânico observado nos ensaios de torção a quente.

Figura 5 Formato típico das curvas de escoamento plástico e micrografias correspondentes obtidas por torção a quente em aços inoxidáveis dúplex

A curva do tipo 1 representa um aço com alta razão Cr/Ni deformado em temperaturas elevadas. Nessas condições a estrutura é essencialmente ferrítica e tem a forma típica de materiais que recuperam dinamicamente. A curva do tipo 2 apresenta um pico de tensões após pequenas deformações e foi obtida para um aço no qual as partículas de austenita apresentavam-se na

forma de partículas com estrutura do tipo Widmansttäten finamente dispersas no contorno e no interior dos grãos ferríticos. O encruamento rápido é atribuído ao endurecimento causado pelas partículas coerentes; à medida que a deformação vai sendo aplicada a coerência das partículas primárias de austenita é gradualmente destruída e o amaciamento observado ocorre pela desorientação dos novos grãos. Tal desorientação é conhecida como recuperação dinâmica estendida e facilita a rotação da matriz em relação à segunda fase [38,50]. As curvas do tipo 3 e 4 são características de microestruturas formadas por camadas intercaladas das fases ferrita e austenita. Entretanto, a diferença estrutural mais clara observada nas microestruturas refere-se à disposição espacial da austenita na matriz. Na micrografia correspondente a curva do tipo 3 as partículas de austenita estão em contato ao longo de toda a matriz (estado percolado [52]), já para a estrutura da curva do tipo 4 pode-se notar que algumas partículas encontram- se circundadas apenas por matriz ferrítica, isto é, estão dispersas. Estas diferenças morfológicas da segunda fase foram utilizadas para explicar as diferenças nas curvas de escoamento plástico obtidas. A estrutura dispersa causa um menor impedimento durante a rotação das interfaces, o que explica o menor valor de tensão de pico e o maior valor de ductilidade. Para a condição de estrutura percolada, os mecanismos de acomodação são dificultados devido ao forte impedimento geométrico e espacial existente entre as partículas de austenita percoladas e a matriz [52].

Como ficou claro durante este tópico, ainda não existe um consenso sobre como ocorre a acomodação macroscópica da deformação nos aços inoxidáveis dúplex. Entretanto, fica evidente a forte influência que as diferentes configurações estruturais das fases possuem sobre os contornos de grão e interfaces e, conseqüentemente, sobre o comportamento de escoamento plástico desta classe de materiais.