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UNIVERSIDADE FEDERAL DO RIO GRANDE DO NORTE
PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM
ENGENHARIA MECÂNICA
ESTUDO DA OXIDAÇÃO SUPERFICIAL DE LIGAS ODONTOLÓGICAS DE Ni-Cr EM
PLASMA PULSADO PARA USO EM RESTAURAÇÕES METALOCERÂMICAS.
Dissertação submetida à
UNIVERSIDADE FEDERAL DO RIO GRANDE DO NORTE
como parte dos requisitos para a obtenção do grau de
MESTRE EM ENGENHARIA MECÂNICA
TATIANA OLIVEIRA SOUZA
Natal, setembro de 2006.
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ii
UNIVERSIDADE FEDERAL DO RIO GRANDE DO NORTE
PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM
ENGENHARIA MECÂNICA
ESTUDO DA OXIDAÇÃO SUPERFICIAL DE LIGAS ODONTOLÓGICAS DE Ni-Cr EM
PLASMA PULSADO PARA USO EM RESTAURAÇÕES METALOCERÂMICAS.
TATIANA OLIVEIRA SOUZA
Esta dissertação foi julgada adequada para a obtenção do título de
MESTRE EM ENGENHARIA MECÂNICA
sendo aprovada em sua forma final.
BANCA EXAMINADORA
RUBENS MARIBONDO DO NASCIMENTO – (ORIENTADOR)
CLODOMIRO ALVES JÚNIOR – (CO- ORIENTADOR)
CUSTÓDIO L. DE BRITO GUERRA NETO
SEVERINO CESARINO NÓBREGA NETO
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iii
“Três classes de pessoas são infelizes: as que sabem, mas não querem ensinar, as que
ensinam e não querem mais aprender, e aquelas – as mais infelizes - que nunca ousaram
aprender.”
(provérbio chinês)
iv
Dedico este trabalho aos meus pais, as minhas irmãs,
e a todos aqueles que direta ou indiretamente
contribuíram para a realização do mesmo.
v
AGRADECIMENTOS
Ao caríssimo professor e orientador Rubens Maribondo do Nascimento, orientador e amigo.
Pelo incentivo, pela paciência, e principalmente pela iluminação nos momentos de dúvidas, e o
discernimento para promover a facilitação e qualificação deste trabalho.
Ao professor Clodomiro Alves Júnior, principalmente pela incansável compreensão,
orientação e paciência, mesmo quando as situações não o permitiam.
Ao professor Martinelli, pelas importantíssimas contribuições a este trabalho.
A Custódio Guerra, pelo incentivo e, principalmente, pelas divertidos momentos
proporcionados em finais de semana infindos estudando termodinâmica.
A Raquel Ataíde pela inestimável contribuição em todas as fases deste trabalho. Desde o
seu entendimento, ao seu desenvolvimento e conclusão. Meus mais sinceros agradecimentos.
A Kleber Barros, pelos infindáveis auxílios e esclarecimentos, principalmente nos primórdios
deste estudo, quando eram mais incidentes as dúvidas e incompreensões sobre os
procedimentos técnicos e laboratoriais usados para tratar materiais a plasma.
A garota Roseane, pela simpatia e apoio em todos os momentos deste trabalho.
À dedicada Bruna Melina, pelas infindáveis horas ao microdurometro, e as várias
endentações sobre diversas faixas das mais variadas cores.
Ao dedicado Cláudio, pois sem o seu auxílio seria deveras difícil oxidar as amostras deste
estudo. Principalmente no que diz respeito às oxidações nos finais de semana.
A jovem Manuela Bessa, responsável por todas as figuras ou “aquarelas” de microscopia
óptica deste trabalho.
Ao amigo Batista, incentivador nos momentos mais difíceis e aliado nos mais divertidos.
Ao jovem Eduardo, pelo auxílio com a manipulação de pós de cerâmica.
vi
À Márcio Williams, pela dedicação e auxilio, e mais pela eterna simpatia e prestatividade.
Enfim, a todos que influíram e contribuíram para a conclusão deste trabalho. Os mais
sinceros agradecimentos.
vii
SUMÁRIO
1. INTRODUÇÃO.........................................................................................................
1
2. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ..................................................................................
4
2.1. Restaurações metalocerâmicas........................................................................ 4
2.2. Ligas metálicas................................................................................................... 5
2.3. Porcelanas odontológicas................................................................................. 8
2.4. Resistência à fratura das cerâmicas................................................................. 10
2.4.1. Compatibilidade termomecânica ................................................................... 12
2.4.2. Tensões residuais em sistemas metalocerâmicos....................................... 14
2.5. Molhamento......................................................................................................... 16
2.6. Adesão metal-cerâmica...................................................................................... 17
2.6.1 Compatibilidade química.................................................................................. 19
2.6.2 Formação e detecção de óxidos...................................................................... 19
3. PLASMA..................................................................................................................
21
3.1. Considerações gerais......................................................................................... 21
3.2. Dureza Vickers.................................................................................................... 23
4. MATERIAIS E MÉTODOS.......................................................................................
25
4.1. Preparo metalográfico das amostras................................................................ 26
4.2. Oxidação das amostras em plasma pulsado................................................... 27
4.3. Oxidação das amostras 7 e 8 em forno resistivo............................................. 35
4.4. Microdureza das amostras / Descolamento do filme óxido............................ 36
4.5. Caracterização das amostras............................................................................ 36
5. RESULTADOS E DISCUSSÕES............................................................................
38
5.1. Microscopia óptica.............................................................................................. 38
viii
5.2 Caracterização por microscopia eletrônica de varredura (MEV)..................... 43
5.2.1 Análise superficial............................................................................................ 45
5.3 Caracterização por difração de raios X.............................................................. 52
5.4. Microdureza (Dureza Vickers)............................................................................ 54
6. CONCLUSÕES........................................................................................................
56
SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS..........................................................
57
REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS...........................................................................
58
ix
LISTA DE FIGURAS
Figura 1: Esquema de uma restauração metalocerâmica. Casquete metálico sobreposto
por camadas de cerâmica (opaco, esmalte, dentina do corpo e gengival).
(PHILLIPS, R. W.
Skinner. Materiais dentários.9 ed. Rio de janeiro: Guanabara Koogan, 1993. Cap 26:
Porcelanas odontológicas, p. 291-
304.)......
..............................................................................................................................
4
Figura 2: Diagrama binário Cr-Ni (Metals Handbook, editado pela ASM International)....
8
Figura 3:
Esquema representativo das tensões residuais formadas no sistema
metalocerâmico após a sinterização da porcelana sobre o metal...........................................
13
Figura 4: Esquema de uma câmara de plasma
pulsado.........................................................................................................................................
28
Figura 5: Foto de uma câmara de plasma pulsado no momento da descarga luminescente do
plasma..........................................................................................................................................
28
Figura 6: Valores de temperatura e tempo utilizados durante o tratamento da amostra
1...................................................................................................................................................
30
Figura 7: Valores de temperatura e tempo utilizados durante o tratamento da amostra
2...................................................................................................................................................
31
Figura 8: Valores de temperatura e tempo utilizados durante o tratamento da amostra
3....................................................................................................................................................
32
Figura 9: Valores de temperatura e tempo utilizados durante o tratamento da amostra
4....................................................................................................................................................
33
x
Figura 10: Valores de temperatura e tempo utilizados durante o tratamento da amostra
5....................................................................................................................................................
34
Figura 11: Valores de temperatura e tempo utilizados durante o tratamento da amostra 6.......
35
Figura 12: Amostra 5 oxidada a 400º C. Microscopia óptica.
(50x).............................................................................................................................................
38
Figura 13: Amostra 6 oxidada a 300º C. Microscopia óptica.
(50x).............................................................................................................................................
39
Figura 14: Amostra 5 oxidada a 400º C. Microscopia óptica.
(50x).............................................................................................................................................
42
Figura 15: Porcelana odontológica de corpo em pó. Morfologia e dimensões de
partículas. MEV.....................................................................................................................
44
Figura 16: Análise por EDX da constituição química de pó de porcelana odontológica.....
44
Figura 17: Borda da amostra 2 oxidada por plasma. Ocorrência de rugosidade e presença
de partícula. MEV.................................................................................................................
45
Figura 18: Borda da amostra 6 oxidada por plasma. Ocorrência de irregularidades no relevo
superficial. MEV.........................................................................................................................
46
Figura 19: Borda da amostra 6 oxidada por plasma. Irregularidades superficiais. MEV...........
46
Figura 20: Centro da amostra 2 oxidada por plasma.
MEV.............................................................................................................................................
47
Figura 21: Centro da amostra 6 oxidada por plasma. MEV. Pode ser constatada a ausência....
48
Figura 22: Centro da amostra 5 oxidada por plasma. Notar a ausência de irregularidades
superficiais. MEV........................................................................................................................
48
Figura 23: Borda da amostra 7. MEV.........................................................................................
50
xi
Figura 24: Borda da amostra 8. MEV.........................................................................................
50
Figura 25: Centro da amostra 8.
MEV.............................................................................................................................................
51
Figura 26: Centro da amostra 8.
MEV.............................................................................................................................................
51
Figura 27: Gráficos resultantes da difratometria por raios X da amostra 1. A1 – dados da
análise em profundidade da amostra.1. R1 – dados da análise rasante da amostra
1...................................................................................................................................................
52
xii
LISTA DE TABELAS
Tabela 1: Características da liga de Ni-Cr Wironia fornecidas por seu fabricante (BEGO,
Bremer)....................................................................................................................................
25
Tabela 2: Valores de temperatura e ton on/ton off da câmara pulsada utilizados para
tratamento a plasma das amostras de 1 a 6..............................................................................
29
xiii
RESUMO
As restaurações metalocerâmicas combinam estética e resistência, havendo na sua
confecção a formação de uma camada óxida na interface metal-porcelana, que é resultante do
molhamento e das interações atômicas e iônicas que ocorrem entre o metal, o óxido e a
porcelana. Entretanto, são comuns as falhas clínicas observadas neste tipo de restauração,
devido à falta de uniformidade na deposição da camada óxida e conseqüente perda de
adesividade na interface. Propôs-se então neste estudo, realizar a deposição de filmes óxidos
uniformes sobre a superfície de amostras compostas por liga metálica de Ni-Cr previamente
polida, a partir de processamento em atmosfera oxidante a plasma. Foram utilizadas seis (06)
amostras oxidadas a plasma a 300 e 400ºC durante uma (01) hora, e duas amostras oxidadas
em forno comum a resistência, a temperatura de 900 ºC. Posteriormente foram realizadas
caracterizações quanto: a microscopia óptica e eletrônica de varredura, microdureza, e
difratometria de Raios-X em todas as amostras. Foram observadas a formação de faixas e
zonas de diversas cores nas seis amostras oxidadas a plasma e a formação de uma superfície
de cor acinzentada nas amostras oxidadas em forno comum, assim como: aumento de
microdureza, aumento e formação de diversos óxidos oriundos dos metais básicos
componentes da liga metálica das amostras de Ni-Cr.
Palavras-chave: restaurações metalocerâmicas, oxidação, Ni-Cr, plasma pulsado.
xiv
ABSTRACT
Metal ceramic restorations matches aesthetic and strength, and in your making occurs an
interface oxide layer, wetting resulting and atomic and ionic interactions resulting between metal,
oxide and porcelain. However, frequent clinical fails occurs in this restoration type, because lost
homogeneous deposition oxide layer and lost interface bond. Thus, in this study, thought
depositate homogeneous oxide films above Ni-Cr samples surfaces polite previously, at plasma
oxide environment. Six samples was oxided at 300 and 400ºC at one hour, and two samples
was oxided in a comum chamber at 900ºC, and then were characterized: optical microscopic,
electronic microscopic, micro hardness, and X – ray difratometry. Colors stripes were observed
at six samples plasma oxided and a grey surface those comum oxided, thus like: hardness
increase, and several oxides from basic metals (Ni-Cr).
Key-words: metal ceramic restorations, oxidation, Ni-Cr, plasma.
xv
CAPÍTULO I
INTRODUÇÃO
Os sistemas metalocerâmicos foram introduzidos na década de 50 e representaram a
ocorrência de mudanças significativas na execução das restaurações protéticas. Esses sistemas
aliam as propriedades de resistência da estrutura metálica à excelente estética da cerâmica,
possibilitando a restauração de elementos dentais de modo altamente satisfatório (SANTOS et
al, 2003).
A cerâmica utilizada como material para restaurações odontológicas tem como
características principais a excelente estética e uma aceitável biocompatibilidade no meio
bucal. A técnica de restauração metalocerâmica ou da porcelana fundida sobre o metal é o
método mais largamente utilizado para compensar a natureza extremamente frágil do material
cerâmico (ROLLO e ROSSITI, 1999). As coroas protéticas metalocerâmicas apresentaram
um acentuado crescimento nos últimos 50 anos, tratando-se atualmente de um dos tipos de
restauração protética das mais utilizadas em Odontologia restauradora (SANTOS et al, 2003).
O ouro foi o primeiro metal empregado para a obtenção de ligas odontológicas fundidas
para restaurações metalocerâmicas. Tal utilização era justificada pelas excelentes qualidades
apresentadas pelas ligas áuricas, tais como: fácil manuseio, inalterabilidade e completa
inocuidade para os tecidos. As ligas com alto teor de ouro permaneceram como padrão de
material odontológico durante muito tempo (PEREZ e GARBIN, 1999, DEKON et al, 1999).
Entretanto os sucessivos aumentos do preço do ouro conduziram à procura por ligas
alternativas menos dispendiosas, mas que não representassem perdas quanto às propriedades
físicas, químicas e biológicas apresentadas pelas ligas áuricas. Dentro deste contexto, após a
depressão econômica de 1930, as ligas a base de níquel-cromo começaram a ser utilizadas em
próteses parciais removíveis. A partir da década de 70, as mesmas tornaram-se as ligas mais
utilizadas em prótese fixa. As ligas à base de níquel-cromo apresentam excelentes
propriedades mecânicas, alta dureza e alta biocompatibilidade, além de baixo custo (PEREZ e
GARBIN, 1999).
xvi
A fabricação das restaurações metálicas fundidas envolve diversas fases de processamento,
sendo, portanto, bastante complexa. Além disso, as ligas metálicas básicas apresentam
propriedades diferentes das ligas áuricas. Assim, o processo de fabricação de ambas deveria
ser distinto. Entretanto, o processo de fabricação de restaurações metalocerâmicas com a
utilização de ligas de níquel-cromo tem sido realizado com as mesmas técnicas de confecção
das restaurações com ligas áuricas. Incluindo a oxidação prévia à aplicação da porcelana para
a formação de uma camada de óxidos, o que é considerado indispensável para as ligas com
alto teor de ouro (PEREZ e GARBIN, 1999, DEKON et al, 1999).
A falta de informações técnicas acessíveis a muitos profissionais propiciou a utilização
indiscriminada das ligas básicas, sem que fosse avaliada a efetividade restauradora das
mesmas (PEREZ e GARBIN, 1999). A natureza da união entre as ligas metálicas e a
porcelana tem sido alvo de consideráveis discussões. As mesmas são justificadas pelo fato de
que o sucesso de uma coroa metalocerâmica depende muito da resistência dessa união. No
entanto, tornou-se difícil formular um parecer definitivo sobre materiais e técnicas a serem
empregados devido à variedade de conceitos preconizados por diferentes autores (DEKON et
al, 1999).
As ligas de níquel-cromo são a principal representante das ligas de metais básicos.
Entretanto, devido à facilidade de formação de uma camada de óxido na sua superfície,
ocorre a necessidade de um controle preciso dessa oxidação no intuito de que a resistência da
união metal-porcelana não seja comprometida (DEKON et al, 1999).
Apesar do grau de aprimoramento das ligas metálicas e das cerâmicas odontológicas, a
longevidade dos trabalhos protéticos ainda é motivo de grande preocupação tanto por parte do
cirurgião-dentista quanto por parte do paciente. Em média as próteses metalocerâmicas
permanecem de 6 a 10 anos na boca dos pacientes, existindo o desejo por parte dos
cirurgiões-dentistas de que as coroas metalocerâmicas apresentem maior facilidade de reparo
(SANTOS et al, 2003).
Existem atualmente no mercado brasileiro, resinas compostas acompanhadas de agentes
capazes de preparar a porcelana e torná-la receptiva aos processos de adesão. Entretanto,
sabe-se que esses tipos de reparos não conferem às restaurações suas características de
resistência e estética original, necessitando ainda de um maior aprimoramento (SANTOS et
al, 2003).
xvii
Apesar do seu extenso uso, o sistema de coroas metalocerâmicas ainda necessita de
aprimoramentos principalmente quanto às técnicas de utilização das ligas de metais básicos e
a formação na sua superfície de óxidos promotores da adesão entre porcelana e liga metálica.
No intuito de avaliar a deposição uniforme de óxidos sobre superfícies de ligas metálicas de
níquel-cromo utilizadas para fundições odontológicas, o presente estudo tem como objetivo
geral analisar a oxidação por plasma pulsado de superfícies de ligas odontológicas de Ni-Cr,
caracterizando os óxidos formados e relacionando as suas características com os parâmetros
do processamento por plasma. Os objetivos específicos do presente trabalho são: (1) analisar
as características ópticas superficiais das amostras a partir da análise por microscopia óptica e
por microscopia eletrônica de varredura (MEV); (2) analisar a estrutura cristalina e a possível
formação de óxidos nas amostras, a partir da análise por difratometria de raios-X; e (3)
analisar a resistência do filme óxido depositado sob as amostras através da análise de
microdureza Vickers.
xviii
CAPÍTULO 2
2.1 Restaurações Metalocerâmicas
As restaurações metalocerâmicas são compostas por uma peça fundida, ou casquete,
que se ajusta ao preparo do dente e pela porcelana aderida a este casquete. O casquete
pode possuir pouca espessura, assemelhando-se a um fino dedal, ou alta espessura,
assemelhando-se a uma coroa fundida com alguma porção ausente. Os contornos nas
áreas ausentes são refeitos com porcelana, que promove o mascaramento ou esconde o
casquete metálico e torna a coroa esteticamente aceitável. Tais restaurações combinam a
resistência e exatidão do substrato metálico com a estética da porcelana. (SHILLINBURG
et al, 1986).
O casquete metálico é recoberto por três camadas de porcelana, como pode ser
observado na Figura 1: (a) porcelana opaca, que mascara o metal subjacente, (b)
porcelana de corpo ou de dentina, que constitui a maior parte da restauração e que é
responsável pela cor ou tonalidade da mesma, (c) porcelana incisal ou de esmalte, que é
uma camada translúcida de porcelana na parte incisal do dente (SHILLINBURG et al,
1986).
Figura 1. Esquema de uma restauração metalocerâmica. Casquete metálico sobreposto por
camadas de cerâmica (opaco, esmalte, dentina do corpo e gengival). (PHILLIPS, R. W.
Skinner. Materiais dentários. 9 ed. Rio de janeiro: Guanabara Koogan, 1993. Cap 26:
Porcelanas odontológicas, p. 291-304.)
xix
Em conseqüência dos progressos tecnológicos, o uso das restaurações metalocerâmicas
aumentou acentuadamente a partir da década de 70. Uma das causas mais importantes
para tal aceitação é a sua maior solidez e resistência à fratura. A combinação de metal e
porcelana fundida sobre ele é mais forte que a porcelana sozinha. A união tem
características verdadeiramente adesivas, com evidência de que na superfície do metal se
forma uma camada de óxidos que contribui para a adesão, reforçada pela observação de
que esta união aumenta quando a fundição da porcelana é realizada em atmosfera
oxidante. É essencial que a porcelana e o metal tenham pontos de fusão e coeficiente de
expansão térmica compatíveis. Uma diferença de apenas 1,7 x 10
-6
/ ºC pode provocar
tensões internas capazes de ocasionar a falha da união. À temperatura ambiente, tanto as
cerâmicas cristalinas como as cerâmicas não-cristalinas quase sempre fraturam antes que
qualquer deformação plástica possa ocorrer em resposta à aplicação de uma carga de
tração (SHILLINBURG et al, 1986).
As restaurações metalocerâmicas combinam a estética natural de um material frágil
como a porcelana com a durabilidade e a adaptação marginal do metal. Entretanto essas
restaurações apresentam desvantagens, tais como, falhas ocasionais na cobertura cerâmica
e distorções no casquete metálico após a aplicação da cerâmica, devendo, portanto serem
confeccionadas com materiais compatíveis e manuseadas de forma apropriada. As ligas
metálicas e as porcelanas devem ser térmica, mecânica e quimicamente compatível, sem,
no entanto comprometerem a estética (BAGBY et al, 1990).
2.2 Ligas Metálicas
Inúmeras são as ligas metálicas utilizadas para restaurações metalocerâmicas. As que
apresentam resultados mais satisfatórios possuem alto teor de ouro (83 a 87%) e também
normalmente uma alta proporção de platina (6 a 16%). Existem também evidências de
que o acréscimo de estanho à liga forma óxidos na superfície do metal que contribuem
para a resistência da união metal-porcelana (SHILLINBURG et al, 1986).
A rigidez do metal também deve ser levada em consideração, pois o mesmo não deve
sofrer flexões quando do seu ajuste ou quando submetido às forças oclusais, pois tal
ocorrência promove a separação e a fratura da porcelana. Portanto, o metal deve ser o
xx
mais duro possível e o casquete ou substrato metálico sobre o qual serão aplicadas as
camadas de cerâmica odontológica deve possuir espessura suficiente para apresentar a
rigidez adequada (SHILLINBURG et al, 1986).
As ligas de ouro “não ofereciam rigidez suficiente para se opor às deformações
plásticas; possuíam intervalo de fusão muito próximo à temperatura de elaboração da
cerâmica; e clinicamente, não ofereciam garantia exemplar de não sofrer corrosão”.
Devido a esses motivos ocorreu a busca pelo aperfeiçoamento de ligas alternativas de
metais não-nobres. As ligas de ferro-níquel apresentavam coeficiente de dilatação térmica
(10 a 13 x 10
-6
mm/mm/ºC) semelhante às porcelanas mais utilizadas, e o acréscimo de 20
% de cromo a essas ligas diminui o grau de corrosão das mesmas. Esse tipo de liga é
clássico na indústria metalúrgica (família dos Inconels) possuindo as seguintes
características: são inoxidáveis em meio bucal, são monofásicos austênicos, não mudam
de fase durante os tratamentos térmicos de esmaltagem; e não possuem propriedades
magnéticas. Entretanto, as mesmas apresentam deficiências como: dificuldade durante a
fundição e aderência incerta da camada de porcelana ao metal. A fundição dessas ligas foi
melhorada pela adição de silício e boro. Como o Inconel é inoxidável à temperatura
ambiente e pouco oxidável à temperatura dos tratamentos de esmaltagem, acrescentou-se
magnésio a essas ligas, pois se sabe que a adição de aproximadamente 0,8% do mesmo “é
essencial à constituição de uma camada de óxidos metálicos mistos de ferro, níquel,
cromo e magnésio, de cor característica acinzentada”. Esta camada de óxidos está
estreitamente ligada ao metal que lhes dá origem, difundindo-se no interior do vidro que
está sempre presente na primeira aplicação da cerâmica de união (SIMONPAOLI, 1989).
Os metais básicos são componentes de alto valor para as ligas de fundição odontológica
devido a sua influência nas propriedades físicas da liga, como o controle que exercem
sobre a quantidade e o tipo de oxidação, ou ainda por seus efeitos sobre o endurecimento.
As ligas odontológicas para restaurações metalocerâmicas possuem três características
básicas: potencial para unir-se às porcelanas odontológicas, coeficiente de expansão
térmica compatível com o das porcelanas odontológicas, e sua temperatura no estado
sólido é suficientemente alta para permitir a aplicação de porcelanas de baixo ponto de
fusão sobre a sua estrutura, sem que esta sofra alterações estruturais (PHILLIPS, 1993).
xxi
Devido à possibilidade do elemento químico níquel, presente em ligas odontológicas
para confecção de próteses fixas, possuir potencial carcinogênico e alergênico, foi
verificada a possibilidade de ingestão de níquel por pacientes portadores de próteses
confeccionadas com ligas de níquel-cromo. Para tal 4,0 gramas de uma liga de níquel-
cromo a 63% de níquel e 22% de cromo, foram agitadas numa saliva artificial durante
um, três, cinco, sete, catorze e vinte e um dias. A saliva artificial foi avaliada e constatou-
se que em 21 dias a liga de níquel-cromo debita em média 2,0 µg de níquel por dia
(0,000002 g/dia). Sabe-se que a necessidade mínima diária do níquel foi avaliada em 50
µg/dia (0,00005g/dia). Dessa forma a quantidade de níquel liberada por ligas de níquel-
cromo utilizadas em próteses fixas não possui efeitos deletérios (SIMONPAOLI, 1989).
As ligas de níquel-cromo possuem grande variação na sua composição, com os níveis
de níquel chegando a até 80% e o conteúdo de cromo variando de 13 a 22%. As
propriedades físicas e as características de manipulação dessas ligas foram melhoradas
pela adição de pequenas quantidades de berílio (até 2% em peso), que apesar de ser um
endurecedor e promotor do refinamento da estrutura granular é geralmente adicionado no
intuito de reduzir a temperatura de fusão. O cromo, por sua ação passivadora, assegura
resistência à corrosão, agindo junto com outros elementos como: molibdênio, ferro, cobre
berílio e o tungstênio, como endurecedores na solução sólida. E para que ocorra um
aumento da resistência na solução sólida, o alumínio forma composto de níquel-alumínio
que se precipitam como endurecedores. E apesar de o magnésio e o silício serem
endurecedores, eles estão presentes principalmente como agentes desoxidantes, assim
como o boro, prevenindo a oxidação de outros elementos durante a fundição. Quanto
maior a quantidade de níquel presente na liga, maior a quantidade de elementos
desoxidantes presentes. O molibdênio reduz a ductilidade, enquanto o silício pode
aumentá-la em até 3,5%. De todos os constituintes das ligas a quantidade de carbono é a
mais crítica, pois o mesmo pode formar carbetos com qualquer constituinte da liga, e a
sua precipitação é fator importante no aumento da resistência da liga, mas se depositado
em excesso podem produzir uma severa fragilidade. Portanto o controle de conteúdo de
carbono na liga durante a fundição é extremamente importante (PHILLIPS, 1993).
xxii
(Fonte: Metals Handbook, editado pela ASM International)
Figura 2: Diagrama binário Cr-Ni (
Metals Handbook, editado pela ASM International)
2.3 Porcelanas Odontológicas
As porcelanas odontológicas são os materiais com as quais são feitas as restaurações
fixas mais estéticas. Basicamente são vidros não cristalinos compostos por unidades
estruturais de silício e oxigênio (SiO
4
tetraedro). Várias propriedades são necessárias para
que sejam usadas na confecção de restaurações odontológicas: baixo ponto de fusão, alta
viscosidade, resistência a desvitrificação. Estas propriedades são obtidas acrescentando-se
outros óxidos, além de óxidos de silício, a sua estrutura básica. A temperatura de fusão é
diminuída pela redução das ligações cruzadas entre o oxigênio e o silício. Isto é
conseguido pelo uso de modificadores, tais como os óxidos de potássio, de sódio e de
cálcio. Entretanto, esses modificadores ou fundentes também diminuem a viscosidade. As
porcelanas dentais exigem uma elevada resistência ao escoamento de maneira que as
restaurações conservem sua forma básica durante a cocção, o que é obtido mediante o uso
de um óxido intermediário, o de alumínio, que se incorpora às malhas de silício-oxigênio.
Caso sejam adicionados muitos modificadores à porcelana para romper os tetraedros de
xxiii
SiO
4
, o vidro tende a se desvitrificar ou cristalizar, o que se torna um problema particular
nas porcelanas com um alto coeficiente de expansão térmica, por que os álcalis são
introduzidos para romper as tramas de silício-oxigênio e tendem a aumentar a expansão.
Quando uma porcelana é fundida muitas vezes ela pode desvitrificar-se, tornando-se
leitosa e difícil de glasear (SHILLINBURG et al, 1986).
De acordo com a sua temperatura de fusão as porcelanas odontológicas podem ser
classificadas em: porcelanas de alta fusão (1290 a 1370º C), porcelanas de média fusão
(1090 a 1260º C), e porcelanas de baixa fusão (860 a 1070º C). As porcelanas de alta
fusão são utilizadas para a fabricação de dentes de estoque, embora também sejam
utilizadas em alguma quantidade nas coroas de jaqueta. As porcelanas de alta fusão típica
têm uma composição compreendida entre as seguintes porcentagens: Feldspato – 70-90%,
Quartzo – 11-18%, Caulim – 1-10%. O principal constituinte do feldspato é o óxido de
silício, presente na forma de Na
2
O.Al
2
O
3
.6SiO
2
e K
2
O.Al
2
O
3
.6SiO
2
.
Quando o mesmo
funde forma um material vítreo que dá a porcelana sua translucidez. Atua como matriz do
quartzo (SiO
2
) de alto ponto de fusão, que por sua vez, forma um esqueleto refratário ao
redor do qual se fundem os outros componentes. Contribui para que a restauração de
porcelana mantenha sua forma durante o cozimento (SHILLINBURG et al, 1986).
O Caulim é um argilomineral que confere plasticidade à massa de porcelana no estado a
verde, contribuindo com a conformabilidade e resistência a verde do componente um
material pegajoso que une as partículas entre si quando a porcelana ainda vai ser cozida
ou já no processo de cocção. As porcelanas de média e baixa fusão são fabricadas por
meio de um processo denominado calcinação. As matérias primas da porcelana são
fundidas, resfriadas bruscamente e moídas a pó extremamente fino, sendo refundidas ao
se confeccionar uma restauração. A presença de certos óxidos metálicos – de zircônio,
titânio e estanho – tornam a porcelana opaca. Outras determinadas substâncias metálicas
dão cor à porcelana quando são acrescentadas à calcinação: índio = amarelo, cromo e
estanho = rosa, óxido de ferro = preto, sais de cobalto = azul (SHILLINBURG et al,
1986).
O material refratário que serve para a elaboração de coroas cerâmicas é de fato um
vidro, que quando é opacificado e colorido é realmente um esmalte. Essas porcelanas
apresentam uma fase amorfa com cristais em suspensão, que estão presentes em maior
xxiv
quantidade nas camadas opacas destinadas a cobrir e mascarar o metal subjacente
(SIMONPAOLI, 1989).
2.4 Resistência à fratura das cerâmicas
O processo de fratura frágil das cerâmicas consiste na formação e na propagação de
trincas através de seção reta do material em uma direção perpendicular à carga aplicada.
As resistências à fratura medidas para os materiais cerâmicos são substancialmente
inferiores àquelas estimadas pela teoria a partir das forças de ligação interatômicas, o que
pode ser explicado pela existência de pequenos defeitos no material, os quais servem
como fatores de concentração de tensões, ou seja, pontos onde a magnitude de uma tensão
de tração que é aplicada é amplificada. Esses pontos podem ser pequenas trincas na
superfície ou na porção interna da cerâmica, poros internos e arestas de grãos, sendo
praticamente impossível eliminar ou controlá-los (CALLISTER, 2002).
A concentração de tensões na extremidade de um defeito pode causar a nucleação de
uma trinca, que pode propagar-se até atingir tamanho crítico. O crescimento subcrítico de
trincas, que consiste na propagação de trincas de forma lenta e gradual ocorre
provavelmente devido à aplicação de uma tensão de tração e da dissolução da cerâmica,
resultando em um afilamento e aumento no comprimento das trincas que podem vir a
apresentar uma rápida propagação. Devido à resistência à fratura depender da
probabilidade da existência de defeitos na estrutura atômica da cerâmica que possam vir a
causar trincas, essa probabilidade varia de uma amostra para outra, mesmo que ambas
sejam de um mesmo material. Entretanto a resistência à fratura depende também da
técnica de fabricação e de possíveis tratamentos, além do tamanho e do volume da
amostra, pois quanto maior a amostra maior a probabilidade de defeitos e menor a
resistência à fratura. Em relação a tensões de compressão não existe nenhuma relação
entre a existência de defeitos e amplificação da tensão. Por isso a característica das
cerâmicas exibirem maior resistência à compressão do que à tração (CALLISTER, 2002).
Na tentativa de averiguar se os óxidos formados sobre ligas odontológicas para
restaurações metalocerâmicas são suficientemente aderentes às suas ligas para
proporcionar uma excelente adesão da porcelana foram avaliadas sete ligas odontológicas
xxv
compostas principalmente por: Ni-Cr, Co-Cr e ouro, contendo ou não agentes de adesão.
Diferenças no módulo de elasticidade, tensão residual, tensão de falha da porcelana, e
efeitos da concentração de tensões, impedem a comparação entre os vários tipos de ligas.
E o tipo de falha pode ser um indicador mais significativo da adesão entre porcelana e
metal, do que os valores numéricos gerados por qualquer teste em particular (MACKERT
et al, 1984).
Assim foram caracterizadas às superfícies das ligas, que foram previamente polidas
metalurgicamente e posteriormente oxidadas. As ligas foram consideradas de boa adesão
quando exibiram grandes áreas de porcelana opaca retida, denotando assim uma grande
área de densidade coesiva. E foram consideradas de pobre adesividade com a porcelana,
quando apresentaram pouca ou nenhuma porcelana opaca retida após a fratura. Duas das
ligas de Ni-Cr (REXILLIUM III e BIOBOND II) sem agente adesivo aderiram bem à
porcelana, enquanto que outra liga de Ni-Cr (CERAMALLOY I) só aderiu bem à
porcelana quando do uso de seu agente adesivo, que consiste em um fino pó de alumínio
misturado com veículo orgânico viscoso pincelado sobre a liga e aquecido entre 650º e
870º C. A porcelana aderiu fracamente a amostras de Ni-Cr (BIOBOND C & B) que
haviam sido previamente polidas metalurgicamente e oxidadas. Uma das ligas de Co-Cr
(DENT-O-BOND) produziu uma tenaz adesão à porcelana, enquanto outra liga de Co-Cr
(BIOCAST) só aderiu bem à porcelana quando da utilização do seu agente adesivo, que é
semelhante ao agente adesivo utilizado para a liga CERAMALLOY I, exceto pelo pó que
contém porcelana FRIT e pelo seu aquecimento que varia de 650º a 1040º C (MACKERT
et al, 1984). Esses agentes de adesão formam uma camada de alumínio que altera
completamente o tipo de escala óxida que se forma sobre as superfícies das ligas
(MCLEAN (1978), MACKERT e LAWLESS (1980) APUD MACKERT et al (1984).
2.4.1 Compatibilidade Termomecânica
A compatibilidade termomecânica inclui uma temperatura de fusão da porcelana que não
cause distorção na subestrutura metálica, juntamente com certo grau de compatibilidade entre
os coeficientes de expansão térmica. A combinação metal-cerâmica deve ser capaz de simular
um dente: em sua forma, cor, translucidez, fluorescência, e lisura de superfície, por que a
xxvi
falha em um desses requisitos limita a aplicação clínica dos sistemas metalocerâmicos. É
relevante que durante a aplicação da porcelana a estrutura metálica não venha a fundir ou
distorcer. Também é importante a observação de que ambos os materiais devem expandir e
contrair de forma semelhante quando da variação de temperatura sobre o sistema. Entretanto
problemas na compatibilidade termomecânica têm sido evidenciados (BAGBY et al, 1990).
A obtenção de um assentamento passivo da estrutura metálica pode ser mais seguro após a
aplicação da porcelana, o que por sua vez é um problema por que a restauração pode vir a
falhar devido a tensões residuais (vide figura 3). “Ocasionalmente, um casquete metálico bem
assentado pode não assentar após a aplicação da porcelana. Quando a aplicação da porcelana
causa alteração no assentamento, o problema é de compatibilidade termomecânica”. Acredita-
se que a distorção do casquete metálico durante a aplicação da porcelana ocorre devido a uma
diferença entre os coeficientes de expansão térmica. Outras razões para distorções incluem: a
liberação de tensão residual produzida durante a fundição, a contaminação da fundição, o
crescimento de grão, e a flexão da subestrutura metálica. As tensões termomecânicas são
geradas durante a aplicação da porcelana sobre o metal devido a diferenças na contração e
expansão dos mesmos. Assim a ocorrência de tensão térmica residual e transitória depende da
compatibilidade térmica da porcelana e da liga (BAGBY et al, 1990).
A tensão térmica transitória ocorre por que os coeficientes de expansão da liga e da
porcelana são diferentes durante o ciclo de queima da porcelana, entretanto a mesma não é
danosa se não estiver acompanhada por distorção da liga ou descolamento da porcelana. A
tensão térmica residual ocorre devido a uma diferença nos coeficientes de expansão no
decorrer da variação total de temperatura de queima. Podendo também resultar da variação
das propriedades térmicas da porcelana resultante de diferentes fluxos de resfriamento ou
irregulares razões de espessura metal-porcelana. Uma adesão metal-porcelana de sucesso tem
que resistir a combinação das tensões mecânicas aplicadas e tensões residuais térmicas. A
compatibilidade entre metal e porcelana pode ser afetada: pelos coeficientes de expansão
térmica da liga e da porcelana, pela temperatura de transição vítrea da porcelana, pela
resistência do metal a altas temperaturas, pela tensão de relaxamento do metal e da cerâmica,
pela razão da espessura metal-porcelana, e pela resistência da adesão metal-porcelana
(BAGBY et al, 1990).
xxvii
Figura 3. Esquema representativo das tensões residuais formadas no sistema
metalocerâmico após a sinterização da porcelana sobre o metal.
O grande número de sistemas metal-porcelana promoveu o estudo sobre o prognóstico da
compatibilidade das propriedades termomecânicas das ligas e das porcelanas. Para tal, as
indústrias cerâmicas e os pesquisadores da área utilizaram um teste de choque térmico como
método de avaliação. A resistência ao choque térmico pode fornecer uma medida de
resistência à tensão térmica transitória e identificar, grosseiramente, sistemas incompatíveis.
Entretanto, a resistência ao choque térmico não pode correlacionar-se com falhas clínicas,
pois este teste não avalia a tensão mecânica aplicada (BAGBY et al, 1990).
O coeficiente de expansão térmica da porcelana opaca nem sempre combina com o
coeficiente de expansão térmica da porcelana de corpo de um mesmo sistema de porcelanas
(FAIRHURST et al APUD BAGBY et al, 1990), além disso, a temperatura de transição vítrea
da porcelana opaca é diferente daquela da porcelana de corpo para um mesmo sistema de
porcelanas (BERTOLOTTI e SHELBY APUD BAGBY et al, 1990).
xxviii
A compatibilidade metal-cerâmica depende da razão da espessura entre os dois materiais, e
como essa espessura é diferente a rigidez relativa tende a variar (REKHSON e MAZURIN, e
HSUEH e EVANS APUD BAGBY et al, 1990). Assim como a rigidez varia, a tensão térmica
transitória é modificada, incluindo a tensão de relaxamento. Uma diminuição na tensão de
relaxamento é melhor do que uma temperatura de transição vítrea com uma variação abrupta
de um estado viscoso para um estado elástico. A adição da variação da transição vítrea e da
tensão de relaxamento nos cálculos de tensão na interface metal/cerâmica, permite a obtenção
de uma concordância entre os valores de tensão medidos e calculados (BERTOLOTTI e
FUKUI APUD BAGBY et al, 1990).
Vários métodos têm sido utilizados para avaliar a resistência adesiva, incluindo a avaliação
das tensões, cisalhamento, e testes de três ou quatro pontos de flexão. Além disso, foram
observadas diferenças entre a resistência adesiva de metais nobres puros e ligas dentais para
porcelana veneer, o que demonstra a importância da camada óxida na adesão metal-
porcelana. Testes de resistência adesiva têm sugerido a existência de diferenças entre vários
preparos de superfície antes da aplicação da porcelana veneer, mas os resultados são
conflitantes (BAGBY et al, 1990).
2.4.2. Tensões residuais em sistemas metalocerâmicos
A compatibilidade térmica entre três ligas metalocerâmicas e duas porcelanas opacas foram
avaliadas a partir da comparação de seus coeficientes de expansão térmica na temperatura de
transição vítrea das porcelanas (LUND et al, 1989). Tal avaliação permitiu a observação de
que a tensão residual causada por uma diferença entre o coeficiente de contração térmica
existente entre o metal e porcelana pode contribuir para a falha clínica de restaurações
metalocerâmicas, pois forças intraorais sobre altas tensões residuais ou tensões de
cisalhamento na porcelana podem causar falhas na restauração. Também foi observado que a
compatibilidade térmica dos materiais testados mostrou-se mais dependente da porcelana
opaca que da liga metálica. A tensão na interface metal-porcelana (σ) é descrita pela equação
de tensão entre dois materiais de Timoshenko (LUND et al, 1989):
σ = K ∆α ∆T (1)
Onde: K = constante baseada em fatores geométricos
xxix
∆α= diferença entre os coeficientes de expansão térmica
∆T= variação de temperatura de resfriamento do sistema
metalocerâmico.
A variação de temperatura de interesse ocorre entre a transição vítrea da porcelana e a
temperatura da boca. Acima da temperatura de transição vítrea (T
g
) a porcelana é
relativamente fluida (baixa viscosidade) e o alívio da tensão é possível, abaixo desta
temperatura a porcelana age como um sólido que suporta tensões. As tensões descritas
foram observadas ao longo da interface porcelana-liga metálica e na região paralela à
interface. Entretanto, tem-se observado que a equação de Timoshenko é apenas uma
aproximação da realidade e que o α varia com a temperatura e que α e T
g
variam de
acordo com a história térmica prévia da porcelana (LUND et al, 1989).
Adicionalmente, o comportamento de transição da porcelana do estado viscoso para o
sólido é gradual e a tensão acumula-se bem acima da T
g.
Entretanto, apesar dessas falhas a
compatibilidade térmica metal-porcelana tem sido avaliada convenientemente através da
comparação dos coeficientes de expansão térmica acima da temperatura de transição
vítrea da porcelana. Considerações sobre a tensão residual, a tensão da porcelana e a
resistência adesiva, podem permitir o prognóstico do desempenho clínico dos sistemas
metalocerâmicos. No estudo de LUND et al foi observado que as amostras de porcelana
para metalocerâmica Vita VMK 68, mostraram altos valores negativos para ∆α indicando
estado de tensão residual na porcelana. As amostras de porcelana para metalocerâmica do
material Ceramco II exibiram baixos valores de ∆α, ambos positivos e negativos,
indicando baixa compressão e baixo estado de tensão residual (LUND et al, 1989).
O coeficiente de expansão térmica tende a ter uma relação inversa com o ponto de fusão, já
que quanto mais alto for o ponto de fusão do metal, mais baixo será o seu coeficiente de
expansão térmica. O que é importante em relação às ligas metalocerâmicas, em função dos
diferentes tipos de porcelanas odontológicas (PHILLIPS, 1993).
A análise de porcelanas com um coeficiente de expansão térmica 7% menor que o da liga
metálica permitiu a observação da ausência de trincas, o que também foi observado em
porcelanas com coeficiente de expansão térmica maior que 17% em relação à liga metálica
(O’BRIEN APUD BAGBY et al, 1990). Por outro lado, porcelanas com coeficiente de
xxx
expansão térmica menor que 5,5% e maior que 4% em relação à liga não apresentaram trincas
(ANUSAVICE APUD BAGBY et al, 1990).
A ADA (American Dental Association) recomenda que a compatibilidade dos sistemas
metalocerâmicos seja avaliada pela combinação dos dados de expansão térmica em
combinação com dois ou três outros testes: o teste de choque térmico, o de resistência
adesiva, ou o de múltiplas queimas sem a formação de trincas (BAGBY et al, 1990).
2.5 Molhamento
Independentemente da rugosidade que uma superfície possa aparentar, na realidade a
mesma é muito grosseira quando analisada em suas dimensões atômicas ou moleculares.
Sendo assim, se duas superfícies sólidas se justapõem ocorre o contato entre os picos ou
pontos em relevo das mesmas não acontecendo nenhuma adesão perceptível. Entretanto,
se um fluido que escoe nas regularidades das superfícies for utilizado promoverá um
contato em uma área maior da superfície desses sólidos. A energia das superfícies sólidas
deve ser suficiente para atrair as moléculas do fluido. Para a produção desse tipo de
adesão o fluido deve escoar facilmente sobre toda a superfície e aderir ao sólido,
promovendo assim o molhamento. (PHILLIPS, 1993)
Caso não ocorra o molhamento da superfície do aderente, a adesão entre será
desprezível ou não existirá. Por sua vez, se ocorrer o molhamento real da superfície não
existiram falhas devidas à adesão. Se ocorrerem problemas estes serão de natureza
coesiva no sólido ou no adesivo propriamente dito, mas não na interface de contato entre
o sólido e o adesivo. (PHILLIPS, 1993)
A capacidade de um adesivo molhar a superfície do aderente é influenciada por diversos
fatores, entre eles a limpeza da superfície, pois se existir, por exemplo, na superfície do
sólido apenas uma molécula maior do que uma película de água, a energia de superfície
do aderente será reduzida, impedindo seu molhamento pelo adesivo. Da mesma forma,
um filme de óxido sobre uma superfície metálica inibirá o seu contato com o adesivo.
2.6. Adesão metal-cerâmica
xxxi
Quando duas substâncias são mantidas em íntimo contato, as moléculas de uma delas
tendem a aderir ou são atraídas pelas moléculas da outra. Esta força é denominada adesão
quando moléculas diferentes se atraem, e coesão quando a força acontece entre moléculas
iguais. O material ou a película adicionada para produzir a adesão é conhecido como adesivo,
e a superfície sobre a qual é aplicado é denominada de aderente. Portanto, a adesão
corresponde à interligação de superfícies, sendo entendida como um fenômeno específico que
envolve algum tipo de atração intermolecular entre o adesivo e o aderente. (PHILLIPS, 1993)
A superfície dos átomos de um sólido tende a formar ligações com outros átomos que se
aproximem dessa superfície, de modo a reduzir a energia de superfície ou tensão superficial
do sólido. Desta forma, moléculas que se encontram no ar podem ser atraídas para uma
superfície e podem ser adsorvidas pelo seu material. A prata, o ouro e a platina adsorvem
oxigênio rapidamente, realizando tanto ligações químicas quanto físicas. No caso da prata, as
uniões são do tipo químicas ocorrendo a formação do óxido de prata. (PHILLIPS, 1993)
Para a existência da adesão, as superfícies devem atrair-se na sua interface. Essa condição
deve existir independentemente do estado físico do adesivo e do aderente. Não importa se os
mesmos se encontram em fase: sólida, líquida ou gasosa. Com exceção ocorrendo entre dois
gases, já que não existe a formação de uma interface. (PHILLIPS, 1993)
Quando da ocorrência de ligações químicas, a adesão é denominada sorção química,
ocorrendo a união entre o adesivo e o aderente. Assim, um exemplo típico deste tipo de união
é a formação de um filme óxido sobre a superfície de um metal. Entretanto, a energia de
superfície e as qualidades adesivas de um material sólido podem ser diminuídas por
impurezas na superfície, tais como a adsorção de gases ou a oxidação. Em suma, quanto
maior a energia superficial, maior será a capacidade adesiva. (PHILLIPS, 1993)
A boa aderência entre as porcelanas e os metais é função das ligações metálicas entre os
átomos do metal de suporte e os íons metálicos da porcelana-esmalte. Para a realização deste
tipo de ligação, a porcelana-esmalte tem que ser saturada pelo óxido metálico de tal forma
que este em solução não possa ser reduzido por outro metal. Na realidade existem três tipos
de ligações: as físicas, as químicas e as mecânicas. Os três tipos não devem ser dissociados e
sua condição essencial de existência é a tensão superficial. A capacidade de um adesivo de
baixar a tensão superficial de uma superfície a qual desejamos aderência é influenciada por
xxxii
alguns fatores. A limpeza da superfície possui particular importância, pois a superfície
metálica deve estar livre de qualquer impureza, em particular de resíduos orgânicos, como por
exemplo, a gordura depositada pelos dedos do operador durante seu manuseio. Uma só
película de gordura de espessura de apenas uma molécula sobre o metal pode diminuir a
energia de adesão e impedir a ação de tensão superficial pelo adesivo (SIMONPAOLI et al,
1989).
A adesão da porcelana às ligas odontológicas ocorre durante a queima da porcelana em um
processo de sinterização, sendo decorrente de um entrelaçamento mecânico, de forças de Van
der Walls, e de adesão química. Esses três mecanismos necessitam do molhamento da
superfície metálica com a porcelana durante a sinterização. A contribuição dos vários
mecanismos de adesão tem sido debatida, mas a adesão química é considerada necessária à
obtenção de uma resistência adesiva que suporte as exigências mastigatórias. A adesão
química envolvida em restaurações metalocerâmicas é similar àquela das superfícies
esmaltadas de ferro, comum em banheiros e cozinhas, que inclui uma camada intermediária
de óxido na interface metal-porcelana. A porcelana da interface dissolve parcialmente e é
saturada com o óxido metálico. A porcelana saturada pelo óxido metálico está em equilíbrio
termodinâmico com o óxido metálico. O óxido metálico está saturado com o metal para que
um equilíbrio termodinâmico ocorra através da interface metal-óxido metálico. Como
resultado, uma estrutura eletrônica continua é formada a partir do metal através da camada
óxida até a porcelana, aderindo quimicamente à porcelana ao metal (BAGBY et al, 1990).
O embricamento mecânico entre a porcelana e o metal contribui para aumentar a resistência
adesiva (MCLEAN e PHILLIPS APUD BAGBY et al, 1990). Se óxidos adesivos forem
mantidos na superfície metálica, o embricamento mecânico pode afetar a adesão metal-
porcelana. Entretanto, se a rugosidade da superfície causa vazios na interface a adesão pode
ser diminuída (MACKERT et al APUD BAGBY et al,1990).
As forças de Van der Walls teoricamente fornecem resistência adesiva suficiente, mas a
presença de uma camada óxida promove melhora no molhamento e aumento na resistência
adesiva (O’BRIEN e RYGE APUD BAGBY et al, 1990).
2.6.1 Compatibilidade química
xxxiii
A compatibilidade química implica em resistência adesiva suficiente para resistir à tensão
térmica residual e transitória, e a forças mecânicas encontradas durante o exercício da função
clínica. Envolve a formação de um óxido aderente em direção à liga e a habilidade desse
óxido em saturar a porcelana, completando a adesão química da porcelana ao metal. A
desgaseificação ou a oxidação produz a camada óxida necessária à adesão. Entretanto, a
temperatura e o tempo de oxidação devem ser suficientes para produzir uma camada óxida
adequada, enquanto uma oxidação excessiva promove a formação de uma camada óxida não
aderente e uma fraca adesão metal-cerâmica. Essa adesão química deve ser forte o suficiente
para sobrepor qualquer problema de compatibilidade térmica e/ou mecânica (BAGBY et al,
1990).
2.6.2 Formação e detecção de óxidos
A dificuldade em demonstrar finas camadas de óxidos na interface metal-porcelana
dificultou a aceitação da teoria da adesão química direta entre o vidro saturado de óxido e
o metal, e apesar do acúmulo de certos elementos nesta interface não necessariamente
havia indicação da presença de uma fina camada óxida, o que poderia representar apenas
a dissolução de íons na interface com a porcelana (MACKERT et al, 1984). As interfaces
formadas entre aço inoxidável e porcelana apresentavam uma discreta camada de óxido
(RITCHIE et al APUD MACKERT et al, 1984). Ocorrem reações na interface
metalocerâmica em ligas não-preciosas (WILLIAMS et al, SCED e MCLEAN APUD
MACKERT et al, 1984), embora não existam indicações de que essas reações contribuam
para adesão metal-cerâmica (O’BRIEN APUD MACKERT et al, 1984). Entretanto, em
alguns casos essas reações parecem agir em detrimento da adesão metal-cerâmica (SCED
e MCLEAN APUD MACKERT et al, 1984).
Ocorre a formação de uma camada óxida na superfície da maioria das ligas odontológicas
metalocerâmicas quando expostas ao oxigênio a altas temperaturas. Se uma liga é oxidada
antes da aplicação da porcelana ou se ela oxida durante a porção do ciclo de queima antes de
iniciar o fluxo da porcelana, esta entra em contato imediato com o óxido e não com a
xxxiv
superfície do metal. Existem várias opiniões de como este óxido interage com a porcelana
durante o ciclo de queima. Acredita-se amplamente que a porcelana fundida dissolve longe do
óxido formado originalmente e produz uma zona de interação responsável pela formação da
adesão. Dessa forma a aderência do óxido original não tem relevância (MACKERT et al,
1984).
A teoria da camada óxida existente postulava que uma camada de óxido aderente ao metal é
molhada pela porcelana e torna-se uma zona de transição entre o metal e o vidro. Entretanto a
mesma foi rejeitada já que “poucos óxidos são suficientemente aderentes aos seus metais para
produzir uma excelente aderência à porcelana”, havendo surgindo então a idéia de que uma
camada de vidro próxima ao metal dissolve o óxido sobre a superfície do metal, assim, uma
camada de vidro saturada de óxido adere diretamente na superfície do metal (KING et al
APUD MACKERT et al, 1984). Também foi sugerida a existência de uma adesão química
direta entre a porcelana e o metal, além da possibilidade de uma discreta camada de óxido na
interface metal-porcelana, sendo esta aderente ao metal (PASK e FULRATH, e PASK APUD
MACKERT et al, 1984).
A qualidade e a cor dos óxidos metálicos das várias ligas de porcelana podem afetar a
cor final da restauração. A escolha da cor não é afetada pelo tipo de liga áurica e ligas de
metais nobres (alto conteúdo de ouro, ouro-paládio, e alto conteúdo de paládio)
produzindo resultados similares. Para certas cores, contudo, algumas ligas de níquel-
cromo e prata-paládio podem causar mudanças de cor significativamente maiores quando
comparadas com ligas áuricas ou de metais nobres (CHICHE e PINAULT, 1996).
xxxv
CAPÍTULO 3
PLASMA
3.1 Considerações gerais
Em meados dos anos 80 e 90, observou-se um avanço tecnológico nos processos de
tratamento de superfícies para diversas finalidades. Dentre esses processos se destacam a
utilização de plasma, lasers, feixes de íons e de elétrons como fonte energética para a
modificação ou deposição de filmes na superfície de materiais diversos (ALVES JR,
2001).
O plasma é uma descarga: elétrica, gasosa ou luminescente. O termo é aplicado a um
gás contendo espécies neutras e eletricamente carregado como elétrons, íons positivos e
negativos, assim como átomos e moléculas (ROSSNAGEL et al APUD ALVES JR,
2001).
O plasma é obtido quando da formação de uma diferença de potencial entre dois
eletrodos, estando estes alojados em um sistema hermeticamente fechado, a baixa
pressão, onde elétrons e íons são acelerados pelo campo elétrico colidindo com outras
partículas produzindo mais íons e elétrons através da seguinte equação:
e
-
+ Gº → G
+
+ 2e
-
(2)
Onde Gº é o átomo ou a molécula do gás no estado fundamental e G
+
representa um íon
deste gás (HOWATSON APUD ALVES JR, 2001).
À temperatura ambiente os gases são considerados bons isolantes elétricos,
necessitando de campos elétricos intensos da ordem de 10
5
V/cm à pressão atmosférica a
fim de produzir uma descarga elétrica. Entretanto, à medida que se diminui a pressão ou a
distância entre os eletrodos, uma corrente surge causada por elétrons livres oriundos de
processos de ionização na descarga. Esses elétrons acelerados pelo campo elétrico
produzem uma série de excitações cujas respectivas desexcitações são responsáveis pela
forte emissão luminosa da descarga, conhecida como descarga luminescente, cuja cor e
composição espectral dependerão do tipo de gás, da pressão e da densidade de corrente
aplicada (RIBEIRO, 1997).
xxxvi
A deposição por plasma consiste em um grande fluxo iônico de alta energia média, com
potencial suficiente para causar pulverização catódica (sputtering) e defeitos na rede
cristalina do material. Quando o plasma interage com uma superfície ocorre um
bombardeamento simultâneo à transferência térmica produzido pelas espécies que o
compõem, produzindo uma alta taxa de aquecimento, defeitos superficiais e reações
químicas controladas. Neste processo a pressão e a temperatura não são tão importantes
como a função de distribuição de energia das espécies que compõem o plasma e a
densidade de elétrons. O controle dos parâmetros – densidade de elétrons, energia e
função de distribuição, e grau de ionização - utilizada para a deposição por plasma
permite a existência de várias técnicas e o controle da qualidade do processamento de
deposição do filme (ALVES JR, 2001).
Uma das modalidades do plasma é a nitretação iônica. Neste processo os íons do plasma são
acelerados para a superfície do catodo do sistema, onde diversos efeitos ocorrem, dente eles o
aquecimento da amostra devido ao bombardeamento pelos íons. A temperatura da amostra
pode ser controlada pela corrente até o valor desejado. A partir de então é contado o tempo de
duração do processo. Após esse tempo, a fonte é então desligada e a amostra sofre um
processo de resfriamento espontâneo, lento e natural (ALVES JR, 2001).
Uma das diversas vantagens da nitretação iônica é que a mesma pode ser realizada a baixas
temperaturas, como 300ºC, o que propicia a ausência de distorções dimensionais, que
ocorrem normalmente em tratamentos a maiores temperaturas. (ALVES JR, 2001)
Além disso, a estrutura da camada depositada sobre as amostras pode ser completamente
controlada através das variáveis do processo. Facilmente pode ser produzida uma fina e tenaz
camada ou uma camada espessa. Como o plasma é uniforme em toda a superfície da peça, a
espessura da camada é extremamente uniforme independente da distância entre os eletrodos.
(ALVES JR, 2001)
Entretanto, pode ocorrer um efeito denominado de efeito em catodo oco, que propicia um
aumento na densidade do plasma em regiões de geometria complexa, o que afetará a
temperatura da amostra e a taxa de sputtering na superfície próxima a essa região. Os íons que
bombardeiam a superfície da amostra liberam elétrons secundários aumentando a densidade
do plasma. Esse efeito é quase sempre indesejado porque promove um maior aquecimento
nas regiões da peça que possuem geometrias complexas. (ALVES JR, 2001)
xxxvii
A nitretação de amostras com tamanho e formas diferentes pode resultar na formação de
camadas não uniformes. Além disso, outros fatores também podem influir: (a) distorção do
campo elétrico próximo às bordas e ângulos; (b) a variação da espessura da região do cátodo;
(c) o efeito do cátodo oco; (d) a superfície de área pela variação de volume; (e) a posição do
substrato na câmara. Todos esses efeitos estão intimamente relacionados à forma da amostra,
tamanho ou posição na câmara, e adicionalmente, algumas estão intimamente relacionadas.
(ATAÍDE et al, 2003)
Foi sugerido que a uniformidade da quantidade de calor e a densidade energética sobre a
superfície do substrato é fator chave no controle do processo de nitretação. O material é
exposto a um meio ambiente complexo e adverso. O que inclui interações com prótons,
bombardeamento de elétrons, íons, e radicais. (ATAÍDE et al, 2003)
Através da utilização de fontes de tensão pulsada controladas por microcomputador,
pode-se variar a temperatura com a alteração dos intervalos entre os pulsos, podendo-se
então obter tensão e pressão constantes. Assim o controle da temperatura torna-se
independente dos demais parâmetros. Além disso, a fonte de plasma pulsado permite
evitar os efeitos de superaquecimento por catodo oco. Pois, após o pulso, as cargas nas
regiões de plasma confinado serão dispersas, restabelecendo o equilíbrio do plasma.
Assim, são evitadas a formação de arcos e o superaquecimento das peças. (ALVES JR,
2001)
3.2 Dureza Vickers
A dureza consiste na resistência à deformação permanente do material, existindo vários
métodos para medir a dureza de um metal. Entretanto, esses métodos estão agrupados em dois
grupos de ensaio de penetração: os (1) estáticos e os (2) dinâmicos. Os ensaios estáticos são
os mais utilizados, sendo deveras importantes no controle da qualidade final e avaliação dos
resultados obtidos de metais submetidos a tratamentos térmicos e mecânicos (CHIAVERINI,
1999).
A medida da Dureza Vickers é um método amplamente utilizado. O seu penetrador consiste
em uma ponta de diamante em forma de pirâmide com base quadrada e ângulo ao vértice de
136º. Suas cargas variam de 10 a 120 kgf. A dureza Vickers é dada pelo quociente da carga
xxxviii
com a área de impressão. Considerando P como a carga aplicada e L a diagonal da impressão,
tem-se que a dureza Vickers (H
V
) (CHIAVERINI, 1999):
H
V
= P / L
2,
em kgf/ mm
2
(3)
A resistência à fratura pode ser determinada pela análise da formação de trincas, como por
exemplo, as da identação da medida de dureza Vickers. Este método é de grande valor no
campo odontológico, devido à possibilidade das medidas de resistência à fratura poderem ser
realizadas diretamente sobre os componentes finais das restaurações cerâmicas: “inlay”
(restaurações cerâmicas de pequena extensão localizadas internamente à estrutura dental),
coroas e pontes fixas (FISCHER et al, 2002).
As endentações da dureza Vickers também têm sido utilizadas para estudar a resistência da
interface de sistemas dentais metalocerâmicos. As maiores microtrincas alongam-se através
da interface de sistemas com pouca adesão, enquanto em sistemas de forte adesão as trincas
propagam-se através da porcelana, denotando uma adesão mais forte que a desta (BAGBY et
al, 1990).
xxxix
CAPÍTULO 4
MATERIAIS E MÉTODOS
Para a realização deste estudo foram utilizados cilindros da liga metálica Wironia, BEGO
Bremer, utilizada para restaurações metalocerâmicas odontológicas, especificamente para a
confecção de substratos ou casquetes metálicos utilizados em prótese fixa, e cujas
características são mostradas na tabela 1.
TABELA 1. Características da liga de Ni-Cr Wironia fornecidas por seu fabricante (BEGO,
Bremer).
Composição
Níquel (59,6%), cromo (24%) e molibdênio (9,8%)
Forma
Cilindro
Comprimento
15 mm
Diâmetro
8 mm
Tipo
Extraduro
Cor
Prateada
Densidade
8,2 g/cm
3
Dureza Vickers
200 (HV 10)
Limite de Alongamento
390 MPa
Flexibilidade Dúctil
19%
Módulo de Elasticidade
Aproximadamente 200.000 MPa
Intervalo de Fundição
1280º e 1380º C
Temperatura de Fundição
1430º C
Temperatura de Pré-Aquecimento
Entre 900 e 950º C
Os cilindros foram seccionados em três porções de aproximadamente 5 mm cada. Oito
discos cilíndricos de aproximadamente 5 mm x 8 mm consistiram nas amostras deste estudo.
Seis discos foram oxidados - sob condições diversas, posteriormente descritas - em um reator
a plasma pulsado. Dois discos foram oxidados em um forno comum (resistência), e todos os
discos foram posteriormente recobertos com porcelana opaca.
As amostras foram caracterizadas quanto: ao seu aspecto visual, a formação de óxidos na
sua superfície, e microdureza da camada oxidada.
4.1. Preparo metalográfico das amostras
xl
O corte das amostras foi realizado em torno mecânico de modo intermitente para evitar
aquecimento extremo, promovendo-se o resfriamento das amostras através da deposição de
água sobre as mesmas durante o corte, no intuito de manter a temperatura em níveis inferiores
a 100º C para que não ocorressem modificações na estrutura do material.
As amostras foram numeradas de 1 a 8 para permitir o controle das mesmas quando do seu
manuseio e para facilitar o agrupamento dos dados obtidos, sendo embutidas em resina
acrílica posteriormente.
O lixamento das amostras foi realizado em uma porta-lixa contendo lixas d’água cortadas
em tiras, apresentando abrasividade de: 150, 220, 400, 600 (mesh), a partir do conteúdo do
abrasivo carbeto de silício (SiC) sobre as mesmas.
O polimento realizado foi mecânico manual em uma politriz AROTEC (modelo APL-2,
série 21256). Sobre o prato metálico circular da politriz foi aderido um pano para polimento
de feltro embebido em uma solução abrasiva de alumina (Al2O3) com partículas de 1,0 µm.
Além disso, o pano de feltro foi continuamente umedecido por um fluxo aquoso proveniente
de dispositivo da própria politriz e intermitentemente adicionou-se abrasivo de alumina. O
fim do polimento foi determinado através da constatação da ausência de riscos após análise
em um microscópio óptico.
As amostras foram fixadas em uma prensa e com uma serra dentada manual foi realizado
lenta e cuidadosamente o corte da resina acrílica de embutimento, até que fosse possível a
remoção das amostras sem danificá-las em sua estrutura global e principalmente em sua
superfície polida a ser oxidada.
Após a remoção do embutimento as amostras foram dispostas em um Becker de 50 ml
contendo 10 ml de álcool absoluto, e foram submetidas por duas vezes seguidas à limpeza em
ultra-som durante 10 minutos. Em seguida as amostras foram dispostas em outro Becker de
50 ml contendo 10 ml de água destilada, e novamente foram posicionadas no ultra-som por
duas vezes, também durante 10 minutos. Após a limpeza as amostras foram submetidas à
secagem com ar quente (proveniente de um secador de cabelos) durante aproximadamente 01
minuto.
4.2 Oxidação das amostras em plasma pulsado
xli
Após secagem as amostras de 1 a 6, individualmente, foram submetidas a tratamento de
oxidação a plasma com a utilização de fonte pulsada. Foi utilizada uma câmara de oxidação,
um sistema de vácuo e alimentação de gases, acoplados a periféricos como sensores de
pressão, fluxímetros e termopares, cujo esquema e visualização são apresentados na figura 4 e
5.
A câmara de oxidação de aço inox apresentava diâmetro de 305 mm e altura de 310 mm.
Seu fechamento foi realizado através de dois flanges em aço inox, sendo um superior e outro
inferior. O flange superior, móvel, estava conectado ao terminal positivo da fonte de potência.
O flange inferior possuia 07 orifícios. O orifício central suportava uma mesa de aço
inoxidável em forma de disco sobre o qual foram depositadas as amostras a serem oxidadas.
A mesa supracitada consistia no catodo do sistema. O contato elétrico da amostra com a mesa
polarizada negativamente direcionava sobre a mesma os íons positivos do plasma. Os demais
orifícios do flange inferior foram utilizados para a instalação de um transdutor de pressão, um
termopar de cromo-alumel, uma sonda eletrostática e duas entradas de gás. Os orifícios
restantes ficaram resguardados e não foram utilizados. A vedação das partes superior e
inferior do reator foi realizada com uma gaxeta “L” de Viton.
Figura 4: Esquema de uma câmara de plasma pulsado.
xlii
Figura 5 - Foto de uma câmara de plasma pulsado no momento da descarga luminescente
do plasma.
Todas as amostras foram posicionadas no interior da câmara a temperatura ambiente. Após
o fechamento da câmara foi produzido vácuo no seu interior até aproximadamente 1 mbar.
Em seguida o vácuo foi quebrado pela introdução dos gases de trabalho para limpeza do
sistema de vácuo e da câmara. Foi utilizado um fluxo de 18 cc de argônio e 02 cc de oxigênio.
Esta operação foi repetida e quando a pressão na câmara atingiu a pressão de trabalho a fonte
de tensão foi ligada e a câmara novamente evacuada. A tensão de trabalho utilizada variou
entre 540 e 640 V.
A partir deste momento era fornecida uma maior potência até a obtenção da temperatura de
trabalho. Durante esse período foi definida a pressão de trabalho. Concomitantemente, a
válvula para entrada de gases foi ajustada numa posição fixa garantindo um fluxo constante.
Foi promovido o aumento gradativo da temperatura no interior da câmara até 400º C
(quatrocentos graus Celsius) para as amostras 1, 3, 5. Essas amostras foram mantidas nesta
temperatura por volta dos 400ºC durante 1 hora. Por sua vez as amostras 2, 4, 6 foram
submetidas a aumento de temperatura até 300º C (trezentos graus Celsius), e também
permaneceram submetidas a esta temperatura durante 1 hora. A temperatura foi mensurada
através de um termopar localizado no catodo contido na câmara de oxidação.
xliii
A fonte utilizada era do tipo pulsátil e foi utilizado um tempo ligado/desligado (TON ON/
TON OFF) de 200/200 para as amostras 1 e 2; 320/192 para as amostras 3 e 4; e 100/220 para
as amostras 5 e 6, como sintetizado na tabela 2.
TABELA 2. Valores de temperatura e ton on/ton off da câmara pulsada utilizados para
tratamento a plasma das amostras de 1 a 6.
AMOSTRAS TEMPERATURA TON ON/ TON OFF
1 400º C 200/200
2 300º C 200/200
3 400º C 320/192
4 300º C 320/192
5 400º C 100/220
6 300º C 100/220
AMOSTRA 1
0
50
100
150
200
250
300
350
400
450
0 10 20 30 = t0 t10 t20 t30 t40 t50 t60
TEMPO (minutos)
TEMPERATURA
Temperatura(ºC)
Figura 6. Valores de temperatura e tempo utilizados durante o tratamento da amostra 1.
Durante o tratamento de oxidação a plasma da amostra 1 foi necessário um intervalo de
tempo de 30 minutos para que a temperatura atingisse valores próximos a 400 ºC (vide figura
6). Assim sendo, t0 corresponde a 30 minutos do início do tratamento. A partir desta
temperatura foi iniciada a contagem de 1 hora de processamento da amostra. Esse intervalo de
xliv
tempo de 1 hora foi caracterizado como: t0, t10, t20, t30, t40, t50, t60. A pressão utilizada
sobre o sistema variou entre 0 e 2 mbar.
AMOSTRA 2
0
50
100
150
200
250
300
350
0 10 20 25 =
t0
t10 t20 t30 t40 t50 t60
TEMPO (minutos)
TEMPERATURA
Temperatura (ºC)
Figura 7. Valores de temperatura e tempo utilizados durante o tratamento da amostra 2.
Durante o tratamento de oxidação a plasma da amostra 2 foi necessário um intervalo de
tempo de 25 minutos para que a temperatura atingisse valores próximos a 300 ºC (vide figura
7). Assim sendo, t0 corresponde a 25 minutos do início do tratamento. A partir desta
temperatura foi iniciada a contagem de 1 hora de processamento da amostra. A pressão
utilizada sobre o sistema variou entre 0 e 2 mbar.
xlv
AMOSTRA 3
0
50
100
150
200
250
300
350
400
450
0 20 40 60 80 100 120
= t0
t10 t20 t30 t40 t50 t60
TEMPO (minutos)
TEMPERATURA
Temperatura (ºC)
Figura 8. Valores de temperatura e tempo utilizados durante o tratamento da amostra 3.
Durante o tratamento de oxidação a plasma da amostra 3, foi necessário um intervalo de
tempo de 120 minutos para que a temperatura atingisse o valor de 400 ºC (vide figura 8).
Assim sendo, t0 corresponde a 120 minutos do início do tratamento. A partir desta
temperatura foi iniciada a contagem de 1 hora de processamento da amostra. A pressão
utilizada sobre o sistema variou entre 0 e 2 mbar.
xlvi
AMOSTRA 4
0
50
100
150
200
250
300
350
0 10 20 30 40 50 60 70 71 =
t0
t10 t20 t30 t40 t50 t60
TEMPO (minuto)
TEMPERATURA
Temperatura (ºC)
Figura 9. Valores de temperatura e tempo utilizados durante o tratamento da amostra 4.
Durante o tratamento de oxidação plasma da amostra 4, foram necessários 71 minutos para
que a temperatura atingisse o valor de 300 ºC (vide figura 9). Assim sendo, t0 corresponde a
71 minutos do início do tratamento. A partir desta temperatura foi iniciada a contagem de 1
hora de processamento da amostra. A pressão utilizada sobre o sistema variou entre 0 e 2
mbar.
xlvii
AMOSTRA 5
0
100
200
300
400
500
0 10 20 30 =
t0
t10 t20 t30 t40 t50 t60
TEMPO (minutos)
TEMPERATURA
Temperatura (ºC)
Figura 10. Valores de temperatura e tempo utilizados durante o tratamento da amostra 5.
Durante o tratamento de oxidação a plasma da amostra 5, foram necessários 30 minutos
para que a temperatura atingisse o valor de 400 ºC (vide figura 10). Assim sendo, t0
corresponde a 30 minutos do início do tratamento. A partir desta temperatura foi iniciada a
contagem de 1 hora de processamento da amostra. A pressão utilizada sobre o sistema variou
entre 0 e 2 mbar.
xlviii
AMOSTRA 6
0
50
100
150
200
250
300
350
0 10 20 30 40 50 54 =
t0
t10 t20 t30 t40 t50 t60
TEMPO (minutos)
TEMPERATURA
Temperatura (ºC)
Figura 11. Valores de temperatura e tempo utilizados durante o tratamento da amostra 6.
Durante o tratamento a plasma da amostra 6, foram necessários 54 minutos para que a
temperatura atingisse o valor de 300 ºC (vide figura 11). Assim sendo, t0 corresponde a 54
minutos do início do tratamento. A partir desta temperatura foi iniciada a contagem de 1 hora
de processamento da amostra. A pressão utilizada sobre o sistema variou entre 0 e 2 mbar.
4.3 Oxidação das amostras 7 e 8 em forno resistivo
Foi utilizada a temperatura de 900º C, que é a temperatura de pré-aquecimento preconizada
pelo fabricante da liga metálica utilizada neste estudo para a formação de óxidos, para o
tratamento da superfície das amostras 7 e 8. O intuito deste procedimento foi simular as
condições de tratamento térmico e formação de óxidos a que são submetidos os casquetes
metálicos fabricados rotineiramente nos laboratórios dentários para a confecção de próteses
fixas.
Foi utilizado um forno comum de aquecimento por resistência, obtendo-se a elevação da
temperatura ao passo de 15º C por minuto.
xlix
A amostra 7 permaneceu por 5 minutos a temperatura de 900º C, enquanto a amostra 8
permaneceu por 10 minutos a esta temperatura. O tempo de oxidação adotado neste estudo
segue o mesmo procedimento adotado por DEKON et al, 1999. Assim como BULLEN
CABRERA, LANZA e WEISS APUD DEKON et al, 1999.
As amostras 7 e 8 foram obtidas para uma possível comparação de resultados com as
amostras de 1 a 6 oxidadas a plasma.
4.4 Microdureza das amostras / Descolamento do filme óxido
Após oxidação as amostras de 1 a 6 foram submetidas a procedimento de teste de
microdureza Vickers. As cargas utilizadas foram 25 g, 100 g, 200 g, 300 g, 500 g, 1Kg e 2
Kg. Tais cargas foram aplicadas nas bordas, centro e faixas coloridas das amostras que foram
oxidadas a plasma.
Concomitantemente, foram realizadas aquisições de imagem das endentações obtidas nas
amostras. As imagens foram analisadas quanto ao descolamento do filme óxido da superfície
das mesmas.
4.5 Caracterização das amostras
Após a oxidação das amostras estas foram analisadas em um microscópio óptico contendo
um kit de aquisição de imagens da Media Cybernectics (câmera de saída analógica, uma placa
de captura analógica ligada ao computador e o software de captura e edição de imagens
Image Pro Express). Suas características microestruturais superficiais foram captadas e
transformadas em imagens digitalizadas. Todas as amostras mostraram a formação de bordas
e faixas coloridas que tiveram suas espessuras mensuradas.
Foi utilizado um microscópio eletrônico de varredura, modelo Philips XL 30 ESEM, para
análise superficial das amostras. A utilização do microscópio eletrônico de varredura permite
a obtenção de imagens de dois tipos: (1) SE – permite a obtenção de imagens topográficas a
partir de elétrons de menor energia ou elétrons secundários; (2) BSE – permite a obtenção de
informações da composição química superficial, que são captadas e interpretadas, fornecendo
imagens por contraste de peso atômico e não por contraste topográfico. Além disso, o
l
dispositivo EDX fornece informações sobre a constituição química e pontual da amostra
identificando a quantidade percentual de cada elemento existente.
As amostras foram visualizadas em SE e BSE e suas características visuais superficiais
foram transformadas em imagens digitalizadas. O pó de porcelana odontológica teve sua
composição química avaliada pelo dispositivo EDX.
Para análise das fases superficiais, determinação da estrutura cristalina, e identificação
química qualitativa das amostras, utilizou-se um difratômetro SIEMENS D 5000 com
varredura angular de 0,2º/1s. Após sua oxidação, as amostras foram analisadas utilizando-se
feixe com ângulo de dois teta (2θ), entre 20º e 130º, e velocidade de 1º/min..A interpretação
dos resultados foi realizada a partir dos programas de software Origin e EVA D5000.
A microdureza das amostras foi obtida em Microdurômetro mph-100 (CARL ZEISS
JENA), com ocular de aumento de 15x, objetiva de aumento de 50x e acessórios para
medição da dureza VICKERS. Utilizando-se um peso de 0,025g (HV= 0,025), foram
realizadas três medidas no centro das amostras, uma medida em cada faixa colorida de cada
amostra, e uma medida na borda de cada amostra. Para a formação de uma medida foram
realizadas três verificações e a partir destas foi obtido um valor médio que constou como o
valor da dureza Vickers de cada região específica.
li
CAPÍTULO 5
RESULTADOS E DISCUSSÕES
5.1 Microscopia óptica
A análise inicial a “olho nu” das amostras 1 a 6 após sua oxidação permitiu a observação da
formação de três (03) regiões distintas nas suas superfícies: borda, anéis e centro. As amostras
oxidadas a 300ºC apresentaram bordas de coloração amarelo ouro, enquanto as amostras
oxidadas a 400ºC apresentaram bordas de coloração variando entre o azul escuro, marrom e
preto, conforme observado nas figuras 12 e 13.
A análise das imagens digitalizadas obtidas ao microscópio óptico confirmou a visualização
quanto às bordas das amostras. Enquanto as faixas e os centros das amostras mostraram uma
variação de cores compreendidas entre: branco, amarelo, rosa, laranja, vermelho, verde, e
azul, como demonstram as figuras 12 e 13.
Figura 12: Amostra 5 oxidada a 400º C. Microscopia óptica. (50x).
centro
Anéis
Borda
lii
Figura 13: Amostra 6 oxidada a 300º C. Microscopia óptica. (50x).
Corroborando com esse estudo, ATAÍDE et al também observaram a formação de anéis
quando da nitretação a plasma de aço inoxidável, e que esta formação resultou de dois
processos: a não uniformidade do bombardeamento iônico e da difusão na superfície. Por sua
vez, a não uniformidade no bombardeamento iônico é causada pela presença de bordas e
ângulos nas amostras, onde ocorre uma distorção do campo elétrico. O que também é
observado em relação as amostras do presente estudo.
Segundo ATAÍDE et al, a formação dos anéis foi associada à alta densidade de plasma no
local das bordas e ângulos, e assim a maior concentração iônica. Ademais, ATAÍDE et al
afirmaram que no processo de nitretação a plasma as não-uniformidades são comuns. Em um
estado de estabilidade, existe um balanço de energia em todos os pontos da superfície de
trabalho. Quando este balanço varia ao longo da superfície as camadas nitretadas resultantes
não serão uniformes. Para a obtenção de uniformidade nas camadas nitretadas, todas as várias
contribuições ao balanço de energia local na superfície devem ser tão uniformes quanto
possível ao longo da superfície do substrato. Os fatores chave que afetam o grau de
uniformidade são: (a) os parâmetros locais do plasma, (b) as propriedades locais do material,
a rugosidade da superfície e a forma/tamanho do material.
Ainda segundo ATAÍDE et al, a geometria do substrato afeta seu mecanismo de nitretação
tanto quanto a temperatura local da superfície pode variar como os parâmetros do plasma (a
Centro
Borda
Faixas
liii
densidade do plasma, a função de distribuição de energia iônica), que não serão uniformes ao
longo da superfície e a transferência de calor através do substrato para o porta amostra será
não homogênea, criando gradientes térmicos no interior do substrato. Assim, a geometria do
substrato controla a distribuição da temperatura e consequentemente a cinética do processo de
nitretação. As irregularidades na geometria do substrato, como bordas e margens, geram um
campo elétrico irregular que tem por conseqüência uma variação nas condições de
bombardeamento do plasma ao longo do substrato, afetando o balanço energético e a cinética
do processo de nitretação sobre a superfície. Ocorre assim, a formação de camadas nitretadas
irregulares e uma alta variação na dureza da superfície.
A obtenção de variações de cores sobre as amostras corrobora com os achados de LIN e
DUH (1996), que observaram que a alteração do tempo ligado (TON ON) de correntes
anôdicas e catódicas permite a obtenção de várias cores quando da deposição de filmes
coloridos sobre aço inoxidável pelo método da corrente pulsátil. LIN e DUH obtiveram
filmes das seguintes cores: ouro, ouro azulado, azul, roxo e marrom.
A fonte energética utilizada neste estudo, o plasma, obtido quando da formação de uma
diferença de potencial entre dois eletrodos, ou seja, quando da formação de um ânodo e um
cátodo, produziu sobre as superfícies das amostras de 1 a 6, dentro dos valores para ton on e
ton off utilizados neste estudo, a deposição de filmes na seguinte escala de cores: branco,
amarelo, amarelo ouro, laranja, rosa, vermelho, verde, azul escuro, marrom e preto.
Segundo LIN e DUH, a variação de carga anôdica em relação à densidade de carga
catódica é um parâmetro dominante na reação de coloração, sendo o valor final do potencial
catódico um método alternativo para o controle direto da cor durante o processo de coloração.
Em relação às bordas das amostras 1, 3, e 5, pôde-se verificar que abaixo da camada de
coloração que variou entre azul escuro a preto, existia uma camada de coloração amarelo ouro
idêntica àquela das bordas apresentadas pelas amostras 2, 4, e 6. Acredita-se que essa
ocorrência deva-se à maior temperatura de tratamento realizada nas amostras 1, 3, e 5, e uma
conseqüente deposição de filme óxido apresentando maior espessura, e portanto, uma
coloração distinta daquela apresentada pelas amostras que tiveram menor tempo de
tratamento e filmes com menor espessura. Supõe-se então que, no decorrer do processo de
tratamento de oxidação a plasma das amostras 1 a 6 até a temperatura de 300º C, existe a
deposição de uma camada de filme óxido cuja espessura promove a formação, nas bordas das
liv
amostras, da cor amarelo ouro. Coloração essa observada nas amostras 2, 4, e 6, que
receberam tratamento oxidante a temperatura de 300º C. Por sua vez, as amostras 1, 3 e 5, que
receberam tratamento de oxidação a 400º C, também tiveram a formação do filme óxido de
cor amarelo ouro enquanto permaneceram em meados da temperatura de 300º C.
Posteriormente, com o aumento da temperatura até 400º C, continuou ocorrendo a deposição
de óxidos e conseqüentemente o aumento da espessura do filme, que assumiu coloração
variando entre o azul escuro e o preto. Observa-se desta forma, que a temperatura utilizada foi
o fator de principal influência na espessura do filme nas bordas das amostras e
conseqüentemente na sua coloração, e não o tempo ton on / ton off que foi utilizado.
Tais achados corroboram com os de LIN e DUH, que observaram que diferentes cores são
formadas devido à formação de filmes com várias espessuras. E essa variação na espessura do
filme pode ser obtida: (1) pela oxidação térmica em atmosfera oxidante, (2) por oxidação
química, e (3) por oxidação elétrica. Além disso, a tonalidade da cor pode ser controlada pelo
aumento do potencial (∆V) ou pela variação na densidade de corrente anôdica utilizada no
processo. O experimento de LIN e DUH foi realizado a partir do aço inoxidável SUS304, e os
autores observaram que a coloração deste material resulta em melhorias nas suas
propriedades passivas. Além disso, as propriedades mecânicas dos filmes depositados têm-se
mostrado satisfatórias para aplicações gerais.
A cor amarelo ouro obtida nas amostras processadas a 300ºC pode vir a facilitar o
mascaramento do casquete metálico pela primeira camada de porcelana opaca, já que esta cor
é semelhante a da dentina. Enquanto a cor azul escuro obtida nas amostras processadas a
400ºC pode vir a dificultar o mascaramento do casquete metálico por ser bastante escura e
não apresentar semelhança com as cores das estruturas dentárias. Esta situação crítica é
observada atualmente, principalmente, na dificuldade de mascaramento da região cervical das
restaurações metalocerâmicas, que oxidadas em forno comum apresentam cor acinzentada.
Nesta região a espessura de cerâmica aplicada sobre o metal é bastante delgada, além disso, a
cerâmica aplicada tende a sofrer retração durante a sinterização, promovendo a formação de
uma estreita faixa metálica descoberta de cerâmica, que promove a formação do
escurecimento gengival pós cimentação da restauração. Dessa forma ocorre prejuízo quanto à
estética, principalmente quando da restauração de dentes anteriores.
lv
Em relação aos anéis coloridos observados em todas as amostras observou-se um padrão
semelhante de aparecimento e repetição de cores para as amostras 1, 2, e 4. Estas
apresentaram uma seqüência de duas repetições triplas das cores: amarelo, rosa e verde.
Entretanto, ao serem observadas as condições de tratamento de oxidação a plasma destas
amostras, pôde ser constatado que as três apresentaram parâmetros diferentes. Tanto em
relação à temperatura quanto em relação ao ton on e ton off que foram utilizados (vide
Tabela 2). Além disso, as mesmas apresentam diferentes números de faixas coloridas
formadas. Tais discrepâncias não permitem apontar nenhum dos parâmetros citados como o
responsável pela obtenção de tais cores ou seqüência de cores nestas amostras.
Figura 14: Amostra 5 oxidada a 400º C. Microscopia óptica. (50x).
As amostras 5 (observar figura 14) e 6 apresentaram padrões de repetição de cores distintos
do apresentado pelas amostras 1, 2, e 4. A amostra 5 apresenta duas repetições das cores:
amarelo e rosa. E duas repetições das cores: laranja e rosa. Por sua vez a amostra 6 também
apresenta duas repetições das cores: amarelo e rosa. E duas repetições das cores: rosa e verde.
Para essas amostras foi observada semelhança nas duas primeiras repetições de cores.
Entretanto, as demais seguiram seqüências duplas de cores diferentes. Mediante o exposto, o
Centro
Faixas
Borda
lvi
único parâmetro plausível para essa mínima semelhança seria o ton on e o ton off usados para
ambas, que foram iguais.
Em relação às cores observadas no centro das amostras, as amostras 3 e a 5 que foram
tratadas a temperatura de 300º C apresentaram coloração vermelha. Entretanto as amostras 1 e
6, que não possuem nenhum parâmetro de tratamento idêntico, apresentaram coloração rosa.
Por sua vez, as amostras 2 e 4 tratadas a 400º C apresentaram, respectivamente, coloração
amarela e laranja. Novamente os parâmetros utilizados para oxidação não permitem
identificar o fator preponderante para a formação das cores observadas.
Neste estudo o potencial utilizado variou entre 540 e 640 V, não havendo sido utilizado o
aumento do mesmo para a obtenção de tonalidades de cores diversas.
As amostras 7 e 8 oxidadas em forno comum a resistência apresentaram cor superficial
acinzentada, o que corrobora com os achados de SIMONPAOLI (1989), que observou a
formação de uma camada de óxidos metálicos mistos de ferro, níquel, cromo e magnésio,
que possuem cor característica acinzentada. Além disso, apresentaram um padrão de cor
superficial uniforme, sem a ocorrência da formação de regiões distintas como o
observado em relação às amostras de 1 a 6, que apresentaram uma região central, anéis
coloridos e bordas.
5.2 Caracterização por microscopia eletrônica de varredura (MEV)
A caracterização da porcelana odontológica utilizada para recobrir as amostras 1 a 8
permitiu a observação de partículas de geometria e tamanho diversos, como pode ser
visualizado na figura 15, assemelhando-se ao descrito por SIMONPAOLI (1989), que
observou que essas porcelanas apresentam uma fase amorfa com cristais em suspensão.
Salientando que a figura abaixo corresponde à visualização de uma porcelana de corpo e
não a uma porcelana opaca.
SIMONPAOLI (1989) afirmou que estes cristais estão presentes em maior quantidade
nas camadas opacas destinadas a cobrir e mascarar o metal subjacente.
lvii
Figura 15: Porcelana odontológica de corpo em pó. Morfologia e dimensões de
partículas. MEV.
A análise por EDX da porcelana odontológica em pó revelou a presença dos seguintes
elementos químicos: O, Na, Al, Si, e K, como pode ser visualizado na figura 16.
Figura 16. Análise por EDX da constituição química de pó de porcelana odontológica.
lviii
Tal constituição química observada corrobora com os achados de SHILLINBURG et al,
que afirmaram serem as porcelanas odontológicas compostos de silício e oxigênio (SiO
4
).
A presença de potássio e sódio confirma a utilização destes elementos para a redução da
temperatura de fusão das porcelanas. Por sua vez, a presença de alumínio tem por função
aumentar a resistência ao escoamento destas.
5.2.1 Análise superficial
A análise superficial das amostras de 1 a 6 permitiu constatar duas regiões com
características distintas. A região das (1) bordas e faixas das amostras que apresentaram
características de rugosidade e relevo irregular, e a região dos (2) centros das amostras, que
apresentaram superfície plana sem presença de rugosidades ou alterações no seu relevo. Com
exceção da amostra 1 e 2, que apresentaram na sua superfície a deposição de partículas de
geometria e tamanho diversos apresentando extremidades pontiagudas. Além disso, pôde ser
observados a presença de uma linha limítrofe que permite distinguir duas regiões com relevos
diferentes, que parecem representar espessuras de filmes diferentes (vide figura 17, 18, 19,
20, 21 e 22).
Figura 17: Borda da amostra 2 oxidada por plasma. Ocorrência de rugosidade e presença
de partícula. MEV.
lix
Figura 18: Borda da amostra 6 oxidada por plasma. Ocorrência de irregularidades no
relevo superficial. MEV.
Figura 19: Borda da amostra 6 oxidada por plasma. Irregularidades superficiais. MEV.
lx
Figura 20: Centro da amostra 2 oxidada por plasma. MEV.
A superfície apresenta linha limítrofe (seta), que parece delimitar regiões com espessuras de
filmes diferentes (ver figura 20), e partículas de tamanhos e formas diversas.
lxi
Figura 21: Centro da amostra 6 oxidada por plasma. MEV. Pode ser constatada a ausência
de alterações no relevo da superfície, assim como a presença de filme descolado da superfície
da amostra (seta).
Figura 22: Centro da amostra 5 oxidada por plasma. Notar a ausência de irregularidades
superficiais. MEV.
Salientando que as amostras utilizadas foram polidas antes do tratamento oxidante, e que as
mesmas não foram submetidas a jateamento com óxido de alumínio, comum na rotina dos
laboratórios de prótese odontológica, para aumento de rugosidade da superfície e conseqüente
promoção do embricamento mecânico da porcelana sobre a superfície da liga metálica.
Quanto a esta prática existem controvérsias. MACLEAN e PHILLIPS APUD BAGBY et al
(1990), afirmaram ser o embricamento mecânico essencial para a adesão da porcelana ao
metal. Contrariamente, MACKERT et al APUD BAGBY et al (1990), afirmaram que o
embricamento mecânico na presença de óxidos pode diminuir a adesão metal-porcelana por
formar espaços vazios nesta interface.
Como neste estudo o intuito principal foi avaliar a possível adesão da porcelana ao níquel-
cromo, a partir da formação de óxidos provenientes do tratamento por plasma – adesão
química – não foi realizado sobre as amostras o embricamento mecânico.
lxii
A aplicação da porcelana sobre as amostras previamente polidas e posteriormente oxidadas
a plasma, realizada em laboratório de prótese dentária especializado em restaurações
metalocerâmicas, foi motivo de dúvida por parte da equipe técnica do laboratório quanto ao
possível “descolamento” da porcelana depositada sobre as amostras, já que não foi realizado
o jateamento com óxido de alumínio.
Entretanto, após a cocção da porcelana opaca foi observada a aderência desta às amostras,
sem nenhuma região com ocorrência de “descolamento” ou qualquer indício que
demonstrasse a ausência de propriedade adesiva do filme óxido depositado sobre as amostras.
A borda e o centro das amostras 7 e 8 apresentaram alterações na sua superfície, sendo
possível a observação da formação de estruturas semelhantes a sulcos ou reentrâncias, assim
como a alteração no relevo superficial. Entretanto, essa alteração é mais evidente nas bordas
do que no centro das amostras, provavelmente devido a um maior aquecimento das bordas
e/ou ângulos das amostras. Havendo uma pequena semelhança com os achados do
processamento a plasma, embora os efeitos deste último sejam mais evidentes, apesar da
temperatura de trabalho do plasma ter sido menor. (vide figuras 23, 24, 25 e 26)
Figura 23: Borda da amostra 7. MEV.
lxiii
Figura 24: Borda da amostra 8. MEV.
Figura 25: Centro da amostra 8. MEV.
lxiv
Figura 26: Centro da amostra 8. MEV.
Apesar de todas as amostras apresentarem duas regiões distintas, a borda das amostras 1 a 6
apresentam características de relevo irregular mais marcantes do que as amostras 7 e 8,
entretanto a aplicação da porcelana opaca sobre essas últimas, também ocorreu sem o
jateamento do óxido de alumínio previamente, e também não ocorreu “descolamento” da
porcelana. Sendo assim, o filme óxido depositado durante o tratamento em forno comum
também apresenta propriedades adesivas.
5.3 Caracterização por difração de raios X
O objetivo principal da utilização da caracterização das amostras por difratometria de raios
X foi à obtenção de uma identificação química qualitativa dos elementos formados após o
tratamento de oxidação a plasma. Assim sendo, o intuito primordial foi à verificação da
formação ou não de óxidos nas amostras. A figura 27 mostra de forma normal (amostra em
profundidade) e rasante (superfície da amostra) quais os elementos verificados. A figura 27
refere-se a amostra 1, mas deve ser ressaltado que todas as amostras de 1 a 6 apresentaram os
mesmos picos formados, diferindo apenas em intensidade. Isso vale tanto para os picos
observados da amostra em profundidade (normal) quanto em sua superfície (rasante).
lxv
20 40 60 80 100
0
250
500
2θ
20 40 60 80 100
0
250
500
R1
A1
FeNi
NiO
CrO
3
NiFe
2
O
4
Intensidade
Figura 27 - Gráficos resultantes da difratometria por raios X da amostra 1. A1 – dados da
análise em profundidade da amostra.1. R1 – dados da análise rasante da amostra 1.
Foi observada no gráfico A1 a presença primordial da seguinte fase: FeNi . No gráfico R1,
pôde ser observada a presença das seguintes fases: FeNi, NiO, e NiFe
2
O
4
.
Observa-se que a prática comum de sinterização da porcelana sobre o metal em fornos
convencionais e o preconizado pelo fabricante para a realização do pré-aquecimento ou pré-
tratamento do metal ocorre a temperaturas por volta de 900 e 950ºC, e que durante a
nitretação a plasma ocorreu a formação desses óxidos a temperaturas variando entre 300 e
400ºC, o que propicia um menor gasto energético.
Esses resultados estão de acordo com os de MACKERT et al (1984), que afirmaram haver a
formação de uma camada oxida na superfície da maioria das ligas odontológicas
metalocerâmicas quando expostas ao oxigênio a altas temperaturas.
Segundo GRAHAM e HUSSEY (2002), o grau de oxidação é altamente dependente do pré-
tratamento de superfície e da orientação cristalográfica. A oxidação do Ni é relativamente
simples desde que somente o óxido de níquel (NiO) é formado. Entretanto, neste estudo além
da formação no NiO, ocorreu também a formação NiFe
2
O
4
.
lxvi
O mais baixo grau de oxidação observado por CAPLAN e SPROULE APUD GRAHAM e
HUSSEY (2002), aconteceu em camadas oxidas monocristalinas de óxidos sobre certas
orientações de Cr após um tratamento de ataque catódico. Uma caracterização dinâmica por
espectometria de massa por íon secundário (SIMS) em conjunção com experimentos
utilizando
16
O
2
/
18
O
2
foram usados para confirmar que o NiO e o Cr
2
O
3,
que também foram
encontrados no presente estudo, crescem como resultado de uma difusão externa de cátions.
Para o Cr, o perfil para espécies poliatômicas mistas, Cr
16
O
18
O
-
, mostra que uma pequena
quantidade de difusão interna de oxigênio também ocorre, presumivelmente para baixo dos
limites de grãos óxidos. Cerca de 1% do óxido é formado no interior do filme como resultado
desta difusão de oxigênio. A técnica da espectometria de massa por íons secundários (SIMS)
é suficientemente sensível para confirmar a presença, na vizinhança da interface metal-óxido,
de uma espessura original de 1-2 nm de filme óxido-O formado durante o pré-tratamento de
superfície do Ni e Cr. Este fino e prévio filme óxido sob o crescimento térmico óxido
atualmente serve como um marcador inerte confirmando o crescimento óxido pela difusão
externa de cátion a partir do metal para a superfície mais externa, e formação de um novo
óxido principalmente sobre o topo da escala existente.
Segundo TSENG et al (2002), o grau de oxidação dos metais também é dependente das
correntes iônicas ou atômicas transportadas para o local onde a oxidação ocorre. Desde que a
condutividade dos elétrons e íons movendo-se na camada óxida difere em sua magnitude, um
campo elétrico interno pode ser construído no filme para afetar a corrente de difusão e,
portanto o grau de oxidação. A carga espacial é então desenvolvida no óxido do mesmo modo
que a espessura aumenta acima de um nível crítico.
De acordo com EPLING e HOFLUND (1997), ao analisarem superfícies de Ni/Cr mantidas
durante uma (01) hora a 400ºC , as propriedades dos filmes de Ni/Cr dependem das condições
de sua formação ou de deposição do ambiente e tratamentos subseqüentes, incluindo a
exposição ao oxigênio. Segundo JENG et al, a exposição adicional ao oxigênio resulta no
aumento da oxidação do Ni e do Cr, embora o grau de absorção do oxigênio diminua
significativamente após 20 L de exposição ao oxigênio. O CrO
2
é o óxido de Cr
predominante, mas o Cr
2
O
3
e o CrO
3
também estão presentes. O NiO e o Ni(OH)
2
são os
componentes primários da região próxima à superfície da amostra recozida a 400ºC na
presença de uma mistura de 4:1 N
2
:O
2
. Uma máxima proporção de Cr/Ni está localizada
lxvii
aproximadamente seis (06) camadas atômicas abaixo da superfície. O cromo desta camada
enriquecida está na forma de um óxido enquanto o Ni é metálico.
JENG et al APUD EPLING e HOFLUND (1997), observaram a passivação de uma liga de
Ni/Cr a baixa pressão de oxigênio exposta à temperatura ambiente utilizando o XPS
(espectrometria fotoelétrica por raios-X). Foi observado que, o estágio inicial de oxidação
consiste de uma oxidação preferencial de Cr a Cr
2
O
3
, embora o Ni seja oxidado mais
rapidamente a NiO que o Ni puro, sob idênticas condições de exposição. Além disso, também
observaram a ocorrência de uma estrutura em camada com hidróxido de Ni e óxido de Cr na
camada mais externa, uma mistura de óxido de Cr e pequenas quantidades de Ni metálico e
NiO na camada mais próxima, e uma camada vazia de Cr no volume da liga.
5.4. Microdureza (Dureza Vickers)
Segundo PEREZ e GARBIN (1999), o ensaio microdureza Vickers é deveras importante
por que com base no mesmo pode-se avaliar se uma restauração metalocerâmica possui
resistência suficiente ou não, e se sofrerá ou não deformação permanente quando aplicada em
algum trabalho protético.
Seguindo a mesma linha de raciocínio, neste estudo foi realizado um teste de aplicação de
cargas crescentes no intuito de avaliar a resistência do filme óxido depositado sobre as
amostras de 1 a 6.
Para todas as amostras foi observado que existe uma maior propensão ao descolamento do
filme óxido no centro. Essa propensão é menor nas bordas. A análise das faixas coloridas
presentes nas amostras, permite observar que as faixas mais próximas as bordas apresentam
menor padrão de descolamento do filme óxido, enquanto que a medida que as faixas
caminham ou se aproximam do centro tendem a apresentar maior padrão de descolamento do
filme óxido.
Os achados do presente estudo estão de acordo com os de ATAÍDE et al que observaram
que, a curva de microdureza mostra maiores valores próximos da borda, mínimos valores
dentro dos anéis, e novamente um aumento dos valores de microdureza em direção à região
central da amostra. A região dos anéis mostra uma diminuição na qualidade da camada
nitretada, pois a formação dos anéis é acompanhada por uma baixa microdureza. Entretanto,
lxviii
este valor é levemente maior que a dureza do espécime antes da nitretação. De uma forma
geral, as amostras apresentam valores de microdureza diminuindo da borda ao centro. Os
autores também concluíram que maiores temperaturas de nitretação levaram a maiores
valores de microdureza de amostras possuindo o mesmo tamanho, e que o aumento da
temperatura do substrato leva a uma maior espessura total da camada nitretada.
Esse resultado condiz com o observado à microscopia eletrônica de varredura, no que diz
respeito a formação de um relevo irregular e rugosidades mais acentuadas nas bordas do que
no centro das amostras.
lxix
CAPÍTULO 6
CONCLUSÕES
Baseado no que foi observado no estudo descrito pode-se concluir que:
1. A formação de regiões distintas (bordas, faixas ou anéis e centro) nas amostras oxidadas a
plasma é função do efeito em catodo oco da nitretação iônica a plasma, promovida pela
forma das amostras, já que as mesmas apresentavam ângulos e/ou bordas;
2. A formação de cores distintas para as bordas das amostras oxidadas a 300º e 400ºC, que
respectivamente apresentam coloração amarelo ouro e azul escuro, é decorrente da
diferença de temperatura de tratamento oxidante, e conseqüente diferença na espessura da
camada óxida depositada. Pois, a visualização a olho nu das amostras, permite observar
que abaixo da borda azul escura das amostras oxidadas a 400ºC, existe a deposição de
filme de cor amarelo ouro.
3. Ocorre a formação de diversos óxidos sobre as estruturas metálicas básicas oxidadas a
plasma, a temperaturas inferiores às preconizadas pelos fabricantes de ligas metálicas para
restaurações metalocerâmicas odontológicas, o que representa um ganho energético.
4. Houve um ganho na técnica de confecção das restaurações metalocerâmicas, já que foi
promovida a adesividade entre o metal e a cerâmica sem a necessidade do jateamento com
óxido de alumínio.
5. A resistência do filme óxido depositado sobre as amostras processadas a plasma é maior
nas bordas. Apresentando um padrão de decréscimo da borda em direção ao centro. A
formação dos anéis representa uma perda da qualidade do filme óxido.
lxx
SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS
1. Avaliar a adesividade de restaurações metalocerâmicas processadas a plasma em
condições semelhantes às bucais, realizando testes de ciclagem térmica e a utilização de
saliva sintética.
2. Repetir as condições deste estudo utilizando casquetes metálicos de dimensões iguais.
Aplicar cerâmica, avaliar a adesividade e identificar qual parâmetro do plasma é mais
favorável.
3. Repetir as condições deste estudo utilizando casquetes metálicos, sob duas condições
distintas: (a) um grupo de casquetes seria submetido a jateamento com óxido de alumínio, e
(b) outro grupo de casquetes não seria submetido.
4. Analisar a adesividade de filmes óxidos obtidos por processamento a plasma sobre ligas
de titânio, que são ligas altamente biocompatíveis e amplamente utilizadas em implantes
odontológicos, e vêm sendo testadas para utilização em prótese fixa para restaurações
metalocerâmicas.
lxxi
REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS
ALVES JR, C. Nitretação a plasma: fundamentos e aplicações. Natal: EDUFRN, 2001. 124
p.
ATAÍDE, A.R.P. et al. Effects during plasma nitriding of shaped materials different sizes.
Surface and coatings technology, v. 167, p. 52-58, 2003.
ATSU, S. e BERKSUN, S. Bond strength of three porcelains to two forms of titanium using
two firing atmospheres. The Journal of Prosthetic Dentistry, v. 84, n. 5, p. 567-574,
nov./2000.
BAGBY M. et al, Metal ceramic compatibility: a review of the literature. The Journal of
Prosthetic Dentistry, v. 63, n. 1, p. 21-25, jan. 1990.
BEZZON, O. L. et al. Effect of beyllium on the castability and resistance of ceramometal
bonds in nickel-chromium alloys. The Journal of Prosthetic Dentistry, v. 80, n. 5, p. 570-
574, nov./1998.
BRAUT et al. The use of plasma in catalysis: catalyst preparation and hydrogen production.
Ann. Chim. Sci. Mat, v. 26, n. 4, p. 69-77, 2001.
CALLISTER, W. D. Ciência e Engenharia dos materiais. Uma introdução. 5 ed. Rio de
Janeiro: LTC, 2002. Cap. 13: estruturas e propriedades das cerâmicas, p. 266-290.
CHIAVERINI, V. Tecnologia Mecânica. 1999. Cap VIII: Dureza, p. 105-115.
CHICHE, G. e PINAULT, A. Estética em próteses fixas anteriores. 1 ed. São Paulo:
Quintessence, 1996. Cap. 4: Coroas metalocerâmicas, p. 75-96.
lxxii
DEGER, S. e CANIKLIOGLU, M. B. Effects of tin plating on base metal alloy-ceramic
bond strenght. The International Journal of Prosthodontics, v. 11, n. 2, p. 165-172, 1998.
DEKON, S. F. de C. et al. Avaliação da resistência de união metalocerâmica em função de
diferentes tempos de oxidação prévia. Rev Odontol Univ São Paulo, v. 13, n. 1, p. 57-60,
jan./mar. 1999.
DENT, R. J. et al. Effect of oxidation on ceramometal bond strenght. The journal of
prosthetic dentistry, v. 47, n. 1, p. 59-62, jan./1982.
EPLING, W. S. e HOFLUND, G. B. Oxidation study of a polycrystalline Ni/Cr alloy IV.
400ºC anneal in air. Thin Solid Films. v. 292, p. 236-240, 1997.
FISCHER, H. et al. Fracture toughness of dental ceramics: comparison of bending and
identation method. Dental material, v. 18, p. 12-19, jan./2002.
FONS-FONT, A. Et al. Clasificación actual de las cerámicas dentales. RCOE. v. 6, n. 6, p.
645-656, 2001.
GEMALMAZ, D. et al. Thermal cycling distortion of porcelain fused to metal fixed partial
dentures. The Journal of Prosthetic Dentistry, v. 80, n. 6, p. 654-660, 1998.
GRAHAM, M. J. e HUSSEY, R. J. Characterization and growth of oxide films. Corrosion
Science, v. 44, p. 319-330, 2002.
HOWATSON, A. M. Descargas elétricas em gases. Madrid, Urmo, 1965. 198p.
LENZ, J. e KESSEL, S. Thermal stresses in metal-ceramic specimens for the ISO crack
initiation test (three-point flexure bond test). Dent. Mater, v. 14, p. 277-280, july/1998.
lxxiii
LIN, C. J. e DUH, J. G. Elemental redistribution in coloured films on SUS304 stainless
steel produced by current pulse method. Surface and Coatings Thechnology, v. 85, p. 175-
182, 1996.
LIU, Z. et al. The effect of coating grain size on the selective oxidation behaviour of Ni-Cr-
Al alloy. Scripta Materialia, v. 37, n. 10, p. 1551-1558,1997.
LUND, P. S. et al. Residual stress in several ceramometal systems. The journal of
prosthetic Dentistry, v. 62, n. 3, sep./1989.
MACKERT, J. R. et al. Measurement of oxide adherence to PMF alloys. J. Dent. Res, v.
63, n. 11, p. 1335-1340, nov./1984.
PEREZ, C. A. S. e GARBIN, C.A. Caracterização metalúrgica de ligas de Ni-Cr para
metalocerâmica. Rev. Fac. Odontol. de Porto Alegre, v. 40, n. 1, p. , set./1999.
PHILLIPS, R. W. Skinner. Materiais dentários.9 ed. Rio de janeiro: Guanabara Koogan,
1993. Cap 26: Porcelanas odontológicas, p. 291-304.
RIBEIRO, P. dos R. Características de um plasma DC e pulsado usado na nitretação iônica.
Tese de mestrado em Física. Agosto de 1997. Natal. UFRN.
ROLLO, J. M. e ROSSITTI, S. M. Restauração metalocerâmica: um estudo comparativo da
compatibilidade térmica de ligas Ni-Cr e porcelanas odontológicas. Rev Odontol Univ São
Paulo, v. 13, n. 1, p. 61-66, jan./mar, 1999.
ROSSNAGEL, S. M. et al.Handbook of plasma processing technology. Noyes Publications,
Park Ridge, NJ, 1990; B. Chapman, Glow discharges processes, Wiley, New York, 1980.
SANTOS, et al. Avaliação das condutas adotadas por profissionais na utilização de coroas
metalo-cerâmicas. J. Appl. Oral sci, v. 11, n. 4, p. 290-300, 2003.
lxxiv
SHILLINBURG, H. T. et al. Fundamentos de prótese fixa. 1ed. Rio de Janeiro:
Quintessence, 1986. Cap 17: Restaurações em porcelana, p. 317-329.
SIMONPAOLI, Y. Atlas de prótese fixa metalocerâmica com liga de metal não precioso.
1ed. São Paulo: Santos, 1989.
SOUZA, P. C. R. D. et al. Soldagem de uma liga de Ni-Cr empregando-se brasagem e laser.
Pós-Grad. Rev. Fac. Odontol. São José dos Campos, v. 3, n. 2, p. 7-16, jul./dez., 2000.
TSENG, W. J. et al. Thermal and microstructural characterizations of nickel nanoparticles
at elevated temperatures. Materials letters, v. 52, p. 313-318, 2002.
VEGA del BARRIO, J. M. Porcelana y cerámicas actuales-present porcelains and ceramics.
RCOE, v. 4, n. 1, p. 41-54, 1999.
YILMAZ, H. e DINGER, C. Comparision of the bond compatibility of titanium and an Nicr
alloy to dental porcelain. Journal of Dentistry, v. 27, p. 215-222, 1999.
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