CARACTERIZAÇÃO DE LIGAS Ti-35Nb-xZr COM...
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UNIVERSIDADE ESTADUAL DE CAMPINAS
Faculdade de Engenharia Mecânica
Alberto Zanesco Fatichi
CARACTERIZAÇÃO DE LIGAS Ti-35Nb-xZr
COM SUPERFÍCIES NANOTUBULARES PARA
APLICAÇÕES BIOMÉDICAS
Campinas
2017
Dedicatória
Dedico este trabalho aos meus pais, Alberto e Neide, ao meu irmão, Guilherme, e a minha
namorada, Marina, fundamentais em minha vida.
Agradecimentos
A conclusão deste trabalho foi alcançada com muito esforço e auxílio de diversas pessoas, as
quais presto o devido agradecimento.
A Deus, por me acompanhar durante toda esta jornada sem me desamparar.
A minha família, pelo amor e carinho proporcionados, imprescindíveis para a minha
formação.
A minha namorada, por me acompanhar em todos momentos e compartilhar comigo seus
sonhos.
A Profa. Dra. Alessandra Cremasco pela orientação, dedicação e confiança dedicadas à minha
pessoa e ao Prof. Dr. Rubens Caram Jr. pelo convívio, amizade e colaboração no
desenvolvimento deste trabalho.
Aos companheiros de laboratório, Camilo Salvador, Caio Chausse, Kaio Niitsu, Dalton de
Lima, Victor Opini, Mariana Girardi, Paulo Moraes, Márcia Taipina, Anderson Suzuki,
Mariana Dal Bó, Luisa Góes, Raul Figueiredo, Rodrigo Contieri pela amizade, convivência e
respeito.
Ao Centro Nacional de Pesquisa em Energia e Materiais e em especial ao Laboratório
Nacional de Nanotecnologia e a Faculdade de Ciências Aplicadas, pela utilização de suas
dependências e pelo acolhimento.
A FAEPEX, CAPES, CNPq e FAPESP pelo aporte financeiro.
Resumo
As ligas de titânio, em função de seu excelente desempenho mecânico e biológico, estão
encontrando cada vez mais aplicações em dispositivos biomédicos. O crescimento de uma
camada de nanotubos de dióxido de titânio auto-ordenada sobre a superfície dos implantes de
liga de titânio é uma estratégia utilizada para melhorar a integração óssea nas áreas de
ortopedia e odontologia. Nanotubos de TiO2 podem ser formados pela reação anódica e
dissolução química simultâneas, devido aos ânions de fluoreto presentes no eletrólito. No
presente estudo, a formação de nanotubos de TiO2 auto-organizados nas ligas Ti-35Nb-2Zr e
Ti-35Nb-4Zr pelo processo de anodização é descrita usando dois eletrólitos diferentes: uma
solução aquosa contendo 0,3 a 0,5% em massa de ácido fluorídrico, a qual produziu
nanotubos de TiO2 amorfos de comprimento limitado, e uma solução orgânica contendo 0,3 a
0,5% em massa de NH4F em etilenoglicol e 10% em massa de H2O usada, então, para
contornar este fator limitante. Assim, a estabilidade eletroquímica das superfícies revestidas
com nanotubos de TiO2 foi comparada com superfícies de óxido de titânio sem morfologia
nanotubular, revelando elevadas resistências à corrosão com vantagem para a superfície
modificada. Além disso, os efeitos do tratamento térmico para a cristalização dos nanotubos
de óxido de titânio em ligas de Ti-Nb-Zr visando promover transformações de fase amorfo-
anatase e anatase-rutilo também foram investigados através da difração de raios-X com
ângulo de incidência rasante. A transformação de fase do dióxido de titânio amorfo em
estrutura cristalina anatase ocorre na temperatura de 400°C para a liga Ti-35Nb-2Zr e em
440°C para a liga Ti-35Nb-4Zr. A mistura igualitária das fases anatase e rutilo pode ser
admitida a 650 ºC para ambos substratos.
Palavras-chave: Oxidação anódica, nanotubos de dióxido de titânio, eletroquímica,
modificação de superfícies.
Abstract
Titanium alloys, due to their excellent mechanical and biological performance, have being
applied in biomedical devices progressively. The growth of a self-ordered layer composed by
titanium dioxide nanotubes on the surface of titanium alloy implants is a strategy used to
improve bone integration in orthopedics and dentistry areas. TiO2 nanotubes are can be
formed by the simultaneous anodic reaction and chemical dissolution when fluoride anions
are present in the electrolyte. In the present study, formation of self-organized TiO2 nanotubes
on the Ti-35Nb-2Zr and Ti-35Nb-4Zr alloys by an anodizing process is described using two
different electrolytes: an aqueous solution containing 0.3 to 0.5% of hydrofluoric acid, which
produced amorphous TiO2 nanotubes with limited length, and an organic solution containing
0.3 to 0.5% of NH4F in ethylene glycol and 10% of water, used to overcome this limiting
factor. Thus, the electrochemical stability of the surfaces coated with TiO2 nanotubes was
compared with surfaces of titanium dioxide without nanotubular morphology, revealing high
corrosion resistance with advantage to the modified surface. In addition, the effects of the heat
treatment for crystallization of titanium dioxide nanotubes on Ti-Nb-Zr alloys aiming to
promote amorphous-anatase and anatase-rutile phase transformations were also investigated
by grazing angle X-rays technique. The transformation of amorphous titanium dioxide into
anatase crystalline structure occurred at 400°C for a Ti-35Nb-2Zr alloy and at 440°C for the
Ti-35Nb-4Zr alloy. An equal mixture of the anatase and rutile phases occurred at 650 ° C for
both substrates.
Keywords: Anodic oxidation, titanium dioxide nanotubes, electrochemistry, surface
modification.
Lista de Ilustrações
Figura 2.1: Estruturas cristalinas das fases α e β do titânio, respectivamente (LEYENS, 2003).
.................................................................................................................................................. 23
Figura 2.2: Influência dos elementos de liga na temperatura β-transus (LEYENS, 2003). ..... 24
Figura 2.3: Diagrama de fases do sistema binário Ti-Nb (OKAMOTO, 1996). ...................... 27
Figura 2.4: Arranjo experimental do processo de oxidação anódica, representado por uma
célula eletroquímica de dois eletrodos conectada à uma fonte de tensão (MACAK, 2007). ... 33
Figura 2.5: Diagrama esquemático da evolução de um arranjo de nanotubos por meio de
anodização no modo potentiostático (GALSTYAN, 2011). .................................................... 34
Figura 2.6: Gráfico da densidade de corrente em função do tempo, mostrando o perfil de uma
curva de anodização (OTTONE, 2014). ................................................................................... 35
Figura 2.7: Ilustração esquemática de um implante de Ti revestido com nanotubos de TiO2
para regeneração do tecido cartilaginoso e osteointegração (BRAMMER, 2011). .................. 37
Figura 2.8: Diagrama mostrando o princípio de liberação de moléculas fotoativas ligadas à
nanotubos magnéticos TiO2 funcionalizados após irradiação com luz UV.............................. 38
Figura 2.9: Representações das estruturas cristalinas das formas alotrópicas do dióxido de
titânio, TiO2 : a) rutilo e b) anatase. ......................................................................................... 40
Figura 2.10: Comportamento da transformação de fase anatase-rutilo em função dos
elementos dopantes catiônicos (HANAOR, 2011). .................................................................. 43
Figura 3.1: Fluxograma da metodologia experimental aplicada no trabalho. .......................... 46
Figura 3.2: Forno à arco voltaico utilizado para fusão das ligas. ............................................. 48
Figura 3.3: Diagrama esquemático do tratamento térmico realizado nas ligas de titânio (RF:
resfriamento ao forno, RA: resfriamento em água e TF: trabalho à frio). ................................ 50
Figura 3.4: Determinação da composição química do substrato por (a) Espectrômetro de
fluorescência de raios-X (Shimadzu EDX-7000) e (b) analisador de elementos intersticiais
oxigênio e nitrogênio (LECO TC400). ..................................................................................... 51
Figura 3.5: Microscópio óptico Olympus BX 60M. ................................................................. 52
Figura 3.6: Difratômetro de raios-X Panalitycal X-Pert Pro PW3040/60. ............................... 53
Figura 3.7: Esquema do ensaio de ultra-som utilizado para determinar o módulo de
elasticidade das amostras. ......................................................................................................... 54
Figura 3.8: Microdurômetro Buhler modelo Micromet 2100. ................................................. 55
Figura 3.9: Aparato utilizado para realização dos ensaios eletroquímicos............................... 56
Figura 3.10: Forno resistivo com temperatura e atmosfera controlada para tratamento térmico
de até 1300 °C. ......................................................................................................................... 57
Figura 3.11: Microscópio eletrônico de varredura FEI Inspect F50. ........................................ 58
Figura 3.12: Espectrômetro de fotoelétrons excitados por raios-X (XPS) modelo K-Alpha
(Thermo Scientific)................................................................................................................... 60
Figura 3.13: Espectrômetro de fotoelétrons excitados por raios-X (XPS) modelo K-Alpha
(Thermo Scientific)................................................................................................................... 61
Figura 3.14: Célula eletroquímica utilizada para ensaios de corrosão. .................................... 62
Figura 4.1: Micrografias da liga Ti-35Nb-2Zr deformada a frio e submetida ao tratamento
térmico de recristalização à 800 °C por 1 hora com resfriamento em água (a) MO e (b) MEV.
.................................................................................................................................................. 64
Figura 4.2: Micrografias da liga Ti-35Nb-4Zr deformada a frio e submetida ao tratamento
térmico de recristalização à 800 °C por 1 hora com resfriamento em água (a) MO e (b) MEV.
.................................................................................................................................................. 65
Figura 4.3: Difratograma de raios-X da liga Ti-35Nb-2Zr após tratamento térmico em 800 °C
por 1 hora e posterior resfriamento em água. ........................................................................... 66
Figura 4.4: Difratogramas de raios-X da liga Ti-35Nb-4Zr após tratamento térmico em 800 °C
por 1 hora e posterior resfriamento em água. ........................................................................... 66
Figura 4.5: Imagens de microscopia eletrônica de varredura da superfície das amostras
anodizadas (a) Ti-35Nb-2Zr e (b) Ti-35Nb-4Zr em solução aquosa HF 0,3% durante 1 hora,
com destaque para a vista transversal. ...................................................................................... 68
Figura 4.6: Imagens de microscopia eletrônica de varredura da superfície das amostras
anodizadas (a) Ti-35Nb-2Zr e (b) Ti-35Nb-4Zr em solução aquosa HF 0,5% durante 1 hora,
com destaque para a vista transversal. ...................................................................................... 69
Figura 4.7: Imagens de microscopia eletrônica de varredura da superfície das amostras
anodizadas (a) Ti-35Nb-2Zr e (b) Ti-35Nb-4Zr em solução orgânica contendo NH4F 0,3%
durante 1 hora, com destaque para a vista transversal. ............................................................. 71
Figura 4.8: Imagens de microscopia eletrônica de varredura da superfície das amostras
anodizadas (a) Ti-35Nb-2Zr e (b) Ti-35Nb-4Zr em solução orgânica contendo NH4F 0,5%
durante 1 hora, com destaque para a vista transversal. ............................................................. 72
Figura 4.9: Imagens de microscopia eletrônica de varredura da superfície das amostras
anodizadas (a) Ti-35Nb-2Zr e (b) Ti-35Nb-4Zr em solução orgânica contendo NH4F 0,3%
durante 2 horas, com destaque para a vista transversal. ........................................................... 72
Figura 4.10: Imagens de microscopia eletrônica de varredura da superfície das amostras
anodizadas (a) Ti-35Nb-2Zr e (b) Ti-35Nb-4Zr em solução orgânica contendo NH4F 0,5%
durante 2 horas, com destaque para a vista transversal. ........................................................... 73
Figura 4.11: Perfil das curvas de anodização (densidade de correntes versus tempo) para a liga
Ti-35Nb-2Zr em diferentes concentrações de eletrólito. .......................................................... 74
Figura 4.12: Perfil das curvas de anodização (densidade de correntes versus tempo) para a liga
Ti-35Nb-4Zr em diferentes concentrações de eletrólito. .......................................................... 75
Figura 4.13: Difratogramas de raios-X das ligas Ti-35Nb-2Zr e Ti-35Nb-4Zr após tratamentos
térmicos na faixa de 350 à 850°C para cristalização dos nanotubos formados em eletrólito
aquoso 0,3% HF. ...................................................................................................................... 77
Figura 4.14: Difratogramas de raios-X para as ligas (a) Ti-35Nb-2Zr e (b) Ti-35Nb-4Zr com
superfícies nanotubulares cristalizadas em (1) 400/440°C e (2) 650°C por diferentes tempos.
.................................................................................................................................................. 79
Figura 4.15: Difratogramas de raios-X das ligas (a) Ti-35Nb-2Zr e (b) Ti-35Nb-4Zr após
tratamentos térmicos na faixa de 400 à 650 °C para cristalização dos nanotubos formados em
eletrólito orgânico. .................................................................................................................... 80
Figura 4.16: Espectros da análise de espectroscopia de fotoelétrons excitados por raios-X
(XPS) da superfície nanoestruturada formadas por anodização eletroquímica da liga Ti-35Nb-
2Zr em solução 0,3% HF por 1 hora e tratada termicamente a temperatura de 400 ºC por 1
hora (a) Ti 2p (b) O 1s (c) Zr 3d (d) Nb 3d. ............................................................................. 81
Figura 4.17: Espectros da análise de espectroscopia de fotoelétrons excitados por raios-X
(XPS) da superfície nanoestruturada formadas por anodização eletroquímica da liga Ti-35Nb-
4Zr em solução 0,3% HF por 1 hora e tratada termicamente a temperatura de 400 ºC por 1
hora (a) Ti 2p (b) O 1s (c) Zr 3d (d) Nb 3d. ............................................................................. 82
Figura 4.18: (a) Imagem de microscopia eletrônica de varredura e (b) difratograma de raios-X
da liga Ti-35Nb-2Zr após solubilização e envelhecimento em 400 °C por uma hora e
resfriamento ao ar. .................................................................................................................... 84
Figura 4.19: (a) Imagem de microscopia eletrônica de varredura e (b) difratograma de raios-X
da liga Ti-35Nb-2Zr após solubilização e envelhecimento em 650 °C por uma hora e
resfriamento ao ar. .................................................................................................................... 84
Figura 4.20: (a) Imagem de microscopia eletrônica de varredura e (b) difratograma de raios-X
da liga Ti-35Nb-4Zr após solubilização e envelhecimento em 440 °C por uma hora e
resfriamento ao ar. .................................................................................................................... 85
Figura 4.21: (a) Imagem de microscopia eletrônica de varredura e (b) difratograma de raios-X
da liga Ti-35Nb-4Zr após solubilização e envelhecimento em 650 °C por uma hora e
resfriamento ao ar. .................................................................................................................... 86
Figura 4.22: Imagens de microscopia de força atômica (AFM) dos filmes finos de TiO2
depositados sobre a liga Ti-35Nb-4Zr nas condições a) como depositado, b) 440 °C e c) 650
°C após uma hora de anodização em solução aquosa 0,3% HF. .............................................. 87
Figura 4.23: Diagrama de Bode (ângulo de fase) com os dados experimentais obtidos após
uma hora em imersão em solução 0,9% NaCl para a liga Ti-35Nb-4Zr com superfície sem
nanotubos e com nanotubos. ..................................................................................................... 89
Figura 4.24: Diagrama de Bode (módulo de Z) com os dados experimentais obtidos após uma
hora em imersão em solução 0,9% NaCl para a liga Ti-35Nb-4Zr com superfície sem
nanotubos e com nanotubos. ..................................................................................................... 90
Figura 4.25: Diagrama de Nyquist com os dados experimentais obtidos após uma hora em
imersão em solução 0,9% NaCl para a liga Ti-35Nb-4Zr com superfície sem nanotubos e com
nanotubos. ................................................................................................................................. 90
Figura 4.26: Circuitos elétricos equivalentes utilizados para ajuste dos dados experimentais de
espectrometria de impedância eletroquímica em solução NaCl 0,9% a) substrato sem
nanotubos e b) substrato com nanotubos. ................................................................................. 92
Figura 4.27: Diagrama de Bode (módulo de Z e ângulo de fase) com os dados simulados
sobrepostos aos dados experimentais obtidos após uma hora em imersão em solução 0,9%
NaCl para a liga Ti-35Nb-4Zr com superfície sem nanotubos. ................................................ 92
Figura 4.28: Diagrama de Bode (módulo de Z e ângulo de fase) com os dados simulados
sobrepostos aos dados experimentais obtidos após uma hora em imersão em solução 0,9%
NaCl para a liga Ti-35Nb-4Zr com superfície com nanotubos. ............................................... 93
Figura 4.29: Diagrama de Nyquist com os dados simulados sobrepostos aos dados
experimentais obtidos após uma hora em imersão em solução 0,9% NaCl para a liga Ti-35Nb-
4Zr com superfície sem nanotubos e com nanotubos. .............................................................. 93
Figura 4.30: Representação esquemática dos nanotubos de óxido de titânio formados na
superfície da liga de titânio. ...................................................................................................... 95
Lista de Tabelas
Tabela 1.1: Visão geral do método de anodização para modificação da superfície de Ti e ligas
de Ti. ......................................................................................................................................... 17
Tabela 2.1: Propriedades mecânicas das ligas biomédicas de titânio (GEETHA et al., 2009).
.................................................................................................................................................. 26
Tabela 2.2: Métodos de modificação de superfície para dispositivos biomédicos implantáveis
de titânio e suas ligas. ............................................................................................................... 31
Tabela 2.3: Propriedades físico-químicas das estruturas alotrópicas do dióxido de titânio
(rutilo, anatase e bruquita). ....................................................................................................... 39
Tabela 3.1: Informações sobre os metais utilizados na preparação das ligas. .......................... 47
Tabela 3.2: Composição nominal das ligas (% em massa). ..................................................... 47
Tabela 3.3: Parâmetros e condições do ensaio eletroquímico de anodização. ......................... 56
Tabela 4.1: Composição química das ligas estudadas. ............................................................. 63
Tabela 4.2: Teor de elementos intersticiais (O e N) para as ligas estudadas. ........................... 63
Tabela 4.3: Densidade, dureza Vickers (HV500/10) e módulo de elasticidade das ligas Ti-35Nb-
xZr (x = 2 e 4%). ...................................................................................................................... 67
Tabela 4.4: Parâmetros dimensionais obtidos pela análise morfológica da camada de
nanotubos formadas em eletrólito aquoso de HF 0,3% e 0,5% em 1 hora de anodização ....... 69
Tabela 4.5: Parâmetros morfológicos da camada de nanotubos formada utilizando fluoreto de
amônio 0,3% e 0,5% com 10% em volume de água em etilenoglicol como eletrólito em 1 e 2
horas de anodização. ................................................................................................................. 73
Tabela 4.6: Densidade, dureza Vickers, módulo de elasticidade e composição microestrutural
das ligas Ti-35Nb-xZr (x = 2 e 4%). ........................................................................................ 86
Tabela 4.7: Valores de rugosidade do filme fino nanoestruturado de TiO2 depositados sobre a
liga Ti-35Nb-4Zr obtidos pela análise de AFM. ...................................................................... 88
Tabela 4.8: Valores dos parâmetros eletroquímicos do sistema obtidos através do software
NOVA® de análise de espectroscopia de impedância eletroquímica para a liga Ti35Nb4Zr
com e sem nanotubos após 1 hora de imersão em solução de NaCl 0,9%. .............................. 94
Lista de Abreviaturas e Siglas
Letras latinas
Ti c.p. – Titânio comercialmente puro
Nb – Nióbio
Zr – Zircônio
HC – Estrutura cristalina hexagonal compacta
CCC – Estrutura cúbica de corpo centrado
d – Distância interplanar [nm]
Letras gregas
– Fase do tipo hexagonal compacta
” – Estrutura martensítica de arranjo ortorrômbico
β – Fase do tipo cúbica de corpo centrado
– Fase metaestável do tipo hexagonal compacta ou trigonal
– Ângulo de incidência dos raios-X [graus]
– Comprimento de onda de difração de raios-X [Å]
ρ – Densidade [g/cm3]
Abreviações
MO – Microscopia óptica
MEV – Microscopia eletrônica de varredura
HV – Dureza Vickers
DRX – Difração de raios-X
FRX – Fluorescência de raios-X
Siglas
UNICAMP – Universidade Estadual de Campinas
ASTM – American Standard Testing Materials
Sumário
1. INTRODUÇÃO 16
1.1. Considerações gerais ...........................................................................................16
1.2. Objetivos .................................................................................................................18
2. REVISÃO DA LITERATURA 19
2.1. Biomateriais ...........................................................................................................19
2.2. Metalurgia física do titânio ................................................................................21
2.3. Ligas Ti-Nb-Zr ......................................................................................................26
2.4. Tratamentos de superfície ..................................................................................29
2.5. Oxidação anódica .................................................................................................32
2.6. Aplicações dos nanotubos de TiO2 ...................................................................35
2.7. Dióxido de titânio (TiO2) ....................................................................................39
2.8. Transformação Anatase-Rutilo .........................................................................41
2.9. Corrosão eletroquímica ......................................................................................43
3. PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL 46
3.1. Preparação das Ligas ..........................................................................................46
3.2. Caracterização microestrutural do substrato ...............................................50
3.3. Produção e caracterização dos nanotubos de TiO2 ......................................55
4. RESULTADOS E DISCUSSÃO 63
4.1. Caracterização dos substratos das ligas Ti-Nb-Zr .......................................63
4.2. Crescimento da camada regular de nanotubos de TiO2 ..............................68
4.3. Cristalização dos nanotubos de TiO2 ...............................................................76
4.4. Análise da composição química dos nanotubos.............................................81
4.5. Caracterização dos substratos após tratamentos térmicos nas temperaturas de
transformações alotrópicas do TiO2 ................................................................................83
4.6. Medidas de rugosidade do filme fino nanoestruturado de TiO2 ...............87
4.7. Ensaios eletroquímicos ........................................................................................88
5. CONCLUSÕES E SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS 97
5.1. Conclusões ..............................................................................................................97
5.2. Sugestões para trabalhos futuros .....................................................................98
16
1. INTRODUÇÃO
1.1. Considerações gerais
A aplicação de metais no campo da medicina é caracterizada por uma contínua
evolução. Inicialmente, ocorreu a substituição gradual do aço inoxidável pelas ligas cobalto-
cromo, em virtude da superior resistência à corrosão dessas ligas em fluidos fisiológicos.
Posteriormente, as ligas cobalto-cromo foram gradualmente substituídas pelas ligas de titânio,
em razão das superiores propriedades mecânicas, eletroquímicas e de biocompatibilidade
apresentadas pelas ligas de titânio (VAN NOORT, 1987). O panorama atual é marcado pelo
desenvolvimento de ligas de titânio com elementos específicos a fim de otimizar suas
propriedades, como por exemplo a produção de ligas não citotóxicas e com menores valores
de módulo de elasticidade.
O titânio e suas ligas têm sido empregados extensivamente como biomateriais em uma
gama extensa de aplicações, incluindo implantes ortopédicos e dentários, graças ao seu
conjunto de propriedades, incluindo o relativo baixo módulo de elasticidade, boa resistência à
tração, baixa toxicidade, excelente biocompatibilidade e maior resistência à corrosão em
comparação às demais ligas metálicas utilizadas em implantes (SUL, 2003), como ligas de
cobalto-cromo e aço inoxidável. No entanto, o titânio apresenta baixa capacidade de ligação
química com o osso, podendo resultar na sua encapsulação por tecido fibroso, tendo como
consequência o afrouxamento e perda precoce da fixação do implante (TAN, 2012).
Recentemente, diversas linhas de pesquisa têm focado seus esforços na modificação
de superfícies metálicas para torná-las bioativas e osteocondutoras, a fim de evitar ou retardar
a remoção e a substituição do implante, assim como de acelerar a recuperação do paciente no
período pós-operatório. Existem várias abordagens possíveis para modificar a superfície de
materiais metálicos que melhoram as suas atividades celulares quando comparados com
materiais convencionais, as quais envolvem métodos mecânicos, químicos e físicos de
tratamento de superfície.
Tais métodos de modificação de superfície são usados para modificações morfológicas
(aumento da rugosidade, alteração da topografia de micro para nanoescala, adaptação da
morfologia nanométrica), ou para a obtenção de revestimentos diferentes sobre a superfície do
17
implante. O principal objetivo do uso destes métodos de modificação de superfícies é
melhorar a biocompatibilidade, resistência à corrosão e a remoção da contaminação, além de
proporcionar aos materiais metálicos características de superfície bioativa.
Dentro desta proposta, o uso dos conceitos da nanotecnologia para produção de
implantes de titânio com superfícies nanoestruturadas tem sido utilizado não apenas para
melhorar as propriedades da superfície, mas também permitir a liberação continuada de
medicamentos, proteínas ou hormônios de crescimento, além de possibilitar o controle da
interface osso-implante (TAN, 2012; BAUER, 2013; GHICOV, 2009).
Geralmente, as superfícies em escala nanométrica possuem elevada energia superficial
levando ao aumento da adsorção inicial de proteína, que é muito importante na regulação das
interações celulares na superfície do implante. As propriedades de superfície também têm um
impacto sobre a adesão celular, em conjunto com a distribuição de carga e a química do
material. Pesquisas recentes têm reportado que a rugosidade de nanoestruturas de titânio
influencia a adesão das células osteoblásticas e a sua proliferação (GONGADZE, 2011).
Desta maneira, a obtenção de nanotubos de dióxido de titânio auto-organizados via
técnicas eletroquímicas, como a anodização ou oxidação anódica, tornou-se uma alternativa
viável para modificação da superfície do titânio e suas ligas (LIU et al., 2004; BAGNO et al.,
2004; KIM et al., 2009). As características da superfície obtida por este processo estão
sumarizadas na Tabela 1.1.
Tabela 1.1: Visão geral do método de anodização para modificação da superfície de Ti e ligas
de Ti.
Método químico Camada modificada Objetivo
Anodização ou oxidação
anódica
~10 nm à 40 μm de
comprimento da camada
de TiO2, adsorção e
incorporação de ânions do
eletrólito
Produzir superfície
topográfica específica,
melhorar resistência à
corrosão, melhorar
biocompatibilidade,
bioatividade e
osteocondutividade
Os processos eletroquímicos são realizados por meio da ligação do dispositivo
metálico ao terminal positivo de um circuito elétrico e mergulhando completamente o
dispositivo em uma solução de eletrólito contendo substâncias iônicas ou oxidantes. Esta
metodologia pode levar à incorporação de alguns íons na superfície do material, e inclui a
18
possibilidade de mudar o acabamento da superfície. A anodização é obtida pela utilização de
ácidos fortes (por exemplo, H2SO4, H3PO4, HNO3 e HF) como solução de eletrólito. Os
resultados finais do processo de anodização são o espessamento da camada de óxido formado
espontaneamente devido à oxidação atmosférica, de 5-10 nm, assim como, modificações na
morfologia e cristalinidade da camada de óxido de titânio.
As propriedades da camada nanotubular de óxido vão influenciar nas possíveis
aplicações (liberação continuada de drogas, lesões do tecido cartilaginoso e implantes
ortopédicos e dentários) do substrato modificado superficialmente. Desta maneira, cabe o
estudo dos parâmetros morfológicos dos nanotubos depositados nas ligas de titânio.
1.2. Objetivos
O presente trabalho tem como objetivo principal avaliar a formação de nanotubos de
TiO2 em ligas Ti-Nb-Zr por meio do processo eletroquímico de anodização e analisar suas
implicações na morfologia e cristalinidade da camada nanoestruturada. Nesse aspecto, este
trabalho teve seus objetivos traçados mediante a seguinte estratégia de estudo:
- Preparação por meio de fusão a arco voltaico e processamento termomecânico de ligas Ti-
35Nb-2Zr e Ti-35Nb-4Zr;
- Avaliação microestrutural e mecânica das amostras produzidas visando estabelecer o efeito
do teor de Zr na estabilidade de fases;
- Crescimento de camada de nanotubos sobre os substratos por meio da técnica de anodização
com a variação dos parâmetros: tempo, tipo e concentração do eletrólito;
- Caracterização morfológica e estrutural dos nanotubos;
- Estudo do tratamento térmico de camadas de TiO2 visando promover sua cristalização e
identificação de temperaturas de transição estrutural, amorfo-anatase e anatase-rutilo;
- Avaliação da estabilidade eletroquímica das ligas Ti-35Nb-2Zr e Ti-35Nb-4Zr revestidas
com nanotubos de TiO2.
19
2. REVISÃO DA LITERATURA
2.1. Biomateriais
Um biomaterial pode ser definido como qualquer material usado para produzir
dispositivos capaz de substituir uma parte ou função do corpo de maneira segura, confiável,
econômica e fisiologicamente aceitável (PARK & LAKES, 2007). O implante tem aplicações
cirúrgicas, diagnósticas, vacinais e terapêuticas a fim de desempenhar a função compatível
com o tecido a ser substituído, de modo que atenda algumas exigências em relação as suas
propriedades como biocompatibilidade, citotoxicidade, resistência à corrosão e resistência
mecânica (PIRES, et al. 2015). Assim, além de atingir o objetivo final de restaurar a função
de tecidos e órgãos, também é essencial compreender as relações entre as propriedades,
funções e microestruturas dos biomateriais.
Atualmente, os biomateriais são aplicados em diversas áreas, como medicina,
odontologia e biotecnologia. Entretanto, o uso dos biomateriais não é recente, apesar da
nomenclatura, dos fabricantes de dispositivos (exceto de próteses externas) às normas e
processos regulatórios serem relativamente novos.
O uso de suturas de linho e ouro no Antigo Egito datam do segundo milênio a.C..
Romanos, chineses e astecas já usavam ouro para fins odontológicos há mais de dois mil
anos. O povo maia produziu dentes a partir de nácar provenientes conchas do mar em 600
a.C.. Da mesma forma, um implante dentário de ferro foi encontrado em um cadáver datado
de 200 a.C. na Europa (RATNER et al., 2004). Deste modo, a história retrata a capacidade do
homem, inicialmente fundamentada em tentativa e erro, de se adaptar em condições adversas
e desenvolver ou adaptar materiais dependendo de suas necessidades fisiológicas e
anatômicas.
Com o tempo, houve evolução no desenvolvimento e aplicação dos biomateriais, em
que em princípio, buscava-se um material cuja vida útil fosse longa, além de ser inerte em
meio biológico. Ou seja, a substituição ou reconstituição do tecido lesado tinha como objetivo
alcançar um suporte mecânico adequado com mínima resposta biológica do paciente ao
implante. Posteriormente, se enfatizou a busca por implantes com capacidade de interação
com o tecido adjacente e que participem de forma ativa no processo de recuperação, atuando
20
no tecido de forma específica, com estimulação em nível celular (HOLZAPFEL et al., 2013).
Os biomateriais podem ser classificados em quatro classes de acordo com sua
biocompatibilidade e comportamento fisiológico apresentado com a interface do tecido
hospedeiro (HENCH & WILSON, 1993):
Biotoleráveis: Materiais tolerados pelo organismo, separados do tecido adjacente por
uma camada envoltória de tecido mole ao longo da interface. A formação da camada é
induzida pela liberação por parte do implante de compostos químicos como íons e/ou
produtos de corrosão. A tolerabilidade do tecido em relação ao material é relacionada com a
espessura da camada de tecido envoltória, quanto maior a espessura, menor a tolerabilidade.
Praticamente todos os polímeros sintéticos e a grande maioria dos metais se enquadram nesta
classe de materiais.
Bioinertes: Implantes tolerados pelo organismo, em que a formação do tecido
envoltório é mínima, praticamente inexistente. O material libera componentes em quantidade
irrisória. Não há reação química entre o tecido e o implante. Como exemplo, tem-se: alumina,
zircônio, tântalo, nióbio, carbono, titânio e ligas de titânio.
Bioativos: Pela semelhança química entre esta categoria de implantes e a parte mineral
óssea, há ligação química entre o implante e o tecido, também denominada osteointegração, a
qual permite a osteocondução por meio do recobrimento das células ósseas. Vidros, vitro-
cerâmicas, compostos à base de fosfato de cálcio e hidroxiapatita são destaques desta classe
de biomateriais.
Bioreabsorvíveis: Materiais que são absorvidos, degradados ou fagocitados após um
período de tempo de contato do implante com os tecidos. Apresentam relevância em
aplicações clínicas, nas quais novas intervenções cirúrgicas são desaconselháveis ou
impossibilitadas. Como principais exemplos dos representantes desta classe, temos: fosfato
tricálcico (TCP) e o poli-L-ácido-láctico (PLLA).
Uma ampla diversidade de materiais pode ser utilizada como matéria-prima para
produção de biomateriais, além dos materiais naturais divididos em autólogos (provenientes
do próprio paciente), homólogos (provenientes de um indivíduo doador de mesma espécie do
receptor) e heterólogos (quando a espécie do doador e do receptor não coincidem); matérias-
primas de origem sintética também estão disponíveis para a engenharia de manufatura de
biomateriais, como por exemplo cerâmicas, polímeros, compósitos e metais.
A classe de metais é utilizada extensivamente para a fabricação de implantes
cirúrgicos pela mesma razão que levou a sua seleção inicial há anos atrás. O excelente
desempenho mecânico, como alta resistência à fadiga e à fratura, é característico desta classe
21
de material e pode fornecer um desempenho adequado e confiável sob aplicações de carga de
tração e compressão à longo prazo, desde que assumido o processamento adequado. Em
adição, existe a relativa facilidade de fabricação de formas simples e complexas usando
técnicas de fabricação bem estabelecidas, como por exemplo: fundição, forjamento e
usinagem. Devido a estas características, os metais têm sido amplamente utilizados nas áreas
de ortopedia e odontologia como componentes estruturais visando à substituição, reforço ou
estabilização de tecidos rígidos. As aplicações mais comuns incluem fios, parafusos e placas
para implantes dentários, fixação de fratura e próteses para substituição de articulações
(SUMITA et al., 2004; POINERN et al., 2012).
Desde o final da década de 1960, o titânio e suas ligas têm sido cada vez mais
utilizados como biomateriais para a fabricação de implantes que buscam a fixação de fraturas
e a substituição de articulações. O crescente emprego do titânio e suas ligas deve-se às suas
propriedades de resistência à fadiga, baixa densidade, baixo módulo de elasticidade (100-110
GPa em comparação com outros biomateriais metálicos de 200-220 GPa), excelente
resistência à corrosão in vivo com a camada de óxido passiva estável (TiO2) que se forma na
interface óssea e alta biocompatibilidade, tais características representam vantagens
importantes para aplicações biomédicas (HOLZAPFEL, 2013; MANIVASAGAM et al.,
2010; LIU et al., 2004).
2.2. Metalurgia física do titânio
A descoberta do elemento titânio é atribuída ao químico, mineralogista e reverendo
britânico William Gregor em 1798, a partir do minério ilmenita (FeTiO3) (LONG & RACK,
1998). O titânio é o nono elemento e o quarto metal estrutural mais abundante na litosfera,
sendo um constituinte de praticamente toda rocha cristalina. A nomenclatura titânio deriva da
mitologia grega, mais precisamente dos Titãs, filhos de Urano e Gaia e odiados por seu pai
que os aprisionou em cativeiro na crosta terrestre. Recebeu tal nome devido à similaridade da
dificuldade em extrair o minério (LEYENS, 2003).
A razão pela qual o titânio não teve seu uso difundido até a última metade do século
XX deriva da difícil produção de titânio puro devido a sua elevada reatividade, dada a forte
afinidade pelo oxigênio e nitrogênio (LÜTJERING & WILLIAMS, 2003), fazendo com que a
maior parte do titânio na litosfera esteja na forma de óxido.
22
As principais fontes de titânio são os minérios anatásio, rutilo, leucoxênio, perovskita
e ilmenita, com destaque aos dois primeiros minérios.
O rutilo (TiO2) é um mineral escasso, de coloração vermelha e castanho avermelhado
a preta, que cristaliza no sistema tetragonal, dureza entre 6,00 a 6,50 Mohs e massa específica
de 4,18 a 4,25 g/cm3. É um mineral subtranslúcido ou transparente, composto quase que
essencialmente de TiO2 e até 10% de impurezas.
O anatásio (TiO2) era um mineral conhecido, até pouco tempo, apenas em termos
acadêmicos. Essa situação mudou com a descoberta de importantes ocorrências no Brasil. O
anatásio, também conhecido como octaedrita, é um produto de alteração do rutilo e da
bruquita, de coloração castanha no estado natural, que cristaliza no sistema tetragonal, tem
brilho adamantino e contém de 98,4 a 99,8% de TiO2. A massa específica do anatásio é de 3,9
g/cm3 e sua dureza varia de 5,5 a 6,0 Mohs.
Somente em 1910 que a primeira forma pura de titânio foi produzida a partir das
etapas de redução do TiO2 pela ação de cloro e carvão em alta temperatura, por meio da
obtenção do tetracloreto de titânio (TiCl4) com posterior aquecimento com sódio, por
Matthew Albert Hunter do Instituto Politécnico Rensselaer em Troy, Nova York. Apenas em
1932, quantidades significativas de titânio foram produzidas combinando o TiCl4 com cálcio
por Wilhelm Justin Kroll de Luxemburgo, conhecido como o pai da indústria do titânio.
Mesmo nos dias atuais, o titânio ainda é muito caro em comparação com o aço inoxidável, por
exemplo.
O titânio é um metal de transição do grupo IV, classificado como um metal leve e não-
ferroso, apresenta raio atômico de 0,145 nm, número atômico 22 e configuração eletrônica
[Ar]3d24s
2 com o terceiro nível eletrônico não preenchido completamente. Estas
características possibilitam a formação de solução sólida substitucional com outros elementos
de raios atômicos cujas variações estão na faixa de até 15% em relação ao raio atômico do
titânio.
Na forma elementar, o titânio é um metal branco e brilhante que tem como vantagens:
baixa densidade, boa ductilidade e constitui um importante elemento de liga com muitos
outros metais, com ponto de fusão de 1660 °C e densidade de 4,51 g/cm3
(LEYENS, 2003).
Quanto à fabricação do titânio metálico, existem atualmente seis tipos de processo
disponíveis: “Kroll”; “Hunter”; processo de redução eletrolítica; processo de redução gasosa;
redução com plasma e processos de redução metalotérmica. Dentre estes, destaca-se o
processo Kroll, descrito acima, que é o responsável até hoje, pela maioria do titânio metálico
produzido no mundo.
23
O titânio pode cristalizar-se em diferentes estruturas cristalinas, assim como outros
metais, tais como Ca, Fe, Co, Zr, Sn, Ce e Hf. Entretanto, cada modificação é estável somente
dentro de faixas específicas de temperatura. A transformação completa de uma estrutura
cristalina em outra diferente é chamada de transformação alotrópica e a temperatura da
respectiva transformação é denominada temperatura transus (LEYENS, 2003).
Titânio puro, assim como a maioria das ligas de titânio, cristaliza-se em baixas
temperaturas como estrutura hexagonal compacta, chamada fase α. Em altas temperaturas, a
estrutura cúbica de corpo centrado é estável e denominada fase β. A temperatura β-transus, ou
seja, a temperatura em que há a transformação alotrópica, para o titânio puro é de 882±2°C.
As células unitárias atômicas da estrutura hexagonal compacta da fase α e cúbica de corpo
centrado da fase β estão esquematizadas na Figura 2.1 com os planos de empacotamento e as
direções mais densos destacados (LEYENS, 2003).
Figura 2.1: Estruturas cristalinas das fases α e β do titânio, respectivamente (LEYENS, 2003).
A existência destas duas estruturas cristalinas e a transformação alotrópica é de
fundamental importância no desenvolvimento de ligas de titânio, sendo a base para a
variedade de propriedades destas ligas. A adição de elementos de liga modifica tal
transformação alotrópica e em função da forma com que estes elementos atuam, podem ser
classificados em três tipos: elementos neutros, α-estabilizadores e β-estabilizadores
dependendo de sua influência na temperatura β-transus, como mostra a Figura 2.2 (LEYENS,
2003).
24
Figura 2.2: Influência dos elementos de liga na temperatura β-transus (LEYENS, 2003).
Os elementos α-estabilizadores (Al, O, N, C) estendem o campo da fase α para altas
temperaturas, aumentando a temperatura β-transus. Os elementos β-estabilizadores
prolongam o campo da fase β para baixas temperaturas, diminuindo a temperatura de
transformação alotrópica. Dentre os elementos β-estabilizadores, há estabilizadores isomorfos
(Mo, V, Ta e Nb) que apresentam altíssima solubilidade no titânio, formando solução sólida
substitucional em uma ampla faixa de composição e estabilizadores eutetóides (Fe, Mn, Cr,
Co, Ni, Cu, Si, H), que podem resultar na formação de compostos intermetálicos.
Os elementos neutros (Zr, Hf e Sn) têm baixa influência na temperatura β-transus e
por isso apresentam solubilidade nas fases α e β. Entretanto, tais elementos também podem
comportar-se como α ou β-estabilizadores dependendo de outros elementos presentes. A
adição destes elementos em sistemas ternários influencia a estabilidade das fases
(TAKAHASHI, 2002) suprimindo a formação das fases α” (martensita ortorrômbica) e ω
(fase metaestável), que pode retardar a formação de precipitados das fases ωiso e α durante
tratamentos térmicos de envelhecimento (ALEIXO et al., 2001).
Ligas de titânio são classificadas como α, α+β e β, as quais são subdivididas em near-
α e β metaestável conforme sua microestrutura, dependente da temperatura e porcentagem
mássica de elementos α e β-estabilizadores. Ligas α compreendem o titânio comercialmente
puro e ligas de titânio com elementos de liga α-estabilizadores e/ou elementos neutros.
Quando pequenas frações de β-estabilizadores são adicionadas, as ligas são denominadas
near-α. As ligas α+β, representam o grupo de ligas mais amplamente utilizadas e são
caracterizadas por apresentar fração volumétrica da fase β na faixa de 5-40% à temperatura
ambiente. Se a proporção de elementos β-estabilizadores é elevada a um nível em que a fase β
25
não se transforma em martensita quando submetida à têmpera rápida, permanecendo no
campo α+β, a classe das ligas β-metaestáveis é atingida. Deve ser notado também que estas
ligas podem ainda revelar um equilíbrio da fração volumétrica da fase α de mais de 50%
(LEYENS, 2003). Finalmente, as ligas β estáveis marcam o final da escala com os elementos
de liga das ligas de titânio convencionais.
Ligas α apresentam excelente resistência à corrosão e deformação. O grupo de ligas
denominado tipo α envolve o titânio comercialmente puro (Ti c.p.) em diversos graus de
pureza, que são classificados de acordo com a quantidade de oxigênio e outras impurezas e as
ligas de titânio contendo pequena quantidade de fase β (2-5% em volume) resultante da
adição de elementos β-estabilizadores (LEYENS, 2003).
Ligas near α são ligas clássicas com resistência a altas temperaturas. Esta classe de
ligas é ideal para aplicação em altas temperaturas pois combina as propriedades de excelente
resistência à fluência das ligas α com alta resistência mecânica das ligas α + β. O limite
superior de operação destas ligas é limitado à cerca de 500 à 550 °C.
Ligas α+β são as ligas de titânio mais intensivamente estudadas, testadas e
desenvolvidas, o que é uma vantagem, especialmente na indústria aeroespacial, a maior
consumidora da liga Ti-6Al-4V e corresponde ao tipo de liga de titânio mais popular dentre
todas as classes (mais de 50% de todas as ligas em uso apresentam esta composição).
Ligas β metaestáveis apresentaram grande relevância nas últimas décadas. Estas ligas
podem ser endurecidas até níveis extremamente elevados de resistência mecânica. Além de
apresentarem boa resistência mecânica, as ligas de titânio tipo β possuem boa
conformabilidade a frio, alta temperabilidade e ainda oferecem uma combinação ímpar de
baixo módulo de elasticidade com superior resistência à corrosão. A estrutura complexa
destas ligas permite otimizar as propriedades de resistência mecânica e dureza a partir de
projetos de ligas e controle de processamento termomecânico (LONG & RACK, 1998;
WEISS & SEMIATIN, 1998).
26
2.3. Ligas Ti-Nb-Zr
Ligas de titânio são extensivamente usadas como material em dispositivos para
implantes devido as suas excelentes propriedades de biocompatibilidade, resistência à
corrosão e similaridade em termos físicos e mecânicos com o tecido a ser substituído. As ligas
de titânio (α, α+β, β) possuem alta resistência mecânica e alongamento até a fratura entre 10 à
20%, faixa de valores consideráveis satisfatórios para aplicações cirúrgicas. Além disso, tais
ligas se destacam pelo baixo módulo de elasticidade que, de acordo com a Tabela 2.1
(GEETHA et al., 2009), variam de 55 até 112 GPa, os quais estão mais próximos ao valor
referente ao módulo de elasticidade do osso (17-20 GPa). Quando consideradas apenas as
ligas Ti-β, os valores de módulos de elasticidade são ainda menores, na faixa de 80 GPa.
Logo, são mais promissoras para o uso biomédico em osteointegração. Esse requisito é
imprescindível para evitar o fenômeno de reabsorção óssea, o qual pode gerar a fratura do
tecido ósseo próximo à prótese.
Tabela 2.1: Propriedades mecânicas das ligas biomédicas de titânio (GEETHA et al., 2009).
As ligas de titânio vêm substituindo o aço inoxidável austenítico 316L e as ligas Co-
Cr em aplicações clínicas, já que o aço inoxidável austenítico é susceptível à corrosão
localizada como a corrosão por pite, a corrosão por fresta e a corrosão sob tensão (ASSIS et
al., 2005), enquanto as ligas baseadas na composição Co-Cr apresentam como desvantagem a
alta rigidez, apesar das características vantajosas de resistência mecânica e resistência à
corrosão. Além disso, os módulos de elasticidade dos biomateriais como o aço inoxidável e as
ligas Co-Cr são de 210 e 240 GPa respectivamente.
27
A liga Ti-6Al-4V (α+β) é a mais usada para aplicações ortopédicas atualmente,
entretanto, seu módulo de elasticidade é de 110 GPa, apesar de ser bem menor que o do aço
inoxidável austenítico 316L e das ligas Co-Cr, é cerca de quatro vezes maior que o tecido do
osso cortical (17-20 GPa), como citado anteriormente. Em adição, deve-se considerar também
a toxicidade dos elementos de liga. O vanádio é um elemento altamente tóxico, pois reage
adversamente com os tecidos do corpo humano e o alumínio apresenta efeitos colaterais
genotóxicos e neurológicos como o mal de Alzheimer (LEE et al., 2002; GEETHA, 2004).
Tais fatos têm contribuído e estimulado o desenvolvimento de novas ligas de titânio
para implantes ortopédicos a partir de elementos não tóxicos, em especial as ligas Ti-β devido
ao seu menor módulo de elasticidade em relação às ligas de titânio α e α+β. Além disso, as
ligas Ti-β exibem resistência à corrosão e resposta tecidual superior às ligas de titânio do tipo
α+β e ainda apresentam a capacidade de deformação à frio, o que diminui o custo de
fabricação, criando uma vantagem para se tornar comercialmente disponível.
Atualmente, o uso de nióbio como elemento β estabilizador para o desenvolvimento
de ligas com baixo módulo de elasticidade para o uso biomédico tem atraído muita atenção
(SEMLITSCH, 1992; OKAZAKI, 2001; CUI & PING, 2009). Atendo-se a isso, também é
fato que o Brasil possui a maior reserva mapeada de niobio com jazidas nos estados de Minas
Gerais, Amazonas e Goiás (ALVES & COUTINHO, 2015).
O diagrama de equilíbrio de fases do sistema Ti-Nb apresentado na Figura 2.3
(OKAMOTO et al., 1996) é do tipo isomorfo, sem reações invariantes ou transformações
congruentes (CALLISTER, 2002; SHACKELFORD, 2008). Existem duas fases estáveis no
sistema Ti-Nb. A fase α, que é hexagonal compacta (HCP), e a fase β, que é cúbica de corpo
centrado (CCC). Acima de 882,5 °C, Ti-α é instável em relação ao Ti-β à pressão atmosférica.
Figura 2.3: Diagrama de fases do sistema binário Ti-Nb (OKAMOTO et al., 1996).
28
O nióbio puro tem estrutura cúbica de corpo centrado (CCC) e quando há um aumento
na concentração do teor do mesmo, o equilíbrio de fases é deslocado, provocando uma
diminuição na temperatura β-transus da liga indicando o caráter β-estabilizador do nióbio. Em
adição, conforme aumenta a porcentagem em massa de nióbio, a temperatura de fusão da liga
será maior, pois o nióbio possui ponto de fusão superior ao titânio (2469 °C).
Ligas do sistema binário Ti-Nb quando submetidas ao aquecimento acima da
temperatura β-transus com posterior resfriamento rápido, não permitem que o equilíbrio seja
alcançado, havendo a formação de fases metaestáveis, as quais são dependentes da
composição química da liga. As fases metaestáveis incluem as fases martensíticas α’ ou α” e a
fase atérmica, que podem ser formadas a partir da fase β. Quando o teor de nióbio é inferior a
15% em massa ocorre a formação de martensita α’, com estrutura cristalina hexagonal. Ligas
com teores de Nb acima dessa porcentagem apresentam a formação da estrutura martensítica
α”, de estrutura ortorrômbica. Contudo, se o teor de Nb ultrapassa um valor crítico ( 36%
Nb), não há a formação de fases martensíticas α’ ou α” e também da fase ωatérmica e a fase β
permanece estável até a temperatura ambiente (CHAI et al., 2008; ILYIN et al., 1997).
O zircônio, que tem propriedades químicas semelhantes ao titânio, é considerado um
elemento biocompatível (EISENBARTH et al., 2004) e pode, portanto, ser usado como
elemento de liga em materiais biomédicos. Uma vantagem relatada da liga de Zr foi o reforço
de solução sólida devido ao seu maior raio atômico em relação aos outros elementos químicos
biocompatíveis usados normalmente (como por exemplo: Ti, Nb, Ta) (ZHOU et al., 2009;
GEETHA, 2004).
Em relação às ligas de titânio, o zircônio usado como elemento de liga, é isomorfo
com as fases α e β do titânio e é considerado um elemento de liga com efeito neutro na
temperatura transus de transformação alotrópica (KHAN et al., 1999). Contudo, este efeito
depende largamente dos outros elementos químicos presentes na liga, sendo que, para o
sistema Ti-Nb-Zr o efeito de estabilização da fase β promovida pelo zircônio aumenta com o
aumento do conteúdo dos outros elementos β-estabilizadores, neste caso o nióbio (ABDEL-
HADY et al., 2006).
Estudos recentes demonstram que a adição de pequeno teor de Zr em ligas β
metaestáveis possibilita a supressão de fases metaestáveis formadas durante o resfriamento
rápido, como a fase martensita ortorrômbica (α”) e a fase ômega isotérmica (ωisotérmica),
estabilizando assim a fase β (HAO et al., 2006; WANG et al., 2007). Deste modo, o zircônio
29
dificulta a transformação martensítica em ligas Ti-β podendo ser usado para controlar a
microestrutura e consequentemente as propriedades mecânicas das ligas de titânio. Para este
fim, é necessária uma compreensão completa do efeito de Zr sobre as ligas deste sistema.
Além disso, a adição de Zr resulta em elevado nível de compatibilidade sanguínea
quando utilizado em implantes e conduz a uma melhor resistência à corrosão devido à
formação de uma camada de óxido muito estável (JEONG et al., 2011). Neste contexto, as
ligas Ti-Nb-Zr são escolhas plausíveis para implantes, uma vez que estes materiais possuem
um módulo de elasticidade inferior ao da liga Ti-6Al-4V e consiste de elementos não tóxicos.
2.4. Tratamentos de superfície
Dependendo do tipo de aplicação desejada e/ou da localização do dispositivo
biomédico implantável, existem diferentes fatores a considerar. Por exemplo, se o dispositivo
biomédico se destina a ser um implante que terá contato direto com a corrente sanguínea
(cateter, enxerto e stent), a hemocompatibilidade dos biomateriais é crucial, enquanto que
para aplicações ósseas, a osteointegração é o parâmetro chave. Portanto, a fim de melhorar o
desempenho dos biomateriais em sistemas biológicos, há necessidade de sua modificação
superficial, pois a resposta dos mesmos depende inteiramente das suas propriedades
superficiais (VASILEV et al., 2010).
A superfície dos implantes à base de titânio desempenha papel significativo na
integração do implante no corpo humano e desta forma, diferentes modificações de superfície
são necessárias para se alcançar os seguintes objetivos: melhorar a bioatividade, a
biocompatibilidade, a compatibilidade com o sangue e a resistência ao desgaste e à corrosão
de forma a obter as características desejadas de rugosidade, molhabilidade e energia de
superfície (SOBIESZCZYK, 2010).
Existem várias abordagens possíveis para modificar a superfície de materiais
metálicos, incluindo os métodos mecânicos, químicos e físicos expostos na Tabela 2.2. Estes
métodos são utilizados para modificações morfológicas que melhoram suas características e
atividades celulares quando comparadas com materiais convencionais sem tratamentos de
superfície, como o aumento da rugosidade e o deslocamento da escala topográfica de micro
para nanoescala, estes responsáveis pela adesão celular juntamente com a distribuição de
carga e a química do material (DIEBOLD, 2003; PUCKETT et al., 2010).
Os métodos mecânicos de modificação de superfície promovem a formação de
estruturas com maior rugosidade em relação ao material sem modificação superficial por estes
30
métodos, o que leva a uma maior área superficial e resulta em melhor contato na interface
superfície do implante-osso, maior retenção mecânica após a implantação e maior
biomineralização (SOBIESZCZYK, 2010). Este tratamento superficial também altera a
espessura do óxido e portanto, a biocompatibilidade dos implantes de titânio, que está
diretamente associada com o óxido na sua superfície.
A modificação da rugosidade do material influencia outras propriedades físico-
químicas, isto é, quanto maior a rugosidade, maior a densidade de carga eletrostática na
superfície local (GONGADZE et al., 2011; GONGADZE et al., 2013) e energia de adesão, o
que altera a orientação e a ligação das células, influenciando a morfologia celular e o
crescimento. (DAVIES, 1991; BOYAN, 1995). Resultados in vitro indicaram uma correlação
entre rugosidade superficial, ligação celular e atividade osteoblástica (HAN et al., 1998;
WEBSTER & EJIOFOR, 2004).
O desempenho a longo prazo dos implantes cirúrgicos é frequentemente restringido
pelas suas propriedades superficiais. A deficiente propriedade tribológica do titânio e de suas
ligas, como a baixa resistência ao desgaste, é uma desvantagem que reduz a vida útil dos
implantes, sendo muitas vezes necessária outra intervenção cirúrgica para troca do implante
(GEETHA et al., 2009). Este problema pode ser superado em grande medida por
revestimentos de superfície adequados por meio de métodos físicos de modificação de
superfície, em que não há reação química e a camada, película ou revestimento de superfície
modificada no substrato de titânio é atribuída/o principalmente à energia térmica, cinética e
elétrica envolvida.
Os métodos químicos de modificação de superfície fornecem materiais com
características de superfície bioativas e são baseados em reações químicas que ocorrem na
interface entre o substrato e a solução. Tais tratamentos podem melhorar a
biocompatibilidade, bioatividade ou condutividade óssea e resistência à corrosão.
Dentre as técnicas de modificação de superfícies, a funcionalização ou modificação
química é a mais abrangente, no tocante as variações e possibilidades. Geralmente é realizada
a imobilização de um ou mais grupos químicos na superfície do biomaterial a ser modificado
para permitir especificidade, seletividade e orientação conformacional de proteínas e outras
biomoléculas que entram em contato com o biomaterial na interface. Suas propriedades de
biocompatibilidade e bioatividade são significativamente alteradas para obtenção do
desempenho funcional desejado (ORÉFICE et al., 2000).
31
Tabela 2.2: Métodos de modificação de superfície para dispositivos biomédicos implantáveis
de titânio e suas ligas.
Métodos de modificação de superfície Objetivo
Métodos mecânicos Referências
Aumento da adesão a
partir de topografias
de superfície
específicas
-Usinagem
-Lixamento
-Polimento
-Jateamento
(MOLITOR et al.,2001)
(GBURECK et al., 2003)
(WOOD, 1982)
(KERN & THOMPSON, 1994)
Métodos químicos Referências
Aumento da
biocompatibilidade,
bioatividade e
condutividade óssea.
Aumento da
resistência à corrosão.
Remoção de
contaminação.
-Tratamento ácido
-Tratamento alcalino
-Tratamento com H2O2
-Tratamento sol-gel
-Oxidação anódica
-Deposição química de vapor
(CVD)
-Métodos bioquímicos
(LU et al., 2007)
(PATTANAYAK et al., 2009)
(ASSIS & COSTA, 2006)
(BRINKER & SCHERER, 2013)
(DIAMANTI & PEDEFERRI,
2007)
(OHRING, 2001)
(BARAM et al., 2009)
Métodos físicos Referências
-Pulverização térmica,
pulverização de chama,
pulverização de plasma,
combustível de oxigênio de alta
velocidade (HVOF), pulverização
com arma de detonação (DGUN)
-Deposição física de vapor (PVD)
-Implantação iônica
-Tratamento de plasma de
descarga luminescente
(HEIMANN, 2008)
(CHIU et al., 2007)
(KRUPA et al., 2001)
(AN & LEE, 2006)
Aumento da
resistência ao
desgaste, corrosão e
biocompatibilidade
32
2.5. Oxidação anódica
A oxidação anódica, também chamada de anodização eletroquímica ou simplesmente
anodização, é um tratamento eletroquímico de superfície que pode ser usado para controlar a
espessura de uma camada de dióxido de titânio formada sobre uma superfície metálica de
titânio, desempenhando deste modo, um excelente papel em relação à biocompatibilidade de
implantes pois aumenta a osteointegração através da melhor adesão da camada de
hidroxiapatita depositada sobre o TiO2. Além disso, este procedimento tem a vantagem de ser
simples, versátil, ter um ótimo custo-benefício e permitir a deposição dos íons contidos no
eletrólito sobre a camada de óxido.
Em 1999, a anodização foi utilizada pela primeira vez na síntese de uma estrutura
porosa de TiO2 sobre uma chapa de titânio utilizando como eletrólito uma solução de ácido
crômico/ácido fluorídrico (ZWILLING et al., 1999). Em 2001, arranjos de nanotubos de TiO2
auto-ordenados por anodização foram produzidos em uma chapa de titânio comercialmente
puro em uma solução aquosa contendo 0,5%-3,5% em massa de ácido fluorídrico (GONG et
al., 2001).
As características de uma superfície modificada por anodização (comprimento,
diâmetro e espessura da parede do tubo) podem variar de acordo com o tipo e concentração
dos eletrólitos, bem como as variáveis de processamento utilizados durante o tratamento
eletroquímico. O processo, esquematizado na Figura 2.4 (MACAK et al., 2007), é baseado
em reações de oxi-redução e consiste de uma célula eletroquímica contendo um eletrodo
positivo (ânodo – metal a ser anodizado) e um eletrodo negativo (cátodo – material inerte ao
meio eletroquímico que será tomado como referência), imersos em uma solução ácida.
Aplica-se uma diferença de potencial entre os eletrodos que resulta na formação de um campo
elétrico entre eles, o qual será responsável pela dissolução do metal e formação da camada de
óxido na sua superfície.
De forma geral, o mecanismo de anodização é governado pela composição do
eletrólito, pela tensão aplicada (ou densidade de corrente aplicada), pela temperatura e pelo
tempo da reação. Ao se alterar um desses parâmetros, ao final do processo pode-se obter
camadas de óxido com diferentes estruturas, morfologias e composições químicas (MOR et
al., 2006).
33
Figura 2.4: Arranjo experimental do processo de oxidação anódica, representado por uma
célula eletroquímica de dois eletrodos conectada à uma fonte de tensão (MACAK et al., 2007).
O crescimento anódico da camada compacta de óxido na superfície metálica e a
formação dos nanotubos são, de maneira sintetizada, resultado de uma competição entre a
oxidação eletroquímica do titânio na superfície do metal e a dissolução química da camada de
TiO2 causada pelos íons fluoreto presentes no eletrólito, representadas pelas equações (1) e
(2) respectivamente (GALSTYAN et al., 2011; SREEKANTAN et al., 2010).
Ti4+
+ 2H2O TiO2 + 4H+ (1)
TiO2 + 6F- + 4H
+ [TiF6]
2- + 2H2O (2)
Na reação de número (1), uma camada barreira de óxido é formada na interface
eletrólito-metal. As espécies de metal oxidado reagem com os íons O2-
da molécula de água
para formar uma camada de óxido. O crescimento de óxido adicional é controlado pelo
transporte de íons (O2-
e Ti4+
) auxiliado pelo campo elétrico através do óxido em crescimento.
Como o sistema está sob uma tensão aplicada constante, o campo dentro do óxido é
progressivamente reduzido pela espessura de óxido crescente, sendo assim, o processo é auto-
limitante (MOR et al., 2006).
Na reação de número (2) com a presença de íons fluoreto, há a formação do complexo
octaédrico [TiF6]2-
solúvel em água e além disso, o pequeno raio iônico torna o fluoreto
34
adequado para penetrar na crescente rede de TiO2 e ser transportado através do óxido pelo
campo aplicado (competindo assim com o transporte de O2-
). A capacidade de formação do
complexo conduz a um ataque químico permanente (dissolução) do TiO2 formado e impede a
precipitação de Ti(OH)xOy à medida que os íons Ti4+
que chegam à interface óxido/solução
podem ser solvatados para [TiF6]2-
, antes de reagir e formar uma camada precipitada de
Ti(OH)xOy (MOR et al., 2006).
Assim, de acordo com a Figura 2.5 (GALSTYAN et al., 2011), é possível resumir a
formação anódica dos arranjos de nanotubos em etapas. Na primeira etapa é formada uma
camada barreira de óxido na interface eletrólito-metal. Em seguida, pequenos pites aparecem
na superfície devido à dissolução da camada de óxido e a difusão do eletrólito nestes defeitos
aumenta a velocidade de dissolução em comparação com outras áreas. Os pites aumentam e
são interligados aos pites vizinhos. Na sequência, poros iniciais são formados a partir dos
pites e conduz à formação aleatória de estrutura porosa. À medida que a anodização
prossegue, as regiões interporos são também atacadas pelos íons fluoreto, que geram
depressões nestas partes, o que resulta na formação de nanotubos.
Figura 2.5: Diagrama esquemático da evolução de um arranjo de nanotubos por meio de
anodização no modo potentiostático (GALSTYAN et al., 2011).
O perfil de uma curva de anodização pode ser representado pelo gráfico da densidade
de corrente em função do tempo como expressado na Figura 2.6 (OTTONE et al., 2014). A
curva mostra três regimes: nas fases iniciais de anodização, região a) uma camada compacta
de óxido é formada. Na região b) um aumento de corrente ocorre e inicialmente poros
nanométricos são formados penetrando na camada compacta de óxido (a corrente aumenta
com o aumento da área reativa). Estes pites localizados atuam como centros de formação de
poros que, subsequentemente, são convertidos em poros distribuídos uniformemente sobre
toda a superfície. Os poros começam a crescer na parte inferior com o movimento para o
interior da camada de óxido. Na região c) a corrente cai lentamente enquanto uma camada de
nanotubos regular é formada.
35
Figura 2.6: Gráfico da densidade de corrente em função do tempo, mostrando o perfil de uma
curva de anodização (OTTONE et al., 2014).
2.6. Aplicações dos nanotubos de TiO2
2.6.1. Implantes em ortopedia e odontologia
Implantes ortopédicos e dentários são dependentes da resposta de dois tipos de células,
as células osteoblásticas (osteoblastos) presentes no tecido ósseo e as células-tronco
mesenquimais (MSCs) osteo-progenitoras, sendo as últimas capazes de promover a
diferenciação específica em osteoblastos. Deste modo, é interessante estudar os fatores que
elevam o potencial da diferenciação osteogênica, gerando uma maior osteointegração a partir
da geração de uma população madura de células cuja função é a construção óssea
(BRAMMER et al., 2011).
Em pesquisas recentes, a utilização de nanoestruturas e de superfícies topográficas
com características específicas capazes de permitir a ligação de MSCs e promover a
36
diferenciação osteogênica tem demonstrado efeitos positivos na diferenciação específica das
células-tronco mesenquimais (DALBY et al., 2008).
Além da adesão de osteoblastos in vitro, experiências in vivo com suínos domésticos
adultos mostraram que implantes revestidos com uma camada de nanotubos podem melhorar
a expressão do colágeno tipo I e da proteína BMP-2 propiciando maiores contatos ósseos com
implantes e assim um forte crescimento ósseo com maior adesão (VON WILMOWSKY et
al., 2009). Diversos outros estudos mostraram o aumento significativo da formação de
minerais através da formação de hidroxiapatita em superfícies modificadas com TiO2 em
comparação com materiais sem modificação superficial (TSUCHIYA et al., 2006). A
estrutura nanotubular é ótima para incorporar precursores que promovem a formação e a
nucleação de hidroxiapatita.
2.6.2. Aplicações osteocondrais
A cartilagem articular é um tecido avascular com número limitado de condrócitos,
com pequena capacidade de reparo após uma lesão aguda. Atualmente, o tratamento de lesões
de cartilagem articular é focado na regeneração do tecido lesado (BITTENCOURT, 2008).
Uma técnica promissora capaz de sintetizar e manter a matriz cartilaginosa é o
desenvolvimento de cartilagem artificial através de uma cultura de células de condrócitos
(FEDEWA et al., 1998). A dificuldade deste processo está na adesão do tecido cartilaginoso
com o osso. Uma estratégia empregada é o desenvolvimento de um substrato duplamente
funcional que suporte o crescimento e fixação do tecido de cartilagem em uma extremidade e
que promova a osteointegração em outra extremidade.
Verificou-se que não só a porosidade, mas também a geometria da superfície e a
topografia têm efeitos positivos no comportamento dos condrócitos (BHARDWAJ et al.,
2001). Desta maneira, substratos modificados superficialmente com uma camada de TiO2
mostram uma alternativa ao tratamento de lesões deste tipo. A sua capacidade de conexão
estrutural e funcional direta ao osso vivo já foi comprovada previamente na sessão de
implantes ortopédicos e dentários.
O crescimento e a fixação do tecido cartilaginoso foram verificados com o estudo de
um substrato de Ti comercialmente puro com e sem camada nanotubular em uma cultura de
células de condrócitos. Quando há a presença de uma camada nanoestruturada de TiO2, a
matriz extracelular fibrilar se estende em todas as áreas da célula de condrócito criando uma
rede densa sobre os substratos de nanotubos. Já o Ti sem modificação de superfície não possui
37
sinais estruturais de superfície que sinalize a produção e organização das fibras (BRAMMER
et al., 2011).
A formação de fibras densas a partir da proteína ECM na superfície dos nanotubos
pode ser explicada devido às dimensões da parede dos nanotubos de TiO2 tendo uma
geometria que pode auxiliar na formação das fibras. As células podem ser localizadas no topo
dos poros, ancoradas possivelmente na ponta das paredes dos nanotubos e confinadas pelo
contorno do tubo.
Portanto, implantes de Ti com as superfícies recobertas com nanotubos de TiO2 podem
ser potencialmente utilizados em aplicações clínicas para lesões de cartilagem articular devido
a sua dupla funcionalidade. Ou seja, apresenta osteointegração acelerada para a superfície do
osso articular existente na interface de contato com o implante, e ainda permite acelerar a
regeneração do tecido da cartilagem, proporcionando efeitos de nanoestruturação de
superfícies nos condrócitos, conforme mostra diagrama esquemático da Figura 2.7
(BRAMMER et al., 2011).
Figura 2.7: Ilustração esquemática de um implante de Ti revestido com nanotubos de TiO2
para regeneração do tecido cartilaginoso e osteointegração (BRAMMER et al., 2011).
2.6.3. Liberação continuada de drogas
Na administração convencional de fármacos, os mesmos são distribuídos para todo o
corpo e não para o local específico de interesse. Neste contexto, há esforços nas áreas de
engenharia e medicina na promoção de métodos mais promissores para controlar a liberação
de fármacos (MAINARDES & SILVA, 2004).
38
A geometria das matrizes de nanotubos de TiO2 sugere que o material pode ser
usado como uma cápsula de administração de fármaco. As moléculas longas de fármacos ou
hormônios ligados a uma superfície de nanotubos podem ser liberadas fotocataliticamente,
aproveitando-se da alta capacidade fotoativa do TiO2. Além das reações induzidas por
radiação ultravioleta, a liberação de fármacos ou hormônios também pode ser ativada
eletricamente (catálise induzida por tensão) (SONG, 2010) ou, mais importante, por raios-X,
que permitem tratamentos in vivo através de tecido selecionado (SCHMIDT-STEIN et al.,
2009). Desta maneira, os nanotubos de TiO2 podem ser preenchidos com partículas
magnéticas de Fe3O4 e assim, serem guiados magneticamente para locais desejados. Esses
nanotubos magnéticos de TiO2 podem ser utilizados diretamente para reações fotocatalíticas
com células ou tecido, por exemplo para a morte seletiva de sítio de células cancerígenas
conforme esquema na Figura 2.8 (SHRESTHA et al., 2009).
Figura 2.8: Diagrama mostrando o princípio de liberação de moléculas fotoativas ligadas à
nanotubos magnéticos TiO2 funcionalizados após irradiação com luz UV.
Um mecanismo de preenchimento e liberação de fármacos ainda mais elaborado foi
demonstrado fazendo-se uso da estrutura nanotubular de TiO2, a qual apresenta natureza
hidrofílica. Porém ao se acoplar uma tampa hidrofóbica, os nanotubos passam a ter uma
estrutura anfifílica, fornecendo um sistema de liberação de fármaco altamente controlável que
impede a liberação não controlada do medicamento hidrofílico em um ambiente aquoso, não
permitindo que a água (fluido corporal) entre nos tubos, a menos que sejam abertos por uma
interação foto-catalítica ou por raios-X. Uma vez que a camada hidrofóbica é removida, os
fluidos corporais podem penetrar e por difusão carregar os fármacos hidrofílicos presente
dentro dos nanotubos (SONG et al., 2009).
39
2.7. Dióxido de titânio (TiO2)
O dióxido de titânio se cristaliza em três estruturas principais diferentes: rutilo, anatase
e bruquita, cujas propriedades estão expostas na Tabela 2.3 (GRANT, 1959; SAMSONOV,
2013; PASCUAL et al., 1978; AMTOUT & LEONELLI, 1995; TANG et al., 1995;
MATTSSON & OSTERLUND, 2010). Outras estruturas também existem, como por
exemplo, a cotunita, a qual pode ser sintetizada em altas pressões e é um dos materiais
policristalinos mais duros conhecidos (DUBROVINSKY et al., 2001).
Tabela 2.3: Propriedades físico-químicas das estruturas alotrópicas do dióxido de titânio
(rutilo, anatase e bruquita).
Propriedade Rutilo Anatase Bruquita
Estrutura cristalina Tetragonal Tetragonal Ortorrômbica
Átomos por cela unitária (Z) 2 4 8
Parâmetros de rede (Å) a = b = 4,584,
c = 2,953
a = b = 3,782,
c = 9,502
a = 5,436, b = 9,116, c
= 5,135
Grupo espacial 𝐷4ℎ14 - P42/mnm 𝐷4ℎ
19 - I41/amd 𝐷2ℎ15 - Pbca
Densidade (g/cm3) 4,245 3,893 4,119
Volume molar (cm3/mol) 18,817 20,519 19,393
Dureza (mohs) ~7 ~6 ~6
Índice de refração 3,0 2,5 2,6
Energia de formação (kJ/mol) 945 939 942
Banda (eV) 3,0 3,4 3,3
Constante dielétrica (ε) 110 48 78
Os dados experimentais do TiO2 como bruquita são limitados devido à sua raridade e
difícil preparação (DAMBOURNET et al., 2009). Contudo, apenas as estruturas rutilo e
anatase exercem papéis em aplicações do TiO2 e são de interesse aqui pois já foram estudadas
com técnicas de ciência de superfície. O rutilo é estável, enquanto a anatase é metaestável e as
suas respectivas células unitárias estão mostradas na Figura 2.9. Estes polimorfos exibem
estruturas distintas e consequentemente propriedades diferentes. A anatase se transforma
irreversivelmente em rutilo em temperaturas elevadas. Esta transformação não apresenta uma
única temperatura e os processos que estão envolvidos na transformação, bem como os
40
métodos para inibir ou promover esta transformação não foram revistos de forma abrangente
até o momento (HANAOR & SORRELL, 2011).
Figura 2.9: Representações das estruturas cristalinas das formas alotrópicas do dióxido de
titânio, TiO2 : a) rutilo e b) anatase.
A estrutura básica de ambas células unitárias consiste de um átomo de titânio cercado
por seis átomos de oxigênio em uma configuração octaédrica mais ou menos distorcida. Em
cada estrutura, as duas ligações entre o titânio e os átomos de oxigênio nos ápices dos
octaedros são levemente mais longas. Um desvio considerável de um ângulo de 90 graus é
observado na anatase. No rutilo, os octaedros vizinhos compartilham um vértice ao longo da
direção <1 1 0> e são empilhados com seu eixo longo alternado por 90 graus. Na anatase, os
vértices partilhados do octaedro formam planos (001). Eles estão conectados por meio de seus
vértices com o plano do octaedro abaixo. Em ambas estruturas de TiO2, o empilhamento dos
octaedros resulta em átomos de oxigênio coordenados três vezes (LANDMANN et al., 2012).
41
2.8. Transformação Anatase-Rutilo
O controle das condições que afetam a cinética da transformação de fase anatase-rutilo
é de interesse considerável para diversas áreas da ciência e tecnologia. Como para o caso de
processos e aplicações em altas temperaturas, tais como sensores de gás e membranas porosas
de separação de gás (KUMAR et al., 1994; PENN & BANFIELD, 1999; ROTHSCHILD et
al., 2003), e também, na calcinação de nanotubos de TiO2, onde a transformação de fase pode
ocorrer, alterando assim as propriedades e o desempenho destes materiais e dispositivos.
Portanto, o entendimento da estabilidade das estruturas polimórficas de TiO2 e da cinética de
sua transformação de fase são de fundamental interesse para compreensão dos processos
envolvidos e de seu controle, objetivando obter microestruturas de uma única fase ou mistura
de fases, dependendo do objetivo da aplicação. Como por exemplo, quando se deseja a
obtenção de uma fase específica, tal como o rutilo, há necessidade da manipulação dos
materiais e das condições de processamento de modo a favorecer o aumento da produção do
rutilo.
A cinética de transformação de fase do TiO2 depende significativamente dos
parâmetros, tempo e temperatura. Em termos da temperatura, a anatase começa a se
transformar irreversivelmente em rutilo a aproximadamente 600 °C (GHOSH et al., 2003;
HIRANO et al., 2003; LI et al., 2005). Entretanto, as temperaturas de transição relatadas na
literatura variam entre 400-1200 °C (HIRANO et al., 2003; CARP et al., 2004; KIM et al.,
2001; SHANNON & PASK, 1965; ZHANG & BANFIELD, 2000; GOUMA & MILLS,
2001; ZHANG et al., 2008) devido às matérias-prima, aos métodos de processamento e à
utilização de diferentes métodos de determinação das temperaturas de transição, os quais
afetam o processo de transformação de fase. Em termos do tempo, a transformação de fase de
anatase para rutilo não é instantânea, pois é reconstrutiva ou seja, envolve a quebra e a nova
formação das ligações (SHANNON & PASK, 1965; JAMIESON et al., 1969; RAO, 1961).
Assim sendo, a cinética de transformação de fase deve ser avaliada e interpretada em
função de todos os parâmetros e fatores que influenciam as condições de temperatura e tempo
propostas. Esses parâmetros e fatores para a anatase não dopada são: morfologia de partícula,
área superficial, atmosfera, volume da amostra, método de preparação da amostra, taxa de
aquecimento e impurezas (HANAOR & SORRELL, 2011).
A transição de fase anatase para rutilo é um processo que envolve os estágios de
nucleação e crescimento (PENN & BANFIELD, 1999; SHANNON & PASK, 1965). A
42
maioria das transformações de fase não ocorre instantaneamente. Ao contrário, elas começam
pela formação de numerosas partículas pequenas da(s) nova(s) fase(s), as quais aumentam em
tamanho até que a transformação tenha terminado. A nucleação envolve o surgimento de
partículas ou núcleos, muito pequenas da nova fase (que consistem, com frequência, em
apenas umas poucas centenas de átomos), que são capazes de crescer. Durante o estágio de
crescimento, esses núcleos aumentam em tamanho, o que resulta no desaparecimento de parte
ou de toda a fase original. A transformação atinge o seu final se for permitido que o
crescimento dessas partículas da nova fase prossiga até que uma fração de equilíbrio seja
alcançada.
A transformação de fase anatase-rutilo envolve uma contração da estrutura e um
movimento dos íons Ti4+
e O2-
, de modo que ocorra o rearranjo destes íons na estrutura do
TiO2. Sucintamente, duas das seis ligações Ti-O da anatase se rompem e se reorganizam de
uma maneira ligeiramente distorcida formando a estrutura de rutilo. Devido a sua natureza
irreversível, não há equilíbrio de fase envolvido nessa transformação e, portanto, não tem
qualquer temperatura de transição específica (RIYAS et al., 2007).
A transição anatase-rutilo pode ser facilitada ou dificultada pela presença de elementos
de liga dopantes em substratos à base de Ti, que alteram a temperatura de transformação de
fase do TiO2, assim como, modificam a cinética de transformação (REIDY et al., 2006).
Esses elementos de liga dopantes, em especial os catiônicos, substituem os cátions de
Ti4+
na estrutura de anatase quando o número de valência é igual a 4. Já quando este número é
superior a 4, há a eliminação de vacâncias de oxigênio e a formação e ocupação de interstícios
na estrutura do TiO2. Por exemplo, a adição de Nb assim como de Zr ao TiO2 influencia no
comportamento de transformação de fase anatase-rutilo, inibindo a transição, o que eleva a
estabilidade da estrutura de anatase em maiores temperaturas (VERISSIMO et al., 2014).
Os efeitos dos cátions dopantes em termos das valências e dos raios iônicos estão
ilustrados na Figura 2.10.
43
Figura 2.10: Comportamento da transformação de fase anatase-rutilo em função dos
elementos dopantes catiônicos (HANAOR & SORRELL, 2011).
2.9. Corrosão eletroquímica
Em relação às características de corrosão do titânio e suas ligas, há a formação de
filmes passivos/protetores em suas respectivas superfícies, sendo que este filme tem origem
na reação envolvendo o titânio presente na liga com o oxigênio do meio e consiste
principalmente de dióxido de titânio (TiO2) amorfo, cujas propriedades físico-químicas,
biológicas e estabilidade à longo prazo exercem um papel decisivo na biocompatibilidade dos
implantes (YU & SCULLY, 1997).
A formação de TiO2, além de ser termodinamicamente favorável ou seja é espontânea
(G<0), pode ser feita pelo método sol-gel, da deposição eletroforética e da anodização
eletroquímica, de modo que os parâmetros destes processos influenciam as características
morfológicas da camada produzida e tem efeito sobre a propriedade de corrosão dos metais
sobre as quais está depositada a camada de óxido.
44
A corrosão de biomateriais metálicos é dependente de vários fatores como a
composição química e microestrutura do material, e constitui importante aspecto a ser
considerado, uma vez que a mesma pode afetar a integridade física pela redução do
desempenho mecânico e, consequentemente, funcional aliado aos efeitos deletérios causados
pelos produtos de corrosão à biocompatibilidade destes materiais.
Os implantes metálicos introduzidos no corpo humano estão sujeitos ao ataque de
íons inorgânicos e de componentes orgânicos agressivos presentes no ambiente fisiológico,
além das tensões resultantes do uso da prótese que causam fratura e abrasão da película de
óxido, resultando na corrosão dos implantes metálicos (BALAMURUGAN et al., 2008).
Particularmente no ambiente oral, os nanotubos TiO2 auto-organizados podem ser atacados e
degradados por íons agressivos, como Cl- e F
-. Quando a corrosão ocorre, a integridade e a
estrutura dos nanotubos podem ser destruídas e, por isso, a estabilidade eletroquímica dos
nanotubos TiO2 é fundamental para os implantes dentários no ambiente oral.
Portanto, a caracterização do comportamento corrosivo de implantes metálicos é de
extrema importância e pode ser realizada por técnicas eletroquímicas como a determinação do
potencial de corrosão e da interpretação das curvas de polarização e de espectroscopia de
impedância eletroquímicas experimentais, cujo conhecimento é extremamente válido tanto em
investigação de processos corrosivos como na avaliação e acompanhamento de sistemas de
proteção anticorrosivos.
Na técnica de espectroscopia de impedância eletroquímica aplica-se um potencial de
corrente alternada com diferentes valores de frequência, consistindo em promover uma
perturbação senoidal de um potencial de pequena amplitude aplicada ao eletrodo de trabalho
em um amplo intervalo de frequência.
A espectroscopia de impedância eletroquímica é uma técnica de caracterização elétrica
não destrutiva que permite estudar o comportamento geral de um sistema no estado
estacionário em que diversos processos correlatos ocorrem em velocidades distintas durante a
realização da medida. Esta técnica tem sido amplamente estudada para a avaliação do
comportamento eletroquímico de sistemas corrosivos e/ou processos eletrocatalíticos
(ALVES et al., 1998; ALVES et al., 1994; DE ANDRADE & BOODTS, 1998; DE
ANDRADE et al., 1998). Apresenta como vantagens a utilização de sinais pequenos que não
perturbam as propriedades dos eletrodos, taxas de corrosão podem ser medidas em meios de
baixa condutividade, possibilita diferenciar processos com tempos característicos distintos e
além disso, determinar a resistência de polarização e a capacitância da dupla camada.
45
A simulação dos resultados experimentais utilizando circuitos elétricos equivalentes
fornece modelos que permitem descrever a resposta da interface eletroquímica em termos de
elementos passivos de um circuito elétrico, além de avaliar os efeitos de variáveis como,
tempo de imersão, tratamento superficial e suas influências na resistência à corrosão
(CAMPESTRINI et al., 2001). Entretanto, a representação do circuito elétrico equivalente
deve ser feita com informações das propriedades e estrutura do sistema avaliado, de modo que
a simulação possua representatividade.
46
3. PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL
O procedimento experimental deste trabalho foi realizado almejando alcançar os
objetivos traçados previamente. Desta maneira, o estudo foi dividido em etapas, as quais estão
esquematizadas através do fluxograma exposto na Figura 3.1 e detalhados nas seções
subsequentes.
Figura 3.1: Fluxograma da metodologia experimental aplicada no trabalho.
3.1. Preparação das Ligas
A primeira etapa do processo de preparação das ligas envolveu a decapagem química
dos metais: titânio e nióbio, para remoção dos respectivos óxidos metálicos depostos na
camada superficial dos metais, os quais se não removidos, alterariam a qualidade e
propriedades do produto fundido, interferindo nos resultados finais. O zircônio foi utilizado
em grânulos, o que dispensou o processo de decapagem ou tratamento prévio. A procedência
da matéria-prima e respectivas soluções de decapagem estão dispostas na Tabela 3.1.
47
Tabela 3.1: Informações sobre os metais utilizados na preparação das ligas.
Metal Pureza (%) Origem Decapagem química
Titânio 99,8 Titânio Brasil LTDA 3 HNO3 : 1 HF (v/v)
Nióbio 99,9 CBMM 5 H2SO4 : 2 HNO3 : 2 HF : 1 H2O (v/v)
Zircônio 99,9 Aldrich −
Em seguida, pedaços suficientemente pequenos dos metais previamente decapados
foram cortados para a acomodação no interior de um cadinho de cobre para posterior fundição
em forno a arco voltaico, utilizando-se para este fim guilhotina manual ou tesoura de chapa.
Os elementos metálicos tiveram suas massas aferidas a partir de uma balança semi-analítica
(Gehaka, BK400II) objetivando obter lingotes de 100 gramas e além disso, conferir a
proporção em massas dos elementos metálicos para as ligas desejadas, cujas composições
químicas estão dispostas na Tabela 3.2.
Tabela 3.2: Composição nominal das ligas (% em massa).
Composição nominal (% em massa)
Ti-35Nb-2Zr
Ti-35Nb-4Zr
No processo de fundição para preparação das ligas, utilizou-se um forno de fusão a
arco voltaico, composto por um sistema de vácuo mecânico e de injeção de gás inerte, que
permite a obtenção de atmosfera controlada na câmara de fusão, sendo esta um
compartimento cilíndrico composto por uma parede dupla de aço inoxidável e por um cadinho
de cobre refrigerado à água. Em sua composição, há também um eletrodo de tungstênio e uma
fonte de rádio frequência, que ioniza o gás argônio, permitindo o fluxo de elétrons entre o
eletrodo e amostra, que possibilita a abertura do arco responsável pela fusão.
O forno a arco voltaico está representado na Figura 3.2, o mesmo dispõe de um fole e
rolamentos que permitem que o plasma gerado seja dirigido em toda extensão do cadinho,
esta propriedade associada ao fato de os lingotes serem constantemente girados no cadinho
durante o processo de fusão, permitiram a completa fusão e a mistura homogênea dos
constituintes da amostra.
48
Figura 3.2: Forno à arco voltaico utilizado para fusão das ligas.
O procedimento de fusão iniciou-se pela limpeza do compartimento interno do forno a
arco voltaico. O cadinho de cobre foi previamente lixado para remoção de fuligem e
impurezas. Posteriormente, o cadinho e a parte interna da câmara de aço inoxidável foram
limpos com papel umedecido em álcool isopropílico. Em seguida, utilizou-se ar comprimido
para secagem e retirada dos resíduos da câmara.
Após o processo de limpeza, os materiais já cortados e pesados, de acordo com a
relação estabelecida anteriormente, foram inseridos no compartimento interno do cadinho de
cobre para o prosseguimento da fundição dos metais e preparação das ligas.
Com os materiais já acomodados no cadinho e dentro da câmara do forno, iniciou-se o
controle da atmosfera interna pelo acionamento da bomba de vácuo por um período de 10
minutos. Após tal período, argônio foi inserido até atingir a pressão de 2,0 bar. Este
procedimento foi repetido por três vezes consecutivas para garantir que a atmosfera no
interior do forno se tornasse inerte.
Ao término de cada processo de fusão, o lingote foi girado dentro do cadinho e
repetiu-se o processo, de forma que a região que estava em contato com o cadinho pudesse
também ser fundida. Tal procedimento foi repetido por cinco vezes, o que leva a completa
homogeneização do lingote do ponto de vista macroscópico. Após a preparação das ligas no
forno a arco voltaico, as mesmas foram submetidas ao tratamento térmico de homogeneização
em forno de aquecimento resistivo. Esse equipamento é composto por um tubo de quartzo
49
envolvido por um resistor elétrico e isolado termicamente por uma manta cerâmica. O
controle de temperatura é feito eletronicamente por sistema realimentado com o auxílio de um
termopar tipo K, o que permite atingir temperaturas de até 1100 ºC. Tal equipamento conta
ainda com sistema de vácuo e de injeção de gás inerte para controle da atmosfera.
A etapa de homogeneização envolveu tratamento térmico à 1000 ºC por 8 horas,
tempo necessário para ocorrer difusão em ligas com altos teores de nióbio. O resfriamento
ocorreu no forno até que esse atingisse a temperatura ambiente com o intuito de eliminar
heterogeneidades resultantes do processo de solidificação.
Em seguida, as amostras foram submetidas ao processo de deformação plástica à
quente, por meio de forjamento rotativo realizado à 1000 ºC, temperatura acima da β-transus,
e resfriadas ao ar. Tal etapa foi necessária para obter barras cilíndricas de formato regular e
permitir o prosseguimento experimental de conformação plástica.
As barras cilíndricas, previamente decapadas para remoção de impurezas, foram
solubilizadas usando tratamento térmico a 1000 ºC por 10 minutos com resfriamento
realizado em água. Após este processo, as amostras foram conformadas pelo processo de
laminação a frio com perfil cilíndrico, em múltiplos passes, obtendo-se cilindros com 11 mm
de diâmetro correspondente a 46% de trabalho a frio (TF).
Posteriormente, os lingotes foram seccionados em discos com 1 mm de espessura em
máquina de corte Struers® Accutom-10 utilizando disco diamantado com variáveis de
velocidade de rotação (3000 rpm) e velocidade de avanço do disco (0,100 mm/s) controladas
para otimização do corte.
Por fim, as amostras foram submetidas a tratamentos térmicos em atmosfera
controlada à 800 °C por uma hora para recristalização, sendo esta temperatura atingida com
uma taxa de aquecimento de 30°C/minuto seguida de resfriamento em água. O diagrama
esquemático da Figura 3.3 detalha a rota de processamento utilizada nas ligas.
50
Figura 3.3: Diagrama esquemático do tratamento térmico realizado nas ligas de titânio (RF:
resfriamento ao forno, RA: resfriamento em água e TF: trabalho à frio).
3.2. Caracterização microestrutural do substrato
3.2.1. Determinação da composição química
A fluorescência de raios-X (FRX) é a uma análise quantitativa e não destrutiva da
composição química de materiais sólidos. Esta técnica é utilizada para detectar com precisão
elementos de massa atômica cujo valor seja maior que a do elemento químico, Al, e é baseada
no efeito fotoelétrico, em que a irradiação por fótons de elevada energia em um átomo
promove a ejeção de elétrons de camadas mais internas da configuração eletrônica. O
preenchimento dessa vacância eletrônica por elétrons de camadas mais externas resulta na
liberação de radiação característica ou radiação fluorescente, cuja intensidade e comprimento
de onda (ou energia) são determinados por meio de um espectrômetro.
A determinação da composição química de forma quali- e quantitativa das amostras
foi feita utilizando o equipamento de fluorescência de raios-X Shimadzu EDX-7000 mostrado
na Figura 3.4 (a).
51
Figura 3.4: Determinação da composição química do substrato por (a) Espectrômetro de
fluorescência de raios-X (Shimadzu EDX-7000) e (b) analisador de elementos intersticiais
oxigênio e nitrogênio (LECO TC400).
A determinação dos elementos intersticiais oxigênio e nitrogênio foi realizada em
analisador de gás Leco Corporation – modelo TC400 expresso na Figura 3.4 (b). A medida da
composição mássica destes elementos intersticiais envolve a fusão do material de análise,
seguida da liberação e detecção dos gases contidos na amostra. Antes da cada medida é
realizada limpeza através do fluxo de gás hélio do cadinho de grafite para retirada de
impurezas.
3.2.2. Caracterização microestrutural
A caracterização microestrutural e análise do tamanho de grão, com base na norma
ASTM E112, foram feitos por meio de microscopia óptica (MO) em microscópio modelo
Olympus BX60M e microscopia eletrônica de varredura (MEV) em microscópio de bancada
Hitachi modelo TM1000.
(a) (b)
52
O microscópio óptico mostrado na Figura 3.5 conta com câmera digital de aquisição
de imagens (Evolution LC Color) e programa de análise de imagens (Image-Pro Plus). A
preparação das amostras foi realizada mediante preparação metalográfica convencional
utilizando lixa com granulometrias #400 e #1200, seguido de polimento com pasta de
diamante de 6,0 µm lubrificado com álcool e polimento final em sílica coloidal 0,03 µm
lubrificado com água, seguido de ataque químico com reagente Kroll composto de 92 mL de
água destilada, 6 mL de ácido nítrico e 2 mL de ácido fluorídrico.
Figura 3.5: Microscópio óptico Olympus BX 60M.
Análise por difração de raios-X (DRX) foi realizada com o intuito de identificar as
fases constituintes das respectivas microestruturas. Os ensaios de difração de raios-X foram
executados em equipamento Panalitycal X-Pert Pro PW3040/60 equipado com detector
PIXcel apresentado na Figura 3.6, empregando-se radiação de Cu-Kα com filtro de Ni. As
análises foram realizadas utilizando fendas de 1/2 e 1, convergente e divergente
respectivamente. Os parâmetros operacionais incluíram tensão de 40 kV, corrente de 30 mA e
intervalo angular de varredura entre 30° ≤ 2θ ≤ 90°. De posse dos espectros de difração, a
identificação das fases foi realizada com o auxílio de banco de dados ICSD (Inorganic Crystal
Structure Database).
Na difratometria de raios-X, o feixe que incide no cristal pode ser difratado por seus
53
átomos. Dessa forma, a difração é função do comprimento de onda do feixe incidente, do
ângulo de incidência e da distância interplanar, correlacionados por meio da equação da Lei
de Bragg: n λ = 2 d sen θ.
Figura 3.6: Difratômetro de raios-X Panalitycal X-Pert Pro PW3040/60.
3.2.3 Caracterização das propriedades mecânicas: Módulo de elasticidade e Dureza
O módulo de elasticidade das amostras foi determinado por meio da técnica de
ultrassom descrito na norma ASTM E-494 (2005). Os ensaios foram realizados com o
equipamento do tipo emissor-receptor de ondas Panametrics-NDT, modelo 5072 PR e com
transdutores de 5 MHz para ondas longitudinais e transversais.
Esta técnica se baseia na determinação das velocidades do som de ondas longitudinais
e transversais na amostra a ser analisada. Aplica-se um pulso de ultrassom por meio do
transdutor, que viaja pelo material até o encontro de uma descontinuidade, o que gera o
retorno do sinal ao transdutor. Com o uso de um osciloscópio é possível determinar o
intervalo de tempo entre o pulso e seu eco e consequentemente, determina-se a velocidade do
som, conforme mostra o diagrama esquemático da Figura 3.7.
54
Figura 3.7: Esquema do ensaio de ultra-som utilizado para determinar o módulo de
elasticidade das amostras.
Usando as velocidades longitudinal (Vl) e transversal (Vs) em conjunto com a
densidade (ρ), esta última obtida pelo método de Arquimedes, é possível determinar o
coeficiente de Poisson (υ) e o módulo de elasticidade (γ) do material através das equações (1)
e (2):
υ =1−2(
VsVl
)2
2−2(VsVl
)2 (1)
γ = 2ρVs2(1 + υ) (2)
Ensaios de dureza Vickers foi realizado nas amostras em equipamento Buehler
modelo Micromet 2100 (Figura 3.8). Nesta técnica, uma pirâmide de diamante com base
quadrada, com um ângulo de 136° entre as faces atua com indentador e aplica uma força (0,2
kgf) por 15 segundos. Após a retirada do indentador, são medidas as diagonais da impressão e
o valor de dureza resulta do quociente da força aplicada em relação à superfície da impressão
de dureza (ponta da pirâmide).
55
Figura 3.8: Microdurômetro Buhler modelo Micromet 2100.
3.3. Produção e caracterização dos nanotubos de TiO2
3.3.1. Anodização eletroquímica
O crescimento de uma camada regular de nanotubos de óxido de titânio (TiO2) nas
ligas Ti-35Nb-2Zr e Ti-35Nb-4Zr, foi realizada pelo método eletroquímico de anodização. As
amostras foram preparadas previamente por lixamento em lixas de granulometria #400 e
#1200, com posterior lavagem em banho de ultra-som em água destilada e isopropanol,
seguida de secagem com fluxo de ar comprimido.
Os ensaios de anodização foram realizados em uma célula eletroquímica composta de
dois eletrodos, como mostrado na Figura 3.9, onde a liga de titânio é o ânodo, ou seja, o
dispositivo metálico (eletrodo de trabalho) conectado ao pólo positivo do circuito elétrico, e
uma chapa de platina, o cátodo (contra-eletrodo), a qual é conectada ao pólo negativo do
circuito elétrico.
56
Figura 3.9: Aparato utilizado para realização dos ensaios eletroquímicos.
Os eletrodos foram separados a uma distância de cerca de 10 mm e mergulhados em
eletrólitos a base de fluoretos, cujas composições está mostrada na Tabela 3.3, o qual esteve
sob agitação mecânica pela ação de um agitador magnético. A célula eletroquímica foi
confeccionada em polietileno de alta densidade (PEAD) com tampa rosqueada de latão
revestida em Teflon, onde as ligas de titânio foram fixadas através de uma fita condutora de
cobre permitindo o contato elétrico. A tensão aplicada à célula eletroquímica foi elevada
gradativamente a uma taxa de 2V/min até atingir o valor final de 20 V ao final dos dez
primeiros minutos de ensaio e mantido constante até o período final de ensaio, de uma ou
duas horas de anodização.
Tabela 3.3: Parâmetros e condições do ensaio eletroquímico de anodização.
Parâmetro Condição
Preparação metalográfica Lixamento até lixa de granulometria 1500
Eletrólitos 0,3/0,5% HF
0,3/0,5% NH4F + 10% H2O + etilenoglicol
Temperatura 25 °C
Tempo do ensaio 3600 / 7200 s
Tensão 20 V
Avaliação Morfologia da camada de nanotubos
57
3.3.2 Tratamento térmico de cristalização do TiO2
Para determinação da temperatura de cristalização e da temperatura de transformação
alotrópica do TiO2, as amostras das ligas Ti-35Nb-2Zr e Ti-35Nb-4Zr previamente
anodizadas em solução aquosa de ácido fluorídrico 0,3% foram tratadas termicamente em
forno resistivo, mostrado na Figura 3.10. As amostras foram aquecidas a uma taxa de
30°C/min até temperaturas que variaram na faixa de 350° C à 850 °C. Após cada temperatura
estipulada ser atingida, era cronometrado o tempo de uma hora para que o forno fosse aberto e
a amostra retirada e resfriada ao ar até a temperatura ambiente. Isto permitiu estabelecer as
temperaturas relacionadas à cristalização da estrutura amorfa em anatase e à transformação da
anatase em rutilo. Em adição, foram definidas temperaturas que resultaram em diferentes
composições da camada regular de nanotubos: apenas anatase e mistura de anatase e rutilo em
proporções aproximadas de 50%.
Figura 3.10: Forno resistivo com temperatura e atmosfera controlada para tratamento térmico
de até 1300 °C.
Após a definição das temperaturas estratégicas de transformações de fase amorfo-
anatase e anatase-rutilo, foi avaliado o efeito do tempo na cinética de transformação. As
amostras foram aquecidas a uma taxa de 30°C/min até as temperaturas desejadas e mantidas
por 0,5, 1 e 4 horas.
A avaliação do efeito das dimensões dos nanotubos nas temperaturas de cristalização e
cinética de transformação de fases do TiO2 também foram realizados utilizando-se amostras
Ti-35Nb-2Zr e Ti-35Nb-4Zr anodizadas em eletrólito a base de etilenoglicol e tratadas
termicamente em similar temperatura e tempos mencionados acima.
58
3.3.3 Caracterização morfológica e estrutural dos nanotubos de TiO2
A Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV) foi utilizada com o intuito de
caracterizar morfologicamente as amostras anodizadas. Foi utilizado um microscópio
eletrônico de varredura de alta resolução (FEG-SEM, do inglês Field Emission Gun-Scanning
Electron Microscope), da marca FEI, modelo Inspect F50 representado na Figura 3.11. As
análises dos filmes de TiO2 foram feitas em alto vácuo, utilizando sinais de elétrons
secundários, tensão de 20 kV, distância de trabalho de 10 mm e spot size de 4.
Figura 3.11: Microscópio eletrônico de varredura FEI Inspect F50.
As imagens de seção transversal foram obtidas a partir de riscos feitos com lâmina na
superfície das amostras, a partir dos fragmentos que se desprendiam da superfície das
amostras anodizadas e que possibilitou a medida da espessura da camada nanoestruturada. Os
diâmetros dos nanotubos foram obtidos a partir da vista superior das imagens de FEG-SEM.
As medidas das seções transversais e longitudinais dos tubos foram calculadas com o auxílio
59
do programa de processamento de imagens (ImageJ®). Para cada nanotubo analisado, foi
calculado um valor de diâmetro baseado em duas medidas de sua seção transversal (média
aritmética).
A análise por difração de raios-X foi realizada visando identificar as diferentes
alotropias do TiO2 das amostras Ti-35Nb-2Zr e Ti-35Nb-4Zr anodizadas e submetidas a
tratamentos térmicos em faixa de temperatura de 350 até 850 ºC. Os ensaios de difração de
raios-X foram executados em equipamento Panalitycal X-Pert Pro PW3040/60 equipado com
detector PIXcel, mostrado na Figura 3.5, empregando-se radiação de Cu-Kα com filtro de Ni.
As análises foram realizadas no modo de ângulo rasante com ângulo de incidência =2° e
fendas de 1/16 e 1/8, convergente e divergente respectivamente. Os parâmetros operacionais
incluíram tensão de 40 kV, corrente de 30 mA e intervalo angular de varredura entre 20° ≤ 2θ
≤ 60°. De posse dos espectros de difração, a identificação das fases foi realizada com o
auxílio de banco de dados ICSD (Inorganic Crystal Structure Database)
3.3.4 Análise da composição química e rugosidade da superfície nanoestruturada
A composição química da superfície das amostras Ti-35Nb-2Zr e Ti-35Nb-4Zr
revestida com nanotubos por anodização eletroquímica e submetida ao tratamento térmico
foram determinadas por espectroscopia de fotoelétrons excitados por raios-X (XPS) usando
equipamento modelo K-Alpha (Thermo Scientific) com fonte Al K sob condição de alto
vácuo (10-10
Torr) representado na Figura 3.12. A energia de ligação foi calibrada utilizando
pico 1s do Carbono ( 284,8 eV).
A técnica de espectroscopia de fotoelétrons excitados por raios-X (XPS) baseia-se no
fato de que cada elemento apresenta um nível de energia característico, o que possibilita
identificar os elementos químicos presentes e seus estados de oxidação, inclusive se os
elementos de liga ou elementos provenientes do eletrólito estão incorporados ao óxido, além
de permitir realizar análise quantitativa pela aferição da espessura da camada de óxido.
Quando um átomo ou molécula absorve um fóton de raio X, um elétron pode ser
ejetado. A energia cinética do elétron depende da energia do fóton (hν) e da energia de
ligação do elétron, isto é, a energia necessária para remover o elétron da superfície. Ao medir
a energia cinética dos elétrons emitidos, é possível determinar quais elementos estão perto da
60
superfície de um material, seus estados químicos e a energia de ligação do elétron. A energia
de ligação depende de uma série de fatores, incluindo: o elemento a partir do qual o elétron é
emitido, o orbital a partir do qual o elétron é ejetado e o ambiente químico do átomo a partir
do qual o elétron foi emitido.
Figura 3.12: Espectrômetro de fotoelétrons excitados por raios-X (XPS) modelo K-Alpha
(Thermo Scientific).
A rugosidade superficial (RMS) das amostras Ti-35Nb-4Zr anodizadas e tratadas
termicamente às temperaturas de 100% de anatase e mistura aproximada de 50% das fases
anatase e rutilo foram obtidas por microscopia de força atômica em equipamento Park modelo
NX10 mostrado na Figura 3.13.
61
Figura 3.13: Espectrômetro de fotoelétrons excitados por raios-X (XPS) modelo K-Alpha
(Thermo Scientific).
O instrumento apresenta largura de varredura de até 100 × 100 μm e resolução em Z
de 0,015 nm. A varredura foi realizada em modo de modulação de força, com uma frequência
de 0,5 Hz em uma área de 5,0 x 5,0 μm sob atmosfera com umidade controlada.
3.3.5 Ensaios eletroquímicos
O comportamento eletroquímico foi estudado em amostras com composição Ti-35Nb-
4Zr revestidas com nanotubos de TiO2 obtidos pela anodização eletroquímica em solução
0,3% HF por 1 hora. Para fins de comparação e análise da eficiência do emprego de
superfícies nanoestruturadasforam também analisados substratos sem qualquer modificação
superficial.
A Figura 3.14 retrata a célula eletroquímica utilizada nos ensaios realizados em
solução aquosa de NaCl 0,9% (massa). Um eletrodo saturado de Ag/AgCl e um eletrodo de
platina foram utilizados como eletrodo de referência e contra-eletrodo, respectivamente. As
amostras da liga Ti-35Nb-4Zr com e sem tratamento superficial de anodização atuaram como
eletrodo de trabalho, com uma área de 1 cm2
de exposição ao eletrólito, o qual esteve
naturalmente aerado e à temperatura ambiente. Os ensaios eletroquímicos foram feitos
utilizando um potenciostato/galvanostato Metrohm Autoloab modelo PGSTAT302N
controlado por um dispositivo externo através do software NOVA®.
62
Figura 3.14: Célula eletroquímica utilizada para ensaios de corrosão.
Medidas do potencial de circuito aberto das amostras foram realizadas durante os
primeiros sessenta minutos nos quais a amostra esteve imersa na solução salina. Após o
tempo de imersão da amostra e estabilização do potencial de circuito aberto, ensaios de
espectroscopia de impedância eletroquímica foram realizados na faixa frequência de 10 kHz a
10 mHz, com passo de frequência do tipo logarítmico em que foram coletados 40 números de
frequências diferentes, com uma onda senoidal única, amplitude de perturbação de 10 mV e
taxa de aquisição de dados de 6 pontos por década. Os resultados foram apresentados como
diagramas de Bode (módulo de impedância (Z) e ângulo de fase) e Nyquist. Um circuito
equivalente foi atribuído aos dados de impedância e as curvas ajustadas utilizando-se o
software NOVA® versão 1.11.2.
63
4. RESULTADOS E DISCUSSÃO
4.1. Caracterização dos substratos das ligas Ti-Nb-Zr
As ligas obtidas pela fusão em forno a arco voltaico tiveram suas composições
químicas analisadas por espectrometria de fluorescência de raios-X. A Tabela 4.1 lista os
resultados da análise química. É notado que as composições das ligas ficaram próximas às
composições nominais.
Tabela 4.1: Composição química das ligas estudadas.
Liga Elemento Composição química (% em massa)
Ti-35Nb-2Zr
Ti
Nb
Zr
balanço
32,9 ± 0,1
1,91 ± 0,04
Ti-35Nb-4Zr
Ti
Nb
Zr
balanço
33,9 ± 0,1
4,03 ± 0,02
O teor de elementos intersticiais (nitrogênio e oxigênio) foi examinado em analisador
de gases a partir da fusão do material analisado, seguido da liberação dos gases contidos na
amostra e posterior detecção dos mesmos. Os resultados da análise destes elementos estão na
Tabela 4.2.
Tabela 4.2: Teor de elementos intersticiais (O e N) para as ligas estudadas.
Liga Elemento Composição química (% em massa)
Ti-35Nb-2Zr O
N
0,1466 ± 0,0055
0,0098 ± 0,0010
Ti-35Nb-4Zr O
N
0,1616 ± 0,014
0,0100 ± 0,0013
64
Conforme pode ser observado na Tabela 4.2, os valores de nitrogênio e oxigênio estão
dentro da concentração máxima de oxigênio e nitrogênio especificada pela norma ASTM F67
(2006), 0,18 e 0,03 (% em massa), permitidas para o titânio comercialmente puro grau 1.
As Figuras 4.1(a-b) e 4.2(a-b) indicam as micrografias óptica e eletrônica de varredura
das ligas Ti-35Nb-2Zr e Ti-35Nb-4Zr submetidas ao tratamento térmico de recristalização em
atmosfera controlada à 800 °C por 1 hora, seguido de resfriamento em água.
Conforme pode ser observado pelas micrografias mostradas nas Figuras 4.1, após o
tratamento térmico de recristalização à 800 °C seguido de resfriamento em água, foi possível
notar a presença de agulhas da fase martensítica combinada a matriz de fase β na liga Ti-
35Nb-2Zr. O difratograma de raios-X apresentado na Figura 4.3 (a) confirmou as fases
presentes e indicaram que a fase β apresenta-se em fração majoritária e a martensita é do tipo
ortorrômbica α”. Porém, a análise das Figuras 4.2 e 4.4 permitiu constatar que na liga Ti-
35Nb-4Zr a fração volumétrica da fase martensítica α” é suprimida com o aumento do teor de
Zr, havendo unicamente a presença da fase β.
Figura 4.1: Micrografias da liga Ti-35Nb-2Zr deformada a frio e submetida ao tratamento
térmico de recristalização à 800 °C por 1 hora com resfriamento em água (a) MO e (b) MEV.
65
Figura 4.2: Micrografias da liga Ti-35Nb-4Zr deformada a frio e submetida ao tratamento
térmico de recristalização à 800 °C por 1 hora com resfriamento em água (a) MO e (b) MEV.
Esta situação está associada ao aumento da estabilidade da fase β ocasionado pela
adição de Zr combinado com Nb. O efeito β-estabilizador do Zr quando em conjunto a este
elemento é evidenciado pela diminuição da temperatura de início de transformação
martensítica e supressão da formação da fase ωatérmica (ABDEL-HADY et al., 2006;
MATSUMOTO et al., 2007; OZAKI et al., 2004) conforme pode ser verificado no padrão de
difração das ligas Ti-Nb-Zr mostrado nas Figuras 4.3 e 4.4.
Em ligas do sistema Ti-Nb, quando a fração mássica de Nb está na faixa entre 36-
44%, tem-se a composição crítica para a estabilização da fase β e supressão da transformação
martensítica. Esta faixa extensa de valores de composição se deve à influência do teor de
elementos intersticiais presentes na liga que são responsáveis pela modificação da
temperatura de início de transformação martensítica e também pelo endurecimento por
solução sólida (CREMASCO et al., 2012).
66
Figura 4.3: Difratograma de raios-X da liga Ti-35Nb-2Zr após tratamento térmico em 800 °C
por 1 hora e posterior resfriamento em água.
Figura 4.4: Difratogramas de raios-X da liga Ti-35Nb-4Zr após tratamento térmico em 800 °C
por 1 hora e posterior resfriamento em água.
Os resultados de densidade, dureza Vickers e módulo de elasticidade para a condição
de tratamento térmico a 800 ºC por 1 hora com posterior resfriamento em água estão
representadas na Tabela 4.3.
67
Tabela 4.3: Densidade, dureza Vickers (HV500/10) e módulo de elasticidade das ligas Ti-35Nb-
xZr (x = 2 e 4%).
Amostras Densidade
(g/cm3)
Dureza Vickers
(HV500/10)
Módulo de
elasticidade (GPa)
Ti-35Nb-2Zr 5,45 175,7 ± 4,2 69 ± 0
Ti-35Nb-4Zr 5,62 179,2 ± 7,0 64 ± 2
A densidade é função da massa atômica dos elementos presentes nas ligas e também
do volume ocupado por tais átomos representado pela estrutura cristalina das fases
constituintes na microestrutura. A partir da análise de difração de raios-X, verificou-se que a
microestrutura das ligas Ti-35Nb-xZr (x = 2 e 4%) nas condições estudadas de recristalização
é formada majoritariamente pela fase β e portanto, a densidade é dada principalmente em
função do teor de elementos de liga. Considerando que os elementos químicos, nióbio e
zircônio possuem massas atômicas maiores que o titânio, o aumento do teor de Zr gerou
valores de densidade mais elevados.
A dureza mostrou pouca variação com o aumento do teor de Zr para as ligas Ti-35Nb-
xZr (x=2 e 4%). A propriedade de dureza Vickers com valores relativamente reduzidos obtida
para as ligas tratadas termicamente acontece em decorrência da recristalização da estrutura
deformada, com grãos equiaxiais medindo, 17,1 ± 2,0 µm e 16,2 ± 2,4 µm, para as ligas Ti-
35Nb-2Zr e Ti-35Nb-4Zr respectivamente, e também em função das fases presentes e sua
distribuição no interior dos grãos. Assim, devido à ausência dos precipitados das fases α e
ωatérmica, as quais apresentam alta dureza (IKEDA et al., 1998) e a predominância da fase β
e/ou martensita ortorrômbica formada no resfriamento rápido, reduzido valores de dureza são
observados para ambas as ligas.
O módulo de elasticidade das ligas Ti-35Nb-xZr (x=2 e 4%) também apresentou a
mesma tendência observada para a dureza, com valores de módulo de elasticidade
relativamente baixos para as ligas do sistema Ti-Nb com adição de zircônio, pois este
elemento de liga causa a supressão da fase ωatérmica formada com resfriamento rápido. Tal
afirmação pode ser confirmada através dos difratogramas de raios-X, os quais não acusaram
picos da fase ωatérmica nas ligas Ti-35Nb-2Zr e Ti-35Nb-4Zr. Além disso, constatou-se menor
módulo de elasticidade para a liga com maior teor de zircônio, portanto a diminuição do
módulo de elasticidade é acompanhada do aumento da estabilidade da fase β e da diminuição
da fase martensitíca α”, o que sugere que a fase β tenha o menor módulo de elasticidade
68
comparado ao módulo das outras fases.
4.2. Crescimento da camada regular de nanotubos de TiO2
A morfologia superficial dos nanotubos de dióxido de titânio (TiO2) formados na
superfície das ligas Ti-35Nb-xZr (x=2 e 4% Zr) através da anodização eletroquímica
utilizando o ácido fluorídrico (HF) como eletrólito com duas diferentes concentrações, 0,3 e
0,5% HF, é mostrada nas Figuras 4.5 e 4.6. Manteve-se constante a tensão aplicada, a
magnitude de rotação da agitação magnética e o tempo de anodização.
Figura 4.5: Imagens de microscopia eletrônica de varredura da superfície das amostras
anodizadas (a) Ti-35Nb-2Zr e (b) Ti-35Nb-4Zr em solução aquosa HF 0,3% durante 1 hora,
com destaque para a vista transversal.
69
Figura 4.6: Imagens de microscopia eletrônica de varredura da superfície das amostras
anodizadas (a) Ti-35Nb-2Zr e (b) Ti-35Nb-4Zr em solução aquosa HF 0,5% durante 1 hora,
com destaque para a vista transversal.
Através das imagens de microscopia eletrônica de varredura com vista topográfica, é
possível observar a formação de uma camada de óxido nanotubular contínua e altamente
ordenada, apresentando nanotubos abertos no topo e fechados na base, com paredes definidas
e uniformes para ambas condições e substratos. Nota-se que as dimensões de diâmetro e
parede dos nanotubos obtidos na superfície das ligas estudadas não apresentaram diferenças
significativas. Estas semelhanças estruturais estão expressas mais claramente na Tabela 4.4,
na qual constam as medidas de diâmetro interno, diâmetro externo e parede dos nanotubos, os
quais foram obtidos devido à nítida definição de parede nas imagens nestas condições
avaliadas. Além destas medidas, a Tabela 4.4 também destaca o comprimento da camada de
nanotubos obtidos a partir da análise das imagens de seção transversal.
Tabela 4.4: Parâmetros dimensionais obtidos pela análise morfológica da camada de
nanotubos formadas em eletrólito aquoso de HF 0,3% e 0,5% em 1 hora de anodização.
Eletrólito Substrato Diâmetro
interno (μm)
Diâmetro
externo (μm)
Espessura de
parede (μm)
Comprimento da
camada (μm)
0,3% HF Ti35Nb2Zr 0,083±0,009 0,111±0,009 0,015±0,003 0,80±0,04
Ti35Nb4Zr 0,087±0,009 0,113±0,008 0,016±0,002 1,14±0,02
0,5% HF Ti35Nb2Zr 0,087±0,008 0,112±0,008 0,014±0,002 1,11±0,03
Ti35Nb4Zr 0,089±0,007 0,115±0,005 0,015±0,003 1,15±0,02
70
Pode-se observar que o aumento da porcentagem de concentração de Zr nas ligas Ti-
35Nb-xZr (x=2 e 4%) causou mudanças no comprimento dos nanotubos quando utilizado HF
0,3% como eletrólito. Esse comportamento indica que o crescimento dessas estruturas
nanotubulares pode ser afetado pela incorporação de Zr na liga Ti-Nb (KIM et al., 2009).
A estrutura nanotubular sobre o substrato de ligas Ti-35Nb-xZr (x=2 e 4%) pode
conter além do dióxido de titânio, TiO2, outros óxidos, como óxidos de nióbio (Nb2O5) e
zircônio (ZrO2), sendo que estes últimos apresentam taxas de dissolução químicas em
eletrólitos contendo ânions fluoreto muito menores do que a do TiO2 (JEONG et al., 2012).
Desta forma, substratos com maior teor de Zr, a quantidade relativa do óxido de zircônio será
maior e assim, permitirá a formação de uma estrutura nanotubular mais espessa, já que a
dissolução dos nanotubos é retardada. Logo, a dimensão da camada de nanotubos é controlada
pelos parâmetros de dissolução dos óxidos no sistema (KIM et al., 2009; JANG et al., 2009;
GHICOV et al., 2006).
O crescimento da camada dos nanotubos depende da taxa de oxidação do Ti e da taxa
de dissolução do TiO2 formado na interface do substrato com o eletrólito. Assim, pode-se
considerar que a taxa de oxidação foi constante devido ao potencial aplicado de 20V que se
manteve inalterado. Quando a concentração de ácido fluorídrico aumentou de 0,3% para
0,5%, ou seja, a concentração dos íons fluoreto aumentou de 145 mmol.L-1
para 242 mmol.L-
1, a dimensão da espessura dos nanotubos se manteve estável quando o substrato foi a liga
com teor de 4% de zircônio, indicando um equilíbrio entre a taxa de oxidação e a taxa de
dissolução do TiO2 nesta faixa de concentração de F−. Tal equilíbrio responsável pelo
crescimento da camada de nanotubos não esteve presente quando o substrato utilizado
continha 2% de zircônio, como pode ser comprovado através dos valores de comprimento da
camada de nanotubos. Nesta condição, quando elevou-se a concentração de íons fluoreto no
meio, a taxa de dissolução aumentou mas não o suficiente para atingir o equilíbrio junto à
taxa de oxidação, de modo que a última fosse maior que a primeira e assim, a camada de
nanotubos ficou mais espessa.
Um fator limitante da aplicação de nanotubos é o seu comprimento quando
produzido em eletrólitos aquosos à base de ácido fluorídrico. Como resultado da alta taxa de
dissolução química de TiO2 nestas soluções, os nanotubos podem ser cultivados apenas até
um comprimento de cerca de um micrômetro, levando a uma geometria comparativamente
restrita (diâmetro do poro, espaçamento, disposição dos poros) (MACAK et al., 2005).
Estratégias para produção de nanotubos com comprimentos até dezenas
micrômetros foi alcançada ajustando o gradiente de pH dentro do nanotubo em crescimento.
71
A chave para alcançar este crescimento é ajustar a taxa de dissolução de TiO2 por acidificação
localizada no fundo dos poros enquanto um ambiente protetor é mantido ao longo das paredes
dos poros e na boca dos poros (MACAK et al, 2005). Ou como no presente trabalho,
utilizando eletrólitos orgânicos com baixo de teor de água, os quais também reduzem a taxa
de dissolução química do TiO2, além de produzirem perfis de paredes laterais mais
homogêneos, isto é, sem variações de espessura consideráveis (ondulações) devido a maior
viscosidade da solução.
Com o propósito de avaliar o efeito da composição do eletrólito na morfologia dos
nanotubos em substratos de ligas Ti-35Nb-xZr (x = 2 e 4%), anodização eletroquímica foi
realizada por 1 e 2 horas utilizando-se eletrólito a base de fluoreto de amônio 0,3% e 0,5%
dissolvidos em 10% em volume de água com etilenoglicol A morfologia superficial dos
nanotubos de dióxido de titânio (TiO2) formados nesta condição estão apresentados nas
Figuras Figuras 4.7 – 4.10.
Figura 4.7: Imagens de microscopia eletrônica de varredura da superfície das amostras
anodizadas (a) Ti-35Nb-2Zr e (b) Ti-35Nb-4Zr em solução orgânica contendo NH4F 0,3%
durante 1 hora, com destaque para a vista transversal.
Através das imagens de microscopia eletrônica de varredura com vista topográfica, é
possível observar características distintas da morfologia dos nanotubos obtidos na superfície
das ligas estudadas utilizando ácido fluorídrico. O teor de água muito baixo em solventes
orgânicos polares como no caso, o etilenoglicol, diminui consideravelmente a taxa de
dissolução química do TiO2, aumentando assim o comprimento de nanotubos (GHICOV et
al., 2006; SHANKAR et al., 2009). Com a variação do eletrólito, desta vez utilizando fluoreto
72
de amônio, é possível observar também a formação de uma camada de óxido nanotubular,
menos ordenada, com paredes uniforme, porém compartilhadas pelos nanotubos e dispostos
em aglomerados. Além disso, os diâmetros externos dos nanotubos mostraram constantes ao
longo de todo o seu comprimento, porém, os diâmetros internos diminuíram em direção ao
substrato, atribuindo um formato cônico aos nanotubos, dificultando a definição com precisão
do diâmetro interno e da espessura de parede dos nanotubos.
Figura 4.8: Imagens de microscopia eletrônica de varredura da superfície das amostras
anodizadas (a) Ti-35Nb-2Zr e (b) Ti-35Nb-4Zr em solução orgânica contendo NH4F 0,5%
durante 1 hora, com destaque para a vista transversal.
Figura 4.9: Imagens de microscopia eletrônica de varredura da superfície das amostras
anodizadas (a) Ti-35Nb-2Zr e (b) Ti-35Nb-4Zr em solução orgânica contendo NH4F 0,3%
durante 2 horas, com destaque para a vista transversal.
73
Figura 4.10: Imagens de microscopia eletrônica de varredura da superfície das amostras
anodizadas (a) Ti-35Nb-2Zr e (b) Ti-35Nb-4Zr em solução orgânica contendo NH4F 0,5%
durante 2 horas, com destaque para a vista transversal.
As medidas de diâmetro interno, diâmetro externo, parede e comprimento dos
nanotubos formados nestas condições estão expressos na Tabela 4.5. Conforme pode ser
observado, não há variações significativas nos diâmetros internos e externos, assim como na
espessura de parede dos nanotubos.
Tabela 4.5: Parâmetros morfológicos da camada de nanotubos formada utilizando fluoreto de
amônio 0,3% e 0,5% com 10% em volume de água em etilenoglicol como eletrólito em 1 e 2
horas de anodização.
Eletrólito
Tempo de
anodização
(s)
Substrato Diâmetro
interno (μm)
Diâmetro
externo
(μm)
Espessura de
parede (μm)
Comprimento
da camada
(μm)
0,3%
NH4F
3600 Ti35Nb2Zr 0,041±0,004 0,060±0,006 0,011±0,003 2,31±0,03
Ti35Nb4Zr 0,047±0,005 0,064±0,004 0,012±0,002 2,52±0,04
7200 Ti35Nb2Zr 0,047±0,004 0,063±0,005 0,011±0,003 3,07±0,04
Ti35Nb4Zr 0,051±0,005 0,073±0,005 0,012±0,002 3,55±0,03
0,5%
NH4F
3600 Ti35Nb2Zr 0,040±0,005 0,061±0,007 0,012±0,002 2,24±0,03
Ti35Nb4Zr 0,045±0,005 0,065±0,005 0,012±0,003 2,44±0,04
7200 Ti35Nb2Zr 0,041±0,005 0,059±0,005 0,011±0,002 1,86±0,04
Ti35Nb4Zr 0,046±0,004 0,063±0,004 0,012±0,003 2,21±0,04
74
Entretanto, o aumento da porcentagem de concentração de Zr nas ligas Ti-35Nb-xZr
gerou um aumento no comprimento dos nanotubos. Comportamento propiciado pela
dissolução dos óxidos no sistema e já evidenciado anteriormente quando utilizado HF como
eletrólito.
Quando a concentração de fluoreto de amônio aumentou de 0,3% para 0,5%, ou seja, a
concentração dos íons fluoreto aumentou de 145 mmol.L-1
para 242 mmol.L-1
, as dimensões
da espessura dos nanotubos, assim como do diâmetro, decresceu para ambos substratos, Ti-
35Nb-2Zr e Ti-35Nb-4Zr. Tal comportamento se deve provavelmente, ao aumento da taxa de
dissolução do TiO2 quando elevou-se a concentração de íons fluoreto no meio, de modo a
superar em magnitude a taxa de oxidação e assim, a camada de nanotubos ficou menos
espessa.
O efeito da variação da concentração pode ser explicado também através do perfil das
curvas de anodização obtidas durante o ensaio eletroquímico de anodização. Os gráficos de
densidade de correntes versus tempo para ambos os substratos, Ti-35Nb-2Zr e Ti-35Nb-4Zr,
com variação da concentração do eletrólito estão dispostos nas Figuras 4.11 e 4.12.
Figura 4.11: Perfil das curvas de anodização (densidade de correntes versus tempo) para a liga
Ti-35Nb-2Zr em diferentes concentrações de eletrólito.
A magnitude da corrente elétrica é claramente dependente da quantidade de fluoreto
no eletrólito, como pode ser observado nas curvas de anodização. Os perfis das curvas são
75
caracterizados pela presença de dois picos de corrente distintos durante a rampa de potencial
nos dez minutos iniciais do ensaio. Ambos picos de corrente podem ser encontrados
aproximadamente na mesma posição para ambas as concentrações de fluoreto no eletrólito,
provavelmente devido a mesma taxa de varredura de potencial aplicada. O primeiro pico está
relacionado a um transporte rápido de fluoreto auxiliado por campo elétrico através da
camada de óxido em crescimento (competindo com o transporte de O2−
), ou devido à
porosidade nanométrica do óxido crescido. Enquanto o segundo pico é acompanhado por
alterações morfológicas na superfície. Posteriormente, a corrente diminui lentamente devido a
sobreposição desses efeitos (MACAK et al., 2008).
Figura 4.12: Perfil das curvas de anodização (densidade de correntes versus tempo) para a liga
Ti-35Nb-4Zr em diferentes concentrações de eletrólito.
Analisando as curvas densidade de corrente vs. tempo em conjunto com as imagens de
microscopia eletrônica de varredura após a formação dos nanotubos pode-se sugerir que a
relação entre a densidade de corrente final e a densidade de corrente em 600 segundos, ou
seja, quando o potencial atinge seu valor final de 20V parece ser um bom indicador para a
formação e o tamanho dos nanotubos de titânio. Esta diferença entre as densidades de
corrente se mostrou maior quando houve o aumento da concentração de NH4F, ou seja, houve
uma queda mais acentuada da densidade de corrente quanto maior a quantidade de fluoreto no
76
sistema. Isso reflete o impacto da concentração de NH4F sobre a taxa de dissolução do TiO2,
sendo prejudicial ao crescimento dos nanotubos.
O tempo de anodização também exerce um papel importante no controle da
morfologia de superfície dos nanotubos. Para avaliação do efeito deste parâmetro na
morfologia superficial dos nanotubos de óxido de titânio (TiO2) formados na superfície dos
substratos, o tempo total do ensaio eletroquímico de anodização foi tido como variável.
Quando o eletrólito utilizado apresentava concentração de 0,3% de fluoreto houve um
crescimento do comprimento da camada dos nanotubos ao aumentar o tempo de anodização
de uma para duas horas, visto que não houve tempo para atingir o equilíbrio entre as taxas de
oxidação e dissolução do TiO2. Ao invés disto, houve um aumento na taxa de anodização
eletroquímica, entretanto, esse aumento não foi o mesmo observado durante a primeira hora
de ensaio, pois com o aumento da espessura do filme de nanotubos, a difusão dos íons
fluoreto tornou-se lenta, resultando na diminuição relativa da taxa de oxidação anódica no
período posterior a uma hora de ensaio.
Já quando o eletrólito continha uma porcentagem de 0,5% de fluoreto, após uma hora
de ensaio houve uma superdissolução do TiO2, levando a um colapso inicial dos nanotubos.
Assim, o comprimento da camada de nanotubos foi menor quando o tempo de anodização foi
de duas horas em relação ao ensaio de uma hora.
4.3. Cristalização dos nanotubos de TiO2
Dentre as maneiras utilizadas para fabricar nanotubos de TiO2 com diferentes formas
geométricas e microestruturas, a técnica eletroquímica de oxidação anódica ou anodização é
amplamente aplicada e bem estabelecida. Este método produz uma camada de óxido que é
determinada pela composição do eletrólito, podendo ser ácido ou orgânico, e do potencial
anódico que influencia a taxa de oxidação anódica. Tais determinantes dependem do tipo de
amostra e finalidade da aplicação (YANG et al., 2011).
Os nanotubos anodizados apresentam tipicamente arranjos atômicos amorfos, porém,
ao submeter essa estrutura a temperaturas elevadas em um ambiente oxidante, há a
cristalização da camada de nanotubos nas estruturas cristalinas anatase e/ou rutilo. O estudo
da cristalização dos nanotubos de titânio e da cinética de transformação de fase é importante a
77
despeito da estabilidade das fases e da compreensão das propriedades mecânicas e químicas
dos nanotubos de TiO2 para aplicações potenciais.
Após a etapa de crescimento dos nanotubos nas superfícies das ligas Ti-35Nb-xZr
(x=2 e 4%), efetuou-se o tratamento térmico na faixa de temperatura de 350 à 850 ºC por 1
hora seguido de resfriamento em ar. Este estudo foi realizado unicamente para a condição de
anodização a 20V por 1 hora em eletrólito aquoso 0,3% HF devido a sua maior
reprodutibilidade em meio as outras condições, além das características morfológicas obtidas
para os nanotubos de TiO2.
A Figura 4.13 apresenta os padrões de difração de raios-X usando o modo de ângulo
rasante das ligas Ti-35Nb-2Zr e Ti-35Nb-4Zr anodizadas e tratadas termicamente nas
temperaturas indicadas, visando identificar as fases constituintes após os tratamentos térmicos
em cada uma das temperaturas analisadas.
Figura 4.13: Difratogramas de raios-X das ligas Ti-35Nb-2Zr e Ti-35Nb-4Zr após tratamentos
térmicos na faixa de 350 à 850°C para cristalização dos nanotubos formados em eletrólito
aquoso 0,3% HF.
Inte
nsi
dad
e (u
. a.
)
78
Os padrões de difração de raios-X permitiram identificar as diferentes temperaturas
relativas ao início da transformação da fase amorfa em anatase e de anatase em rutilo em cada
amostra. A Figura 4.13 mostra que não há mudanças notáveis nos padrões de DRX com a
variação no teor de Zr. Também é possível observar a partir dos difratogramas de raios-X que
o TiO2 sobre o substrato sem tratamento térmico é amorfo, ou seja, sem estrutura cristalina
definida, uma vez que só foram identificados picos de Ti relacionados ao substrato.
A transformação de fase do dióxido de titânio amorfo em estrutura cristalina anatase
ocorre na temperatura de 400 °C para a liga Ti-35Nb-2Zr e em torno de 440 °C para a liga Ti-
35Nb-4Zr, indicada pelo pico de difração (1 0 1) em 2θ = 25,3°, sendo esta a estrutura
cristalina exclusiva nesta temperatura. Quando a temperatura do tratamento térmico
aumentou, as amplitudes de pico da estrutura cristalina de anatase diminuíram enquanto as
amplitudes de pico da estrutura cristalina de rutilo tiveram efeito inverso, ou seja, a amplitude
destes picos aumentou. Em temperaturas superiores a 450 °C, tem-se a formação de uma
mistura de anatase e rutilo para ambas as ligas, sendo que esta mesma mistura composicional
é igualitária (50%/50%) em torno de 650 °C. A estrutura cristalina rutilo do dióxido de titânio
é a forma exclusiva na temperatura de tratamento térmico de 750 °C para camada
nanoestruturada formada sobre a liga Ti-35Nb-2Zr e a 850 ºC para os nanotubos obtidos em
substratos da liga Ti-35Nb-4Zr.
O óxido de nióbio, Nb2O5, é formado à temperatura ambiente por ser mais estável
termodinamicamente, ou seja ΔG < 0, em relação aos outros óxidos de nióbio, NbO e NbO2
(MARIEN et al., 2000) que não foram detectados nos difratogramas. Detectou-se a presença
do óxido de nióbio, Nb2O5, combinado ao óxido de titânio, TiO2, nas ligas Ti-35Nb-2Zr e Ti-
35Nb-4Zr em temperaturas acima de 400 °C, condição em que houve a transformação de fase
amorfo em anatase, com o subsequente aumento da intensidade dos picos de difração
referente à estrutura da anatase.
Afim de avaliar o efeito do tempo de tratamento térmico na estabilidade de fases do
TiO2, amostras Ti-35Nb-2Zr e Ti-35Nb-4Zr anodizadas a 20V por 1 hora em solução aquosa
0,3% HF foram tratadas termicamente por tempos variáveis de 0,5 hora, 1 hora e 4 horas. Tal
estudo foi realizado nas temperaturas de cristalização para anatase, 400 e 440 ºC, para
nanotubos obtidos sobre substratos de ligas contendo 2 e 4% Zr, respectivamente e, a
temperatura 650 ºC, temperatura em que verifica-se a mistura igualitária de anatase e rutilo. A
Figura 4.14 representa os padrões de difração de raios-X obtidos nestas condições.
79
Figura 4.14: Difratogramas de raios-X para as ligas (a) Ti-35Nb-2Zr e (b) Ti-35Nb-4Zr com
superfícies nanotubulares cristalizadas em (1) 400/440°C e (2) 650°C por diferentes tempos.
Através dos difratogramas da Figura 4.14, pode-se verificar que quando o tempo de
cristalização aumentou para ambas temperaturas, 400/440°C e 650°C, a intensidade dos picos
de anatase e rutilo foi maior, logo gerou um aumento da fração volumétrica das estruturas
cristalinas do TiO2. Este efeito tem um fator relevante na eficiência da nucleação e
crescimento da hidroxiapatita, principalmente em relação a fase anatase, a qual apresenta uma
melhor correspondência de rede cristalina com a hidroxiapatita em comparação com a fase
rutilo, logo considera-se que a fração volumétrica da fase anatase tem um papel importante na
biocompatibilidade (UCHIDA et al., 2003). Em adição, também não houve variações
significativas nos padrões de DRX com a variação no teor de Zr.
O efeito da morfologia dos nanotubos e espessura da camada na estabilidade de fases
do TiO2 também foi avaliado utilizando amostras Ti-35Nb-xZr (x = 2 e 4%) com superfície
nanotubular formada pela anodização em solução 0,3% NH4F dissolvido em 10% de H2O em
etilenoglicol, as quais resultaram nanotubos com diâmetro interno em torno de 50 nm e
80
espessura de camada de aproximadamente 3 µm. Os tratamentos térmicos deram-se na faixa
de temperatura de 400 à 650 ºC por uma hora seguido de resfriamento ao ar, sendo esta, uma
faixa restrita correspondente a transformação alotrópica de amorfo para anatase, e da mistura
igualitária das fases anatase e rutilo.
A Figura 4.15(a-b) apresenta as análises por difração de raios-X usando o modo de
ângulo rasante das ligas Ti-35Nb-2Zr e Ti-35Nb-4Zr visando identificar as fases constituintes
dos nanotubos de TiO2 após os tratamentos térmicos na faixa de temperatura avaliada. O
difratograma de raios-X das ligas com superfície nanotubular envelhecidas por uma hora na
temperatura de 400 °C evidenciaram somente picos de Ti-β, indicando a natureza amorfo dos
nanotubos nesta condição. É importante destacar que nesta temperatura de tratamento
térmico, para os nanotubos de TiO2 formados sobre a liga Ti-35Nb-2Zr obtidos em solução
aquosa 0,3% HF, apresentados anteriormente, já acusavam-se a cristalização a anatase, o que
indica o efeito do menor diâmetro do tubo no atraso da cristalização para anatase.
Figura 4.15: Difratogramas de raios-X das ligas (a) Ti-35Nb-2Zr e (b) Ti-35Nb-4Zr após
tratamentos térmicos na faixa de 400 à 650 °C para cristalização dos nanotubos formados em
eletrólito orgânico.
81
A transformação de fase do dióxido de titânio amorfo em estrutura cristalina anatase
ocorre na temperatura de 450 °C tanto para a liga Ti-35Nb-2Zr quanto para a liga Ti-35Nb-
4Zr. Em 650°C, tem-se a formação de uma mistura de anatase e rutilo com frações
volumétricas igualitárias para ambas as ligas.
4.4. Análise da composição química dos nanotubos
Com o intuito de analisar a composição química da camada óxida nanoestruturada
formada sobre o substrato Ti-35Nb-xZr (x = 2 e 4%), análise de espectroscopia de
fotoelétrons excitados por raios-X (XPS) foi realizada e os resultados dos espectros coletados
estão apresentados nas Figuras 4.16 e 4.17.
Figura 4.16: Espectros da análise de espectroscopia de fotoelétrons excitados por raios-X
(XPS) da superfície nanoestruturada formadas por anodização eletroquímica da liga Ti-35Nb-
2Zr em solução 0,3% HF por 1 hora (a) Ti 2p (b) O 1s (c) Zr 3d (d) Nb 3d.
82
Figura 4.17: Espectros da análise de espectroscopia de fotoelétrons excitados por raios-X
(XPS) da superfície nanoestruturada formadas por anodização eletroquímica da liga Ti-35Nb-
4Zr em solução 0,3% HF por 1 hora (a) Ti 2p (b) O 1s (c) Zr 3d (d) Nb 3d.
Após anodização eletroquímica para formação dos nanotubos, verifica-se a presença
de dióxido de titânio, combinado, em menor proporção, ao óxido de nióbio e ao óxido de Zr
nos nanotubos formados sobre substratos das ligas Ti-35Nb-xZr (x = 2 e 4%).
As Figuras 4.16 (a) e 4.17(a) mostram os espectros do Ti 2p. Os picos em 459,4 eV e
465,2 eV podem ser associados ao Ti 2p3/2 e ao Ti 2p1/2 de Ti4+
respectivamente, que
confirmam a formação de TiO2 (ALBU et al., 2008). Nenhuma espécie Ti3+
foi encontrada na
região próxima de 456,8 eV, revelando que o titânio está presente na superfície da amostra na
forma de Ti4+
(GONZÁLEZ-ELIPE et al., 1989).
O espectro de O 1s é mostrado nas Figuras 4.16 (b) e 4.17(b). O pico em 530,8/529,9
eV representa o oxigênio ligado ao átomo de titânio na rede do TiO2 (WAGNER et al., 1980).
E o pico em 532,8 eV sugere a presença de espécies de hidróxidos metálicos na superfície dos
nanotubos de TiO2 (YUAN et al., 2013).
As Figuras 4.16 (c) e 4.17 (c) mostram o espectro Zr 3d. Os picos Zr3d5/2 que ocorre
83
em 182,9 eV e Zr3d3/2
em 185,3 eV estão associado à presença do óxido ZrO2 na superfície da
amostra. Os espectros de Nb 3d são mostrados nas Figuras 4.16 (d) e 4.17 (d). Os picos
Nb3d5/2 e Nb3d3/2 estão localizados em 207,9/207,8 e 210,6 eV respectivamente, associados
ao Nb+5
, o que indica a formação de Nb2O5.
4.5. Caracterização dos substratos após tratamentos térmicos nas temperaturas de
transformações alotrópicas do TiO2
A realização de tratamentos térmico para cristalização da camada nanoestruturada de
TiO2 inevitavelmente afetará a microestrutura do substrato e consequentemente as
propriedades mecânicas das ligas de titânio, sendo de crucial importância a análise da
caracterização microestrutural e mecânica destes substratos após os tratamentos térmicos nas
temperaturas e tempos analisados na seção anterior.
As amostras solubilizadas foram submetidas a tratamentos térmicos de
envelhecimento em atmosfera controlada à 400/440°C e 650°C por 1 hora seguido de
resfriamento em ar, sendo estas as temperaturas de tratamento térmico prévio estratégicas no
regime de transformação alotrópica do TiO2. Em 400/440°C houve o início da transformação
da fase amorfo em anatase e em 650°C, as fases anatase e rutilo foram detectadas em
proporções semelhantes. As imagens de microscopia eletrônica de varredura e os
difratogramas de raios-X do sistema Ti-35Nb-xZr (x = 2 e 4%) solubilizadas em 800 °C por
uma hora e envelhecidas em 400/440°C e 650°C após ataque químico utilizando o reagente
Kroll estão expressos nas Figuras 4.18 – 4.21.
Quando a liga Ti-35Nb-2Zr foi envelhecida a 400 °C por uma hora, houve a
decomposição da fase martensítica α”, seguido da precipitação de segunda fase, a fase ômega
isotérmica (ωisotérmica). A continuidade do processo de envelhecimento, possivelmente resultaria
na dissolução da fase ômega e subsequente formação de precipitados da fase α.
As medidas de dureza Vickers expostas na Tabela 4.9 confirmaram que o
envelhecimento a 400 °C da liga Ti-35Nb-2Zr levou à precipitação de fase ωisotérmica, uma vez
que a amostra envelhecida apresentou um valor de dureza mais elevado (301,0 ± 9,1) HV
como identificado pela análise de difração de raios-X.
Os resultados medidos do módulo de elasticidade, também expostos na Tabela 4.9, são
84
coerentes com os dados anteriores de DRX e dureza, uma vez que as propriedades elásticas
das ligas são dependentes da microestrutura, ou seja, variam de acordo com suas fases
constituintes e as frações volumétricas das mesmas. O módulo de elasticidade da liga de Ti-
35Nb-2Zr atinge o valor máximo de 82±1 GPa após tratamento de envelhecimento a 400 °C
devido à presença da fase ω frágil e indesejável, que tem o maior modulo entre todas as fases
em ligas de titânio e que não pode ser visualizada na micrografia exposta na Figura 4.18
devido ao seu nanométrico tamanho e sua distribuição dispersiva (FAN, 1993).
Figura 4.18: (a) Imagem de microscopia eletrônica de varredura e (b) difratograma de raios-X
da liga Ti-35Nb-2Zr após solubilização e envelhecimento em 400 °C por uma hora e
resfriamento ao ar.
Figura 4.19: (a) Imagem de microscopia eletrônica de varredura e (b) difratograma de raios-X
da liga Ti-35Nb-2Zr após solubilização e envelhecimento em 650 °C por uma hora e
resfriamento ao ar.
Quando a temperatura de envelhecimento foi de 650 °C para a liga Ti-35Nb-2Zr,
85
houve a precipitação da fase α na matriz de fase β, como observado através da presença de
agulhas ao longo dos contornos de grãos devido à baixa energia livre para a precipitação desta
fase ao longo dos limites dos grãos conforme Figura 4.19 (a) e confirmado através do padrão
de difração de raios-X da Figura 4.19 (b) que destaca os picos em 2 = 35º e 2 = 40º
correspondente aos planos (100) e (101) da fase α respectivamente.
Os valores de dureza Vickers e de módulo de elasticidade são consistentes uma vez
que ambos aumentaram em relação a amostra solubilizada, em que há a presença majoritária
da fase β, a qual tem o menor módulo de elasticidade e menor dureza entre todas as fases do
titânio e suas ligas, logo a presença das outras fases resulta no aumento dos valores destas
propriedades.
Não houve precipitação de fases α ou isotérmica quando a liga Ti-35Nb-4Zr foi
envelhecida às temperaturas de 440°C e 650 °C por 1 hora, devido à elevada temperatura de
tratamento, possivelmente superior a temperatura de transformação alotrópica da liga, e a
força motriz de transformação insuficiente da fase β para a fase α nesta faixa de temperatura.
Comparado com a amostra solubilizada, os valores de dureza e modulo de elasticidade foram
proximos, já que em ambas condições, so a presença de fase β foi detectada pela análise de
difração de raios-X e visualizada pelas imagens de microscopia eletrônica de varredura
conforme mostra as Figuras 4.20 e 4.21.
Figura 4.20: (a) Imagem de microscopia eletrônica de varredura e (b) difratograma de raios-X
da liga Ti-35Nb-4Zr após solubilização e envelhecimento em 440 °C por uma hora e
resfriamento ao ar.
86
Figura 4.21: (a) Imagem de microscopia eletrônica de varredura e (b) difratograma de raios-X
da liga Ti-35Nb-4Zr após solubilização e envelhecimento em 650 °C por uma hora e
resfriamento ao ar.
A Tabela 4.6 mostra valores de densidade, dureza Vickers e módulo de elasticidade
dos substratos previamente solubilizados à 800°C por 1 hora e tratados às temperaturas de
400/440 e 650°C, em que houveram as transformações de fase do TiO2 quando modificadas
superficialmente através do tratamento eletroquímico de anodização.
Tabela 4.6: Densidade, dureza Vickers, módulo de elasticidade e composição microestrutural
das ligas Ti-35Nb-xZr (x = 2 e 4%).
Amostras Densidade
(g/cm3)
Dureza
Vickers
(HV500/10)
Módulo de
elasticidade
(GPa)
Fases presentes
Ti-35Nb-2Zr
400°C 5,36 301,0±9,1 82±1 β, ωiso
Ti-35Nb-4Zr
440°C 5,73 226,7±5,6 70±0 β
Ti-35Nb-2Zr
650°C 5,45 258,5±7,3 74±0 α, β
Ti-35Nb-4Zr
650°C 5,62 215,6±4,0 68±0 β
Os valores de dureza diminuíram com o aumento da temperatura de tratamento
térmico e com o acréscimo do teor de zircônio devido a maior estabilidade da fase β. Essas
constatações mostraram que as temperaturas influenciam as propriedades mecânicas das ligas
devido as mudanças microestruturais geradas pelas diferentes precipitações de fases e
alterações nas frações volumétricas destas fases.
87
4.6. Medidas de rugosidade do filme fino nanoestruturado de TiO2
As topografias dos filmes nanoestruturados de TiO2 sobre o substrato Ti-35Nb-4Zr
foram analisadas pela técnica de microscopia de força atômica (AFM). A Figura 4.22 mostra
as imagens em 3Dda topografia dos filmes de TiO2 na superfície da liga Ti-35Nb-4Zr
modificada eletroquimicamente pela técnica de anodização por 1 hora utilizando HF 0,3%
como eletrólito, nas condições: como obtido e após cristalização nas temperaturas de 440 e
650 °C, sendo estas as temperaturas em que há a existência da fase anatase e coexistência das
fases anatase e rutilo respectivamente, de acordo com os difratogramas de raios-X expostos na
Figura 4.13.
Figura 4.22: Imagens de microscopia de força atômica (AFM) dos filmes finos de TiO2
depositados sobre a liga Ti-35Nb-4Zr nas condições a) como depositado, b) 440 °C e c) 650
°C após uma hora de anodização em solução aquosa 0,3% HF.
Com auxílio do software Gwyddion, os valores de rugosidade dos filmes finos de
TiO2 expressos em RMS (root mean square) em função das condições de obtenção e
consequentemente das fases presentes estão indicados na Tabela 4.7. Conforme pode ser
observado, há um aumento da rugosidade com o aumento da temperatura do tratamento
térmico pós-anodização, indicando que a rugosidade é função das transformações de fase do
dióxido de titânio, amorfo-anatase e anatase-rutilo, como mostram os difratogramas de raios-
X para filmes finos nanoestruturados de TiO2 e tratados termicamente a diferentes
temperaturas na faixa de 350 à 850°C mostrados na Figura 4.13.
88
Tabela 4.7: Valores de rugosidade do filme fino nanoestruturado de TiO2 depositados sobre a
liga Ti-35Nb-4Zr obtidos pela análise de AFM.
TiO2 condição Fases presentes Área (μm2) RMS (nm)
como depositado Amorfo 5x5 66 ± 1
400 °C Anatase 5x5 79 ± 3
650 °C Anatase e Rutilo 5x5 94 ± 5
Após a deposição dos nanotubos sobre o substrato, o padrão de difração de raios-X
mostra a estrutura amorfo do TiO2, enquanto que em 440 °C, o padrão de difração de raios-X
revela a cristalização dos nanotubos estritamente em anatase, e em 650 °C, a coexistência das
estruturas anatase e rutilo. A menor rugosidade relativa designada pelos valores de RMS da
estrutura cristalina anatase em relação a mistura de fases anatase e rutilo implicam que a
primeira é mais densa e homôgenea que a segunda (JUNG et al., 2004). Contudo, uma maior
rugosidade dos nanotubos de TiO2 promove uma maior adesão celular e uma maior
proliferação celular. Logo, a morfologia e estrutura cristalina promovido pela combinação de
fases anatase e rutilo obtida em tratamento térmico à 650 ºC mostra-se como uma condição
superior em relação a bioatividade do nanotubos de TiO2 (CERVANTES et al., 2016).
4.7. Ensaios eletroquímicos
Os diagramas de Bode (módulo de Z e ângulo de fase) e Nyquist obtidos em potencial
de circuito aberto após 1 hora de imersão em meio corrosivo de NaCl 0,9% para a liga
solubilizada de Ti-35Nb-4Zr com e sem tratamento de modificação de superfície através da
técnica eletroquímica de anodização estão expressos nas Figuras 4.23-4.25.
A análise dos diagramas de Bode revela a presença de duas regiões com padrões
distintos: (a) região de alta frequência (1000 − 10000 Hz), onde o modulo da impedância é
praticamente constante e o ângulo de fase é próximo de 0°, característica indicativa de um
comportamento resistivo, e associado com a resistência da solução e (b) região de baixas e
médias frequências (0,01 − 10 Hz), em que o diagrama de módulo de Z apresenta uma
relação linear com coeficiente angular próximo de -1, enquanto o ângulo de fase se aproxima
de 90°, indicando um comportamento altamente capacitivo do sistema para ambas as
89
condições, típico de materiais passivos que possuem como propriedade a presença um filme
altamente protetor e com elevada resistência à corrosão.
Figura 4.23: Diagrama de Bode (ângulo de fase) com os dados experimentais obtidos após
uma hora em imersão em solução 0,9% NaCl para a liga Ti-35Nb-4Zr com superfície sem
nanotubos e com nanotubos.
90
Figura 4.24: Diagrama de Bode (módulo de Z) com os dados experimentais obtidos após uma
hora em imersão em solução 0,9% NaCl para a liga Ti-35Nb-4Zr com superfície sem
nanotubos e com nanotubos.
Figura 4.25: Diagrama de Nyquist com os dados experimentais obtidos após uma hora em
imersão em solução 0,9% NaCl para a liga Ti-35Nb-4Zr com superfície sem nanotubos e com
nanotubos.
91
Altos valores de impedância na ordem de 104-10
6 Ω.cm
2 em baixas e médias
frequências sugerem boa resistência à corrosão para ambas as condições estudadas, com
vantagem para a superfície nanotubular, a qual apresenta valores de impedância com cerca de
uma ordem de grandeza superior comparativamente com a superfície sem tratamento
superficial na mesma faixa de frequências.
O digrama de fase de Bode mostra um extenso platô observado na região de médias à
baixas frequências com ângulos de fase em torno de 90°, o que indica a presença de duas
constantes de tempo sobrepostas, também chamadas de tempo de relaxação (τ = RC) para o
substrato com superfície nanotubular devido a presença de duas interfaces: a base dos
nanotubos (camada barreira de óxido) de alta resistência à corrosão e a parede dos nanotubos
(JEONG et al., 2012). O decréscimo do ângulo de fase na região de altas frequências pode
estar associado com a natureza porosa da parede dos nanotubos.
A superfície sem modificação exibe a presença de uma única constante de tempo
indicando a existência de uma única camada passiva e compacta na interface metal/eletrólito.
Os diagramas de Nyquist mostram que ambas as condições avaliadas são
caracterizadas por um comportamento capacitivo. Os valores de impedância evidenciam que o
raio do semi-círculo é significativamente maior para o substrato onde foi depositado um filme
fino nanoestruturado de TiO2 em comparação com o substrato onde não houve modificação
da superfície. Esse comportamento sugere o aumento da resistência à corrosão conferido pela
camada nanotubular, portanto o filme fino de óxido de titânio dificulta o transporte dos
carreadores de carga do sistema.
Os circuitos elétricos equivalentes usados para ajustar os dados experimentais são
mostrados na Figura 4.26. Para as amostras sem tratamento de superfície, os elementos CPE1,
R1 e RS são atribuídos respectivamente para o elemento de fase constante, resistência à
polarização e resistência da solução. Para as amostras submetidas ao processo de anodização e
com superfície nanotubular, CPE1 e R1 representam o elemento de fase constante e a
resistência à polarização das paredes dos nanotubos respectivamente, e CPE2 e R2
representam o elemento de fase constante e a resistência à polarização da base dos nanotubos
(camada barreira de óxido) respectivamente; RS representa novamente a resistência da solução
(MÁLEK et al., 2016).
92
Figura 4.26: Circuitos elétricos equivalentes utilizados para ajuste dos dados experimentais de
espectrometria de impedância eletroquímica em solução NaCl 0,9% a) substrato sem
nanotubos e b) substrato com nanotubos.
Nas Figuras 4.27-29 são apresentados, respectivamente, os diagramas de impedância
(Nyquist e Bode) resultantes de dados simulação, usando os modelos de circuito elétrico
propostos, sobrepostos aos dados experimentais após 1 hora de imersão em solução de NaCl
0,9%.
Figura 4.27: Diagrama de Bode (módulo de Z e ângulo de fase) com os dados simulados
sobrepostos aos dados experimentais obtidos após uma hora em imersão em solução 0,9%
NaCl para a liga Ti-35Nb-4Zr com superfície sem nanotubos.
93
Figura 4.28: Diagrama de Bode (módulo de Z e ângulo de fase) com os dados simulados
sobrepostos aos dados experimentais obtidos após uma hora em imersão em solução 0,9%
NaCl para a liga Ti-35Nb-4Zr com superfície com nanotubos.
Figura 4.29: Diagrama de Nyquist com os dados simulados sobrepostos aos dados
experimentais obtidos após uma hora em imersão em solução 0,9% NaCl para a liga Ti-35Nb-
4Zr com superfície sem nanotubos e com nanotubos.
94
A Tabela 4.8 resume os dados dos parâmetros eletroquímicos do sistema que foram
obtidos por meio do ajuste dos circuitos elétricos equivalentes da Figura 4.26 aos resultados
experimentais de impedância para a liga Ti-35Nb-4Zr com e sem nanotubos após 1 hora de
imersão em solução 0,9%.NaCl.
Tabela 4.8: Valores dos parâmetros eletroquímicos do sistema obtidos através do software
NOVA® de análise de espectroscopia de impedância eletroquímica para a liga Ti35Nb4Zr
com e sem nanotubos após 1 hora de imersão em solução de NaCl 0,9%.
Elemento do
circuito
Materiais
Ti35Nb4Zr s/ NT Ti35Nb4Zr c/ NT
Valor Valor
RS (Ω.cm-2
) 111 111
R1 (kΩ.cm-2
) 528 2,30
CPE1 (μF.cm-2
.sn) 60,0 10,7
n1 0,90 0,93
R2 (kΩ.cm-2
) − 15,3
CPE2 (μF.cm-2
.sn) − 1,55
n2 − 0,86
χ2 6,1E
-3 1,8E
-3
A análise dos dados gerou valores de qui-quadrado (χ2) da ordem de 10
-3, os quais
indicaram excelente concordância entre os valores experimentais e os valores simulados a
partir dos modelos de circuito elétrico testados. Os valores do parâmetro n obtidos foram
próximos de um, o que indica uma interface de capacitância quase ideal, situação que ocorre
quando n = 1.
Valores idênticos de RS foram obtidos como esperado já que o eletrólito utilizado foi o
mesmo para ambas condições e a posição dos eletrodos no sistema não variou. Os altos
valores de resistência da base dos nanotubos e os baixos valores de resistência da parede dos
nanotubos são indicativos de que a proteção à corrosão é predominantemente fornecida pela
camada barreira na condição com superfície nanotubular.
Considerando a superfície nanotubular, os valores que representam o comportamento
capacitivo são da ordem de μF.cm-2
.sn tanto para a base, quanto para a parede dos nanotubos,
sugerindo que o filme de passivação é fino. Em adição, os valores mais elevados de CPE1 em
comparação com CPE2 podem indicar que a camada barreira de óxido interna é mais espessa
em comparação a altura da parede dos nanotubos.
Ainda em relação à superfície nanotubular do sistema após a anodização, o filme de
óxido formado na liga de titânio apresenta uma estrutura composta por uma camada tipo
95
barreira, com elevada resistência, e outra camada externa mais porosa representada pela
parede dos nanotubos, com menor resistência. Esta estrutura está representada
esquematicamente na Figura 4.30.
Figura 4.30: Representação esquemática dos nanotubos de óxido de titânio formados na
superfície da liga de titânio.
A camada externa, representada pela parede dos nanotubos, está relacionada com a
biocompatibilidade das ligas de titânio (ASSIS et al., 2008), sendo caracterizada por sua
morfologia não regular e presença de tubos nanométricos, nos quais pode haver incorporação
de espécies do eletrólito nas vacâncias disponíveis, o que pode provocar modificações na
camada dielétrica e na espessura do filme, e como consequência direta, afetar a resistência à
passagem de corrente pelas paredes dos nanotubos (R1) e também, a capacitância representada
pelo elemento de fase constante (CPE1) (MARTINS, 2007).
A camada barreira interna, representada pela base dos nanotubos, é responsável
diretamente pela elevada resistência à corrosão apresentada pelas ligas de titânio modificadas
superficialmente pela técnica de anodização. Os componentes do circuito elétrico, CPE2 e R2
estão associados com esta camada e representam a capacitância e a resistência da camada
barreira respectivamente. A primeira variável age impedindo o processo de corrosão no
material, caracterizando os diagramas de Bode pelos elevados ângulos de fase na região de
baixa frequência e a segunda variável age impedindo a passagem de espécies
eletroquimicamente ativas e portanto, impedindo a passagem de corrente elétrica (ASSIS et
al., 2008).
96
97
5. CONCLUSÕES E SUGESTÕES PARA TRABALHOS
FUTUROS
5.1. Conclusões
A preparação de ligas Ti-Nb-Zr em forno a arco mostrou-se eficaz na obtenção de
ligas homogêneas quimicamente. A aplicação de tratamentos termomecânicos de
homogeneização, conformação plástica e recristalização resultou em nítidas alterações
microestruturais. Foi observado que tais microestruturas são sensíveis à composição química
da liga e ao tratamento térmico efetuado. É possível notar a presença de agulhas da fase
martensítica combinada a matriz de fase β na liga Ti-35Nb-2Zr. Porém, constatou-se na liga
Ti-35Nb-4Zr que a fração volumétrica da fase martensítica α” é suprimida com o aumento do
teor de Zr, havendo a presença majoritária da fase β. Esta situação está associada ao aumento
da estabilidade da fase β ocasionado pela adição de Zr combinado com Nb dado o efeito β-
estabilizador, diminuindo a temperatura de início de transformação martensítica.
Atendendo à proposição inicial deste trabalho, a partir dos resultados expostos, é
possível concluir que através do método experimental proposto, foi possível obter nanotubos
de dióxido de titânio (TiO2) com diferentes morfologias (diâmetro interno, diâmetro externo,
espessura da parede e comprimento dos tubos) por meio da alteração dos parâmetros do
processo (tipo e concentração do eletrólito e tempo de anodização).
Com relação às técnicas de caracterização superficial utilizadas neste trabalho, pode-
se concluir que elas se mostraram satisfatórias em relação à avaliação da morfologia das
nanoestruturas formadas, assim como da composição química e rugosidade.
A composição química do filme fino nanoestruturado depositado sobre o substrato
indicou a presença dos óxidos de Zr e Nb em conjunto com o óxido de titânio, os quais
apresentam propriedades de dissolução química distintas no sistema, assim influenciando na
dimensão da camada de nanotubos.
A rugosidade é função das transformações de fase do dióxido de titânio, sendo maior
para a situação em que há mistura das estruturas anatase/rutilo em relação a presença estrita
da fase anatase, a qual apresenta, por sua vez, rugosidade maior que a estrutura amorfo do
TiO2.
98
A transformação de fase do dióxido de titânio amorfo em estrutura cristalina anatase
inicia-se na temperatura de 400 °C para a liga Ti-35Nb-2Zr e em 440°C para a liga Ti-35Nb-
4Zr, sendo esta a estrutura cristalina exclusiva nestas temperaturas. Quando a temperatura do
tratamento térmico aumentou, as amplitudes de pico da estrutura cristalina de anatase
diminuíram enquanto as amplitudes de pico da estrutura cristalina de rutilo tiveram um efeito
inverso e a mistura igualitária das fases anatase e rutilo pode ser admitida a 650 ºC por 1 hora.
Em adição, os tratamentos térmicos influenciaram a microestrutura das ligas e,
consequentemente, suas propriedades mecânicas.
O efeito do tempo de cristalização também influenciou na transformação de fase do
TiO2. Houve um aumento da fração volumétrica das estruturas cristalinas do TiO2, indicado
pela intensidade dos picos de anatase e rutilo.
As ligas Ti-35Nb-4Zr exibiram elevada resistência à corrosão, sendo que as ligas com
superfícies nanotubulares podem ter uma morfologia superficial muito estável em fluidos
corpóreos com alta resistência a corrosão devido à camada de óxido nanotubular.
5.2. Sugestões para trabalhos futuros
Os resultados alcançados neste estudo sugerem a continuação através dos seguintes
trabalhos:
-Espectroscopia de impedância eletroquímica das ligas anodizadas e tratadas termicamente
nas temperaturas de cristalização anatase e mistura anatase+rutilo;
-Estudo da composição química do filme fino passivo das ligas anodizadas e tratadas
termicamente;
-Análise da morfologia dos nanotubos após tratamentos térmicos de cristalização;
-Estudos in-vivo e in-vivo do efeito da biocompatibilidade de nanotubos de TiO2 sobre as ligas
Ti-35Nb-2Zr e Ti-35Nb-4Zr
99
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