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INSTITUTO MILITAR DE ENGENHARIA
PAULO CESAR DAHIA DUCOS
TRANSFORMAÇÕES DE FASE EM LIGAS DE
NÍQUEL – TITÂNIO PARA ORTODONTIA
Dissertação de Mestrado apresentada ao Curso de
Mestrado em Ciência dos Materiais do Instituto Militar de
Engenharia, como requisito parcial para a obtenção do
título de Mestre em Ciências dos Materiais.
Orientador: Prof. Carlos Nelson Elias D. C.
RIO DE JANEIRO
2006
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2
c2006
INSTITUTO MILITAR DE ENGENHARIA
Praça General Tibúrcio, 80 – Praia Vermelha
Rio de Janeiro - RJ - CEP: 22290-270
Este exemplar é de propriedade do Instituto Militar de Engenharia, que poderá incluí-
lo em base de dados, armazenar em computador, microfilmar ou adotar qualquer forma de
arquivamento.
É permitida a menção, reprodução parcial ou integral e a transmissão entre bibliotecas
deste trabalho, sem modificação de seu texto, em qualquer meio que esteja ou venha a ser
fixado, para pesquisa acadêmica, comentários e citações, desde que sem finalidade comercial
e que seja feita a referência bibliográfica completa.
Os conceitos expressos neste trabalho são de responsabilidade do(s) autor(es) e do(s)
orientador(es).
D841 Ducos, Paulo Cesar Dahia
Transformações de Fase de Ligas de NiTi para Ortodon-
tia/ Paulo Cesar Dahia Ducos. – Rio de Janeiro: Instituto
Militar de Engenharia, 2006.
74 f. : il.
Dissertação (mestrado) - Instituto Militar de
Engenharia – Rio de Janeiro, 2006.
1. Ligas Metálicas. 2. Materiais Ortodônticos. I. Título.
II. Instituto Militar de Engenharia
CDD 617.675
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INSTITUTO MILITAR DE ENGENHARIA
PAULO CESAR DAHIA DUCOS
TRANSFORMAÇÕES DE FASE EM LIGAS DE NÍQUEL – TITÂNIO PARA
ORTODONTIA
Dissertação de Mestrado apresentada ao Curso de Mestrado em Ciência dos Materiais do
Instituto Militar de Engenharia, como requisito parcial para a obtenção do título de Mestre em
Ciência dos Materiais.
Orientador: Prof. Carlos Nelson Elias D. C.
Aprovada em 06 de fevereiro de 2006 pela seguinte Banca Examinadora:
Prof. Carlos Nelson Elias - DC do IME– Presidente
Prof. André Luiz Pinto – DC do IME
Prof. Vicente Buono – D. Eng. da UFMG
Prof. Luiz Henrique de Almeida- DC da UFRJ
RIO DE JANEIRO
2006
4
AGRADECIMENTOS
Ao Instituto Militar de Engenharia, meus primeiros agradecimentos. Muito do que me
orgulho ser, como pessoa e como profissional, devo a esta instituição, aos seus professores, à
sua história e tradição. Tenho muito orgulho por ter estudado nesta casa.
Ao meu orientador, Prof. Elias, seguem meus agradecimentos mais efusivos.
Ninguém contribuiu mais diretamente do que ele para o sucesso deste trabalho. Sua
orientação clara, segura, objetiva e também exigente define o papel do verdadeiro orientador e
me inspirou a tentar fazer sempre o melhor.
No IME meus agradecimentos ao Leonardo do LEM, amigo e camarada, que muito
me auxiliou nos ensaios mecânicos, ao Sr. Cristovão, que foi sempre atencioso em atender
meus pedidos desesperados, confeccionando “para ontem” as peças necessárias aos
experimentos.
No CBPF, meus agradecimentos a dedicada Sra. Valéria Conde, segura na teoria e na
prática, que me prestou inestimável e sobretudo imediata ajuda no experimento que foi o
ensaio de DR-X. À Prof. Cheila Gonçalves Mothé da UFRJ, a quem devo ter importunado
mais do que a qualquer outro, porém os resultados da técnica utilizada para a análise DMA
foram o ponto de partida deste trabalho, e por isso meus agradecimentos.
Por fim, meus agradecimentos carinhosos à minha mulher, Yara, e às minhas preciosas
filhas que me incentivaram e apoiaram nos momentos mais difíceis.
Paulo Cesar Dahia Ducos, 06/02/2006
5
SUMÁRIO
LISTA DE ABREVIATURAS E SÍMBOLOS .......................................................................7
LISTA DE ILUSTRAÇÕES...................................................................................................8
LISTA DE TABELAS..........................................................................................................11
1 INTRODUÇÃO .......................................................................................................14
2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ................................................................................15
2. 1 Diagrama de Fases da Liga NiTi ................................................................................15
2. 2 Estruturas Cristalinas nas ligas de NiTi. .....................................................................17
2. 3 Transformação de fases nas ligas de NiTi...................................................................19
2. 3. 1 Transformações martensíticas nas ligas NiTi..............................................................19
2. 3. 2 Mecanismos de Memória de Forma e Pseudoelasticidade...........................................21
2. 4 Tratamento Termomecânico.......................................................................................24
2. 4. 1 Efeito Memória de Forma -Influência na temperatura da transformação reversa.........25
2. 4. 2 Pseudoelasticidade – Influência na transformação martensítica ..................................28
2. 4. 3 Surgimento da Fase R- Influência da temperatura de recozimento..............................33
2. 5 Determinação das Propriedades das ligas NiTi...........................................................33
2. 5. 1 Ensaio de DMA .........................................................................................................33
2. 5. 2 Ensaio de difração de raios-X.....................................................................................34
2. 5. 3 Ensaio de tração.........................................................................................................35
2. 5. 4 Ensaio de metalografia...............................................................................................36
2. 5. 5 Ensaio de torção.........................................................................................................36
3 MATERIAIS E MÉTODOS....................................................................................37
3.1 Materiais.....................................................................................................................37
3. 2 Métodos.....................................................................................................................38
3. 2. 1 Ensaio de DMA .........................................................................................................38
3. 2. 2 Ensaio de DSC...........................................................................................................38
4 RESULTADOS
........................................................................................................41
6
5 ANÁLISE E DISCUSSÃO DOS RESULTADOS...................................................62
5. 1 Ensaios de DSC e DMA.............................................................................................62
5. 2 Ensaios de Microscopia óptica e eletrônica ................................................................62
5. 3 Ensaios de Difração de R-X.......................................................................................63
5. 4 Ensaios Mecânicos.....................................................................................................63
6 CONCLUSÕES........................................................................................................65
7 ANEXOS ..................................................................................................................66
8 SUGESTÕES PARA FUTUROS TRABALHOS
...................................................72
9 REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS....................................................................73
7
LISTA DE ABREVIATURAS E SÍMBOLOS
ABREVIATURAS
EMF - Efeito memória de forma
M
s
- Temperatura na qual ocorre o início da transformação martensítica durante o
resfriamento da liga
M
f
- Temperatura na qual ocorre o final da transformação martensítica durante o
resfriamento da liga
A
s
- Temperatura na qual ocorre o início da transformação austenítica durante o
aquecimento da liga
A
f
- Temperatura na qual ocorre o final da transformação austenítica durante o
aquecimento da liga
R’
s
- Temperatura na qual ocorre o início da transformação da fase R durante o
resfriamento da liga
R’
f
- Temperatura na qual ocorre o final da transformação da fase R durante o
resfriamento da liga
R
s
- Temperatura na qual ocorre o início da transformação da fase R durante o
aquecimento da liga
R
f
- Temperatura na qual ocorre o final da transformação da fase R durante o
aquecimento da liga
gf - grama-força
kgf - quilograma-força
MPa - Megapascal (newton/m
2
)
E - Módulo de Elasticidade
SÍMBOLOS
α
’ - Fase martensítica
γ
- Fase austenítica
G - Energia livre de Gibbs
DSC - Differencial Scanning Calorimeter
DMA - Dynamic Mechanical Analysis
∆
H - Variação de Entalpia de formação
8
LISTA DE ILUSTRAÇÕES
FIG.1.1 Ilustração de arcos ortodônticos .............................................................................15
FIG.2.1 Diagrama de Fases da Liga NiTi ............................................................................16
FIG.2.2 Detalhe do diagrama de fases da região de ligas equiatômicas ...............................17
FIG.2.3 Representação da célula unitária da fase austenítica da liga NiTi............................18
FIG.2.4 Representação da célula unitária da fase martensítica da liga NiTi. ........................18
FIG.2.5 Representação do plano basal da fase R na liga NiTi..............................................19
FIG.2.6 Em (a) o corpo é deformado elasticamente e recupera sua forma tão logo a força é
retirada; em (b) a deformação é maior do que o limite elástico do material e a
deformação é permanente; em (c) o corpo é deformado abaixo de certa temperatura e
ao ser aquecido recupera totalmente sua forma; este comportamento é típico do
efeito memória de forma (EMF).............................................................................20
FIG.2.7 Representação gráfica do Efeito Memória de Forma ..............................................21
FIG.2.8 Representação esquemática do Efeito Memória de Forma ......................................22
FIG.2.9 Representação gráfica do Efeito de Pseudoelasticidade ..........................................23
FIG.2.10 Fio ortodôntico em ação. Em(a) e (c) o início do tratamento com o fio
consideravelmente flexionado. Em (b) e (d) o mesmo paciente 2 meses depois. .....23
FIG.2.11 Representação dos Mecanismos do Efeito de Martensita Reorientada. Na situação da
letra (a), o quadro central representa um grão austenítico ,suspenso por molas que
representam a restrição do contorno de grão.Em (b), após resfriamento, a austenita
se transforma em martensita na direção de dois variantes V1 e V2, que estão
orientados em direção opostas para simular a auto-acomodação da estrutura. A
posição inicial da austenita.....................................................................................26
FIG 2.12 Micrografia eletrônica de precipitados de Ti
3
Ni
4
...................................................27
FIG 2.13 Curvas tensão-deformação de liga Ti-50,2 at % Ni recozida a 850o C por 1 h e
temperada em água ................................................................................................30
FIG.2.14 Curvas tensão-deformação da liga Ti-50,2 at % Ni trabalhada à frio seguido de
recozimento a 400oC. O grau de deformação está indicado em cada curva.............31
FIG.2.15 Curvas tensão-deformação de liga Ti-50,2 at % Ni recozida 400º C por 1 h depois de
deformada a frio (25% de redução) ........................................................................31
FIG.2.16 Micrografia óptica mostrando a recristalização de uma liga Ti-50,2 at % Ni recozida
por 1 h depois de laminada 25% a frio. A temperatura de recozimento aparece no
topo de cada foto....................................................................................................32
FIG.2.17 Tipos de carregamento no ensaio de DMA.............................................................33
FIG.2.18 Difratograma de R-X, liga Ni-Ti (50, 7%Ni), à temperatura ambiente....................34
FIG.2.19 Curvas de ensaios de tração a diferentes temperaturas de transformação: (a)
Austenita. (b) Martensita (c) Comportamento pseudoelástico.................................35
9
FIG.2.20 Micrografia óptica mostrando a microestrutura da fase matriz (B2) de uma folha de
NiTi envelhecida....................................................................................................36
FIG.3.1 Fotografia das amostras do ensaio de R-X..............................................................40
FIG.3.2 Máquina utilizada para os ensaios mecânicos e dispositivo utilizado para
aquecimento da amostra. No fundo e acima, folhas de isopor isolam a câmara de
ensaios ...................................................................................................................40
FIG.4.1 Curvas dos ensaios de tração da liga Aditek(0,018”) a 25 e 37
o
C. ..........................41
FIG.4.2 Curvas dos ensaios de tração da liga Aditek (0,020”) a 25 e 37
o
C ..........................42
FIG.4.3 Curvas dos ensaios de tração da liga Hiplus (0,020”) a 25 e 37
o
C...........................43
FIG.4.4 Curvas dos ensaios de tração da liga Orthosource (0,018”) a 25 e 37
o
C..................44
FIG.4.5 Curva do ensaio de difração de R-X da liga Aditek(0,018”). ..................................45
FIG.4.6 Curva do ensaio de difração de R-X da liga Aditek(0,020”). ..................................45
FIG.4.7 Curva do ensaio de difração de R-X da liga Hiplus.................................................46
FIG.4.8 Curva do ensaio de difração de R-X da liga Orthosource........................................47
FIG.4.9 Curvas do ensaios de difração da ligas em estudo com picos 2θ em 39,7
o
e 42,38
o
. 47
FIG.4.10 Curva do ensaio de difração de R-X da liga Aditek(0, 020”), com torção . .............48
FIG.4.11 Curva do ensaio de difração de R-X da liga Hiplus com torção . ............................48
FIG.4.12 Curva do ensaio de difração de R-X da liga Orthosource com torção .....................49
FIG.4.13 Curvas do ensaios de difração da ligas em estudo com picos 2θ em 39,7
o
e 42,38
o
. 49
FIG.4.14 Curvas do ensaios de difração da ligas em estudo com picos 2θ em 39,7
o
e 42,38
o
. 50
FIG.4.15 Microscopia óptica 500X, liga Aditek (0, 018”) .....................................................50
FIG.4.16 Microscopia óptica 500X, liga Aditek (0, 020”) .....................................................51
FIG.4.17 Superfície de fratura da amostra da liga Aditek (0,020”), rompida após banho em
nitrogênio líquido. Pode-se observar características de fratura de quase-clivagem. .51
FIG.4.18 Superfície de fratura da amostra da liga Aditek (0,020”), rompida após banho em
nitrogênio líquido. Pode-se observar características de fratura de quase-clivagem. .52
FIG.4.19 Superfície do fio da liga Aditek (0,020”)................................................................52
FIG.4.20 Microestrutura da amostra da liga Hiplus (0,020”). ................................................53
FIG.4.21 Microestrutura da amostra da liga Orthosource (0,020”).........................................53
FIG.4.22 Gráfico momento torsor X deformação cisalhante da liga Aditek (0,020”). Ensaio
realizado a 25oC. ...................................................................................................54
FIG.4.23 Gráfico Força(N) X deformação cisalhante das ligas Aditek, Orthosource e Hiplus.
..............................................................................................................................54
FIG.4.24 Curvas do ensaio de DMA da liga Aditek (0,018”).................................................56
FIG.4.25 Curvas do ensaio de DMA da liga Aditek (0,020”).................................................57
FIG.4.26 Curvas do ensaio de DMA da liga HIPLUS (0,020”)..............................................58
10
FIG.4.27 Curvas do ensaio de DMA da liga Orthosource (0,018”). .......................................59
FIG.4.28 Curva do ensaio de DSC da liga Aditek(0,020”).....................................................60
FIG.4.29 Curva do ensaio de DSC da liga Aditek(0,018”).....................................................60
FIG.4.30 Curva do ensaio de DSC da liga Hi Plus(0,020”)....................................................61
FIG.4.31 Curva do ensaio de DSC da liga Orthosource(0,018”) ............................................61
11
LISTA DE TABELAS
TAB.4.1 Temperaturas de transformação reversa (A
f
) determinadas nos ensaios DMA.........55
12
RESUMO
Foram estudados quatro tipos de arcos ortodônticos superelásticos de Ni-Ti, de três
diferentes marcas comerciais, solicitados por torção à temperatura ambiente e submetidos a
um carregamento cíclico de tração durante aquecimento. Para isto foram realizados ensaios de
DMA (Dynamic Mechanical Analysis) conduzidos sob deformações de tração cíclicas, a fim
de se determinar as temperaturas de transformação de fase das ligas sob tensão. Em seguida
foram realizados ensaios de DSC (Differencial Scanning Calorimeter) entre 25 e 60
o
C para se
determinar as temperaturas de transformação das ligas somente durante o aquecimento, a
partir da temperatura ambiente. As seções transversal e longitudinal dos fios foram
observadas através de microscópio óptico e microscópio eletrônico de varredura, para
identificar a estrutura existente à temperatura ambiente e caracterização da superfície de
fratura após resfriamento em nitrogênio líquido. Para a determinação e comparação das fases
presentes com ou sem solicitação em torção, à temperatura ambiente, foram realizados
ensaios de difração de R-X, em todos os arcos. A torção foi de 2,5N. cm, correspondente à
aplicação de 127gf para torcer o fio. Para a comparação das propriedades mecânicas foram
realizados ensaios de torção e tração em três corpos de prova preparados a partir dos arcos, no
estado como recebido pelos fabricantes, a 25
o
C e à temperatura A
f
, levantadas no ensaio de
DMA. Todos os ensaios mecânicos foram conduzidos de maneira a se ensaiar o corpo de
prova até um limite de deformação de 6% e em seguida descarregá-lo até a carga zero. Os
resultados foram analisados com o objetivo de se estudar o efeito memória de forma e a
superelasticidade, através da transformação de fase martensítica.
13
ABSTRACT
Four types of superelastics orthodontics arches of NiTi alloys, of three different
commercial marks, were studies when requested by torsion at room temperature or submitted
to a cyclical loading of tension during the heating of the alloy. For the characterization of the
alloy, DMA (Dynamic Mechanical Analysis) tests were accomplished in order to determine
phase transformation temperatures under tension. Soon afterwards DSC (Differencial
Scanning Calorimeter) tests were accomplished between 25 and 60
o
C in order to determine
the temperatures of transformation of the alloy, only during the heating, starting from to room
temperature. The sections traverse and longitudinal of the samples were observed through
optical microscope and scanning electronic microscope, in order to identify the existent
structure at room temperature, and of fragile fracture, for quenching in liquid nitrogen. For the
determination and comparison of the phases present with or without request in torsion, at
room temperature, R-X diffraction tests were carried out in all the samples. The torsion
moment applied was of 2.5N.cm, corresponding to 127gf of torsion load for wire. For the
comparison of the mechanical properties were then accomplished torsion and tension tests in
three samples prepared starting from the arches, as received by the manufacturers, so much to
25
o
C, as for the temperature A
f
, obtained in the DMA tests, for each sample type. All of the
mechanical tests were driven in such a way that the sample was led to a limit of deformation
of 6% and soon afterwards unloaded to zero load. The results were analyzed with the
objective of studying the shape memory and superelastic properties through the martensitic
transformation .
14
1 INTRODUÇÃO
As ligas com memória de forma são ligas metálicas que possuem a habilidade de
retornar a forma ou tamanho previamente definido, quando submetidas a um tratamento
termomecânico apropriado. A transformação de fase martensítica promove a recuperação da
forma das ligas com memória de forma, gerando dois tipos de efeitos, a pseudoelasticidade e
o efeito com memória de forma. Estas propriedades despertam interesses tecnológicos, e as
ligas possuem inúmeras aplicações.
Embora uma variedade de ligas exibam o efeito memória de forma, somente aquelas
que podem recuperar uma quantidade substancial de deformação, ou gerar uma força
significativa de restituição sobre mudança de forma, possuem interesses comerciais. Dentre
estas, vale destacar as ligas a base de Ni-Ti.
A liga de níquel-titânio, superelástica, é um material muito utilizado na indústria de
materiais ortodônticos. Devido a existência de um grande número de marcas comercialmente
disponíveis no mercado é difícil para o profissional a escolha da marca mais adequada para
obter o melhor resultado clínico e que apresente a menor relação custo/benefício.
Dessa forma, torna-se necessário a avaliação comparativa das propriedades
mecânicas de arcos ortodônticos de diferentes marcas, a fim de se facilitar a escolha dos
mesmos para determinado procedimento ortodôntico, especialmente em arcos (Figura1)
Para isso, foram testados quatro tipos de arcos de NiTi, equiatômicos, de três
fabricantes, com o objetivo de realizar um estudo para investigar a transformação de fase da
liga, submetida a esforços de torção (tensões cisalhantes) e analisar a temperatura de
transformação de fase da liga submetida a esforço de tração cíclico, através de ensaios de
DSC (Differencial Scanning Calorimeter), DMA (Dynamic Mechanical Analysis
)
, difração
de raios-X, tração,torção, microscopia óptica e microscopia eletrônica de varredura.
Os resultados foram analisados do ponto de vista da eficiência dos efeitos de
superelasticidade e memória de forma, no tratamento ortodôntico, em função da composição
atômica da liga e do processo de fabricação.
15
FIG. 1.1 Ilustração de arcos ortodônticos
2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
2. 1 DIAGRAMA DE FASES DA LIGA NiTi
Pode-se observar no diagrama de fases mostrado na figura 2.1, e em detalhe na
figura 2.2, que a liga NiTi, equiatômica, sofre a 630
o
C ± 15
o
C a seguinte decomposição
eutética: NiTi → NiTi
2
+ Ni
3
Ti. Esta reação eutética não é um consenso entre os
pesquisadores, Otsuka,K., Ren,X. (1999); de fato, ela é citada por Lopez, Salinas & Calderón
(2001), recusada por Nishida, Wayman & Honma (1986) e a sua ausência agora foi
estabelecida por Otsuka, Kazuro & Kakeshita, Tomoyuki (2002).
No diagrama, notamos a presença de uma região triangular denominada “NiTi”,
próxima da composição equiatômica. Esta fase tem estrutura cúbica de corpo centrada (CCC),
em temperaturas acima de 1090
o
C e uma estrutura cúbica ordenada (B2) abaixo desta
temperatura. Se da região B2, uma liga é resfriada em água, ocorre uma transformação
martensítica de B2 para B19’ (fase martensítica - monoclínica) abaixo da respectiva
temperatura M
s
(martensite start).
Uma das características do diagrama de fases é a mudança da solubilidade com a
temperatura do lado rico em Ni, que possibilita um endurecimento por precipitação da fase
estável TiNi
3
, mas outras fases Ti
3
Ni
4,
também aparecem em curtos tempos e baixas
temperaturas de envelhecimento.
16
Esta fase Ti
3
Ni
4
, precipitada em finas plaquetas, é muito importante para melhorar
as características do efeito memória de forma e superelasticidade, como veremos adiante.
Para as ligas, com composições próximas à equiatômica, um pequeno aumento no
percentual de Ni é possível se obter endurecimento por precipitação. No entanto, um pequeno
enriquecimento de Ti não permite a formação de precipitados uma vez que a linha Solvus é
praticamente vertical.
Otsuka, K. e Wayman, C. M. (1998), consideram que as ligas Ni-Ti, que possuem
percentuais atômicos acima de 50, 5% Ni, são consideradas ricas em Ni e as que possuem
abaixo de 50, 5% Ni, são consideradas pobres em Ni.
As ligas de NiTi, podem modificar suas propriedades, através de transformações
adifusionais ou difusionais, (no caso da liga NiTi, pela formação da fase Ti
3
Ni
4
) no sentido de
melhorar seu desempenho de efeito memória de forma e pseudoelasticidade.
FIG. 2.1 Diagrama de Fases da Liga NiTi(Otsuka,K., Ren,X., 1999);
17
FIG. 2.2 Detalhe do diagrama de fases da região de ligas equiatômicas (Otsuka, K. e
Wayman, C. M.,1998)
2. 2 ESTRUTURAS CRISTALINAS NAS LIGAS DE NiTi.
Segundo ZHANG e SEHITOGLU (2004), em altas temperaturas, a rede cristalina
apresenta a matriz formada por austenita cúbica de corpo centrado, B2, representada na figura
2.3 e a fase produto, constituída de martensita monoclínica B19’, representada na figura 2.4.
A martensita B19’ pode ser obtida por uma etapa de transformação B2→B19’. Contudo sob
outras condições como de trabalho a frio, ciclos térmicos ou um terceiro elemento na liga
propicia o aparecimento da fase romboédrica R, representada na figura 2.5, que aparece entre
as fases austenita e martensita, provocando um segundo estágio de transformação B2→ fase
R→ B19’. A rede cristalina da fase R é romboédrica.
18
A) FASE γ (B2)
FIG. 2.3 Representação da célula unitária da fase austenítica da liga NiTi.
B) FASE
α
′
′′
′
FIG. 2.4 Representação da célula unitária da fase martensítica da liga NiTi.
C) FASE R
Na figura 2.5 abaixo, o cubo em negrito representa a célula unitária da austenita, o
triângulo cinza hachurado, o plano basal da célula unitária da fase R.
19
FIG. 2.5 Representação do plano basal da fase R na liga NiTi. (Metha,A. et al., 2004)
2. 3 TRANSFORMAÇÃO DE FASES NAS LIGAS DE NiTi
2. 3. 1. TRANSFORMAÇÕES MARTENSÍTICAS NAS LIGAS NiTi
A transformação martensítica pode ser definida como uma transformação de fase no
estado sólido com ausência de difusão, resultante de um movimento coordenado e/ou
cooperativo entre os átomos da fase matriz, inferior ao parâmetro da célula e que mantém uma
estreita correspondência de reticulado entre a fase matriz e a fase produto porém, com
mudança da estrutura cristalina.
As principais características das transformações martensíticas, são:
• a fase martensítica pode ser tanto uma solução sólida substitucional como intersticial;
•
a composição química da fase martensítica é a mesma da fase matriz austenítica;
•
a transformação é acompanhada por uma variação dimensional e em superfícies polidas é
possível observar o relevo;
•
todo cristal de martensita possui um plano de hábito específico;
• existe uma relação de orientação cristalográfica particular entre a fase austenítica e a
martensítica.
20
Nestas ligas, quando a transformação é ativada simplesmente pela variação da
temperatura estas apresentam o efeito memória de forma e quando a transformação ocorre
pela aplicação de tensão, há o efeito denominado pseudoelasticidade.
A transformação de fase martensítica, em ligas a base de Ni-Ti, é o fenômeno que
promove a recuperação das ligas com memória de forma. Quando algumas ligas são
submetidas a um procedimento termomecânico elas podem apresentar o efeito memória de
forma devido a reorientação de variantes, a qual é responsável pela geração de forças de
restituição que recuperam completamente a forma original do material deformado.
.
FIG.2.6 Em (a) o corpo é deformado elasticamente e recupera sua forma tão logo a força é
retirada; em (b) a deformação é maior do que o limite elástico do material e a deformação é
permanente; em (c) o corpo é deformado abaixo de certa temperatura e ao ser aquecido
recupera totalmente sua forma; este comportamento é típico do efeito memória de forma
(EMF). (Reis, 2001)
A transformação da austenita em martensita, ou transformação martensítica, inicia
quando a liga passa, no resfriamento, por uma temperatura crítica, denominada M
s
(martensite
start), e termina em M
f
(martensite finish), quando o material apresenta estrutura totalmente
martensítica (menos a austenita que por algum motivo não tenha conseguido se transformar, e
que por isso é chamada de austenita retida). No sentido oposto, a transformação reversa, ou
transformação austenítica, se inicia, no aquecimento, na temperatura A
s
(austenite start) e
termina em A
f
(austenite finish), quando então o material é completamente austenítico. Esta
transformação ocorre em uma faixa de temperaturas que varia de acordo com a composição
21
química e a história termomecânica de cada liga. De maneira geral, definem-se seis
temperaturas características de transformação: M
s
e M
f
temperatura de início e fim de
formação da martensita, respectivamente; R
s
e R
f
temperatura de início e fim da fase-R,
respectivamente e A
s
e A
f
temperatura de início e fim de formação da austenita. ( Machado,
2002).
De acordo com Metha, A., et al (2004), vários estudos sugerem que a diminuição da
simetria da estrutura da fase B2 (CsCl) acontece em dois estágios: a primeira quebra da
simetria transforma o material em uma estrutura trigonal, a fase R. A fase R tem sido relatada
e caracterizada em estudos relacionados com a temperatura, entretanto há evidências que a
transformação em fase R ocorre durante carregamentos mecânicos, e identificada na mudança
de inclinação da curva de ensaio de tração, em baixas deformações.
2. 3. 2 MECANISMOS DE MEMÓRIA DE FORMA E PSEUDOELASTICIDADE
A) EFEITO MEMÓRIA DE FORMA
O efeito memória de forma pode ser definido como a propriedade que certos
materiais adquirem, após tratamento termomecânico denominado “treinamento”, de oscilar
entre formas previamente definidas ou mesmo a capacidade de recuperar uma deformação
residual, aparentemente acima de seu limite elástico, através apenas de um simples
aquecimento, como ilustrado na figura 2.7.
FIG. 2.7 Representação gráfica do Efeito Memória de Forma
Se o material recuperar somente sua deformação após o aquecimento, então o
fenômeno é dito simples sentido ou unidirecional.
22
Se o material oscilar entre formas previamente definidas então o fenômeno é dito
duplo sentido ou bidirecional.
Este fenômeno está baseado, cristalograficamente, na movimentação interna dos
contornos de variantes ou intervariantes da martensita. A figura 2.8, esquematiza todo o
processo da memória de forma.
FIG. 2.8 Representação esquemática do Efeito Memória de Forma
A cinética de formação desta martensita segue os princípios da martensita
termoelástica. Assim, durante o início do processo incrementos ou decrementos de
temperatura são acompanhados de incrementos ou decrementos proporcionais de fase
transformada. Mas, toda martensita formada se reverte, no aquecimento, para a estrutura
matriz, o que caracteriza a termoelasticidade, baixa força motriz para a transformação de fase
cerca de 15K de temperatura, nos efeitos de superelasticidade e memória de forma.
B) PSEUDOELASTICIDADE
Pseudoelasticidade: Um material deformado além de seu ponto de escoamento aparente
recupera totalmente sua forma inicial quando a carga é retirada. Normalmente é observada
uma grande histerese de tensão-deformação. É o conceito que engloba a superelasticidade e o
comportamento como borracha.
23
FIG. 2.9 Representação gráfica do Efeito de Pseudoelasticidade
Na Odontologia, o termo pseudoelasticidade é usado para se referir ao que ocorre
quando um fio que teve um acúmulo constante de força, aplicada até um determinado ponto
de deformação, retorna à sua forma original, promovendo o movimento dentário fisiológico
requerido, a figura 2.10, ilustra o emprego na ortodontia.
FIG. 2.10 Fio ortodôntico em ação. Em(a) e (c) o início do tratamento com o fio
consideravelmente flexionado. Em (b) e (d) o mesmo paciente 2 meses depois. REIS (2001)
24
Superelasticidade : É a pseudoelasticidade caracterizada pela histerese de tensão-deformação
observada em um material deformado em uma temperatura em que a fase presente seja
predominantemente austenítica (T > A
f
).
A superelasticidade das ligas de níquel-titânio utilizadas em Ortodontia é atribuída à
transformação de fase austenita-martensita, a partir do momento em que o fio vai sendo
carregado, com mais porções de austenita transformando-se em martensita, à medida que a
deformação é aumentada.
Na prática, carrega-se um fio ortodôntico fletindo-o ou torcendo-o, com o auxílio dos
brackets, para correção de dentes mal-alinhados, de maneira que a transformação martensítica
ocorra e a energia acumulada durante a transformação seja armazenada na estrutura cristalina
do metal. Após a remoção da carga, esses fios tenderão a retornar à sua configuração original,
ocorrendo a transformação reversa martensita-austenita, com liberação da energia acumulada,
liberação esta, que ocorre de maneira suave, constante e fisiológica pois os dentes mal-
alinhados fornecem resistência ao movimento, mas não o impedem. Dessa forma, após
grandes deformações, os fios são completamente recuperados, com a remoção da carga em
uma temperatura constante.
Comportamento como Borracha (“rubberlike”) : É a pseudoelasticidade caracterizada pela
histerese de tensão-deformação observada em um material deformado em uma temperatura
em que a fase presente seja predominantemente martensítica (T < M
f
).
Quando a liga é deformada após a transformação martensítica, ela apresenta
deformação plástica e retorna à sua forma original através de aquecimento acima da
temperatura A
f
, exibindo memória de forma. Entretanto, quando a liga é envelhecida no
estado martensítico, ela se torna pseudoelástica.
2. 4 TRATAMENTO TERMOMECÂNICO
Uma transformação de fase envolve a formação de uma célula unitária de volume
diferente daquela existente, que para se acomodar precisa deformar a rede cristalina existente.
Se esta acomodação acontece com deformação elástica da estrutura, parte da energia será
armazenada, assim como a energia que é armazenada em uma mola comprimida. Por outro
25
lado, se a deformação da rede é plástica ocorrerá geração de defeitos e movimentação dos
existentes. Ambas as transformações têm papel fundamental na reversibilidade da
transformação martensítica, reversibilidade que conduz ao efeito memória de forma.
2. 4. 1. EFEITO MEMÓRIA DE FORMA -INFLUÊNCIA NA TEMPERATURA DA
TRANSFORMAÇÃO REVERSA
A modificação no comportamento de ligas NiTi equiatômicas, depois de deformadas
moderadamente, na transformação martensítica por reorientação ou tensão induzida foi
estudada por análise térmica. Verificou-se (Otsuka,K., Ren,X., 1999) que a temperatura
crítica da transformação reversa da martensita deformada foi aumentada como resultado da
deformação, indicando a estabilização da martensita. O efeito da estabilização da martensita é
devido às mudanças nas energias internas elástica e irreversível que são responsáveis pela
transformação martensítica termoelástica. Estas observações têm também importância prática
em aplicações onde a temperatura de recuperação do efeito memória de forma, a tensão crítica
de recuperação do efeito de pseudoelasticidade e o cálculo de energia para um ciclo de
transformação devem ser considerados.
Na literatura, (Otsuka, K. e Wayman, C. M.,1998) tem-se descrito que a martensita
termoelástica em alguns sistemas de ligas, pode ser estabilizado devido a indução térmica,
auto-acomodação da martensita ou por deformação. O efeito da estabilização é percebido pelo
aumento da temperatura de transformação reversa da martensita deformada. O efeito de
estabilização desaparece quando ocorre a transformação reversa (martensita-austenita). No
caso de deformações severas, por laminação a frio, o efeito de estabilização é atribuído a
deformação induzida por defeitos, que inibem a transformação reversa da martensita
deformada, pelo aumento da resistência ao atrito no movimento da interface martensita-
austenita.
O aumento da temperatura na transformação reversa M→ A em amostras deformadas
é um indicador da estabilização térmica da martensita.
Os resultados experimentais mostram que a martensita em ligas de NiTi policristalinas
pode ser estabilizada por vários tipos de esforços: cisalhamento, tração, compressão quando
26
da formação de martensita reorientada ou por tensão induzida. Associado com o efeito da
temperatura está o aumento do calor na transformação reversa da martensita.
O efeito da estabilização é devido às transformações na estrutura de variantes de
martensita, em conseqüência de variação energia elástica armazenada de deformação na
matriz e na variação de energia irreversível que acompanha a transformação. A energia
irreversível é a energia dissipada pelo movimento de interfaces que ocorre durante a
transformação de fase. A energia elástica é criada na formação da martensita térmica, devido
a restrição de distorção da rede cristalina de um material policristalino. Ela serve como força
motriz para a transformação reversa da martensita térmica. Esta energia elástica ou campo de
tensões elásticas internas é sensível a acomodações na estrutura variante da martensita. A
martensita reorientada por deformação libera parte desta energia elástica interna armazenada e
cria um campo de tensões elásticas internas oposto, na direção da martensita orientada. Esta
nova energia elástica interna atua como resistência a transformação reversa. A perda de
energia interna armazenada na auto-acomodação da martensita e a criação de energia elástica
oposta a martensita orientada contribuem para o efeito de estabilização da martensita. Isto
implica que a transformação reversa da martensita deformada, pelo efeito memória de forma,
é resistida por este campo de tensões internas, como pode ser observado na figura2.11.
FIG. 2.11 Representação dos Mecanismos do Efeito de Martensita Reorientada. Na situação
da letra (a), o quadro central representa um grão austenítico ,suspenso por molas que
representam a restrição do contorno de grão.Em (b), após resfriamento, a austenita se
transforma em martensita na direção de dois variantes V1 e V2, que estão orientados em
direção opostas para simular a auto-acomodação da estrutura. A posição inicial da austenita
27
está representada pela linha pontilhada. Pode-se perceber que todas as molas estão
deformadas, então o campo interno de tensões elásticas é um desestabilizador da martensita
térmica e serve como força motriz para a transformação reversa.Em (c), a aplicação de
tensões cisalhantes τ, deforma o quadro central causando a reversão das forças elásticas nas
molas acima de V1 e aumento nas forças elásticas em V2 induzindo a reorientação para V1.
(Liu,Y.,1999).
Segundo Otsuka, K. e Wayman. C. M. (1998), as ligas Ni-Ti se decompõe quando
resfriadas lentamente a partir de altas temperaturas ou quando envelhecidas em temperaturas
abaixo de 600
o
C, na seguinte reação:
TiNi→TiNi + Ti
3
Ni
4
→ TiNi + Ti
2
Ni
3
→ TiNi + TiNi
3
A fase precipitada Ti
3
Ni
4
que se forma no primeiro estágio do tratamento de
envelhecimento em baixas temperaturas (até 600
o
C), apresenta a forma de finas plaquetas
coerentes com a matriz (FIG.2.12), produz distorções na rede, é importante na produção do
efeito memória de forma na liga, pois endurece a matriz austenítica (fase B2), melhora a
reversibilidade da transformação martensítica e conduz ao efeito memória de forma.
FIG 2.12 Micrografia eletrônica de precipitados de Ti
3
Ni
4
(Otsuka,K. e Wayman,C.M., 1998)
28
2. 4. 2. PSEUDOELASTICIDADE – INFLUÊNCIA NA TRANSFORMAÇÃO
MARTENSÍTICA
Em condições isotérmicas, para que uma célula de martensita se forme e cresça é
necessário que o cristal de austenita ao seu redor se deforme para acomodar a mudança de
forma. Se uma tensão externa é aplicada ao material, total ou parcialmente transformado, a
martensita (e a austenita caso reste alguma) serão ainda mais deformadas. Para que seja
possível a completa recuperação de toda esta deformação acumulada é preciso que os
mecanismos que a originaram sejam mecanicamente reversíveis. Caso parte desta deformação
tenha se dado por mecanismos não reversíveis, o corpo apresentará uma recuperação apenas
parcial de sua forma.
As condições essenciais para ocorrer o efeito de superelasticidade e memória de forma
são a reversibilidade cristalográfica da transformação martensítica e o impedimento da
deformação por deslizamento de discordâncias.
Otsuka, K. e Wayman, C. M. (1998) compararam o efeito de superelasticidade e
memória de forma de ligas não-ferosas e concluíram que as ligas termoelásticas com
pequenas histereses de temperatura, e as com estruturas ordenadas, geralmente têm uma
tensão crítica de deslizamento de discordâncias maior que as não-ordenadas, têm melhores
desempenhos para efeito de superelasticidade devido a pequena força motriz para a
deformação de transformação (evitando a introdução de discordâncias) e a presença de
alguma quantidade de maclas com mobilidade que conduzem a reversibilidade cristalográfica
e diminuem a deformação por escorregamento. Pelo exposto, espera-se que o desempenho dos
efeitos de memória de forma e superelasticidade aumentem com o endurecimento das ligas
termoelásticas.
Com base nas teorias da metalurgia física existem maneiras de se aumentar a tensão
crítica de deslizamento das discordâncias: por solução sólida; por precipitação, encruamento e
redução do tamanho de grão.
A acomodação da deformação volumétrica associada à transformação martensítica por
tensão, próxima da temperatura ambiente, pode ser por maclagem ou por deslizamento de
discordâncias, o aumento da densidade de discordâncias facilita a deformação por maclagem e
deslizamento cruzado e simultaneamente provoca aumento da energia armazenada no metal,
29
de acordo com a equação
2
... bGE
ρα
=
, onde:
α
é uma constante e cujo valor está
compreendido entre 0, 5 e 1 para a maioria dos materiais,
ρ
é a densidade de discordâncias
dada por cm/cm
3
, G é o módulo de cisalhamento (N/cm
2
) e b é o vetor de Burgers(cm), um
dos efeitos que torna possível o efeito memória de forma e pseudoelasticidade das ligas NiTi.
Segundo Otsuka, K. e Wayman, C. M. (1998), ligas de Ni-Ti, com composição
atomica acima de 50,5% Ni, ou seja rica em Ni, melhoram as propriedades de
pseudoelasticidade, em resposta a tratamentos térmicos de recozimento entre 573K(300
o
C) e
773K(500
o
C) e elevam a força motriz para a precipitação de Ti
3
Ni
4
.
Para as ligas com composição atômica abaixo de 50,5% Ni, ou seja pobres em Ni,
equiatômica, é necessário um tratamento mecânico de laminação a frio para proporcionar
aumento significativo da densidade de discordâncias no material, seguido de tratamento
térmico de recozimento para induzir a recuperação e recristalização, facilitando os processos
de deformação reversíveis. As alterações que podem ocorrer nas ligas com memória de forma
são: deformação elástica, transformação reversível da martensita, formação e transformação
de maclas, e movimento de falhas de empilhamento. Os tratamentos termomecânicos podem
dificultar os mecanismos de deformação irreversíveis: deslizamento não-planar, crescimento
irreversível da martensita, fluência e outros processos que resultam em relaxação das
configurações de discordâncias. Quando ocorrem os mecanismos de deformação irreversíveis
as ligas apresentam parcialmente o fenômeno de pseudoelasticidade. A pseudoelasticidade é
muito mais afetada pelo grau de encruamento do que pela temperatura de recozimento.
(Otsuka, K. e Wayman. C. M-1998)
Na série de curvas tensão-deformação da figura 2.13, onde as temperaturas referem-
se às dos ensaios interrompidos ao se alcançar 4% de deformação, verifica-se um desvio das
linhas pontilhadas, a partir de 293K(20
o
C), indicativo da pseudoelasticidade parcial. Para os
ensaios realizados acima de 313K(40
o
C), a deformação residual após retirada da carga,
desaparece parcialmente após aquecimento acima de A
f
, ou seja, o efeito memória de forma é
incompleto. (Otsuka, K. e Wayman. C. M, 1998).
30
FIG 2.13 Curvas tensão-deformação de liga Ti-50,2 at % Ni recozida a 850
o
C por 1 h e
temperada em água (Otsuka, K. e Wayman. C. M, 1998)
O EMF pode ser melhorado através de tratamentos termomecânicos, os quais
aumentam significativamente a resistência à deformação por escorregamento e dificultam a
deformação plástica por escorregamento, aumentam substancialmente a pseudoelasticidade da
liga metálica. Pode-se observar na figura 2.14 que em ensaios de tração conduzidos a 50
o
C,
acima de M
s
(10
o
C), que as ligas com 20% ou mais de deformação são totalmente
pseudoelásticas.
31
FIG. 2.14 Curvas tensão-deformação da liga Ti-50,2 at % Ni trabalhada à frio seguido de
recozimento a 400
o
C. O grau de deformação está indicado em cada curva. (Otsuka, K. e
Wayman. C. M-1998)
Como pode ser observado na figura 2.15, na série de curvas tensão-deformação de
ligas com 25% de deformação, para temperaturas abaixo de 303K(30
o
C), a pseudoelasticidade
é parcial e a deformação é recuperada por aquecimento acima de A
f
(efeito memória de
forma). Para ensaios realizados a temperaturas acima de 313K(40
o
C), a pseudoelasticidade
aparece e acima de 323K(50
o
C) ela é total. (Otsuka, K. e Wayman. C. M.,1998)
FIG.2.15 Curvas tensão-deformação de liga Ti-50,2 at % Ni recozida 400º
C por 1 h depois de deformada a frio (25% de redução) (Otsuka, K. e Wayman. C. M-1998)
32
Segundo Otsuka, K. e Wayman. C. M. (1998) a temperatura de recristalização da
liga Ti-50, 2 at % Ni recozida 400
o
C por 1 h após deformação a frio (25% de redução) varia
entre 773K(500
o
C) e 873K(600
o
C). Observa-se na figura 2.16 que as amostras recozidas
abaixo de 773K(500
o
C) apresentam microestruturas deformadas, enquanto que a partir de
873K(600
o
C) aparecem pequenos grãos recristalizados e a partir desta há crescimento de
grãos. Para se obter o EMF, o recozimento após tratamentos termomecânicos deve ser feito
em temperaturas abaixo da de recristalização, para que a densidade de discordâncias obtida
pelo trabalho a frio seja mantida.
Em resumo: para melhorar o desempenho do efeito de pseudoelasticidade, as ligas
equiatômicas ricas em Ni, devem passar por tratamento térmico de recozimento com o
objetivo de formar precipitados de Ni
3
Ti
4
, os quais dificultam o deslizamento de
discordâncias e facilitam a escalagem. Para as ligas equiatômicas pobres em Ni, estas devem
passar por trabalho de laminação à frio para aumentar a densidade de discordâncias, seguido
de recozimento em temperaturas abaixo da de recristalização.
FIG.2.16 Micrografia óptica mostrando a recristalização de uma liga Ti-50,2 at % Ni recozida
por 1 h depois de laminada 25% a frio. A temperatura de recozimento aparece no topo de cada
foto. Otsuka, K. e Wayman. C. M. (1998)
33
2. 4. 3. SURGIMENTO DA FASE R- INFLUÊNCIA DA TEMPERATURA DE
RECOZIMENTO
Wang, Z. G. , et al (2004), sugerem que o surgimento da fase R na transformação
martensítica depende principalmente da temperatura de recozimento da liga NiTi equiatômica.
A transformação de fase R acontece para ligas com baixas temperaturas de recozimento e não
ocorre em ligas recozidas em temperaturas acima de 550
o
C. Isto se deve ao fato que, com o
aumento da temperatura de recozimento, ocorrerá diminuição da densidade de discordâncias e
vazios, facilitando a transformação direta da austenita em martensita.
2. 5 DETERMINAÇÃO DAS PROPRIEDADES DAS LIGAS NiTi.
2.5.1 ENSAIO DE DMA
O método direto de caracterização mecânica de uma liga consiste em submeter a
amostra a uma tensão constante e em seguida submetê-la a um ciclo térmico na região das
temperaturas de transformação, ao mesmo tempo em que se registra a variação da
deformação. Os valores obtidos para Ms e A
f
, em ensaio de DMA, são normalmente
desviados no sentido das mais altas temperaturas, quando comparados com os que se obtêm
por DSC. Isto ocorre porque os ensaios de DSC são realizados com a amostra isenta de
tensões e as temperaturas de transformação aumentam quando se aumenta a tensão aplicada.
Este tipo de ensaio mecânico dá indicações diretas do comportamento esperado de um
dispositivo baseado numa liga com memória de forma. Mostra-se na figura 2.17 as condições
possíveis de carregamento no ensaio DMA.
FIG.2.17 Tipos de carregamento no ensaio de DMA
34
2.5.2 ENSAIO DE DIFRAÇÃO DE RAIOS-X
A difração de raios-X (DRX), além de permitir a identificação das fases presentes,
permite também acompanhar a transformação austenita ↔ martensita em função da
temperatura.
No presente trabalho, para a identificação das fases presentes nos ensaios foi
utilizada a base de dados do International Center for Diffraction Data (ICDD), com
informações detalhadas sobre todos os materiais orgânicos e inorgânicos catalogados até o
ano 2000. (Anexos 1 a 5 )
Mostra-se na figura 2.18, o espectro de difração de R-X de uma liga 50,7% Ni-Ti,
após tratamento termomecânico de laminação e envellhecimento a 500
o
C por 25 minutos.
Verifica-se a presença de fase austenítica B2 e uma pequena quantidade da fase martensítica
B19’.
FIG.2.18 Difratograma de R-X, liga Ni-Ti (50, 7%Ni), à temperatura ambiente. (Chen, J. H.
et al. 2005).
35
2.5.3 ENSAIO DE TRAÇÃO
As propriedades mecânicas podem ser determinadas em ensaios de tração
convencionais realizados a diferentes temperaturas, podendo com estes resultados inferir os
valores das temperaturas de transformação. Este tipo de informação pode, no entanto, ser
afetado por um certo grau de imprecisão, resultando muito mais interessante a possibilidade
destes ensaios permitirem avaliar qualitativamente o efeito que diferentes tratamentos
térmicos ou mecânicos podem ter sobre as características mecânicas do material. Mostra-se na
figura 2.19 curvas representativas obtidas em ensaios de tração.
FIG.2.19 Curvas de ensaios de tração a diferentes temperaturas de transformação: (a)
Austenita. (b) Martensita (c) Comportamento pseudoelástico
.
36
2.5.4 ENSAIO DE METALOGRAFIA
Um método complementar para se entender os mecanismos envolvidos na
deformação dos materiais com memória de forma é visualizar as mudanças que ocorrem na
microestrutura à medida que se deforma a liga. Mostra-se na figura 2.20 a microestrutura
típica de uma liga NiTi.
g
FIG.2.20 Micrografia óptica mostrando a microestrutura da fase matriz (B2) de uma
folha de NiTi envelhecida. Chen, J. H., Sun, W. e Wang, G. Z. (2005)
2.5.5 ENSAIO DE TORÇÃO
Por meio do ensaio de torção é possível obter condições de carregamento que facilitam
a análise da influência da tensão na plasticidade de um metal que no ensaio de tração. Os
estados de tensões e deformações nos ensaios de tração e torção podem ser comparados com
base nas equações:
a) Ensaio de tração:
0;
32max1
=
==
=
=
==
=
=
==
=
σ
σ
σ
σ
37
2
2
max
1
max
σ
σ
τ
=
==
==
==
=
b)Ensaio de torção:
0;
231
=
==
=
−
−−
−
=
==
=
σ
σ
σ
max
1
max
2
2
σ
σ
τ
=
==
==
==
=
Com base nas equações acima pode-se constatar que
max
τ
será duas vezes maior em
torção do que em tração para um dado valor de
max
σ
. Uma vez que em primeira observação,
pode ser considerado que a deformação plástica ocorre quando se atinge um valor crítico de
max
τ
e a fratura frágil acontece quando se atinge um valor crítico de
max
σ
, o comportamento
dúctil é maior em torção do que em tração. Com base nestas premissas, no presente trabalho
empregou-se o ensaio de torção nos ensaios de DRX, com o objetivo de se conseguir com
menor carga a deformação para induzir a transformação martensítica num processo de
pseudoelasticidade.
3 MATERIAIS E MÉTODOS
3.1 MATERIAIS
Neste trabalho foram investigados quatro diferentes tipos de arcos de NiTi com as
seguintes denominações comerciais: Aditek Nitinol da Aditek do Brasil LTDA. (Rua Cesário
Mota,14 Cravinhos- tel:(16)651-3000); Hiplus Especialidades Odontológicas (Rua Dr.
Miguel Penteado,1068-Jd. Guanabara- Campinas –SP- tel: (19)3213-1270), e Orthosource
do Brasil (
. Esta ordem será utilizada para a
apresentação dos resultados. Foram empregados fios com seção transversal redonda de 0,46
mm (0,018”) e de 0,50 mm (0,020”), doravante referenciados como:
♦ Aditek Nitinol - 0,018” : AD 18
♦ Aditek Nitinol – 0,020” : AD 20
♦ Hiplus - - 0,020” : HI 20
♦ Orthosource – 0,018” : ORT 18
38
3.2 MÉTODOS
3.2.1 ENSAIO DE DMA
Para a realização dos ensaios foi utilizado o Analisador Termo-Dinâmico-Mecânico,
RHEOMETRICS-Scientific V, por intemédio do Departamento de Processos Orgânicos da
Universidade Federal do Rio de Janeiro.
As amostras foram cortadas com dimensões de 1,5 a 2,5 cm de comprimento e o seu
diâmetro determinado por paquímetro.
Os ensaios realizados consistiram em deformações de tração cíclicas a freqüência de 1
Hz com aplicação de deformação máxima de 0,01%.
As amostras foram resfriadas a –60ºC e aquecidas a uma taxa de 2ºC/min até a
temperatura máxima de 100 ºC, sob atmosfera de N
2
. Foram efetuadas medidas do módulo de
armazenamento, E’, módulo de dissipação, E”, e a relação entre os módulos E”/E’, tg δ, que
representa a razão entre a energia dissipada por ciclo e a energia armazenada no ciclo.
3.2.2 ENSAIO DE DSC
Os ensaios de DSC foram realizados na Seção de Engenharia Química do
Instituto Militar de Engenharia (IME) empregando-se equipamento PERKIN-ELMER com
atmosfera protetora de nitrogênio.
As amostras foram preparadas repetindo-se o procedimento para todas as ligas
ensaiadas. Os fios recebidos na forma de parábola foram cortados cuidadosamente (a fim de
evitar encruamento do material) em vários segmentos retilínios (3 a 5) com aproximadamente
5 mm de comprimento de tal maneira que o peso total correspondesse a aproximadamente 20
mg; estes pedaços foram pesados em balança analítica, limpos com álcool, secos e colocados
em um cadinho de alumínio. Este cadinho, que em seguida era tampado e selado, constituía
uma amostra. As taxas de aquecimento e resfriamento foram fixadas em 10
o
C por minuto e as
temperaturas inicial e final do ensaio foram fixadas em 22
o
C e 80
o
C para que os picos de
transformação, esperados entre 30 e 50
o
C, se apresentassem bem definidos. Como referência,
foi utilizado um segundo cadinho de alumínio vazio e para evitar condensação de água e
oxidação do material, a câmara de aquecimento foi preenchida com nitrogênio. O aparelho foi
calibrado antes da realização dos ensaios com padrão de índio e zinco.
39
3.2.3 ENSAIO DE TRAÇÃO
Os ensaios mecânicos foram conduzidos no Laboratório de Ensaios Mecânicos do
IME empregando-se a máquina de ensaio mecânico Universal EMIC modelo DL1000 (Fig.
3.1).
Nos ensaios de tração os fios ortodônticos foram presos a mordentes de latão
especialmente confeccionados. Foram preparados 3 corpos-de-prova a partir dos fios de cada
liga para cada ensaio de tração. Os corpos-de-prova foram ensaiados primeiramente a 25
o
C e
depois a temperatura igual a A
f
obtida no ensaio de DMA. O comprimento útil do corpo de
prova foi de 40 mm e a velocidade do ensaio de 2 mm/min. Os ensaios foram executados na
região elástica ou superelástica dos fios, tal qual eles devem atuar na boca , todos os ensaios
foram feitos escolhendo-se o limite máximo de 6% de deformação para que não superasse o
limite pseudoelástico do material. Alcançando-se este limite previamente escolhido o fio era
descarregado.
Para o acompanhamento da temperatura dos ensaios foi utilizado um termômetro
digital posicionado próximo ao corpo-de-prova. Para manter a temperatura em torno de 37
o
C,
foi utilizada uma lâmpada de 100 W incidindo diretamente sobre o dispositivo de fixação,
enquanto a máquina foi isolada do meio externo com folhas de isopor, mantendo-se uma
espécie de estufa em torno da área do ensaio. O arranjo se mostrou eficiente, com a
temperatura variando no máximo em 1
o
C.
3.2.4 ENSAIO DE DIFRAÇÃO DE R-X
Para a realização dos ensaios foi utilizado o difratômetro de R-X HZG4/C e gerador
SEIFERT ID3000, do Centro Brasileiro de Pesquisas Físicas-CBPF. Os fios ortodônticos,
num total de seis, foram fixados em um porta amostra de PVC, colados com resina epóxi
(Super Bond), para que pudessem ficar bem próximos e ao mesmo tempo tangenciando a
superfície, tornando o ensaio viável (fig.2.21). Cabe aqui ressaltar que esta etapa de ajustes
entre a amostra e seu porta-amostra foi a mais demorada do ensaio e portanto de difícil
repetibilidade. As difrações foram executadas com os fios submetidos ao torque de 15N.cm.
40
FIG.3.1 Fotografia das amostras do ensaio de R-X.
3.2.5 ENSAIO DE METALOGRAFIA
As amostras para microscopia óptica e eletrônica foram preparadas no Laboratório de
Metalografia do IME. Os segmentos dos fios, no estado recebido, foram cortados e dispostos
em porta-amostra de PVC, a superfície das amostras foram polidas até a lixa 1200 sendo
depois atacadas com mistura de ácidos hidrofluorídrico, nítrico e acético (1:5:5) durante 10 s.
3.2.6 ENSAIO DE TORÇÃO
Nos ensaios de torção, as extremidades dos corpos de prova foram presas em dois
mordentes especialmente confeccionados em latão. Após a fixação dos fios nos mordentes,
estes eram fixados em mandris; um fixo e outro giratório o qual se fazia girar através de um
fio de nylon enrolado a seu eixo e amarrado ao travessão da máquina de ensaio de tração. A
máquina ao tracionar o fio girava o mandril, torcendo o corpo de prova. Conhecendo-se a
medida do eixo do mandril, o deslocamento em milímetros da máquina podia ser
transformado em ângulo de torção, e a força transformada em momento.
Nos ensaios de torção o momento de torção foi calculado por
M
=
Fd
onde F é a força
aplicada pela máquina ao eixo e d a distância do ponto de aplicação da força ao centro do
eixo: 5,0 mm.
FIG.3.2 Máquina utilizada para os ensaios mecânicos e dispositivo utilizado para
aquecimento da amostra. No fundo e acima, folhas de isopor isolam a câmara de ensaios.
41
4 RESULTADOS
Mostra-se nas figuras 4.1 a 4.14 as curvas obtidas nos ensaios de tração dos fios, na
legenda que aparece na figura, ao lado do nome da liga, está a temperatura em que foi
realizado o ensaio. Nas figuras 4.5 a 4.14 são mostrados os difratogramas obtidos nos ensaios
a temperatura ambiente das amostras submetidas ou não ao torque.
FIG. 4.1 Curvas dos ensaios de tração da liga Aditek(0,018”) a 25 e 37
o
C.
42
FIG. 4.2 Curvas dos ensaios de tração da liga Aditek (0,020”) a 25 e 37
o
C.
43
FIG. 4.3 Curvas dos ensaios de tração da liga Hiplus (0,020”) a 25 e 37
o
C.
44
FIG. 4.4 Curvas dos ensaios de tração da liga Orthosource (0,018”) a 25 e 37
o
C.
45
FIG. 4.5 Curva do ensaio de difração de R-X da liga Aditek(0,018”).
FIG. 4.6 Curva do ensaio de difração de R-X da liga Aditek(0,020”).
46
FIG.4.7 Curva do ensaio de difração de R-X da liga Hiplus.
47
FIG. 4.8 Curva do ensaio de difração de R-X da liga Orthosource.
FIG. 4.9 Curvas do ensaios de difração da ligas em estudo com picos 2θ em 39, 7
o
e 42, 38
o
.
48
FIG.4.10 Curva do ensaio de difração de R-X da liga Aditek(0, 020”), com torção de 15N.cm.
FIG.4.11 Curva do ensaio de difração de R-X da liga Hiplus com torção de 15N. cm.
49
FIG.4.12 Curva do ensaio de difração de R-X da liga Orthosource com torção de 15N. cm.
FIG. 4.13.Curvas do ensaios de difração da ligas em estudo com picos 2
θ
em 39, 7
o
e 42, 38
o
.
50
FIG. 4.14 Curvas do ensaios de difração da ligas em estudo com picos 2θ em 39, 7
o
e 42, 38
o
.
Mostra-se nas figuras 4.15 e 4.16 as micrografias ópticas das amostras. Nas figuras 4.
17 à 4.21 mostra-se as microestruturas das amostras observadas no MEV.
FIG.4.15 Microscopia óptica 500X, liga Aditek (0, 018”)
51
FIG.4.16 Microscopia óptica 500X, liga Aditek (0, 020”)
FIG.4.17 Superfície de fratura da amostra da liga Aditek (0,020”), rompida após banho em
nitrogênio líquido. Pode-se observar características de fratura de quase-clivagem.
,
52
FIG.4.18 Superfície de fratura da amostra da liga Aditek (0,020”), rompida após banho em
nitrogênio líquido. Pode-se observar características de fratura de quase-clivagem.
FIG. 4.19 Superfície do fio da liga Aditek (0,020”).
53
FIG. 4.20 Microestrutura da amostra da liga Hiplus (0,020”).
FIG. 4.21 Microestrutura da amostra da liga Orthosource (0,020”).
54
Mostra-se nas figuras 4.22 e 4.23 as curvas obtidas nos ensaios de torção realizadas a
temperatura de 25
o
C
FIG. 4.22 Gráfico momento torsor X deformação cisalhante da liga Aditek (0,020”). Ensaio
realizado a 25
o
C.
FIG. 4.23 Gráfico Força(N) X deformação cisalhante das ligas Aditek, Orthosource e Hiplus.
55
Nos ensaios de DMA foram tomadas medidas do módulo de armazenamento, E’,
módulo de dissipação, E”, e a relação entre os módulos E”/E’, tg δ. Os resultados estão
apresentados nas figuras 4.24 a 4.27. Em todas as amostras foi observada uma transição de
fase, que pode ser visualizada pelo aumento do módulo de armazenamento, E’. Os valores de
E’ apresentaram reprodutibilidade e a transição térmica observada parece reversível.
Pode-se observar que a fase existente em temperaturas inferiores a de transição
apresenta baixo módulo de armazenamento e aproximadamente constante. Com aumento
continuado da temperatura ocorre a transformação de fase e há aumento continuado do
módulo de armazenamento.
As temperaturas de transição determinadas nos ensaios DMA são mostradas na tabela 4.1.
TAB. 4.1 Temperaturas de transformação reversa (A
f
) determinadas nos ensaios DMA
Amostra Temperatura de
transição de
fase , ºC
E’ inicial
MPa
E’ a 100ºC
MPa
ADITEK-0,020” 37 43,3 81,6
ADITEK-0,018” 35 42,7 70,6
HIPLUS-0,018” 53 43,1 70,5
ORTHOSOURCE-0,018” 30 48,0 62,9
56
FIG. 4.24 Curvas do ensaio de DMA da liga Aditek (0,018”).
57
FIG. 4.25 Curvas do ensaio de DMA da liga Aditek (0,020”).
58
FIG. 4.26 Curvas do ensaio de DMA da liga HIPLUS (0,020”).
59
FIG. 4.27 Curvas do ensaio de DMA da liga Orthosource (0,018”).
60
Mostra-se nas figuras 4.28 a 4.31 as curvas obtidas nos ensaios de DSC
realizados de 25 a 60
o
C. Observa-se que não houve transformação de fase
FIG. 4.28 Curva do ensaio de DSC da liga Aditek(0,020”)
FIG. 4.29 Curva do ensaio de DSC da liga Aditek(0,018”)
61
FIG. 4.30 Curva do ensaio de DSC da liga Hi Plus(0,020”)
FIG. 4.31 Curva do ensaio de DSC da liga Orthosource(0,018”)
62
5 ANÁLISE E DISCUSSÃO DOS RESULTADOS
5.1 ENSAIOS DE DSC E DMA
Os resultados obtidos nos ensaios indicam que ocorrem de mudanças de fase nas
ligas com a variação de temperatura e da tensão para o caso específico do DMA. Com o
objetivo de simular as condições de aplicação e emprego do fio quando em função no
meio bucal do paciente, utilizamos apenas a variação em condições de aquecimento.
Os resultados dos ensaios DSC e DMA foram diferentes. Nos ensaios de DSC as
ligas não apresentaram transformação de fase, na faixa de 25 a 60
o
C, enquanto que nos
ensaios de DMA, sob tensão cíclica de tração, as mesmas sofreram transformação de
fase durante o aquecimento, no intervalo de temperatura entre 35 e 53
o
C. Esta diferença
entre DSC e DMA pode ser associada às condições dos ensaios.
Todos os fios apresentaram variação da temperatura de transformação reversa,
comprovando a teoria que sob tensão induzida a temperatura de transição A
f
aumenta.
(Otsuka, K. e Wayman, C. M.,1998)
5.2 ENSAIOS DE MICROSCOPIA ÓPTICA E ELETRÔNICA
A interpretação metalográfica, à temperatura ambiente, devido a natureza da
microestrutura, é complexa e de difícil interpretação.Não foi possível realizar o
polimento eletrolítico
Como as tensões geradas devido ao polimento tendem a produzir martensita,
com ressalvas observa-se que há uma diferença em relação ao refinamento da
microestrutura com os fios de diâmetros diferentes, podendo indicar tratamento
termomecânico diferente.
Na microscopia eletrônica não se observou a presença de precipitados, mesmo
nas superfícies com características de fratura frágil, com o fio imerso em solução de
nitrogênio líquido, o que podemos concluir ser provavelmente um fio ortodôntico pobre
em Ni. O menor teor de Ni dificulta a formação de precipitados Ti
3
Ni
4
.
63
5.3 ENSAIOS DE DIFRAÇÃO DE R-X
Nos difratogramas pode-se observar que todas as ligas apresentaram dois picos
de maior intensidade, um em 2θ = 42,38
o
e o outro em 2θ = 39,7
o
. Os picos até 2θ =
30
o
, não foram considerados na análise por coincidirem com os picos de maior
intensidade obtidos no ensaio dos porta-amostras.
Por comparação com as fichas 18-0899 e 19-0890 do ICDD (anexos 1 a 5),
pode-se concluir que o pico 2θ = 42,38
o
, é o indicativo do sistema cúbico(fase B2),
austenítica da liga NiTi, e pela ficha 35-1281 que o pico 2θ = 39,7
o
seja o representativo
do sistema monoclínico, fase martensítica da liga na temperatura ambiente, sem
solicitação em torção.
Nos ensaios onde foi aplicado um momento torsor de 2,5 N. cm por fio,
aproximadamente 129gf, pode-se verificar que o pico relativo à fase austenítica
desaparece, e que o da fase martensítica diminui de intensidade, indicando ser provável
que tenha ocorrido a transformação da austenita em fase R e não em martensita. Este
resultado pode ser associado à baixa temperatura de recozimento e ratificado pelo
desvio da linearidade apresentada no ensaio de tração em baixa deformação.
Através de DRX não foi possível quantificar a transformação martensítica pela
aplicação da torção nos fios ortodônticos, porque o cálculo da área sob a curva nos picos
característicos das fases, se confunde com o ruído de fundo devido a baixa intensidade
dos mesmos
5.4 ENSAIOS MECÂNICOS
Nas curvas tensão x deformação obtidas nos ensaios de tração das ligas pode-se
observar que durante os descarregamentos nos ensaios realizados à temperatura
ambiente, ocorrem pequeno efeito de pseudoelasticidade e desvio na inclinação da linha
reta, na região com baixa deformação. Este comportamento indica. transformação da
fase R, dados da literatura Somsen,Ch. et al.(1999),Wang,Z.G. et al(2005) indicam que
a formação da fase R é facilitada após tratamento térmico realizado em temperatura
inferior à 550
o
C.
Nos ensaios de tração das ligas pode-se observar que nos ensaios realizados à
temperatura acima de A
f
, houve um desvio na inclinação da linha reta, em faixa de
baixa deformação, indicando a formação da fase R. Observou-se também o aumento de
64
aproximadamente duas vezes o valor da força máxima, para se alcançar 6% de
deformação, devido a transformação da martensita existente à temperatura ambiente na
fase estável austenita, esta possui maior resistência mecânica que a martensita.
Nos ensaios realizados à temperatura acima de A
f
, todas as ligas apresentaram
aumento no efeito de pseudoelasticidade, indicando que as ligas receberam algum tipo
de tratamento de trabalho mecânico à frio, conforme explicado na literatura apresentada
anteriormente.
Nos ensaios de torção com aplicação de tensões cisalhantes puras, pode-se
constatar que as ligas apresentaram aumento da pseudoelasticidade à temperatura
ambiente, comprovando a teoria que tensões cisalhantes têm maior influência nas
deformações plásticas, inclusive com menores esforços. Este resultado indica também
que a torção induz maior transformação austenita-martensita que no ensaio de tração.
Levando em consideração o estado de tensão desenvolvido, pode-se induzir que a maior
tensão cisalhante no ensaio de torção, facilita as transformações martensíticas.
65
6 CONCLUSÕES
Com base nos resultados obtidos no presente trabalho, pode-se concluir que:
a) os fios empregados no presente trabalho possuem composição atômica pobre
em Ni (entre 50 e 50, 5% Ni);
b) as diferenças apresentadas nas temperaturas de transformação de fase das ligas e
no comportamento quanto a pseudoelasticidade, indicam que os fios das
diferentes marcas comerciais são submetidos a diferentes tratamentos
termomecânicos ou possuem composição química diferente;
c) os fios da marca Aditek e Orthosource, por terem temperatura de transformação
de fase próxima à bucal, seriam os mais indicados para o tratamento ortodôntico.
Estes fios apresentam menor força motriz para transformação de fase e liberam
maior energia para movimentação dos dentes durante a transformação da
martensita termoelástica levemente deformada;
d) todos os fios apresentaram desvio da inclinação da curva em baixa deformação
no ensaio de tração, isto indica que nestes fios ocorre formação da fase R
anterior a transformação martensítica induzida por tensão, em virtude de
possível tratamento térmico com temperatura inferior a 550
o
C;
e) os fios em torção possuem melhor desempenho de efeito de pseudoelasticidade,
importante propriedade para tratamento ortodôntico, do que os submetido à
tração.
66
7 ANEXOS
67
ANEXO 1
68
ANEXO 2
69
ANEXO 3
70
ANEXO 4
71
ANEXO 5
72
8 SUGESTÕES PARA FUTUROS TRABALHOS
1.
Identificação e quantificação das fases presentes em cada liga na temperatura
ambiente, através de ensaios de raios-x com solicitação em torção, para um
possível levantamento de uma curva torção aplicada X quantidade de fase
transformada.
2.
Análise de precipitados (Ni
3
Ti
4
), através de microscopia eletrônica de
transmissão, para estudo mais detalhado da sua influência nas propriedades de
efeito memória de forma e pseudoelasticidade das ligas NiTi equiatômicas.
73
9 REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS
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